JPH03120338A - 室温伸び特性にすぐれた耐熱合金及び溶製法 - Google Patents
室温伸び特性にすぐれた耐熱合金及び溶製法Info
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- JPH03120338A JPH03120338A JP25959989A JP25959989A JPH03120338A JP H03120338 A JPH03120338 A JP H03120338A JP 25959989 A JP25959989 A JP 25959989A JP 25959989 A JP25959989 A JP 25959989A JP H03120338 A JPH03120338 A JP H03120338A
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Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (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。
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Description
【発明の詳細な説明】
[産業上の利用分野]
本発明は各種工業用炉の炉内部品等に用いられる耐熱合
金の改良に関し、より具体的には、1000℃以上の高
温に曝されてもクリープ破断強度が高く、耐酸化性にす
ぐれると共に、室温伸び特性にすぐれた耐熱合金及びそ
の製法に関する。
金の改良に関し、より具体的には、1000℃以上の高
温に曝されてもクリープ破断強度が高く、耐酸化性にす
ぐれると共に、室温伸び特性にすぐれた耐熱合金及びそ
の製法に関する。
[従来技術]
1000℃以上の高温で使用される工業用炉の炉内部品
等は、長時間の酸化作用を受け、また長時間の応力を受
けるため、これに使用される材料は高温における耐酸化
性にすぐれ、且つクリープ破断強度の高い特性が要求さ
れる。これに適合する材料として少量のTiを含有した
ニッケル・クロム・コバルト系耐熱合金が提案されてい
る(例えば、特公昭47−18333参照)。
等は、長時間の酸化作用を受け、また長時間の応力を受
けるため、これに使用される材料は高温における耐酸化
性にすぐれ、且つクリープ破断強度の高い特性が要求さ
れる。これに適合する材料として少量のTiを含有した
ニッケル・クロム・コバルト系耐熱合金が提案されてい
る(例えば、特公昭47−18333参照)。
[発明が解決しようとする課題]
前記のニッケル・クロム・コバルト系の耐熱合金は、C
o基合金又はNi基合金が高価なCo又はNiを多量に
使用せねばならない不経済に鑑み開発されたものである
。即ち、co及びNiの含有量を少なくシ、その代わり
にTiを添加してクリープ破断強度の向上を図ると共に
、Tiの含有量を低く抑えることで大気溶解によって、
所定の高温特性を具備した合金を安価に製造できるよう
にしたものである。
o基合金又はNi基合金が高価なCo又はNiを多量に
使用せねばならない不経済に鑑み開発されたものである
。即ち、co及びNiの含有量を少なくシ、その代わり
にTiを添加してクリープ破断強度の向上を図ると共に
、Tiの含有量を低く抑えることで大気溶解によって、
所定の高温特性を具備した合金を安価に製造できるよう
にしたものである。
しかし、前記の合金は、高温におけるクリープ破断強度
が高く、耐酸化性にすぐれるが、耐熱衝撃性が充分でな
いため、加熱・冷却が繰り返される条件で使用すると材
料寿命が短い問題があった。
が高く、耐酸化性にすぐれるが、耐熱衝撃性が充分でな
いため、加熱・冷却が繰り返される条件で使用すると材
料寿命が短い問題があった。
また、溶接性、室温伸び特性に劣るため、材料の加工段
階で破損する問題があった。
階で破損する問題があった。
これは、大気溶解の場合、Tiを添加するとTiの一部
がスラグ(T iの酸化物、窒化物等)として浮上する
ため、その減少分を見込んでTiが過剰に添加される。
がスラグ(T iの酸化物、窒化物等)として浮上する
ため、その減少分を見込んでTiが過剰に添加される。
一方、浮上しないスラグは鋳造時に巻き込まれて鋳造欠
陥発生の原因となり、また室温伸び特性を低下させる原
因になることがわかった。
陥発生の原因となり、また室温伸び特性を低下させる原
因になることがわかった。
また、室温伸び特性と、溶接性、耐熱衝撃性とは相関関
係があって、室温伸び特性を改善すれば溶接性、耐熱衝
撃性もそれに対応して向上することは知られている。
係があって、室温伸び特性を改善すれば溶接性、耐熱衝
撃性もそれに対応して向上することは知られている。
[発明の目的]
本発明は、ニッケル・クロム・コバルト系に少量のTi
を添加した耐熱合金の清浄度を高め、室温伸び特性を改
善することを目的とする。
を添加した耐熱合金の清浄度を高め、室温伸び特性を改
善することを目的とする。
[課題を解決するための手段]
溶製段階におけるTtの過剰添加を防止するため、本発
明者は脱ガス溶解に着目した。脱ガス溶解によれば、次
の式に示す通り、脱酸反応が生じ、【O](溶鋼中の酸
素)は除去され、Tiと酸素との反応量は少なくなって
、Tiの添加量は大気溶解の場合に比べて軽減できると
考えられるからである。
明者は脱ガス溶解に着目した。脱ガス溶解によれば、次
の式に示す通り、脱酸反応が生じ、【O](溶鋼中の酸
素)は除去され、Tiと酸素との反応量は少なくなって
、Tiの添加量は大気溶解の場合に比べて軽減できると
考えられるからである。
[C] + [0] →CO(g)具体的には、重
量%にて、C:0.3〜0.6%、Si :2.0%以
下、Mn:2.0%以下、Cr:15〜30%、Ni:
19〜3.0%、Co:10〜20%、W:O,1〜2
.9%、T i :0.05〜2%を含有し、残部Fe
及び不可避の不純物からなる耐熱合金の溶製段階におい
て、溶製開始から長くても30分間、5 、0mmHg
以下の真空状態とし、溶製時に添加するTiは2.5%
以下とするものである。
量%にて、C:0.3〜0.6%、Si :2.0%以
下、Mn:2.0%以下、Cr:15〜30%、Ni:
19〜3.0%、Co:10〜20%、W:O,1〜2
.9%、T i :0.05〜2%を含有し、残部Fe
及び不可避の不純物からなる耐熱合金の溶製段階におい
て、溶製開始から長くても30分間、5 、0mmHg
以下の真空状態とし、溶製時に添加するTiは2.5%
以下とするものである。
[発明の効果]
溶製段階でTiを過剰に添加しなくともよいから、溶製
された合金の清浄度がよく、合金の室温特性が改善され
る。また、1000℃以上の高温の使用において、高い
クリープ破断強度とすぐれた耐酸化性を発揮する。
された合金の清浄度がよく、合金の室温特性が改善され
る。また、1000℃以上の高温の使用において、高い
クリープ破断強度とすぐれた耐酸化性を発揮する。
従って、本発明の方法によった耐熱合金は、ハースロー
ル、ラジアントチューブ、トレイ等の工業用炉の炉内部
品に適用すると、その特性を充分に発揮できる。
ル、ラジアントチューブ、トレイ等の工業用炉の炉内部
品に適用すると、その特性を充分に発揮できる。
[成分限定理由]
本発明の溶製法は前記成分組成の耐熱合金を対象とする
ものであって、該耐熱合金の成分組成の限定理由は次の
通りである。
ものであって、該耐熱合金の成分組成の限定理由は次の
通りである。
C: 0.3〜0.6%
C含有量が0.3%に満たないとクリープ破断強度は著
しく低下する。一方、0.6%を超えて含有するとCr
、W複炭化物だけが増加するため、これら元素の固溶に
よって高温強度の確保が困難となるばかりか、耐酸化性
も著しく低下する。このため、Cは0.3〜0.6%と
する。なお、0.35〜0.45%の範囲内で含有する
のがより好ましい。
しく低下する。一方、0.6%を超えて含有するとCr
、W複炭化物だけが増加するため、これら元素の固溶に
よって高温強度の確保が困難となるばかりか、耐酸化性
も著しく低下する。このため、Cは0.3〜0.6%と
する。なお、0.35〜0.45%の範囲内で含有する
のがより好ましい。
S i : 2.0%以下
Siは高温強度を損なう元素であり、その傾向は、10
00℃以上の高温で特に著しい。しかし、鋳造性を高め
る効果も有するため、2.0%以下の範囲で含有させる
。
00℃以上の高温で特に著しい。しかし、鋳造性を高め
る効果も有するため、2.0%以下の範囲で含有させる
。
Mn:2.0%以下
Mnは耐酸化性及び高温強度を低下させるため、多量に
含むことは好ましくない。しかし、鋳物としての鋳造性
を高め、脱酸剤、脱硫剤としても有効である。従って、
耐酸化性及び高温強度を著しく低下させない範囲、即ち
2.0%以下の範囲で含有させる。
含むことは好ましくない。しかし、鋳物としての鋳造性
を高め、脱酸剤、脱硫剤としても有効である。従って、
耐酸化性及び高温強度を著しく低下させない範囲、即ち
2.0%以下の範囲で含有させる。
(:r:15〜30%
Crの含有量は15%に満たないと1000℃以上の高
温材料として充分な耐酸化性を具備することができない
。一方、含有量が30%を超えると鋳造割れの発生が著
しく増加すると共に高温強度も低下する。このため、含
有量は15〜30%に規定する。
温材料として充分な耐酸化性を具備することができない
。一方、含有量が30%を超えると鋳造割れの発生が著
しく増加すると共に高温強度も低下する。このため、含
有量は15〜30%に規定する。
なお、24〜27%の範囲内で含有することがより好ま
しい。
しい。
Ni:19〜30%
NiはWの存在下においてCrの酸化物と共存し、緻密
で且つ高温安定性にすぐれる耐酸化皮膜を形成し、基地
のオーステナイトを安定化させる作用を有する。また、
W、Cr、Cとの相互作用によって高温強度を確保する
作用を有する。このため、含有量は19〜30%に規定
する。なお、22〜25%の範囲内で含有することがよ
り好ましい。
で且つ高温安定性にすぐれる耐酸化皮膜を形成し、基地
のオーステナイトを安定化させる作用を有する。また、
W、Cr、Cとの相互作用によって高温強度を確保する
作用を有する。このため、含有量は19〜30%に規定
する。なお、22〜25%の範囲内で含有することがよ
り好ましい。
Co:10〜20%
coはCの溶解度を高め、クリープ破断強度を向上させ
る作用を有する。しかし、その含有量が10%に満たな
いとその効果が認められない。また、20%を超えて含
有すると、クリープ破断強度は向上するが、耐酸化性を
低下させる。このため、含有量は10〜20%に規定す
る。なお、14〜18%の範囲内で含有することがより
好ましい。
る作用を有する。しかし、その含有量が10%に満たな
いとその効果が認められない。また、20%を超えて含
有すると、クリープ破断強度は向上するが、耐酸化性を
低下させる。このため、含有量は10〜20%に規定す
る。なお、14〜18%の範囲内で含有することがより
好ましい。
W : 0.1〜2,9%
Wはオーステナイト基地の固溶体強化及びCr。
W複炭化物の粒界析出による粒界強化を図る上で有効な
元素である。その含有量が0.1%より少なければ10
00℃以上の高温におけるクリープ破断強度の向上に顕
著な効果が認められない。一方、2゜9%を超えて含有
しても、対応する強度向上効果が認められないばかりか
、相対的にCrやNiの量を低下させて耐酸化性の低下
を招く。このため、含有量は0.1〜2.9%に規定す
る。なお、1.8〜2.3%の範囲内で含有することが
より好ましい。
元素である。その含有量が0.1%より少なければ10
00℃以上の高温におけるクリープ破断強度の向上に顕
著な効果が認められない。一方、2゜9%を超えて含有
しても、対応する強度向上効果が認められないばかりか
、相対的にCrやNiの量を低下させて耐酸化性の低下
を招く。このため、含有量は0.1〜2.9%に規定す
る。なお、1.8〜2.3%の範囲内で含有することが
より好ましい。
Ti:0.05〜2%
Tiは炭窒化物等の形成によって、クリープ破断強度等
の高温強度、耐熱衝撃性を高める。その含有量が0.0
5%に満たないとその効果を充分に発揮できない。含有
量の増加に伴ってその効果は増すが、含有量が2%を超
えると析出物の粗大化や酸化物系介在物量が増加し、却
って強度の低下を招来する。このため、含有量は0.0
5〜2%に規定する。
の高温強度、耐熱衝撃性を高める。その含有量が0.0
5%に満たないとその効果を充分に発揮できない。含有
量の増加に伴ってその効果は増すが、含有量が2%を超
えると析出物の粗大化や酸化物系介在物量が増加し、却
って強度の低下を招来する。このため、含有量は0.0
5〜2%に規定する。
上記合金の残部は、Fe及び不可避的に混入するPSS
その他の不純物元素からなる。なお、不純物は、この種
の合金で通常許容される範囲内であれば差し支えない。
その他の不純物元素からなる。なお、不純物は、この種
の合金で通常許容される範囲内であれば差し支えない。
[実施例コ
次に、実施例によって本発明の脱ガス溶解法の効果を具
体的に説明する。
体的に説明する。
第1表は、脱ガス溶解によって溶製した耐熱合金(本発
明例)と、大気溶解によって溶製した耐熱合金(比較例
)の供試材の化学成分組成を示す。第2表はこれら供試
材の清浄度及び室温における機械的性質を調べたもので
ある。清浄度はJIS G 0555に基づいて求めた
。機械的性質は、JIS試験方法に基づいて、耐力、引
張強さ及び伸びを調べた。
明例)と、大気溶解によって溶製した耐熱合金(比較例
)の供試材の化学成分組成を示す。第2表はこれら供試
材の清浄度及び室温における機械的性質を調べたもので
ある。清浄度はJIS G 0555に基づいて求めた
。機械的性質は、JIS試験方法に基づいて、耐力、引
張強さ及び伸びを調べた。
表中、Nα1及びNα2は比較例、Nα3及びNa 4
は本発明例を夫々示す。なお、第1表において、特にT
iについては、脱ガス溶解の効果を明瞭にするため、添
加量も併記した。
は本発明例を夫々示す。なお、第1表において、特にT
iについては、脱ガス溶解の効果を明瞭にするため、添
加量も併記した。
第2表
第1表から明らかなように、Tiの添加量を着目すると
、本発明例の添加量は比較例に比べて著しく少なくて済
むことがわかる。即ち、本発明例の場合、合金に含有さ
せるべき全の約1.2倍程度の量を溶製段階で添加すれ
ばよいのに対し、比較例では約2倍添加する必要がある
。本発明が対象とする合金のTi含有量は最大2%であ
るから、特許請求の範囲に規定するごとく、最大2.5
%の添加によって目的を達成できる。
、本発明例の添加量は比較例に比べて著しく少なくて済
むことがわかる。即ち、本発明例の場合、合金に含有さ
せるべき全の約1.2倍程度の量を溶製段階で添加すれ
ばよいのに対し、比較例では約2倍添加する必要がある
。本発明が対象とする合金のTi含有量は最大2%であ
るから、特許請求の範囲に規定するごとく、最大2.5
%の添加によって目的を達成できる。
第2表から明らかなように、Ti添加量の削減効果とし
て、合金の清浄度と伸び特性が著しく改善されているこ
とが立証される。即ち、本発明例の清浄度は0.04〜
0.05%であるのに対し、比較例の清浄度は0.14
〜0.16%である。また、本発明例の伸びは11.5
〜1148%であるのに対し、比較例の伸びは5.1〜
5.8%である。
て、合金の清浄度と伸び特性が著しく改善されているこ
とが立証される。即ち、本発明例の清浄度は0.04〜
0.05%であるのに対し、比較例の清浄度は0.14
〜0.16%である。また、本発明例の伸びは11.5
〜1148%であるのに対し、比較例の伸びは5.1〜
5.8%である。
溶製開始後、少なくとも15分間、長くても30分間、
5 、0mmHg以下の真空状態で溶製した場合、鋳造
時の雰囲気が、真空、Arガス又は大気の何れの雰囲気
であっても、鋳造品の品質に差がないことも判明した。
5 、0mmHg以下の真空状態で溶製した場合、鋳造
時の雰囲気が、真空、Arガス又は大気の何れの雰囲気
であっても、鋳造品の品質に差がないことも判明した。
これは、−旦脱ガスされた溶湯は、出鋼後から鋳造まで
の間の吸収ガス量に影響されないことを示している。
の間の吸収ガス量に影響されないことを示している。
Claims (2)
- (1)重量%にて、C:0.3〜0.6%、Si:2.
0%以下、Mn:2.0%以下、Cr:15〜30%、
Ni:19〜30%、Co:10〜20%、W:0.1
〜2.9%、Ti:0.05〜2%を含有し、残部Fe
及び不可避の不純物からなる耐熱合金の溶製法において
、溶製開始から長くても30分間、5.0mmHg以下
の真空状態とし、溶製時に添加するTiは2.5%以下
とすることを特徴とする、室温伸び特性にすぐれた耐熱
合金の溶製法。 - (2)重量%にて、C:0.3〜0.6%、Si:2.
0%以下、Mn:2.0%以下、Cr:15〜30%、
Ni:19〜30%、Co:10〜20%、W:0.1
〜2.9%、Ti:0.05〜2%を含有し、残部Fe
及び不可避の不純物からなる、室温伸び特性にすぐれた
耐熱合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25959989A JPH03120338A (ja) | 1989-10-03 | 1989-10-03 | 室温伸び特性にすぐれた耐熱合金及び溶製法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP25959989A JPH03120338A (ja) | 1989-10-03 | 1989-10-03 | 室温伸び特性にすぐれた耐熱合金及び溶製法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH03120338A true JPH03120338A (ja) | 1991-05-22 |
Family
ID=17336338
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP25959989A Pending JPH03120338A (ja) | 1989-10-03 | 1989-10-03 | 室温伸び特性にすぐれた耐熱合金及び溶製法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH03120338A (ja) |
-
1989
- 1989-10-03 JP JP25959989A patent/JPH03120338A/ja active Pending
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