JP6753850B2 - 高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品 - Google Patents
高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6753850B2 JP6753850B2 JP2017527122A JP2017527122A JP6753850B2 JP 6753850 B2 JP6753850 B2 JP 6753850B2 JP 2017527122 A JP2017527122 A JP 2017527122A JP 2017527122 A JP2017527122 A JP 2017527122A JP 6753850 B2 JP6753850 B2 JP 6753850B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- thermal expansion
- strength
- low
- less
- alloy
- 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.)
- Active
Links
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明は、例えばタービンや高温で稼動するポンプなどの高温で用いられる精密機器用の複雑形状部品や大型部品に適用される、高温における強度が大きく、かつ熱膨張が小さい高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品に関する。
高温で稼動する各種機器の精度維持、向上を目的として適用される代表的な低熱膨張合金として、例えば非特許文献１に記載された、室温から４５０℃間の平均熱膨張係数が５．３×１０−６／℃である２９％Ｎｉ−１７％Ｃｏ−残部Ｆｅの合金（以下、コバール）があり、圧延材や鍛造材（以下、鋼材）が商品化・市販され、非特許文献２には、その特性例が示されている。
また、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．５〜３．５％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｍｇ：０．１％以下、Ｎｉ：２５〜４０％、Ｃｏ：０〜１５％を含有し、残部は実質的にＦｅの組成から成り、主相がオーステナイト相、相間がマルテンサイト相である高強度低熱膨張鋳鉄が提案されている。
さらに、特許文献２には、重量％で、Ｃ：０．０６〜０．５０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：２２．８〜２９．２％、Ｃｏ：９．３〜２０％で、ＮｉとＣｏの関係が５８−（５／３）Ｎｉ＜Ｃｏ≦８６．２５−（５／２）Ｎｉであり、残部は不純物を除きＦｅから成る組成で、オーステナイト相と加工誘起変態によって生じるマルテンサイト相を主相とする組織とした、ピアノ線に匹敵する引張強さと、３００℃程度の温度域まで低い熱膨張係数を有する高強度低熱膨張合金が提案されている。
[電気製鋼]、第４５巻、第３号「Fe-NiおよびFe-Ni-Co系封着合金」、P２０４〜２０５
日立金属株式会社ホームページ 製品情報、［平成２７年６月２２日検索、インターネット＜URL:http://www.hitachi-metals.co.jp/products/infr/ai/p10_02.html＞
非特許文献２に示されるように、コバールは、他の耐熱合金に比べ十分小さい高温熱膨張係数を有しているが、引張強さで劣っている。また、コバール製品は板材や棒材などの単純形状で提供されるため、精密装置に用いられる複雑形状品や大型部品は、切削加工や溶接組立てによって製作する必要がある。ところが、被削性および溶接性が低いため、多大の工数・費用を要するという問題がある。
特許文献１の合金は、適量のＣとＳｉを含有させ、コバールに比べて鋳造性が改善され、かつ組織中に黒鉛を分布しているため、被削性に優れ、室温強度も上回っている。しかし、特許文献１には、高温での熱膨張係数および強度に関する開示がなく、高温で十分な低熱膨張性および強度が得られるかどうか不明である。また、特許文献１では、高強度とするためには、液体窒素等に浸漬して−４０℃以下に冷却させる必要があり、特殊な製造設備の設置や適用製品の大きさが制限される等、適用範囲に対する制約が大きい。
特許文献２の合金は、室温強度ではあるが、１６０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の大きな引張強さを有し、３０〜３１０℃の熱膨張係数が非特許文献２に示されるコバールと同等の５．５×１０−６／℃以下である。しかし、特許文献２の合金は、高強度を得るために、安定なオーステナイト相を冷間加工によって加工誘起マルテンサイト相に変態させる加工硬化が不可欠である。したがって、精密装置に用いる複雑形状品や大型部品を得るためには、切削加工や溶接組立てによって製作する必要があり、コバールと同様、多大の工数・費用を要するという問題がある。
したがって、本発明は、特殊な設備・資材を必要とせずに精密装置に用いられる複雑形状部品や大型部品を製造することが可能であり、６００℃までの温度で高い強度と低熱膨張性を有する高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品を提供することを目的とする。
また、本発明は、特殊な設備・資材を必要とせずに精密装置に用いられる複雑形状部品や大型部品を製造することが可能であり、６００℃までの温度で高い強度と低熱膨張性を有し、かつコバールよりも優れた被削性を有する高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品を提供することを目的とする。
本発明は、以上の点に基づいてなされたもので、以下の（１）〜（７）を提供する。
（１）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｓｉ：０．２〜０．６％
Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｎｉ：２４．０〜２９．５％
Ｃｏ：１７．５〜２５．５％を含有し、
Ｎｉ、Ｃｏの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｎｉ］、［Ｃｏ］と表した場合に、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ当量が４０．５〜４４．５％の範囲であり、
かつ、以下の（Ｉ）式で表されるＡの値が２７．５〜２９．５の範囲であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織中のマルテンサイト相の面積率が３０〜９０％であり、２０〜６００℃の平均熱膨張係数が、１０×１０ −６ ／℃以下であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
Ａ＝３０［Ｃ］−１．５×［Ｓｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］−５５×［Ｓ］／３２）＋［Ｎｉ］＋０．０５×［Ｃｏ］＋０．１ ・・（Ｉ）
（ただし、（Ｉ）式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］は、各元素の含有量（質量％）である。）
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｓｉ：０．２〜０．６％
Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｎｉ：２４．０〜２９．５％
Ｃｏ：１７．５〜２５．５％を含有し、
Ｎｉ、Ｃｏの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｎｉ］、［Ｃｏ］と表した場合に、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ当量が４０．５〜４４．５％の範囲であり、
かつ、以下の（Ｉ）式で表されるＡの値が２７．５〜２９．５の範囲であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織中のマルテンサイト相の面積率が３０〜９０％であり、２０〜６００℃の平均熱膨張係数が、１０×１０ −６ ／℃以下であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
Ａ＝３０［Ｃ］−１．５×［Ｓｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］−５５×［Ｓ］／３２）＋［Ｎｉ］＋０．０５×［Ｃｏ］＋０．１ ・・（Ｉ）
（ただし、（Ｉ）式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］は、各元素の含有量（質量％）である。）
（２）質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｓｉ：０．２〜０．６％
Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｓ：０．０２〜０．０５％
Ｎｉ：２４．０〜２９．５％
Ｃｏ：１７．５〜２５．５％を含有し、
Ｎｉ、Ｃｏの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｎｉ］、［Ｃｏ］と表した場合に、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ当量が４０．５〜４４．５％の範囲であり、
かつ、以下の（Ｉ）式で表されるＡの値が２７．５〜２９．５の範囲であり、
さらに、Ｍｎ、Ｓの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］で表した場合に、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１５の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織中のマルテンサイト相の面積率が３０〜９０％であり、２０〜６００℃の平均熱膨張係数が、１０×１０ −６ ／℃以下であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
Ａ＝３０［Ｃ］−１．５×［Ｓｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］−５５×［Ｓ］／３２）＋［Ｎｉ］＋０．０５×［Ｃｏ］＋０．１ ・・（Ｉ）
（ただし、（Ｉ）式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］は、各元素の含有量（％）である。）
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｓｉ：０．２〜０．６％
Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｓ：０．０２〜０．０５％
Ｎｉ：２４．０〜２９．５％
Ｃｏ：１７．５〜２５．５％を含有し、
Ｎｉ、Ｃｏの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｎｉ］、［Ｃｏ］と表した場合に、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ当量が４０．５〜４４．５％の範囲であり、
かつ、以下の（Ｉ）式で表されるＡの値が２７．５〜２９．５の範囲であり、
さらに、Ｍｎ、Ｓの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］で表した場合に、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１５の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織中のマルテンサイト相の面積率が３０〜９０％であり、２０〜６００℃の平均熱膨張係数が、１０×１０ −６ ／℃以下であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
Ａ＝３０［Ｃ］−１．５×［Ｓｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］−５５×［Ｓ］／３２）＋［Ｎｉ］＋０．０５×［Ｃｏ］＋０．１ ・・（Ｉ）
（ただし、（Ｉ）式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］は、各元素の含有量（％）である。）
（３）さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５〜３％を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
（４）ミクロ組織中のマルテンサイト相の面積率が５０〜９０％であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上であることを特徴とする（１）から（３）のいずれかに記載の高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
（５）２０〜６００℃の平均熱膨張係数が、９×１０−６／℃以下であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上、１５０ＭＰａ未満であることを特徴とする（１）から（３）のいずれかに記載の高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
（６）上記（１）から（３）のいずれかに記載の組成を有する合金を、７００〜９５０℃の温度範囲で加熱した後、５℃／ｓｅｃ．以上の平均冷却速度で４５０℃以下まで冷却して、ミクロ組織中のマルテンサイト相の面積率が３０〜９０％であり、２０〜６００℃の平均熱膨張係数が、１０×１０ −６ ／℃以下であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上の鋳造合金を得ることを特徴とする高温用高強度低熱膨張鋳造合金の製造方法。
（７）上記（１）から（３）のいずれかに記載の高温用高強度低熱膨張鋳造合金からなるタービン用鋳造品。
本発明によれば、特殊な設備・資材を必要とせずに通常の大気溶解・鋳造および熱処理によって精密装置に用いる複雑形状品や大型部品を製造することが可能であり、６００℃までの温度で高い強度と低熱膨張性を有する高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法が提供される。
また、本発明によれば、特殊な設備・資材を必要とせずに通常の大気溶解・鋳造および熱処理によって精密装置に用いる複雑形状品や大型部品を製造することが可能であり、６００℃までの温度で高い強度と低熱膨張性を有し、かつコバールよりも優れた被削性を有する高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法が提供される。
本発明者らは、上記目的を達成するために、鋭意検討を行った結果、以下の点を見出した。
（ｉ）化学成分を特定の範囲に規定することにより、常温の水冷却にて組織中に一定量のマルテンサイト組織を生成させ、６００℃という高温でも高強度と低熱膨張性を得ることができる。
（ii）ＣおよびＳｉを適正量含有させることにより、健全な鋳造品を得ることができる。
（iii）ＭｎＳを適正量含有させることにより、被削性を改善することができる。
（iv）Ｍｎ／Ｓ比を適正範囲にすることにより、亀裂のない製品を得ることができる。
本発明はこのような知見に基づいて完成されたものである。
（ｉ）化学成分を特定の範囲に規定することにより、常温の水冷却にて組織中に一定量のマルテンサイト組織を生成させ、６００℃という高温でも高強度と低熱膨張性を得ることができる。
（ii）ＣおよびＳｉを適正量含有させることにより、健全な鋳造品を得ることができる。
（iii）ＭｎＳを適正量含有させることにより、被削性を改善することができる。
（iv）Ｍｎ／Ｓ比を適正範囲にすることにより、亀裂のない製品を得ることができる。
本発明はこのような知見に基づいて完成されたものである。
以下、本発明の実施形態について説明する。
＜第１の実施形態＞
第１の実施形態は、通常の大気溶解および大気鋳造が可能であり、高温まで低熱膨張性を示し、かつ高い高温強度を有する高温用高強度低熱膨張鋳造合金を得るものである。
＜第１の実施形態＞
第１の実施形態は、通常の大気溶解および大気鋳造が可能であり、高温まで低熱膨張性を示し、かつ高い高温強度を有する高温用高強度低熱膨張鋳造合金を得るものである。
以下、本実施形態における限定理由について詳細に説明する。なお、以下の説明において、特に断わらない限り成分における％表示は質量％であり、熱膨張係数の値は２０〜６００℃の平均熱膨張係数である。
・Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは低熱膨張合金鋳造品の鋳造性や健全性を改善する効果がある。また、オーステナイト相から生成するマルテンサイト相の硬さを増加させ、強度を上げる作用がある。これらの効果および作用を発揮するためには、０．０２％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が０．０６％を超えると、その他元素の含有量を調整しても熱膨張係数を１０×１０−６／℃以下とすることが困難になるとともに、マルテンサイト相の生成温度が低下してオーステナイト相が安定化され、通常の水冷操作ではマルテンサイト相を生成させることができず、ドライアイスや液体窒素等の特殊な冷媒を用いたサブゼロ処理が必要となる。したがって、Ｃ含有量を０．０２〜０．０６％の範囲とする。
Ｃは低熱膨張合金鋳造品の鋳造性や健全性を改善する効果がある。また、オーステナイト相から生成するマルテンサイト相の硬さを増加させ、強度を上げる作用がある。これらの効果および作用を発揮するためには、０．０２％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が０．０６％を超えると、その他元素の含有量を調整しても熱膨張係数を１０×１０−６／℃以下とすることが困難になるとともに、マルテンサイト相の生成温度が低下してオーステナイト相が安定化され、通常の水冷操作ではマルテンサイト相を生成させることができず、ドライアイスや液体窒素等の特殊な冷媒を用いたサブゼロ処理が必要となる。したがって、Ｃ含有量を０．０２〜０．０６％の範囲とする。
・Ｓｉ：０．２〜０．６％
Ｓｉは脱酸および湯流れ性改善を目的として添加する元素である。また、オーステナイト相の安定性を下げ、マルテンサイト相の生成温度を高める効果を有する。しかし、その含有量が０．２％未満では脱酸および湯流れ性改善効果が不十分であり、０．６％超ではＣと同様に高温での熱膨張係数の増加が無視できなくなる。したがって、Ｓｉ含有量を０．２〜０．６％とする。
Ｓｉは脱酸および湯流れ性改善を目的として添加する元素である。また、オーステナイト相の安定性を下げ、マルテンサイト相の生成温度を高める効果を有する。しかし、その含有量が０．２％未満では脱酸および湯流れ性改善効果が不十分であり、０．６％超ではＣと同様に高温での熱膨張係数の増加が無視できなくなる。したがって、Ｓｉ含有量を０．２〜０．６％とする。
・Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｍｎは脱酸に有効な元素である。しかし、その含有量が０．３％未満ではその効果が少なく、１．５％を超えると熱膨張係数が１０×１０−６／℃よりも大きくなる。したがって、Ｍｎ含有量を０．３〜１．５％の範囲とする。
Ｍｎは脱酸に有効な元素である。しかし、その含有量が０．３％未満ではその効果が少なく、１．５％を超えると熱膨張係数が１０×１０−６／℃よりも大きくなる。したがって、Ｍｎ含有量を０．３〜１．５％の範囲とする。
・Ｎｉ：２４．０〜２９．５％
Ｎｉは後述のＣｏとともに熱膨張係数を決定する重要な元素であり、Ｃｏ量に応じて後述の範囲に調整することによって熱膨張係数を１０×１０−６／℃以下にすることができる。しかし、Ｎｉ含有量が２４．０％未満では、所期の低熱膨張性が得られず、また２９．５％を超えると所期の０．２％耐力が得られなくなる。したがって、Ｎｉを２４．０〜２９．５％の範囲とする。
Ｎｉは後述のＣｏとともに熱膨張係数を決定する重要な元素であり、Ｃｏ量に応じて後述の範囲に調整することによって熱膨張係数を１０×１０−６／℃以下にすることができる。しかし、Ｎｉ含有量が２４．０％未満では、所期の低熱膨張性が得られず、また２９．５％を超えると所期の０．２％耐力が得られなくなる。したがって、Ｎｉを２４．０〜２９．５％の範囲とする。
・Ｃｏ：１７．５〜２５．５％
ＣｏはＮｉとともに熱膨張係数を決定する重要な元素であり、特に低熱膨張性の発現する温度域を高温側に拡げる作用があり、高温用低熱膨張合金においては不可欠な元素である。しかし、Ｃｏ含有量が１７．５％未満、または２５．５％超では所期の低熱膨張性が得られなくなる。また、２５．５％を超えると材料コストが増加する問題もある。したがって、Ｃｏ含有量を１７．５〜２５．５％の範囲とする。
ＣｏはＮｉとともに熱膨張係数を決定する重要な元素であり、特に低熱膨張性の発現する温度域を高温側に拡げる作用があり、高温用低熱膨張合金においては不可欠な元素である。しかし、Ｃｏ含有量が１７．５％未満、または２５．５％超では所期の低熱膨張性が得られなくなる。また、２５．５％を超えると材料コストが増加する問題もある。したがって、Ｃｏ含有量を１７．５〜２５．５％の範囲とする。
・［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｏ］：４０．５〜４４．５％
ＮｉおよびＣｏが上記範囲を満足しても、［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｏ］（ただし、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］は、それぞれＮｉ、Ｃｏの含有量（質量％）である。）で表されるＮｉ当量が４０．５％未満、または４４．５％超では熱膨張係数が１０×１０−６／℃を超えてしまう。したがって、［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｏ］を４０．５〜４４．５％の範囲とする。
ＮｉおよびＣｏが上記範囲を満足しても、［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｏ］（ただし、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］は、それぞれＮｉ、Ｃｏの含有量（質量％）である。）で表されるＮｉ当量が４０．５％未満、または４４．５％超では熱膨張係数が１０×１０−６／℃を超えてしまう。したがって、［Ｎｉ］＋０．８［Ｃｏ］を４０．５〜４４．５％の範囲とする。
・Ａ：２７．５〜２９．５
Ａは、以下の（Ｉ）式で表される値であり、合金のオーステナイト相の安定度、すなわちマルテンサイト相の生成挙動に影響する主因子を表わすパラメータであり、マルテンサイト変態開始温度とマルテンサイト変態終了温度を決定する。また、マルテンサイト相の面積率も決定する。
Ａ＝３０［Ｃ］−１．５×［Ｓｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］−５５×［Ｓ］／３２）＋［Ｎｉ］＋０．０５×［Ｃｏ］＋０．１ ・・（Ｉ）
ただし、（Ｉ）式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］はそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
Ａは、以下の（Ｉ）式で表される値であり、合金のオーステナイト相の安定度、すなわちマルテンサイト相の生成挙動に影響する主因子を表わすパラメータであり、マルテンサイト変態開始温度とマルテンサイト変態終了温度を決定する。また、マルテンサイト相の面積率も決定する。
Ａ＝３０［Ｃ］−１．５×［Ｓｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］−５５×［Ｓ］／３２）＋［Ｎｉ］＋０．０５×［Ｃｏ］＋０．１ ・・（Ｉ）
ただし、（Ｉ）式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｓ］、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］はそれぞれの元素の含有量（質量％）を表す。
Ａが２７．５未満では、マルテンサイト変態終了温度が冷却水の温度に近くなり、過剰なマルテンサイトが生成して熱膨張係数が１０×１０−６／℃を超え、Ａが２９．５超では、マルテンサイト変態開始温度が低くなり、十分なマルテンサイト面積率が得られないおそれがあり、ドライアイスや液体窒素といった特殊な冷媒中に浸漬するサブゼロ処理が必要になる。したがって、Ａを２７．５〜２９．５の範囲とする。
なお、後述の第１の実施例および第２の実施例の合金における、Ａの値とマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ（℃））との関係、およびＡの値とマルテンサイト相の面積率（Ｍａ（％））との関係を図１に示す。
Ｃｒ：０．５〜３．０％
Ｃｒは耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｃｒ含有量が０．５％未満では、耐酸化性を向上させる効果が少なく、逆に３％を超えると熱膨張係数の増加が無視できなる。したがって、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を０．５〜３％とする。
Ｃｒは耐酸化性を向上させる元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、Ｃｒ含有量が０．５％未満では、耐酸化性を向上させる効果が少なく、逆に３％を超えると熱膨張係数の増加が無視できなる。したがって、Ｃｒを添加する場合には、その含有量を０．５〜３％とする。
本実施形態において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ（またはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ）の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。本実施形態ではＳは不純物として含まれる。
［ミクロ組織］
本実施形態の合金のミクロ組織は、面積率でマルテンサイト相が３０〜９０％である。マルテンサイトの面積率は、マルテンサイト生成温度範囲（マルテンサイト変態開始温度とマルテンサイト変態終了温度の差）と冷却媒体の温度との比からおおよそ推定することができる。マルテンサイト相の面積率が３０％未満では十分な強度が得られないおそれがあり、９０％超では６００℃までの熱膨張係数が大きくなってしまうおそれがある。従来はマルテンサイトの量が多いと熱膨張係数が高くなるとされてきたが、本実施形態のように比較的低いＣ含有量では、マルテンサイト相の面積率で３０〜９０％と多くなっても、高強度と低熱膨張係数を両立することができることが判明した。マルテンサイト相の面積率の好ましい範囲は５０〜９０％である。なお、マルテンサイト相の残部はオーステナイト相である。
本実施形態の合金のミクロ組織は、面積率でマルテンサイト相が３０〜９０％である。マルテンサイトの面積率は、マルテンサイト生成温度範囲（マルテンサイト変態開始温度とマルテンサイト変態終了温度の差）と冷却媒体の温度との比からおおよそ推定することができる。マルテンサイト相の面積率が３０％未満では十分な強度が得られないおそれがあり、９０％超では６００℃までの熱膨張係数が大きくなってしまうおそれがある。従来はマルテンサイトの量が多いと熱膨張係数が高くなるとされてきたが、本実施形態のように比較的低いＣ含有量では、マルテンサイト相の面積率で３０〜９０％と多くなっても、高強度と低熱膨張係数を両立することができることが判明した。マルテンサイト相の面積率の好ましい範囲は５０〜９０％である。なお、マルテンサイト相の残部はオーステナイト相である。
［特性等］
第１の実施形態では、通常の大気溶解および大気鋳造が可能な組成を有し、サブゼロ処理を施すことなく、適量のマルテンサイト面積率が得られ、６００℃という高温までの熱膨張係数が１０×１０−６／℃以下と低く、６００℃における０．２％耐力が１００ＭＰａ以上という高い高温強度を示す高温用高強度低熱膨張合金が得られる。また、マルテンサイト相の面積率が５０％以上では、０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上という極めて高い高温強度が得られる。また、熱膨張係数は強度レベルによって異なり、６００℃における０．２％耐力が１００ＭＰａ以上、１５０ＭＰａ未満の範囲では、９×１０−６／℃というより低い熱膨張係数が得られる。
第１の実施形態では、通常の大気溶解および大気鋳造が可能な組成を有し、サブゼロ処理を施すことなく、適量のマルテンサイト面積率が得られ、６００℃という高温までの熱膨張係数が１０×１０−６／℃以下と低く、６００℃における０．２％耐力が１００ＭＰａ以上という高い高温強度を示す高温用高強度低熱膨張合金が得られる。また、マルテンサイト相の面積率が５０％以上では、０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上という極めて高い高温強度が得られる。また、熱膨張係数は強度レベルによって異なり、６００℃における０．２％耐力が１００ＭＰａ以上、１５０ＭＰａ未満の範囲では、９×１０−６／℃というより低い熱膨張係数が得られる。
［製造条件］
本実施形態では、上記組成の合金を高温加熱後に急冷することにより、上記範囲の適量のマルテンサイトを析出させる。本実施形態の組成は、上述したように、マルテンサイト相生成温度範囲を決めるＡが２７．５〜２９．５の範囲であるため、特許文献１のような高温加熱後のサブゼロ処理を行うことなく、常温の水中冷却で急冷することによりマルテンサイト相を得ることができる。このため、特許文献１のような特殊な製造設備の設置や適用製品の大きさが制限される等の制約がない。
本実施形態では、上記組成の合金を高温加熱後に急冷することにより、上記範囲の適量のマルテンサイトを析出させる。本実施形態の組成は、上述したように、マルテンサイト相生成温度範囲を決めるＡが２７．５〜２９．５の範囲であるため、特許文献１のような高温加熱後のサブゼロ処理を行うことなく、常温の水中冷却で急冷することによりマルテンサイト相を得ることができる。このため、特許文献１のような特殊な製造設備の設置や適用製品の大きさが制限される等の制約がない。
また、このように高温加熱後に急冷することにより、熱膨張係数を小さくすることができる。これは、急冷時に発生する内応力の作用で磁化状態が変化し、自発磁化ひずみに影響するためであると考えられる。
しかし、加熱温度が７００℃未満では、低熱膨張効果が不十分となり、また、９５０℃超では効果の向上がなく、かえって変形や割れを生ずる危険がある。加熱後、４５０℃までの平均冷却速度が５℃／ｓｅｃ．未満では、内応力発生が小さく、熱膨張係数の低減効果が少ない。したがって、７００〜９５０℃の温度範囲で加熱した後、５℃／ｓｅｃ．以上の冷却速度で、４５０℃以下まで冷却する。
［第１の実施形態の効果］
第１の実施形態では、通常の大気溶解および大気鋳造が可能な組成を有し、サブゼロ処理を施すことなく、適量のマルテンサイト面積率が得られ、６００℃という高温までの熱膨張係数が１０×１０−６／℃以下と低く、６００℃における０．２％耐力が１００ＭＰａ以上という高い高温強度を示す高温用高強度低熱膨張合金が得られる。このため、高温で高強度低熱膨張を示す複雑形状品や大型部品を、溶接組立てすることなく製作することができる。
第１の実施形態では、通常の大気溶解および大気鋳造が可能な組成を有し、サブゼロ処理を施すことなく、適量のマルテンサイト面積率が得られ、６００℃という高温までの熱膨張係数が１０×１０−６／℃以下と低く、６００℃における０．２％耐力が１００ＭＰａ以上という高い高温強度を示す高温用高強度低熱膨張合金が得られる。このため、高温で高強度低熱膨張を示す複雑形状品や大型部品を、溶接組立てすることなく製作することができる。
＜第２の実施形態＞
第２の実施形態は、通常の大気溶解および大気鋳造が可能であり、高温まで低熱膨張性を示し、かつ高い高温強度を有し、さらに、コバールよりも優れた被削性を有する高温用高強度低熱膨張鋳造合金を得るものである。
第２の実施形態は、通常の大気溶解および大気鋳造が可能であり、高温まで低熱膨張性を示し、かつ高い高温強度を有し、さらに、コバールよりも優れた被削性を有する高温用高強度低熱膨張鋳造合金を得るものである。
以下、本実施形態における限定理由について詳細に説明する。
本実施形態では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏの含有量、Ｎｉ当量の範囲、上述した（Ｉ）で表されるＡの範囲、選択成分であるＣｒの範囲、マルテンサイト相の面積率、熱膨張係数、高温強度、および製造条件については第１の実施形態と同様であるが、Ｓの含有量等を規定した点、およびＭｎ／Ｓを規定した点が第１の実施形態とは異なっている。以下、第２の実施形態に特有な条件に付いて説明する。なお、第１の実施形態と同様、特に断わらない限り成分における％表示は質量％であり、熱膨張係数の値は２０〜６００℃の平均熱膨張係数である。
本実施形態では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏの含有量、Ｎｉ当量の範囲、上述した（Ｉ）で表されるＡの範囲、選択成分であるＣｒの範囲、マルテンサイト相の面積率、熱膨張係数、高温強度、および製造条件については第１の実施形態と同様であるが、Ｓの含有量等を規定した点、およびＭｎ／Ｓを規定した点が第１の実施形態とは異なっている。以下、第２の実施形態に特有な条件に付いて説明する。なお、第１の実施形態と同様、特に断わらない限り成分における％表示は質量％であり、熱膨張係数の値は２０〜６００℃の平均熱膨張係数である。
・Ｓ：０．０２〜０．０５％
ＳはＭｎと硫化物を形成し、被削性向上に寄与するが、合金中に多量に含まれると、低融点のＦｅＳが結晶粒界に生成して脆化し、延性の低下や割れの原因となる。その含有量が０．０２％未満では被削性向上効果が小さく、また、０．０５％を超えると複雑形状や大型の鋳造品に凝固割れを生じやすくなる。したがって、Ｓ含有量を０．０２〜０．０５％の範囲とする。
ＳはＭｎと硫化物を形成し、被削性向上に寄与するが、合金中に多量に含まれると、低融点のＦｅＳが結晶粒界に生成して脆化し、延性の低下や割れの原因となる。その含有量が０．０２％未満では被削性向上効果が小さく、また、０．０５％を超えると複雑形状や大型の鋳造品に凝固割れを生じやすくなる。したがって、Ｓ含有量を０．０２〜０．０５％の範囲とする。
・［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１５
［Ｍｎ］／［Ｓ］（ただし、［Ｍｎ］、［Ｓ］はＭｎ、Ｓの含有量（質量％）である）は、硫化物の生成量や組成を左右する重要なパラメータとなる。Ｍｎ：０〜１．０％、Ｓ：０．０２〜０．０５％の範囲において、［Ｍｎ］／［Ｓ］が１５未満では、Ｓに対しＭｎが不足し、過剰なＳが上述のＦｅＳを形成し、凝固割れ等の原因となるが、［Ｍｎ］／［Ｓ］が１５以上では、Ｓは高融点のＭｎＳとして存在するため凝固割れを起こしにくくなる。したがって、［Ｍｎ］／［Ｓ］を１５以上とする。
［Ｍｎ］／［Ｓ］（ただし、［Ｍｎ］、［Ｓ］はＭｎ、Ｓの含有量（質量％）である）は、硫化物の生成量や組成を左右する重要なパラメータとなる。Ｍｎ：０〜１．０％、Ｓ：０．０２〜０．０５％の範囲において、［Ｍｎ］／［Ｓ］が１５未満では、Ｓに対しＭｎが不足し、過剰なＳが上述のＦｅＳを形成し、凝固割れ等の原因となるが、［Ｍｎ］／［Ｓ］が１５以上では、Ｓは高融点のＭｎＳとして存在するため凝固割れを起こしにくくなる。したがって、［Ｍｎ］／［Ｓ］を１５以上とする。
本実施形態において、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｓ（またはＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｓ）の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。
本実施形態では、第１の実施形態の合金にさらにＳを含有した組成であるが、本実施形態の範囲のＳ含有量であれば、熱膨張係数に影響を与えない。
第２の実施形態では、通常の大気溶解および大気鋳造が可能な組成を有し、サブゼロ処理を施すことなく、適量のマルテンサイト面積率が得られ、６００℃という高温までの熱膨張係数が１０×１０−６／℃以下と低く、６００℃における０．２％耐力が１００ＭＰａ以上という高い高温強度を示し、しかも凝固割れを生じさせずに被削性を向上させた、高温用高強度低熱膨張合金が得られる。このため、高温で高強度低熱膨張を示す複雑形状品や大型部品を、溶接組立てすることなく、かつ良好な切削性で製作することができる。
以下、本発明の実施例について説明する。
＜第１の実施例＞
第１の実施例は、第１の実施形態に対応するものである。
第１の実施形態では、表１に示す各化学組成の合金を高周波誘導炉で大気溶解し、ＪＩＳ Ｇ０３０７の図１ｂ）に準拠した供試材を鋳造した。いずれも鋳型にはＣＯ２法珪砂型を用いた。
＜第１の実施例＞
第１の実施例は、第１の実施形態に対応するものである。
第１の実施形態では、表１に示す各化学組成の合金を高周波誘導炉で大気溶解し、ＪＩＳ Ｇ０３０７の図１ｂ）に準拠した供試材を鋳造した。いずれも鋳型にはＣＯ２法珪砂型を用いた。
これら供試材に対して８００℃に加熱後、水冷により平均冷却速度５℃／ｓｅｃ以上で４５０℃まで冷却した。その後、φ８ｍｍ×１００ｍｍの熱膨張試験片を採取し、２０〜６００℃間の熱膨張係数を差動トランス式熱膨張計によって測定した。また、平行部直径１０ｍｍ、標点間距離５０ｍｍの引張試験片を採取し、６００℃での０．２％耐力を測定した。また、φ２５ｍｍ×１０ｍｍの酸化試験片を採取し、大気雰囲気の加熱炉で８００℃で１００時間保持した後、断面組織を光学顕微鏡で観察し、表面の酸化層の厚さを測定した。
表１には、化学組成、Ｎｉ当量（Ｎｉeq）の値、上記（Ｉ）式で表されるＡの値、マルテンサイト生成開始温度（Ｍｓ）、マルテンサイト面積率（Ｍａ）、２０〜６００℃における平均熱膨張係数、０．２％耐力、鋳造欠陥、および酸化層厚さを示す。なお、表１において、Ｎｏ．１〜７は本発明の第１の実施形態の範囲内である本発明例、Ｎｏ．８〜１３は第１の実施形態の範囲から外れる比較例である。
マルテンサイト生成開始温度（Ｍｓ）は、Ａの値を用いて以下の式により求めた。
Ｍｓ（℃）＝８８２−Ａ×２８
Ｍｓ（℃）＝８８２−Ａ×２８
マルテンサイト面積率は、倍率５０倍のミクロ組織写真を用いて、市販の画像解析ソフトによりオーステナイト面積率を求め、以下の式のように、オーステナイト相の残部をマルテンサイト面積率として求めた。
マルテンサイト面積率（％）＝１００（％）−オーステナイト面積率（％）
マルテンサイト面積率（％）＝１００（％）−オーステナイト面積率（％）
表１に示すように、第１の実施形態の範囲を満たす本発明例であるＮｏ．１〜７は、マルテンサイトの面積率が３０〜９０％であり、２０〜６００℃の熱膨張係数が１０×１０ −６／℃以下であり、６００℃における０．２％耐力が１００ＭＰａ以上を満たしていた。これに対して第１の実施形態の範囲から外れる比較例であるＮｏ．８〜１２は、これらの一つ以上を満たしていなかった。また、Ｃが０．０２％未満、およびＳｉが０．２％未満であったＮｏ．１３は、鋳巣が発生した。
また、本発明例であるＮｏ．１〜７の中で、Ｃｒを０．５〜３％添加したＮｏ．５〜７は、いずれも酸化層厚さが６０μｍ未満と、参考として示したコバールの１／２以下の値であり、優れた耐酸化性を有することが確認された。なお、Ｎｏ．５〜７、１１以外のＣｒ含有量は不純物レベルである。
さらに、本発明例のうちＮｏ．３〜５では、マルテンサイト面積率が５０％以上であり、６００℃における０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上という高い高温強度を示した。熱膨張係数については、本発明例のうち高温強度が１５０ＭＰａ未満のＮｏ．１，２，６，７では、２０〜６００℃の熱膨張係数が９×１０−６／℃以下とより低い値を示した。
＜第２の実施例＞
第２の実施例は、第２の実施形態に対応するものである。
第２の実施形態では、表２に示す各化学組成の合金を高周波誘導炉で大気溶解し、ＪＩＳ Ｇ０３０７の図１ｂ）に準拠した供試材およびφ１００ｍｍ、高さ２００ｍｍの円柱鋳物を鋳造した。いずれも鋳型にはＣＯ２法珪砂型を用いた。
第２の実施例は、第２の実施形態に対応するものである。
第２の実施形態では、表２に示す各化学組成の合金を高周波誘導炉で大気溶解し、ＪＩＳ Ｇ０３０７の図１ｂ）に準拠した供試材およびφ１００ｍｍ、高さ２００ｍｍの円柱鋳物を鋳造した。いずれも鋳型にはＣＯ２法珪砂型を用いた。
これら供試材に対して、第１の実施例と同様、８００℃に加熱後、水冷により平均冷却速度５℃／ｓｅｃ以上で４５０℃まで冷却した。その後、φ８ｍｍ×１００ｍｍの熱膨張試験片を採取し、２０〜６００℃間の熱膨張係数を差動トランス式熱膨張計によって測定した。また、平行部直径１０ｍｍ、標点間距離５０ｍｍの引張試験片を採取し、６００℃での０．２％耐力を測定した。また、φ２５ｍｍ×１０ｍｍの酸化試験片を採取し、大気雰囲気の加熱炉で８００℃で１００時間保持した後、断面組織を光学顕微鏡で観察し、表面の酸化層の厚さを測定した。さらに、表面欠陥は、円柱鋳物表面の浸透探傷試験により評価した。切削抵抗は、超硬工具Ｐ２０種により切込み２ｍｍ、送り０．２ｍｍ／回転の条件でφ１００ｍｍ外径を旋削し、市販の切削抵抗測定装置により主分力を測定した。
表２には、化学組成、［Ｍｎ］／［Ｓ］（表２には便宜上Ｍｎ／Ｓと表記している）の値、Ｎｉ当量（Ｎｉeq）の値、Ａの値、マルテンサイト生成開始温度（Ｍｓ）、マルテンサイト面積率（Ｍａ）、２０〜６００℃における平均熱膨張係数、０．２％耐力、鋳造欠陥、切削抵抗、および酸化層厚さを示している。なお、表２において、Ｎｏ．２１〜２７は本発明の第２の実施形態の範囲内である本発明例、Ｎｏ．２８〜３３は第２の実施形態の範囲から外れる比較例である。
マルテンサイト生成開始温度（Ｍｓ）、マルテンサイト面積率は第１の実施例と同様にして求めた。
表２に示すように、第２の実施形態の範囲を満たす本発明例であるＮｏ．２１〜２７は、マルテンサイト相の面積率が３０〜９０％であり、２０〜６００℃の平均熱膨張係数が１０×１０−６／℃以下であり、６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上を満たし、切削抵抗が９００Ｎより小さく、さらに試験片に表面欠陥が生じていなかった。これに対して第２の実施形態の範囲から外れる比較例であるＮｏ．２８〜３３は、マルテンサイト相の面積率が３０〜９０％、２０〜６００℃の熱膨張係数が１０×１０−６／℃以下、６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａの一つ以上を満たしておらず、Ｎｏ．３１は、試験片に亀裂が存在し、また、Ｎｏ．３２は、切削抵抗が参考として示したコバールと同様、９００Ｎより大きかった。また、Ｃが０．０２％未満、およびＳｉが０．２％未満であったＮｏ．３３は、鋳巣が発生した。
また、本発明例であるＮｏ．２１〜２７の中で、Ｃｒを０．５〜３％添加したＮｏ．２５〜２７は、いずれも酸化層厚さが６０μｍ未満と、参考として示したコバールの１／２以下の値であり、優れた耐酸化性を有することが確認された。なお、Ｎｏ．２５〜２７、３０以外のＣｒ含有量は不純物レベルである。
さらに、本発明例のうちＮｏ．２３〜２５では、マルテンサイト面積率が５０％以上であり、６００℃における０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上という高い高温強度を示した。熱膨張係数については、本発明例のうち高温強度が１５０ＭＰａ未満のＮｏ．２１，２２，２６，２７では、２０〜６００℃の熱膨張係数が９×１０−６／℃以下とより低い値を示した。
＜第３の実施例＞
第３の実施例は、製造条件に関するものである。
表３は、表１のＮｏ．４の組成合金の試験体を、加熱温度：６５０〜１０００℃、平均冷却速度：２．５℃／ｓｅｃ．および５〜７．５℃／ｓｅｃ．の熱処理条件で熱処理したときの熱膨張係数を示すものである。表３に示すように、７００〜９５０℃の温度範囲で加熱後、５℃／ｓｅｃ．以上の冷却速度で、４５０℃以下まで冷却することにより、熱膨張係数が１０×１０-６／℃以下となることが確認された。
第３の実施例は、製造条件に関するものである。
表３は、表１のＮｏ．４の組成合金の試験体を、加熱温度：６５０〜１０００℃、平均冷却速度：２．５℃／ｓｅｃ．および５〜７．５℃／ｓｅｃ．の熱処理条件で熱処理したときの熱膨張係数を示すものである。表３に示すように、７００〜９５０℃の温度範囲で加熱後、５℃／ｓｅｃ．以上の冷却速度で、４５０℃以下まで冷却することにより、熱膨張係数が１０×１０-６／℃以下となることが確認された。
表４は、表２のＮｏ．２３の組成合金の試験体を、加熱温度：６５０〜１０００℃、平均冷却速度：２．５℃／ｓｅｃ．および５〜７．５℃／ｓｅｃ．の熱処理条件で熱処理したときの熱膨張係数を示すものである。表４に示すように、Ｎｏ．２３の組成合金もＮｏ．４の組成合金と同様、７００〜９５０℃の温度範囲で加熱後、５℃／ｓｅｃ．以上の冷却速度で、４５０℃以下まで冷却することにより、熱膨張係数が１０×１０-６／℃以下となることが確認された。
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｓｉ：０．２〜０．６％
Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｎｉ：２４．０〜２９．５％
Ｃｏ：１７．５〜２５．５％を含有し、
Ｎｉ、Ｃｏの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｎｉ］、［Ｃｏ］と表した場合に、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ当量が４０．５〜４４．５％の範囲であり、
かつ、以下の（Ｉ）式で表されるＡの値が２７．５〜２９．５の範囲であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織中のマルテンサイト相の面積率が３０〜９０％であり、２０〜６００℃の平均熱膨張係数が、１０×１０ −６ ／℃以下であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
Ａ＝３０［Ｃ］−１．５×［Ｓｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］−５５×［Ｓ］／３２）＋［Ｎｉ］＋０．０５×［Ｃｏ］＋０．１ ・・（Ｉ）
（ただし、（Ｉ）式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］は、各元素の含有量（質量％）である。） - 質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｓｉ：０．２〜０．６％
Ｍｎ：０．３〜１．５％
Ｓ：０．０２〜０．０５％
Ｎｉ：２４．０〜２９．５％
Ｃｏ：１７．５〜２５．５％を含有し、
Ｎｉ、Ｃｏの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｎｉ］、［Ｃｏ］と表した場合に、［Ｎｉ］＋０．８×［Ｃｏ］と表されるＮｉ当量が４０．５〜４４．５％の範囲であり、
かつ、以下の（Ｉ）式で表されるＡの値が２７．５〜２９．５の範囲であり、
さらに、Ｍｎ、Ｓの含有量（質量％）をそれぞれ［Ｍｎ］、［Ｓ］で表した場合に、［Ｍｎ］／［Ｓ］≧１５の関係を満たし、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、ミクロ組織中のマルテンサイト相の面積率が３０〜９０％であり、２０〜６００℃の平均熱膨張係数が、１０×１０ −６ ／℃以下であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上であることを特徴とする高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
Ａ＝３０［Ｃ］−１．５×［Ｓｉ］＋０．５×（［Ｍｎ］−５５×［Ｓ］／３２）＋［Ｎｉ］＋０．０５×［Ｃｏ］＋０．１ ・・（Ｉ）
（ただし、（Ｉ）式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｏ］は、各元素の含有量（％）である。） - さらに、質量％で、Ｃｒ：０．５〜３％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
- ミクロ組織中のマルテンサイト相の面積率が５０〜９０％であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１５０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
- ２０〜６００℃の平均熱膨張係数が、９×１０−６／℃以下であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上、１５０ＭＰａ未満であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の高温用高強度低熱膨張鋳造合金。
- 請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の組成を有する合金を、７００〜９５０℃の温度範囲で加熱した後、５℃／ｓｅｃ．以上の平均冷却速度で４５０℃以下まで冷却して、ミクロ組織中のマルテンサイト相の面積率が３０〜９０％であり、２０〜６００℃の平均熱膨張係数が、１０×１０ −６ ／℃以下であり、かつ６００℃の０．２％耐力が１００ＭＰａ以上の鋳造合金を得ることを特徴とする高温用高強度低熱膨張鋳造合金の製造方法。
- 請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の高温用高強度低熱膨張鋳造合金からなるタービン用鋳造品。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015135377 | 2015-07-06 | ||
| JP2015135377 | 2015-07-06 | ||
| PCT/JP2016/066220 WO2017006659A1 (ja) | 2015-07-06 | 2016-06-01 | 高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPWO2017006659A1 JPWO2017006659A1 (ja) | 2018-04-19 |
| JP6753850B2 true JP6753850B2 (ja) | 2020-09-09 |
Family
ID=57686207
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2017527122A Active JP6753850B2 (ja) | 2015-07-06 | 2016-06-01 | 高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6753850B2 (ja) |
| WO (1) | WO2017006659A1 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP4310212A1 (en) * | 2021-03-19 | 2024-01-24 | Shinhokoku Material Corp. | Thermal expansion-controlled alloy |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3127471B2 (ja) * | 1990-12-18 | 2001-01-22 | 日立金属株式会社 | 低熱膨張超耐熱合金 |
| JP3466910B2 (ja) * | 1998-03-31 | 2003-11-17 | 日本鋳造株式会社 | 高ヤング率でかつ快削性を有する低熱膨張合金およびその製造方法 |
| WO2003010352A1 (en) * | 2001-07-26 | 2003-02-06 | Crs Holdings, Inc. | FREE-MACHINING Fe-Ni-Co ALLOY |
| JP4213901B2 (ja) * | 2002-03-28 | 2009-01-28 | 日本鋳造株式会社 | 常温での硬度および強度に優れた鋳造時の割れ感受性が小さい低熱膨張鋳造合金およびその製造方法 |
| JP6504807B2 (ja) * | 2014-12-19 | 2019-04-24 | 日本鋳造株式会社 | 塑性加工用または鋳造用高ヤング率低熱膨張合金およびその製造方法 |
-
2016
- 2016-06-01 WO PCT/JP2016/066220 patent/WO2017006659A1/ja active Application Filing
- 2016-06-01 JP JP2017527122A patent/JP6753850B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPWO2017006659A1 (ja) | 2018-04-19 |
| WO2017006659A1 (ja) | 2017-01-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6369547B2 (ja) | 低合金油井用鋼管 | |
| KR102037086B1 (ko) | 지열 발전 터빈 로터용 저합금강 및 지열 발전 터빈 로터용 저합금 물질, 및 이들의 제조 방법 | |
| WO2013121930A1 (ja) | 熱間鍛造用圧延棒鋼および熱間鍛造素形材ならびにコモンレールおよびその製造方法 | |
| WO2017104815A1 (ja) | フェライト系耐熱鋼用溶接材料、フェライト系耐熱鋼用溶接継手及びフェライト系耐熱鋼用溶接継手の製造方法 | |
| WO2007007678A1 (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼 | |
| JPWO2004001082A1 (ja) | 油井用ステンレス鋼管およびその製造方法 | |
| JP6784960B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼部材 | |
| US10988819B2 (en) | High-strength steel material and production method therefor | |
| JP6628902B2 (ja) | 低熱膨張合金 | |
| JP2015061932A (ja) | 疲労特性に優れたマルエージング鋼 | |
| JP2019065344A (ja) | 低熱膨張合金 | |
| JP4470617B2 (ja) | 耐炭酸ガス腐食性に優れる油井用高強度ステンレス鋼管 | |
| JPWO2014157146A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼板およびそれを用いた高強度鋼材の製造方法 | |
| JP6846806B2 (ja) | 低熱膨張合金 | |
| WO2018139185A1 (ja) | 熱伝導率に優れる熱間工具鋼 | |
| JP5317048B2 (ja) | 抵抗合金の製造方法 | |
| JP6753850B2 (ja) | 高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品 | |
| JP2019065343A (ja) | 油井用鋼管及びその製造方法 | |
| JP2007169776A (ja) | 拡管性に優れた油井管用ステンレス鋼管およびその製造方法 | |
| WO2021221003A1 (ja) | 合金材およびその製造方法 | |
| JP2019011515A (ja) | 疲労特性に優れたマルエージング鋼 | |
| JP3905739B2 (ja) | タービンロータ用１２Ｃｒ合金鋼、その製造方法及びタービンロータ | |
| JP5893659B2 (ja) | 低熱膨張鋳造合金およびその製造方法 | |
| KR100428572B1 (ko) | 내열강도 및 내산화성이 우수한 내열스테인레스강 | |
| JP6627662B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20190124 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20200225 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20200325 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20200804 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20200820 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6753850 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |