JP3359007B2 - 酸化物分散強化鋼 - Google Patents
酸化物分散強化鋼Info
- Publication number
- JP3359007B2 JP3359007B2 JP22102999A JP22102999A JP3359007B2 JP 3359007 B2 JP3359007 B2 JP 3359007B2 JP 22102999 A JP22102999 A JP 22102999A JP 22102999 A JP22102999 A JP 22102999A JP 3359007 B2 JP3359007 B2 JP 3359007B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- weight
- powder
- oxide dispersion
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、多軸応力下でも優
れたクリープ強度を有する酸化物分散強化鋼に関する。
れたクリープ強度を有する酸化物分散強化鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より、高温強度が優れた酸化物分散
強化鋼を製造する方法として、メカニカルアロイングを
使用した方法が知られている。この方法においてはＦ
ｅ、Ｃｒ等を含んだ鋼の原料粉末とＴｈＯ2 、Ｙ2 Ｏ3
等の酸化物粉末もしくは酸化してＴｈＯ2 、Ｙ2 Ｏ3 等
の酸化物を形成する金属の粉末と、場合によってはＴｉ
粉末を混合したものをアトライタや振動ミルなどの高エ
ネルギーボールミルにかけて大きな塑性変形、粉砕、混
合、再結合といった加工を加える。この工程をメカニカ
ルアロイングと称している。メカニカルアロイングを施
した粉（以下、メカニカルアロイング粉と称する）は、
軟鋼のカプセルに真空封入し、熱間静水圧成形（以下、
ＨＩＰと称する）や熱間押出しといった公知の熱間成形
技術によりバルク体とする。酸化物はこの一連の工程に
おいて、鋼内に微細かつ均一に分散する。
強化鋼を製造する方法として、メカニカルアロイングを
使用した方法が知られている。この方法においてはＦ
ｅ、Ｃｒ等を含んだ鋼の原料粉末とＴｈＯ2 、Ｙ2 Ｏ3
等の酸化物粉末もしくは酸化してＴｈＯ2 、Ｙ2 Ｏ3 等
の酸化物を形成する金属の粉末と、場合によってはＴｉ
粉末を混合したものをアトライタや振動ミルなどの高エ
ネルギーボールミルにかけて大きな塑性変形、粉砕、混
合、再結合といった加工を加える。この工程をメカニカ
ルアロイングと称している。メカニカルアロイングを施
した粉（以下、メカニカルアロイング粉と称する）は、
軟鋼のカプセルに真空封入し、熱間静水圧成形（以下、
ＨＩＰと称する）や熱間押出しといった公知の熱間成形
技術によりバルク体とする。酸化物はこの一連の工程に
おいて、鋼内に微細かつ均一に分散する。
【０００３】メカニカルアロイングを経て作製される酸
化物分散強化鋼は、優れた単軸のクリープ強度を示す。
しかし、高温のプラント内で使用する場合は多軸応力環
境で使用することを考慮せねばならいことが多いが、従
来の酸化物分散強化鋼の多軸応力環境下でのクリープ強
度は単軸のクリープ強度と比較して弱く、短時間で破断
してしまうという問題がある。具体的には、通常のクリ
ープ破断試験に対して、平行部の丸棒の箇所にＶ形やＵ
形の切欠き円周溝を加え、切欠き底の円形の断面に一定
の荷重を加え破断時間を調べる切欠きクリープ破断試験
では、多軸応力環境が実現でき、この切欠きクリープ破
断試験では従来の酸化物分散強化鋼は短時間で破断す
る。このような多軸応力下での破断を防止するため、酸
化物分散強化鋼の再結晶化が検討されている。再結晶化
の温度は母相合金鋼の成分組成等によって変化するが、
高温で再結晶化すると微細に分散した酸化物の粗大化が
生じてクリープ特性が劣化するので、できるだけ低温で
再結晶化するのが望ましい。
化物分散強化鋼は、優れた単軸のクリープ強度を示す。
しかし、高温のプラント内で使用する場合は多軸応力環
境で使用することを考慮せねばならいことが多いが、従
来の酸化物分散強化鋼の多軸応力環境下でのクリープ強
度は単軸のクリープ強度と比較して弱く、短時間で破断
してしまうという問題がある。具体的には、通常のクリ
ープ破断試験に対して、平行部の丸棒の箇所にＶ形やＵ
形の切欠き円周溝を加え、切欠き底の円形の断面に一定
の荷重を加え破断時間を調べる切欠きクリープ破断試験
では、多軸応力環境が実現でき、この切欠きクリープ破
断試験では従来の酸化物分散強化鋼は短時間で破断す
る。このような多軸応力下での破断を防止するため、酸
化物分散強化鋼の再結晶化が検討されている。再結晶化
の温度は母相合金鋼の成分組成等によって変化するが、
高温で再結晶化すると微細に分散した酸化物の粗大化が
生じてクリープ特性が劣化するので、できるだけ低温で
再結晶化するのが望ましい。
【０００４】特開平８−２２５８９１号公報には、酸化
物分散強化鋼を１３００℃以下で再結晶化させることに
より、多軸応力下に相当する内圧クリープを改善せしめ
た酸化物分散強化鋼及びその製造方法が提案されてい
る。前記公開公報によると、重量％で、Ｃｒ：７〜１８
％、（１／２Ｗ＋Ｍｏ）：０．１〜３％、Ｔｉ：０．１
０〜１．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるＦｅ
−Ｃｒを主体とするフェライト系金属母相内にイットリ
ア（Ｙ2 Ｏ3 ）を分散させた酸化物分散強化型フェライ
ト鋼において、イットリアと過剰酸素量（ Excess Ｏ）
が、０．１０重量％＜Ｙ2 Ｏ3 ≦０．３０重量％、０．
０３重量％≦Excess Ｏ≦０．１５重量％、 Excess Ｏ
≦０．２５−０．５×Ｙ2 Ｏ3 重量％の範囲にあること
が、１３００℃以下で再結晶組織を付与せしめるのに必
要であることが示されている。ここで、過剰酸素量とは
酸化物分散強化鋼中の全酸素量（Total Ｏ）からＹ2 Ｏ
3 としてイットリウム（Ｙ）と結合している酸素（Ｏ i
n Ｙ2 Ｏ3 ）を計算上除いた酸素量（〔 Excess Ｏ〕＝
〔Total Ｏ〕−〔Ｏ inＹ2 Ｏ3 〕）である。過剰酸素
量は、酸化物以外の原料中に含まれる酸素やプロセス過
程で混入した酸素を反映したものと判断される。実際
に、例えばＣｒを１２重量％含むＳＵＳ４１０Ｌ鋼の粉
の中には酸素が含まれる。特に、大量生産に適し低コス
トの水アトマイズ法によるＳＵＳ４１０Ｌ鋼の粉には、
酸素が約０．２重量％含まれており、酸素を０．１５重
量％以下にすることは非常に困難である。一方、高コス
トのガスアトマイズ法によるＳＵＳ４１０Ｌ鋼の粉は、
酸素含有量が少なく容易に０．１重量％以下にすること
ができる。
物分散強化鋼を１３００℃以下で再結晶化させることに
より、多軸応力下に相当する内圧クリープを改善せしめ
た酸化物分散強化鋼及びその製造方法が提案されてい
る。前記公開公報によると、重量％で、Ｃｒ：７〜１８
％、（１／２Ｗ＋Ｍｏ）：０．１〜３％、Ｔｉ：０．１
０〜１．０％、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなるＦｅ
−Ｃｒを主体とするフェライト系金属母相内にイットリ
ア（Ｙ2 Ｏ3 ）を分散させた酸化物分散強化型フェライ
ト鋼において、イットリアと過剰酸素量（ Excess Ｏ）
が、０．１０重量％＜Ｙ2 Ｏ3 ≦０．３０重量％、０．
０３重量％≦Excess Ｏ≦０．１５重量％、 Excess Ｏ
≦０．２５−０．５×Ｙ2 Ｏ3 重量％の範囲にあること
が、１３００℃以下で再結晶組織を付与せしめるのに必
要であることが示されている。ここで、過剰酸素量とは
酸化物分散強化鋼中の全酸素量（Total Ｏ）からＹ2 Ｏ
3 としてイットリウム（Ｙ）と結合している酸素（Ｏ i
n Ｙ2 Ｏ3 ）を計算上除いた酸素量（〔 Excess Ｏ〕＝
〔Total Ｏ〕−〔Ｏ inＹ2 Ｏ3 〕）である。過剰酸素
量は、酸化物以外の原料中に含まれる酸素やプロセス過
程で混入した酸素を反映したものと判断される。実際
に、例えばＣｒを１２重量％含むＳＵＳ４１０Ｌ鋼の粉
の中には酸素が含まれる。特に、大量生産に適し低コス
トの水アトマイズ法によるＳＵＳ４１０Ｌ鋼の粉には、
酸素が約０．２重量％含まれており、酸素を０．１５重
量％以下にすることは非常に困難である。一方、高コス
トのガスアトマイズ法によるＳＵＳ４１０Ｌ鋼の粉は、
酸素含有量が少なく容易に０．１重量％以下にすること
ができる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】前記特開平８−２２５
８９１号公報の方法によれば、酸化物分散強化鋼を再結
晶せしめるには過剰酸素量は０．１５重量％以下にせね
ばならないが、そのためには原料の鋼粉末はガスアトマ
イズ粉を使用せざるを得ない。その結果、酸化物分散強
化鋼の材料コストは高コストとなる。本発明は、低コス
トの水アトマイズ法によるＳＵＳ４１０Ｌ鋼のように酸
素を０．１５重量％より多く含む鋼粉末を使用しても、
１３００℃以下で再結晶でき、多軸応力下でも優れたク
リープ特性を有する酸化物分散強化鋼を提供することを
目的とする。
８９１号公報の方法によれば、酸化物分散強化鋼を再結
晶せしめるには過剰酸素量は０．１５重量％以下にせね
ばならないが、そのためには原料の鋼粉末はガスアトマ
イズ粉を使用せざるを得ない。その結果、酸化物分散強
化鋼の材料コストは高コストとなる。本発明は、低コス
トの水アトマイズ法によるＳＵＳ４１０Ｌ鋼のように酸
素を０．１５重量％より多く含む鋼粉末を使用しても、
１３００℃以下で再結晶でき、多軸応力下でも優れたク
リープ特性を有する酸化物分散強化鋼を提供することを
目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は重量％でＣｒ：
８〜１８％、（１／２・Ｗ＋Ｍｏ）：０．１〜１．５％
（ただし、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｗ：０〜２．８
％）、Ｔｉ：１．５〜２．５％、Ｙ：０．１２〜０．３
２％、Ｏ：０．１８〜０．４０％、残部がＦｅ及び不可
避不純物から構成される合金鋼であって、母相中に０．
４３〜１．０重量％の酸化物が分散しており、かつ再結
晶化組織を有することを特徴とする酸化物分散強化鋼で
ある。
８〜１８％、（１／２・Ｗ＋Ｍｏ）：０．１〜１．５％
（ただし、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｗ：０〜２．８
％）、Ｔｉ：１．５〜２．５％、Ｙ：０．１２〜０．３
２％、Ｏ：０．１８〜０．４０％、残部がＦｅ及び不可
避不純物から構成される合金鋼であって、母相中に０．
４３〜１．０重量％の酸化物が分散しており、かつ再結
晶化組織を有することを特徴とする酸化物分散強化鋼で
ある。
【０００７】
【発明の実施の形態】本発明の特徴は、前記の特開平８
−２２５８９１号公報のような従来技術では、帰属母相
中の過剰酸素量を低下させることで１３００℃以下で再
結晶化を実現しているが、本発明ではメカニカルアロイ
ングの際にＴｉ粉として添加するＴｉの量が従来技術で
は１重量％以下であったところを、１．５〜２．５重量
％に増やすことにより、酸素が０．１５〜０．３２重量
％の鋼粉末原料を用いても、１３００℃以下での再結晶
を可能とし、多軸応力下での優れたクリープ特性を示す
酸化物分散強化鋼としたことにある。
−２２５８９１号公報のような従来技術では、帰属母相
中の過剰酸素量を低下させることで１３００℃以下で再
結晶化を実現しているが、本発明ではメカニカルアロイ
ングの際にＴｉ粉として添加するＴｉの量が従来技術で
は１重量％以下であったところを、１．５〜２．５重量
％に増やすことにより、酸素が０．１５〜０．３２重量
％の鋼粉末原料を用いても、１３００℃以下での再結晶
を可能とし、多軸応力下での優れたクリープ特性を示す
酸化物分散強化鋼としたことにある。
【０００８】本発明に係る酸化物分散強化鋼（以下、Ｏ
ＤＳ鋼：Oxide Dispersion Strengthened Steel と称す
る場合もある）における成分組成の限定理由は次のとお
りである。Ｃｒは、鋼材の使用時間にもよるが、本発明
に係るＯＤＳ鋼の優れたクリープ特性を利用する６００
℃以上の高温での使用に際し、十分な耐酸化性を付与す
る上で８重量％以上必要である。しかしながら、使用温
度履歴に依存する部分もあるが、Ｃｒを過剰に添加する
と長時間使用により脆化するため、Ｃｒ添加は１８重量
％以下とした。
ＤＳ鋼：Oxide Dispersion Strengthened Steel と称す
る場合もある）における成分組成の限定理由は次のとお
りである。Ｃｒは、鋼材の使用時間にもよるが、本発明
に係るＯＤＳ鋼の優れたクリープ特性を利用する６００
℃以上の高温での使用に際し、十分な耐酸化性を付与す
る上で８重量％以上必要である。しかしながら、使用温
度履歴に依存する部分もあるが、Ｃｒを過剰に添加する
と長時間使用により脆化するため、Ｃｒ添加は１８重量
％以下とした。
【０００９】Ｍｏは固溶強化元素として作用させるため
には０．１重量％以上添加する必要があるが、過剰の添
加により脆化するため最大でも１．５重量％とする。Ｗ
は、Ｍｏと同様の固溶強化元素であり、Ｍｏと複合添加
することで優れた固溶強化効果を示す。ただし、過剰に
添加すると脆化するのでＷの添加量は最大で２．８重量
％とし、（１／２・Ｗ＋Ｍｏ）の含有量は０．１〜１．
５重量％とする。特にＷが１．５〜２．８重量％でかつ
（１／２・Ｗ＋Ｍｏ）が１〜１．５重量％の領域におい
て、ＷとＭｏの複合添加がＭｏ単独添加と比べて有為な
効果を生み出す。
には０．１重量％以上添加する必要があるが、過剰の添
加により脆化するため最大でも１．５重量％とする。Ｗ
は、Ｍｏと同様の固溶強化元素であり、Ｍｏと複合添加
することで優れた固溶強化効果を示す。ただし、過剰に
添加すると脆化するのでＷの添加量は最大で２．８重量
％とし、（１／２・Ｗ＋Ｍｏ）の含有量は０．１〜１．
５重量％とする。特にＷが１．５〜２．８重量％でかつ
（１／２・Ｗ＋Ｍｏ）が１〜１．５重量％の領域におい
て、ＷとＭｏの複合添加がＭｏ単独添加と比べて有為な
効果を生み出す。
【００１０】なお、本発明に係るＯＳＤ鋼中には不可避
不純物として、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃが含まれる。これ
らの元素は、鋼粉末作製過程やメカニカルアロイングの
際に混入する。Ｍｎ、Ｓｉは鋼粉末作製過程で脱酸剤と
して添加され、過剰の存在は室温での靭性や高温での強
度に悪影響を及ぼすため、Ｍｎは０．３重量％以下、Ｓ
ｉは１．０重量％以下とするのが好ましい。Ｎｉは、鋼
粉末作製過程やメカニカルアロイングの際に混入し、ク
リープ強度に悪影響を及ぼすため０．２重量％以下とす
るのが好ましい。Ｃは原料の合金鋼粉末を作製する過程
やメカニカルアロイングなどの製造過程で不可避不純物
的に含まれ、過剰の存在は酸化物の微細分散に悪影響を
及ぼすため０．０４重量％以下とする。
不純物として、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃが含まれる。これ
らの元素は、鋼粉末作製過程やメカニカルアロイングの
際に混入する。Ｍｎ、Ｓｉは鋼粉末作製過程で脱酸剤と
して添加され、過剰の存在は室温での靭性や高温での強
度に悪影響を及ぼすため、Ｍｎは０．３重量％以下、Ｓ
ｉは１．０重量％以下とするのが好ましい。Ｎｉは、鋼
粉末作製過程やメカニカルアロイングの際に混入し、ク
リープ強度に悪影響を及ぼすため０．２重量％以下とす
るのが好ましい。Ｃは原料の合金鋼粉末を作製する過程
やメカニカルアロイングなどの製造過程で不可避不純物
的に含まれ、過剰の存在は酸化物の微細分散に悪影響を
及ぼすため０．０４重量％以下とする。
【００１１】Ｔｉは、主にメカニカルアロイングの際に
添加されるもので、メカニカルアロイングの過程で、鋼
粉末原料に固溶していくと考えられる。そして、メカニ
カルアロイング過程で作製されたメカニカルアロイング
粉末を熱間押出しやＨＩＰで熱間成形してバルク体とし
て酸化物分散鋼を作製する際に、メカニカルアロイング
粉中の酸素と結びつき酸化物ＴｉＯ2 を形成したり、同
様にメカニカルアロイング粉中の酸素及びＹと結びつき
Ｙ2 Ｔｉ2 Ｏ7 を形成する。Ｙ2 Ｔｉ2 Ｏ7 は鋼中に微
細に分散し、酸化物分散強化鋼の優れたクリープ強度を
発現せしめる。鋼粉末原料中のＯ（酸素）量が０．１５
〜０．３２重量％で、かつメカニカルアロイングの際に
添加するＹ2 Ｏ3 粉の量が０．１５〜０．４０重量％の
場合、１３００℃以下で再結晶化組織を得るには、Ｔｉ
は１．５重量％以上必要である。しかしながら、過剰に
存在すると脆化するため最大で２．５重量％とする。
添加されるもので、メカニカルアロイングの過程で、鋼
粉末原料に固溶していくと考えられる。そして、メカニ
カルアロイング過程で作製されたメカニカルアロイング
粉末を熱間押出しやＨＩＰで熱間成形してバルク体とし
て酸化物分散鋼を作製する際に、メカニカルアロイング
粉中の酸素と結びつき酸化物ＴｉＯ2 を形成したり、同
様にメカニカルアロイング粉中の酸素及びＹと結びつき
Ｙ2 Ｔｉ2 Ｏ7 を形成する。Ｙ2 Ｔｉ2 Ｏ7 は鋼中に微
細に分散し、酸化物分散強化鋼の優れたクリープ強度を
発現せしめる。鋼粉末原料中のＯ（酸素）量が０．１５
〜０．３２重量％で、かつメカニカルアロイングの際に
添加するＹ2 Ｏ3 粉の量が０．１５〜０．４０重量％の
場合、１３００℃以下で再結晶化組織を得るには、Ｔｉ
は１．５重量％以上必要である。しかしながら、過剰に
存在すると脆化するため最大で２．５重量％とする。
【００１２】Ｙは、メカニカルアロイングの際にＹ2 Ｏ
3 として添加され、メカニカルアロイングの過程で、鋼
粉末原料に固溶していく。メカニカルアロイング過程で
作製されたメカニカルアロイング粉末を熱間押出しやＨ
ＩＰで熱間成形して酸化物分散鋼を作製する際に、メカ
ニカルアロイング粉中の酸素やＴｉと結びつき酸化物Ｙ
2 Ｔｉ2 Ｏ7 を形成する。この酸化物は鋼中に微細に分
散し、酸化物分散強化鋼の優れたクリープ強度を発現せ
しめる。その効果を発揮するには、Ｙの添加量は０．１
２重量％以上である必要がある。しかし、過剰に添加し
た場合、１３００℃以下で再結晶化できなくなるため、
０．３２重量％以下にする必要がある。
3 として添加され、メカニカルアロイングの過程で、鋼
粉末原料に固溶していく。メカニカルアロイング過程で
作製されたメカニカルアロイング粉末を熱間押出しやＨ
ＩＰで熱間成形して酸化物分散鋼を作製する際に、メカ
ニカルアロイング粉中の酸素やＴｉと結びつき酸化物Ｙ
2 Ｔｉ2 Ｏ7 を形成する。この酸化物は鋼中に微細に分
散し、酸化物分散強化鋼の優れたクリープ強度を発現せ
しめる。その効果を発揮するには、Ｙの添加量は０．１
２重量％以上である必要がある。しかし、過剰に添加し
た場合、１３００℃以下で再結晶化できなくなるため、
０．３２重量％以下にする必要がある。
【００１３】酸化物分散強化鋼中のＯは、水アトマイズ
法による低コスト鋼粉末原料中のＯと、メカニカルアロ
イングの際に添加されるＹ2 Ｏ3 粉末のＯと、作製過程
中に混入するＯとに由来する。酸化物分散鋼中のＯは、
熱力学的平衡状態を考慮すると、大半は酸化物として析
出し、母相中に固溶するＯは極微量ではあると考えられ
る。作製過程での酸素の混入を最小限に小さくしても、
酸化物分散鋼中の酸素は、鋼粉末原料中の酸素とＹ2 Ｏ
3 粉末中の酸素量との和より下回ることはなく、０．１
８重量％以上となる。Ｏが過剰に存在する場合、すなわ
ち酸化物が過剰に存在する場合、再結晶化できなくなる
ため、Ｏは０．４０重量％以下とする。
法による低コスト鋼粉末原料中のＯと、メカニカルアロ
イングの際に添加されるＹ2 Ｏ3 粉末のＯと、作製過程
中に混入するＯとに由来する。酸化物分散鋼中のＯは、
熱力学的平衡状態を考慮すると、大半は酸化物として析
出し、母相中に固溶するＯは極微量ではあると考えられ
る。作製過程での酸素の混入を最小限に小さくしても、
酸化物分散鋼中の酸素は、鋼粉末原料中の酸素とＹ2 Ｏ
3 粉末中の酸素量との和より下回ることはなく、０．１
８重量％以上となる。Ｏが過剰に存在する場合、すなわ
ち酸化物が過剰に存在する場合、再結晶化できなくなる
ため、Ｏは０．４０重量％以下とする。
【００１４】上記のような成分組成の酸化物分散強化鋼
は、まず通常メカニカルアロイング及びそれに続く熱間
加工によって作製される。この過程で形成される酸化物
分散強化鋼の結晶粒は微細で、その平均結晶粒径は１〜
数μｍ又はそれ以下となる。また、酸化物Ｙ2 Ｔｉ2 Ｏ
7 粒子の平均粒径は数〜数十ｎｍ程度である。この酸化
物分散強化鋼は、単軸応力下で優れたクリープ特性を示
すが、切欠きクリープといった多軸応力下におけるクリ
ープ特性は極めて劣悪である。一方、この酸化物分散強
化鋼に対して、圧延などにより冷間加工を加え、さらに
１３００℃以下の熱処理を施すことにより再結晶組織を
形成することで、切欠きクリープといった多軸応力環境
でも優れたクリープ特性を示すようになる。再結晶化の
条件は、酸化物分散鋼に付与するクリープ特性、強度特
性、延性などによって、種々の条件が考えられる。高い
温度で再結晶化すると、微細分散した酸化物の粗大化が
生じて、クリープ特性が劣悪となる。このため、再結晶
化温度としては、１３００℃以下の熱処理が必要であ
り、１２００℃以下が好ましい。
は、まず通常メカニカルアロイング及びそれに続く熱間
加工によって作製される。この過程で形成される酸化物
分散強化鋼の結晶粒は微細で、その平均結晶粒径は１〜
数μｍ又はそれ以下となる。また、酸化物Ｙ2 Ｔｉ2 Ｏ
7 粒子の平均粒径は数〜数十ｎｍ程度である。この酸化
物分散強化鋼は、単軸応力下で優れたクリープ特性を示
すが、切欠きクリープといった多軸応力下におけるクリ
ープ特性は極めて劣悪である。一方、この酸化物分散強
化鋼に対して、圧延などにより冷間加工を加え、さらに
１３００℃以下の熱処理を施すことにより再結晶組織を
形成することで、切欠きクリープといった多軸応力環境
でも優れたクリープ特性を示すようになる。再結晶化の
条件は、酸化物分散鋼に付与するクリープ特性、強度特
性、延性などによって、種々の条件が考えられる。高い
温度で再結晶化すると、微細分散した酸化物の粗大化が
生じて、クリープ特性が劣悪となる。このため、再結晶
化温度としては、１３００℃以下の熱処理が必要であ
り、１２００℃以下が好ましい。
【００１５】
【実施例】以下、実施例により本発明をさらに具体的に
説明する。 （実施例）表１に示す組成の鋼粉末に、表１に示す所定
量のＹ2 Ｏ3 粉末とＴｉ粉末を添加して混合したもの
を、鋼球とともに振動ミル用ステンレス製ポットに入
れ、ポット内をロータリーポンプで真空にし、純度９
９．９９９５％のＡｒガスを導入した。さらにもう一度
ポット内をロータリーポンプで真空にして前記と同じＡ
ｒガスを導入した。このポットを６０時間振動ミルにか
け、メカニカルアロイングを施した。このメカニカルア
ロイングにより作製した粉（以下、メカニカルアロイン
グ粉）を軟鋼カプセルに真空封入して、１１００℃に加
熱して熱間押出し成形を行って、ＯＤＳ鋼を作製した。
作製したＯＤＳ鋼の組成を表２に示す。なお、電子プロ
ーブマイクロアナライザにより、作製したＯＤＳ鋼には
表２に示した元素以外に不可避不純物としてＣ（０．０
４重量％以下）、Ｓｉ（１．０重量％以下）、Ｍｎ
（０．３重量％以下）、Ｎｉ（０．２重量％以下）が存
在していることを確認した。
説明する。 （実施例）表１に示す組成の鋼粉末に、表１に示す所定
量のＹ2 Ｏ3 粉末とＴｉ粉末を添加して混合したもの
を、鋼球とともに振動ミル用ステンレス製ポットに入
れ、ポット内をロータリーポンプで真空にし、純度９
９．９９９５％のＡｒガスを導入した。さらにもう一度
ポット内をロータリーポンプで真空にして前記と同じＡ
ｒガスを導入した。このポットを６０時間振動ミルにか
け、メカニカルアロイングを施した。このメカニカルア
ロイングにより作製した粉（以下、メカニカルアロイン
グ粉）を軟鋼カプセルに真空封入して、１１００℃に加
熱して熱間押出し成形を行って、ＯＤＳ鋼を作製した。
作製したＯＤＳ鋼の組成を表２に示す。なお、電子プロ
ーブマイクロアナライザにより、作製したＯＤＳ鋼には
表２に示した元素以外に不可避不純物としてＣ（０．０
４重量％以下）、Ｓｉ（１．０重量％以下）、Ｍｎ
（０．３重量％以下）、Ｎｉ（０．２重量％以下）が存
在していることを確認した。
【００１６】（比較例）表３に示す組成の鋼粉末に、表
３に示す所定量のＹ2 Ｏ3 粉末、Ｔｉ粉末及びＦｅ2 Ｏ
3 粉末を添加して、実施例と同様の手順により比較用Ｏ
ＤＳ鋼を作製した。Ｆｅ2 Ｏ3 粉末は通常、ＯＤＳ鋼作
製時には添加しないが、ＯＤＳ鋼中のＯ量の影響を調査
するために添加した。その比較用ＯＤＳ鋼の組成を表４
に示す。なお、電子プローブマイクロアナライザによ
り、作製した比較用ＯＤＳ鋼にも不可避不純物としてＣ
（０．０４重量％以下）、Ｓｉ（１．０重量％以下）、
Ｍｎ（０．３重量％以下）、Ｎｉ（０．２重量％以下）
の存在していることを確認した。
３に示す所定量のＹ2 Ｏ3 粉末、Ｔｉ粉末及びＦｅ2 Ｏ
3 粉末を添加して、実施例と同様の手順により比較用Ｏ
ＤＳ鋼を作製した。Ｆｅ2 Ｏ3 粉末は通常、ＯＤＳ鋼作
製時には添加しないが、ＯＤＳ鋼中のＯ量の影響を調査
するために添加した。その比較用ＯＤＳ鋼の組成を表４
に示す。なお、電子プローブマイクロアナライザによ
り、作製した比較用ＯＤＳ鋼にも不可避不純物としてＣ
（０．０４重量％以下）、Ｓｉ（１．０重量％以下）、
Ｍｎ（０．３重量％以下）、Ｎｉ（０．２重量％以下）
の存在していることを確認した。
【００１７】上記実施例及び比較例で作製した全てのＯ
ＤＳ鋼は、押出し方向に対して結晶が伸びており、押出
し方向に直行する方向の結晶の大きさの平均値は２μｍ
以下であった。これらＯＤＳ鋼に加工率５０〜６０％の
冷間加工を加え、１３００℃以下の範囲で熱処理を加え
て再結晶化を調査したところ、本発明鋼（表２の鋼種１
〜１６）は全て、押出し方向に直行する方向の結晶の大
きさの平均値が５μｍ以上となり、再結晶化していた。
一方、比較用のＯＤＳ鋼は、Ｙを０．３９重量％含むＲ
１鋼、Ｏを０．４５重量％含むＲ２鋼及びＴｉが１．０
重量％のＲ３鋼のいずれも再結晶しなかった。
ＤＳ鋼は、押出し方向に対して結晶が伸びており、押出
し方向に直行する方向の結晶の大きさの平均値は２μｍ
以下であった。これらＯＤＳ鋼に加工率５０〜６０％の
冷間加工を加え、１３００℃以下の範囲で熱処理を加え
て再結晶化を調査したところ、本発明鋼（表２の鋼種１
〜１６）は全て、押出し方向に直行する方向の結晶の大
きさの平均値が５μｍ以上となり、再結晶化していた。
一方、比較用のＯＤＳ鋼は、Ｙを０．３９重量％含むＲ
１鋼、Ｏを０．４５重量％含むＲ２鋼及びＴｉが１．０
重量％のＲ３鋼のいずれも再結晶しなかった。
【００１８】
【表１】
【００１９】
【表２】
【００２０】
【表３】
【００２１】
【表４】
【００２２】鋼種７を加工率４０％の冷間加工を加え１
１５０℃の熱処理で再結晶化させたものと、鋼種７を熱
間押出しままの未再結晶のものを、６５０℃で切欠きク
リープ破断試験を行った。切欠きクリープ破断試験は、
切欠きがＶ形で開き角６０度、平滑部の直径と切欠き底
の直径の比は１．２、切欠き底の曲率は０．１２ｍｍ
で、負荷荷重は切欠き底を含む円の面積に２５ｋｇ／ｍ
ｍ2 を乗じた荷重とした。その結果、切欠きクリープ破
断時間は、本発明鋼は５０００時間経過中であり、一方
未再結晶の鋼種７はは約１００時間で破断した。したが
って、再結晶化したＯＤＳ鋼は多軸応力環境である切欠
きクリープ強度が優れていることがわかる。
１５０℃の熱処理で再結晶化させたものと、鋼種７を熱
間押出しままの未再結晶のものを、６５０℃で切欠きク
リープ破断試験を行った。切欠きクリープ破断試験は、
切欠きがＶ形で開き角６０度、平滑部の直径と切欠き底
の直径の比は１．２、切欠き底の曲率は０．１２ｍｍ
で、負荷荷重は切欠き底を含む円の面積に２５ｋｇ／ｍ
ｍ2 を乗じた荷重とした。その結果、切欠きクリープ破
断時間は、本発明鋼は５０００時間経過中であり、一方
未再結晶の鋼種７はは約１００時間で破断した。したが
って、再結晶化したＯＤＳ鋼は多軸応力環境である切欠
きクリープ強度が優れていることがわかる。
【００２３】
【発明の効果】本発明の酸化物分散強化鋼（ＯＤＳ鋼）
は、多軸応力下でも優れたクリープ特性を有するＯＤＳ
鋼であり、ディーゼルエンジン用排気ガス過給機翼をは
じめ高温プラントのボルトやナットなどの用途に好適な
ものである。また、本発明のＯＤＳ鋼は、低コストで得
られる酸素を０．１５重量％以上含む鋼粉末を使用して
も、１３００℃以下の温度での再結晶化処理で製造する
ことができるので、その工業的価値は極めて大きいもの
である。
は、多軸応力下でも優れたクリープ特性を有するＯＤＳ
鋼であり、ディーゼルエンジン用排気ガス過給機翼をは
じめ高温プラントのボルトやナットなどの用途に好適な
ものである。また、本発明のＯＤＳ鋼は、低コストで得
られる酸素を０．１５重量％以上含む鋼粉末を使用して
も、１３００℃以下の温度での再結晶化処理で製造する
ことができるので、その工業的価値は極めて大きいもの
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平11−92853（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−279287（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−3590（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−26737（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C22C 33/02 103
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％でＣｒ：８〜１８％、（１／２・
Ｗ＋Ｍｏ）：０．１〜１．５％（ただし、Ｍｏ：０．１
〜１．５％、Ｗ：０〜２．８％）、Ｔｉ：１．５〜２．
５％、Ｙ：０．１２〜０．３２％、Ｏ：０．１８〜０．
４０％、残部がＦｅ及び不可避不純物から構成される合
金鋼であって、母相中に０．４３〜１．０重量％の酸化
物が分散しており、かつ再結晶化組織を有することを特
徴とする酸化物分散強化鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22102999A JP3359007B2 (ja) | 1999-08-04 | 1999-08-04 | 酸化物分散強化鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22102999A JP3359007B2 (ja) | 1999-08-04 | 1999-08-04 | 酸化物分散強化鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001049396A JP2001049396A (ja) | 2001-02-20 |
| JP3359007B2 true JP3359007B2 (ja) | 2002-12-24 |
Family
ID=16760380
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22102999A Expired - Fee Related JP3359007B2 (ja) | 1999-08-04 | 1999-08-04 | 酸化物分散強化鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3359007B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AT8975U1 (de) * | 2006-02-27 | 2007-03-15 | Plansee Se | Poröser körper |
| CN105274440B (zh) * | 2015-11-20 | 2017-09-29 | 北京科技大学 | 一种氧化物弥散强化钢的制备方法及一种马氏体钢 |
| RU2707686C1 (ru) * | 2018-06-13 | 2019-11-28 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Российский университет транспорта (МИИТ)" РУТ (МИИТ) | Способ получения упрочняемого оксидами нанопорошков металлов композиционного материала на основе железа |
-
1999
- 1999-08-04 JP JP22102999A patent/JP3359007B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001049396A (ja) | 2001-02-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4075010A (en) | Dispersion strengthened ferritic alloy for use in liquid-metal fast breeder reactors (LMFBRS) | |
| JP3027200B2 (ja) | 耐酸化性低膨張合金 | |
| JP3395443B2 (ja) | 高クリープ強度チタン合金とその製造方法 | |
| US5846351A (en) | TiAl-based intermetallic compound alloys and processes for preparing the same | |
| US5741376A (en) | High temperature melting niobium-titanium-chromium-aluminum-silicon alloys | |
| JPH01312052A (ja) | 高モジュラスａ１合金 | |
| JPS62146202A (ja) | 機械的合金化方法 | |
| US5683523A (en) | Titanium alloy for super high vacuum vessels | |
| JPH0565584A (ja) | 高強度アルミニウム基合金粉末の製造方法 | |
| US20170260609A1 (en) | Precipitate strengthened nanostructured ferritic alloy and method of forming | |
| JPH01255632A (ja) | 常温靭性を有するＴｉ―Ａｌ系金属間化合物型鋳造合金 | |
| JP3359007B2 (ja) | 酸化物分散強化鋼 | |
| JPH0832934B2 (ja) | 金属間化合物の製法 | |
| JP4288821B2 (ja) | 高温強度に優れた低熱膨張Ｆｅ基耐熱合金 | |
| JPH05163542A (ja) | 耐熱チタン合金 | |
| RU2119846C1 (ru) | Способ получения материала на основе легированного интерметаллического соединения | |
| JPS599610B2 (ja) | 炉の構成要素に適する合金 | |
| US20010014404A1 (en) | Superplastic aluminum alloy and process of producing same | |
| JP2692340B2 (ja) | 酸化物分散強化型フェライト鋼 | |
| JPH11335771A (ja) | 酸化物分散強化鋼及びその製造方法 | |
| JPH04124236A (ja) | 耐酸化性に優れたＴｉＡｌ系金属間化合物 | |
| JP3252481B2 (ja) | 微細結晶粒を有するタングステン合金及びその製造方法 | |
| JP3582797B2 (ja) | 酸化物分散強化型合金の製造方法 | |
| JP3179095B2 (ja) | 内燃機関の動弁系部材 | |
| JP3425621B2 (ja) | Ｏ相基Ｔｉ−２２Ａｌ−２７Ｎｂ合金とその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20020910 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |