JPH03111536A - 耐熱合金 - Google Patents
耐熱合金Info
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- JPH03111536A JPH03111536A JP24942789A JP24942789A JPH03111536A JP H03111536 A JPH03111536 A JP H03111536A JP 24942789 A JP24942789 A JP 24942789A JP 24942789 A JP24942789 A JP 24942789A JP H03111536 A JPH03111536 A JP H03111536A
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Landscapes
- Organic Low-Molecular-Weight Compounds And Preparation Thereof (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
〔産業上の利用分野〕
本発明は、石油化学工業におけるエチレン製造用反応管
(クランキングチューブ)等の配管構成に使用される直
管やベンド管等のチューブ材料として有用な耐熱合金に
関する。
(クランキングチューブ)等の配管構成に使用される直
管やベンド管等のチューブ材料として有用な耐熱合金に
関する。
エチレン製造用反応管は、第2図に示すように、多数の
直管(10,10,・・・)をベンド管(20,20,
・・・)を介して接続すると共に、要所にT字型管、Y
字型管等の異形管(図示せず)を組込むことにより構成
される。その直管(10)は遠心力鋳造管であり、他方
遠心力鋳造を適用し得ないU字型管(20)等の異形管
は静置鋳造により製造される管材が用いられる。
直管(10,10,・・・)をベンド管(20,20,
・・・)を介して接続すると共に、要所にT字型管、Y
字型管等の異形管(図示せず)を組込むことにより構成
される。その直管(10)は遠心力鋳造管であり、他方
遠心力鋳造を適用し得ないU字型管(20)等の異形管
は静置鋳造により製造される管材が用いられる。
上記配管構成に使用される管材(直管、異形管)は、そ
の高温高圧操業に耐え得る機械的性質や耐酸化性等と共
に、管内反応系から析出する固形炭素が管壁面に付着す
ることに伴う浸炭に対する抵抗性を備えていなければな
らない。
の高温高圧操業に耐え得る機械的性質や耐酸化性等と共
に、管内反応系から析出する固形炭素が管壁面に付着す
ることに伴う浸炭に対する抵抗性を備えていなければな
らない。
従来よりその管材料として、ASTM IIP材(0,
4C25Cr−35Ni −Fe)およびその改良材(
0,4C25Cr−35Ni−Nb、W −Fe)等の
耐熱合金が賞用されてきたが、HP材は、900〜10
50°Cの温度範囲で使用される材料であり、1050
°Cを越える温度域における耐浸炭性やクリープ破断強
度は十分でなく、他方11P改良材は、1100°Cま
での温度範囲においてHP材を凌駕する耐浸炭性を示す
ものの、1100°Cをこえる高温域になると、耐酸化
性やクリープ破断強度等と共に耐浸炭性の大幅な低下を
避は得ない。上記11P材等の高温材料特性を改良した
ものとして、特公昭63−4897号公報には、0.4
C−35Cr45Ni−AI−(Nb、W) (Ti
、Zr)−Fe系耐熱合金(C:0.3〜0.5%、S
i:2%以下、Mn:2%以下、 Cr:30〜4
0%、 Ni:40〜50%、 Al:0.0
2〜0゜0.6%、N:0.08%以下、並びにNb:
0.3〜1.8%。
4C25Cr−35Ni −Fe)およびその改良材(
0,4C25Cr−35Ni−Nb、W −Fe)等の
耐熱合金が賞用されてきたが、HP材は、900〜10
50°Cの温度範囲で使用される材料であり、1050
°Cを越える温度域における耐浸炭性やクリープ破断強
度は十分でなく、他方11P改良材は、1100°Cま
での温度範囲においてHP材を凌駕する耐浸炭性を示す
ものの、1100°Cをこえる高温域になると、耐酸化
性やクリープ破断強度等と共に耐浸炭性の大幅な低下を
避は得ない。上記11P材等の高温材料特性を改良した
ものとして、特公昭63−4897号公報には、0.4
C−35Cr45Ni−AI−(Nb、W) (Ti
、Zr)−Fe系耐熱合金(C:0.3〜0.5%、S
i:2%以下、Mn:2%以下、 Cr:30〜4
0%、 Ni:40〜50%、 Al:0.0
2〜0゜0.6%、N:0.08%以下、並びにNb:
0.3〜1.8%。
W:Q、5〜6%の1種もしくは2種、およびTi:0
゜02〜0.5%、 Z r:o、02〜0.5%の1
種もしくは2種、残部実質的にFe)が開示されている
。
゜02〜0.5%、 Z r:o、02〜0.5%の1
種もしくは2種、残部実質的にFe)が開示されている
。
(発明が解決しようとする課題)
前記0.4C35Cr 45Ni−AI (Nb、
W) (Ti、Zr) −Fe耐熱合金は、1100
°Cを越える近時の高温操業に耐え得る良好な耐浸炭性
、耐酸化性、およびクリープ強度等を有してはいるが、
その耐熱合金を用いて製造されるベンド管等の静置鋳造
品は、遠心力鋳造される直管鋳造品と異なって、浸透探
傷法による鋳造欠陥検査において、鋳肌表面ないしその
近傍に多数の欠陥が検出される。その鋳造欠陥はアルミ
ナ(Ah03)を主体とする非金属介在物である。
W) (Ti、Zr) −Fe耐熱合金は、1100
°Cを越える近時の高温操業に耐え得る良好な耐浸炭性
、耐酸化性、およびクリープ強度等を有してはいるが、
その耐熱合金を用いて製造されるベンド管等の静置鋳造
品は、遠心力鋳造される直管鋳造品と異なって、浸透探
傷法による鋳造欠陥検査において、鋳肌表面ないしその
近傍に多数の欠陥が検出される。その鋳造欠陥はアルミ
ナ(Ah03)を主体とする非金属介在物である。
上記鋳造欠陥が、遠心力鋳造品にはなく、静置鋳造され
る異形管鋳造品に生じ易いのは、遠心力鋳造の場合は、
鋳型に鋳込まれた溶鋼中に酸化物等の不純物が懸濁して
いても、遠心力の作用により溶湯中から不純物の比重分
離が促進されるのに対し、遠心力の作用のない静置鋳造
では、その比重分離が十分に行われず、溶湯中に捕捉さ
れたまま凝固が進行することによる。
る異形管鋳造品に生じ易いのは、遠心力鋳造の場合は、
鋳型に鋳込まれた溶鋼中に酸化物等の不純物が懸濁して
いても、遠心力の作用により溶湯中から不純物の比重分
離が促進されるのに対し、遠心力の作用のない静置鋳造
では、その比重分離が十分に行われず、溶湯中に捕捉さ
れたまま凝固が進行することによる。
本発明は、上記に鑑みてなされたものであり、前記0.
4C35Cr 45Ni−AI−(Nb、W) (
Ti。
4C35Cr 45Ni−AI−(Nb、W) (
Ti。
Zr) −Fe耐熱合金と同等の材料特性を有すると共
に、異形管の静置鋳造においても非金属介在物の鋳造欠
陥を生じることのない良好な鋳造性を有する改良された
耐熱合金を提供する。
に、異形管の静置鋳造においても非金属介在物の鋳造欠
陥を生じることのない良好な鋳造性を有する改良された
耐熱合金を提供する。
〔課題を解決するための手段および作用〕本発明の耐熱
合金は、C:0.3〜0.7%、 Si:3%以下、
Mn:2%以下、Cr:30〜38%、 Ni:40〜
55%、N:0.2%以下、並びにTi:0.01〜0
.5%。
合金は、C:0.3〜0.7%、 Si:3%以下、
Mn:2%以下、Cr:30〜38%、 Ni:40〜
55%、N:0.2%以下、並びにTi:0.01〜0
.5%。
Zr:0.01〜0−5%、 B:0.05%以下の
いずれか1種ないし2種以上、およびNb:0.3〜1
.8%、Mai1〜4%、W:0.5〜6%のいずれか
1種ないし2種以上、残部実質的にFeからなり、また
所望により、Feの一部が、Ca:0.001〜0.1
%、Y:0.5%以下。
いずれか1種ないし2種以上、およびNb:0.3〜1
.8%、Mai1〜4%、W:0.5〜6%のいずれか
1種ないし2種以上、残部実質的にFeからなり、また
所望により、Feの一部が、Ca:0.001〜0.1
%、Y:0.5%以下。
Hf:0.5%以下、 La:0.1%以下、Ce:
0.1%以下の群から選ばれる1種ないし2種以上の元
素で置換された化学組成を有する。
0.1%以下の群から選ばれる1種ないし2種以上の元
素で置換された化学組成を有する。
本発明の耐熱合金の成分限定理由は次のとおりである。
C:0.3〜0.7%
Cは、鋳造凝固時に、Cr炭化物、(Nb、 T i)
炭化物を粒界に形成し、またオーステナイト相に固溶し
たCはチューブの実使用時の加熱を受けてCr炭化物を
形成する。これらの炭化物の分散効果によりクリープ破
断強度が高められる。この効果を十分なものとするため
には少なくとも0.3%のCを必要とする。しかし、多
量添加に伴い、Cr−M。
炭化物を粒界に形成し、またオーステナイト相に固溶し
たCはチューブの実使用時の加熱を受けてCr炭化物を
形成する。これらの炭化物の分散効果によりクリープ破
断強度が高められる。この効果を十分なものとするため
には少なくとも0.3%のCを必要とする。しかし、多
量添加に伴い、Cr−M。
W系複炭化物が多量に析出し、室温伸び特性の低下およ
び溶接性の低下をきたすので、0.7%を上限とする。
び溶接性の低下をきたすので、0.7%を上限とする。
Si:3%以下
Siは脱酸作用、および溶湯の流動性向上・鋳造性改善
効果を有するほか、チューブ実使用時の加熱によりチュ
ーブ表面に5iO=の被膜を形成し、Cの侵入を抑制す
る。しかし、3%を越えて多量に添加すると、クリープ
破断強度の低下および溶接性の低下をきたすので、3%
を上限とする。
効果を有するほか、チューブ実使用時の加熱によりチュ
ーブ表面に5iO=の被膜を形成し、Cの侵入を抑制す
る。しかし、3%を越えて多量に添加すると、クリープ
破断強度の低下および溶接性の低下をきたすので、3%
を上限とする。
Mn22%以下
Mnは脱酸作用を有すると共に、SをMnSとして固定
することにより、溶接性の向上に奏効する。
することにより、溶接性の向上に奏効する。
これらの効果は2%までの添加により得られ、それを越
えて添加する必要はない。
えて添加する必要はない。
Cr : 30〜38%
Crは耐酸化性および高温強度を高め、また耐浸炭性の
向上に奏効する。1100°Cをこえる高温域、特に1
150’C付近での使用における耐浸炭性および耐酸化
性等を確保するためには、少なくとも30%の添加を必
要とする。添加増量に伴ってその効果をますが、あまり
多くすると、−火災化物の幅が広くなり、また二次炭化
物の析出量が過剰となり引張延性の低下をきたす。この
ため、38%を−L限とする。
向上に奏効する。1100°Cをこえる高温域、特に1
150’C付近での使用における耐浸炭性および耐酸化
性等を確保するためには、少なくとも30%の添加を必
要とする。添加増量に伴ってその効果をますが、あまり
多くすると、−火災化物の幅が広くなり、また二次炭化
物の析出量が過剰となり引張延性の低下をきたす。この
ため、38%を−L限とする。
Ni:40〜55%
Niは、Cr、Fe等と共にオーステナイト相を形成し
、組織の安定化、耐酸化性の向上に寄与する。
、組織の安定化、耐酸化性の向上に寄与する。
また、Cr炭化物を安定化し、チューブの長時間使用に
おける一次炭化物の球状化および二次炭化物の成長粗大
化と、それに伴うクリープ破断強度の低下を抑制防止す
る。更にNiは、チューブ表層の酸化被膜を安定化する
ことにより耐浸炭性を高める。これらの効果は、約35
%程度の添加により得られるが、特に1150°C付近
の高温使用における耐浸炭性を確保するには、少なくと
も40%の添加を必要とする。添加増量に伴って効果を
増すが、55%をこえると、耐浸炭性の改善効果はほぼ
飽和する。このため55%を上限とする。
おける一次炭化物の球状化および二次炭化物の成長粗大
化と、それに伴うクリープ破断強度の低下を抑制防止す
る。更にNiは、チューブ表層の酸化被膜を安定化する
ことにより耐浸炭性を高める。これらの効果は、約35
%程度の添加により得られるが、特に1150°C付近
の高温使用における耐浸炭性を確保するには、少なくと
も40%の添加を必要とする。添加増量に伴って効果を
増すが、55%をこえると、耐浸炭性の改善効果はほぼ
飽和する。このため55%を上限とする。
なお、CoはNiと同様の効果を奏する元素であり、2
0%までの範囲内においてNiをCoと置換することが
できる。従って、本発明に規定するNi添加量(40〜
55%)は、Coが添加された場合はC。
0%までの範囲内においてNiをCoと置換することが
できる。従って、本発明に規定するNi添加量(40〜
55%)は、Coが添加された場合はC。
との合計量を意味するものとする。
N : 0.2%以下
Nはオーステナイト地中に固溶して高温引張強度を高め
る。しかし、多量添加は室温引張延性の低下をきたすの
で、0.2%を上限とする。
る。しかし、多量添加は室温引張延性の低下をきたすの
で、0.2%を上限とする。
Ti : 0.01〜0.5%
Tiは、チューブ等の実使用時の加熱下におけるクロム
炭化物の成長粗大化を抑制遅延させることによりクリー
プ破断強度の向上に寄与する。この効果は0.01%以
上の添加により得られる。しかし、多量添加に伴って酸
化物系介在物の増量および析出物の粗大化等により却っ
て強度低下をきたすので、0.5%を上限とする。
炭化物の成長粗大化を抑制遅延させることによりクリー
プ破断強度の向上に寄与する。この効果は0.01%以
上の添加により得られる。しかし、多量添加に伴って酸
化物系介在物の増量および析出物の粗大化等により却っ
て強度低下をきたすので、0.5%を上限とする。
Z r : 0.01〜0.5%
Zrは、オーステナイト相の固溶強化により、クリープ
破断強度を高める。この効果は0.01%以上の添加に
より現れ、添加増量に伴ってその効果をます。しかし、
0.5%をこえると、合金の清浄度が悪くなり却って強
度の低下を生じる。このため、0.5%を上限とする。
破断強度を高める。この効果は0.01%以上の添加に
より現れ、添加増量に伴ってその効果をます。しかし、
0.5%をこえると、合金の清浄度が悪くなり却って強
度の低下を生じる。このため、0.5%を上限とする。
B:o、os%以下
Bは結晶粒界を強化し1、クリープ破断強度を高める効
果を有する。その効果は0.05%までの添加により得
られる。それをこえる多量添加は溶接性の著しい添加を
きたすので、0.05%を上限とする。
果を有する。その効果は0.05%までの添加により得
られる。それをこえる多量添加は溶接性の著しい添加を
きたすので、0.05%を上限とする。
Nb:0.3〜1.8%
Nbは、鋳造凝固時に、(Nb、Ti)炭化物を粒界に
形成する。その炭化物の存在によりクリープにおける粒
界破壊抵抗性が高められ、クリープ破断寿命が増大する
。その効果は0.3%以−Lの添加により顕著に現れる
。しかし、1.8%をこえる多量添加に伴って却ってク
リープ破断強度が低下し、また耐酸化性も悪くなるので
、1.8%を上限とする。
形成する。その炭化物の存在によりクリープにおける粒
界破壊抵抗性が高められ、クリープ破断寿命が増大する
。その効果は0.3%以−Lの添加により顕著に現れる
。しかし、1.8%をこえる多量添加に伴って却ってク
リープ破断強度が低下し、また耐酸化性も悪くなるので
、1.8%を上限とする。
Mai1〜4%
Moはオーステナイト相の固溶強化と、CrMo系炭化
物の形成による粒界強化とにより高温引張強度を高める
。また溶接性の改善にも奏効する。これらの効果は1%
以上の添加により得られる。しかし、あまり多くなると
、Cr、Mo系炭化物量が過剰となり、引張延性の低下
をきたすので、4%を上限とする。
物の形成による粒界強化とにより高温引張強度を高める
。また溶接性の改善にも奏効する。これらの効果は1%
以上の添加により得られる。しかし、あまり多くなると
、Cr、Mo系炭化物量が過剰となり、引張延性の低下
をきたすので、4%を上限とする。
W : O,S〜6%
Wは、前記Moと同じようにオーステナイト相の固)容
強化と、粒界の炭化物析出による粒界強化によって高温
引張強度を高める。その効果は0.5%以上の添加によ
り得られるが、6%をこえる多量添加では高温引張延性
の低下をてたすので、6%を上限とする。
強化と、粒界の炭化物析出による粒界強化によって高温
引張強度を高める。その効果は0.5%以上の添加によ
り得られるが、6%をこえる多量添加では高温引張延性
の低下をてたすので、6%を上限とする。
本発明の耐熱合金は、J二足諸元素のほかに、所望によ
り、Ca、Y、Hf、La、Ceから選ばれる1種ない
し2種以上の元素が添加される。
り、Ca、Y、Hf、La、Ceから選ばれる1種ない
し2種以上の元素が添加される。
Ca : 0.001〜0.1%
Caは、耐浸炭性の向上に奏効する。その効果は0.0
01%以上の添加により得られ、増量に伴ってその効果
を増す。しかし、0.1%をこえる多量の添加は、酸化
物系介在物の生成量の増加をきたし、品質特性の低下の
原因となるので、0.1%を上限とする。
01%以上の添加により得られ、増量に伴ってその効果
を増す。しかし、0.1%をこえる多量の添加は、酸化
物系介在物の生成量の増加をきたし、品質特性の低下の
原因となるので、0.1%を上限とする。
Y:Q、5%以下、 f(f:0.5%以下La:
0.1%以下、 Ce:0.1%以下これらの各元
素はそれぞれ耐浸炭性の改善効果を有する。その効果を
得るための添加量は、YおよびHfでは0.5%、La
およびCeでは0.1%まであってよい。
0.1%以下、 Ce:0.1%以下これらの各元
素はそれぞれ耐浸炭性の改善効果を有する。その効果を
得るための添加量は、YおよびHfでは0.5%、La
およびCeでは0.1%まであってよい。
なお、通常の溶製技術上不可避的に混入する不純物はこ
の種の鋼に許容される範囲内で混在して差し支えなく、
例えば0.03%以下のP、0.03%以下のSの混在
によって本発明の趣旨が損なわれることはない。
の種の鋼に許容される範囲内で混在して差し支えなく、
例えば0.03%以下のP、0.03%以下のSの混在
によって本発明の趣旨が損なわれることはない。
高周波誘導溶解炉で溶製した耐熱合金溶湯を、砂型鋳型
による静止鋳造に付してU字型ベンド管(内径:150
mm、 肉J!J : 8 m+n 、 センター間
長さ:305mn+。
による静止鋳造に付してU字型ベンド管(内径:150
mm、 肉J!J : 8 m+n 、 センター間
長さ:305mn+。
R部曲率半径: 152.5mm)を得た。
各鋳造体の化学成分組成を第1表に示す。表中、No、
1〜12は発明例、No、101.102は比較例で
ある。
1〜12は発明例、No、101.102は比較例で
ある。
比較例101は、代表的従来材であるHP改良材、No
、102は前記0.4C35Cr 45Ni−Ti−
Nb−Fe耐熱合金の例である。
、102は前記0.4C35Cr 45Ni−Ti−
Nb−Fe耐熱合金の例である。
各供試鋳造材について、浸透探傷法による鋳造欠陥検査
を行うと共に、各鋳造材から試験片を切出し、それぞれ
について浸炭試験、酸化試験、およびクリープ破断試験
を行った。
を行うと共に、各鋳造材から試験片を切出し、それぞれ
について浸炭試験、酸化試験、およびクリープ破断試験
を行った。
(1)液体浸透探傷
各鋳造材の鋳肌表面、およびその表層1 、5 mmを
研削して露出させた表面について、JIS Z 234
3の規定に準拠して欠陥の有無を検出する。
研削して露出させた表面について、JIS Z 234
3の規定に準拠して欠陥の有無を検出する。
〔■〕浸炭試験
試験片(12φX6M!、mI]+)を固体浸炭剤(デ
グザKG30)中に埋覆して加熱し、850“Cから1
150°Cまで30Hrを要して昇温させ、1150″
Cに1811r保持したのち室温まで降温させるヒート
バクンを7回反復実施(試験時間合計: (3011r
+18Hr) X 7 = 336Hr)。
グザKG30)中に埋覆して加熱し、850“Cから1
150°Cまで30Hrを要して昇温させ、1150″
Cに1811r保持したのち室温まで降温させるヒート
バクンを7回反復実施(試験時間合計: (3011r
+18Hr) X 7 = 336Hr)。
試験後、試験片表面から1 mmの深さまで、0.25
mmのピッチで切粉を採取し、化学分析により各深さ位
置における炭素増加量を求める。
mmのピッチで切粉を採取し、化学分析により各深さ位
置における炭素増加量を求める。
(III)酸化試験
試験片(12φX50Cmm)を、大気中、1150”
Cに加熱保持する。加熱保持時間は100時間および5
00時間の2通りとした。試験後、試験片表面のスケー
ルを除去し、酸化による重量減少量を測定し、加熱保持
時間100時間と500時間の測定値から、年間腐食量
(mm / year)を外挿した。
Cに加熱保持する。加熱保持時間は100時間および5
00時間の2通りとした。試験後、試験片表面のスケー
ルを除去し、酸化による重量減少量を測定し、加熱保持
時間100時間と500時間の測定値から、年間腐食量
(mm / year)を外挿した。
(IV)クリープ破断試験
JIS Z 2272の規定による。試験温度: 11
00°C1荷重:1.5kgf/−0 第1表に、浸透探傷結果、並びに浸炭試験後の試験片表
面の炭素増量、酸化試験およびクリープ試験結果を示す
。また、第1図に浸炭試験片の深さ方向における炭素増
量分布を示す。
00°C1荷重:1.5kgf/−0 第1表に、浸透探傷結果、並びに浸炭試験後の試験片表
面の炭素増量、酸化試験およびクリープ試験結果を示す
。また、第1図に浸炭試験片の深さ方向における炭素増
量分布を示す。
上記試験結果から明らかなように、発明例(No。
1〜12)は、HP改良材(Nα101)を大きく凌ぐ
耐浸炭性、耐酸化性およびクリープ特性を有し、かつそ
の静置鋳造品は、鋳造欠陥(酸化物系介在物の内在)の
ない健全性を有している。なお、NCL102(0,4
C35Cr N1−AI−Fe系)は、発明例と同等
の耐浸炭性を有してはいるが、その鋳造品には、酸化物
系非金属介在物を主体とする多数の表面欠陥が発生して
いる。
耐浸炭性、耐酸化性およびクリープ特性を有し、かつそ
の静置鋳造品は、鋳造欠陥(酸化物系介在物の内在)の
ない健全性を有している。なお、NCL102(0,4
C35Cr N1−AI−Fe系)は、発明例と同等
の耐浸炭性を有してはいるが、その鋳造品には、酸化物
系非金属介在物を主体とする多数の表面欠陥が発生して
いる。
第
2
表
〔発明の効果〕
本発明の耐熱鋳鋼は、1100°Cを越える高温域にお
いてIIP材やIIP改良材を凌ぐ耐浸天性、耐酸化性
およびクリープ破断強度等を有すると共に、良好な鋳造
性を有しており、直管の遠心力鋳造はむろん、U字型管
等の異形管の静置鋳造においても、非金属介在物による
欠陥のない健全な鋳造品質が保証される。従って、直管
とヘンド管等の異形管が組合わされるエチレンクラッキ
ングチューブ等の反応管の配管構成材料として有用であ
り、その反応管の耐久性・安定性等の向上に大きな効果
が得られる。なお、本発明の耐熱鋳造は、リフオーマチ
ューブ、ラジアントチューブ、ハースロールシェル材料
等の高温用構造材料としても有用である。
いてIIP材やIIP改良材を凌ぐ耐浸天性、耐酸化性
およびクリープ破断強度等を有すると共に、良好な鋳造
性を有しており、直管の遠心力鋳造はむろん、U字型管
等の異形管の静置鋳造においても、非金属介在物による
欠陥のない健全な鋳造品質が保証される。従って、直管
とヘンド管等の異形管が組合わされるエチレンクラッキ
ングチューブ等の反応管の配管構成材料として有用であ
り、その反応管の耐久性・安定性等の向上に大きな効果
が得られる。なお、本発明の耐熱鋳造は、リフオーマチ
ューブ、ラジアントチューブ、ハースロールシェル材料
等の高温用構造材料としても有用である。
第1図CI )(n )は浸灰試験片の深さ方向の炭素
増量の分布を示すグラフ、第2図はエチレンクラッキン
グチューブの配管構成の例を模式的に示す図である。1
0:直管、20:U字型ベント管。 表面からの深t(mm) 第 図 [■コ 2 表面かうの深さ(mm)
増量の分布を示すグラフ、第2図はエチレンクラッキン
グチューブの配管構成の例を模式的に示す図である。1
0:直管、20:U字型ベント管。 表面からの深t(mm) 第 図 [■コ 2 表面かうの深さ(mm)
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C:0.3〜0.7%、Si:3%以下、Mn:2
%以下、Cr:30〜38%、Ni:40〜55%、N
:0.2%以下、並びにTi:0.01〜0.5%、Z
r:0.01〜0.5%、B:0.05%以下のいずれ
か1種ないし2種以上、およびNb:0.3〜1.8%
、Mo:1〜4%、W:0.5〜6%のいずれか1種な
いし2種以上、残部実質的にFeからなる耐熱合金。 2、C:0.3〜0.7%、Si:3%以下、Mn:2
%以下、Cr:30〜38%、Ni:40〜55%、N
:0.2%以下、並びにTi:0.01〜0.5%、Z
r:0.01〜0.5%、B:0.05%以下のいずれ
か1種ないし2種以上、Nb:0.3〜1.8%、Mo
:1〜4%、W:0.5〜6%のいずれか1種ないし2
種以上、およびCa:0.001〜0.1%、Y:0.
5%以下、Hf:0.5%以下、La:0.1%以下、
Ce:0.1%以下のいずれか1種ないし2種以上、残
部実質的にFeからなる耐熱合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24942789A JPH03111536A (ja) | 1989-09-26 | 1989-09-26 | 耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24942789A JPH03111536A (ja) | 1989-09-26 | 1989-09-26 | 耐熱合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03111536A true JPH03111536A (ja) | 1991-05-13 |
Family
ID=17192813
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24942789A Pending JPH03111536A (ja) | 1989-09-26 | 1989-09-26 | 耐熱合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03111536A (ja) |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5943851A (ja) * | 1982-09-06 | 1984-03-12 | Mitsubishi Metal Corp | 高温特性のすぐれた高強度鋳造合金 |
JPS61177352A (ja) * | 1985-02-01 | 1986-08-09 | Kubota Ltd | 石油化学工業反応管用耐熱鋳鋼 |
JPS61186446A (ja) * | 1985-02-14 | 1986-08-20 | Kubota Ltd | 耐熱合金 |
JPS6431931A (en) * | 1987-07-29 | 1989-02-02 | Nidatsuku Kk | Production of curved tube made of heat-resistant centrifugal cast alloy |
JPH01152245A (ja) * | 1987-12-10 | 1989-06-14 | Kubota Ltd | 耐浸炭性にすぐれる耐熱合金 |
-
1989
- 1989-09-26 JP JP24942789A patent/JPH03111536A/ja active Pending
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5943851A (ja) * | 1982-09-06 | 1984-03-12 | Mitsubishi Metal Corp | 高温特性のすぐれた高強度鋳造合金 |
JPS61177352A (ja) * | 1985-02-01 | 1986-08-09 | Kubota Ltd | 石油化学工業反応管用耐熱鋳鋼 |
JPS61186446A (ja) * | 1985-02-14 | 1986-08-20 | Kubota Ltd | 耐熱合金 |
JPS6431931A (en) * | 1987-07-29 | 1989-02-02 | Nidatsuku Kk | Production of curved tube made of heat-resistant centrifugal cast alloy |
JPH01152245A (ja) * | 1987-12-10 | 1989-06-14 | Kubota Ltd | 耐浸炭性にすぐれる耐熱合金 |
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