JPH07228941A - 耐熱鋳造合金 - Google Patents
耐熱鋳造合金Info
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- JPH07228941A JPH07228941A JP1917194A JP1917194A JPH07228941A JP H07228941 A JPH07228941 A JP H07228941A JP 1917194 A JP1917194 A JP 1917194A JP 1917194 A JP1917194 A JP 1917194A JP H07228941 A JPH07228941 A JP H07228941A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】ラジアントチューブ，バーナノズル等の構成材
料として有用な、高温クリープ強度，耐酸化性，低熱膨
張率，高熱伝導率等を備えた耐熱鋳造合金を提供する。 【構成】（１）Ｃｒ：６８〜７５％、（２）Ｍｏ：４％
以下，Ｗ：２％以下，Ｎｂ：４％以下，Ｔａ：４％以下
の群から選ばれる１種ないし２種以上、（３）Ｎｉ：２
％以下，Ｔｉ：２％以下，Ｚｒ：０．５％以下の群から
選ばれる１種もしくは２種以上、（４）Ｓｉ：０．５〜
３％，Ａｌ：０．３〜２％の群から選ばれる１種もしく
は２種、（５）Ｍｎ：２％以下，Ｂ：０．０２〜０．３
％の群から選ばれる１種もしくは２種、（６）Ｃｏ：４
％以下、の（１）〜（６）の各元素を含有し、Ｃ：０．
２％以下の混在が許容され、残部は実質的にＦｅからな
る。所望により、４％以下のＣｏが添加される。
料として有用な、高温クリープ強度，耐酸化性，低熱膨
張率，高熱伝導率等を備えた耐熱鋳造合金を提供する。 【構成】（１）Ｃｒ：６８〜７５％、（２）Ｍｏ：４％
以下，Ｗ：２％以下，Ｎｂ：４％以下，Ｔａ：４％以下
の群から選ばれる１種ないし２種以上、（３）Ｎｉ：２
％以下，Ｔｉ：２％以下，Ｚｒ：０．５％以下の群から
選ばれる１種もしくは２種以上、（４）Ｓｉ：０．５〜
３％，Ａｌ：０．３〜２％の群から選ばれる１種もしく
は２種、（５）Ｍｎ：２％以下，Ｂ：０．０２〜０．３
％の群から選ばれる１種もしくは２種、（６）Ｃｏ：４
％以下、の（１）〜（６）の各元素を含有し、Ｃ：０．
２％以下の混在が許容され、残部は実質的にＦｅからな
る。所望により、４％以下のＣｏが添加される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、ラジアントチューブ、
バーナノズル等の部材料として有用な耐火性、耐酸化
性、高温強度等に優れた耐熱鋳造合金に関する。
バーナノズル等の部材料として有用な耐火性、耐酸化
性、高温強度等に優れた耐熱鋳造合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】鋼材熱処理炉等に配設されるラジアント
チューブは、高温燃焼ガスの直接接触に耐え得る酸化抵
抗性、耐焼損性、および高温クリープ変形抵抗性、耐熱
衝撃性等の諸特性を具備するものであることが要求され
る。また、ラジアントチューブ（Ｕ字形状，Ｗ字形状等
を有する）の異型管形状は、伸直形状の管体（遠心力鋳
造管等の直管）とＵ字型管とを突き合わせ溶接すること
により組み立てられるので、溶接性にも優れていること
が必要である。従来より上記管材料として、２０Ｎｉ−
２５Ｃｒ−Ｆｅ（ASTM ＨＫ40，ＪＩＳ Ｇ5122 ＳＣ
Ｈ22）、３５Ｎｉ−２５Ｃｒ−Ｆｅ（ASTM ＨＰ45，Ｊ
ＩＳＧ5122 ＳＣＨ24）、あるいは５０Ｎｉ−３０Ｃｒ
−１３Ｗ−Ｆｅ等の高Ｎｉ−高Ｃｒ系耐熱鋳造合金が使
用されてきた。
チューブは、高温燃焼ガスの直接接触に耐え得る酸化抵
抗性、耐焼損性、および高温クリープ変形抵抗性、耐熱
衝撃性等の諸特性を具備するものであることが要求され
る。また、ラジアントチューブ（Ｕ字形状，Ｗ字形状等
を有する）の異型管形状は、伸直形状の管体（遠心力鋳
造管等の直管）とＵ字型管とを突き合わせ溶接すること
により組み立てられるので、溶接性にも優れていること
が必要である。従来より上記管材料として、２０Ｎｉ−
２５Ｃｒ−Ｆｅ（ASTM ＨＫ40，ＪＩＳ Ｇ5122 ＳＣ
Ｈ22）、３５Ｎｉ−２５Ｃｒ−Ｆｅ（ASTM ＨＰ45，Ｊ
ＩＳＧ5122 ＳＣＨ24）、あるいは５０Ｎｉ−３０Ｃｒ
−１３Ｗ−Ｆｅ等の高Ｎｉ−高Ｃｒ系耐熱鋳造合金が使
用されてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来の耐熱合金からな
るラジアントチューブは、実使用過程で酸化による損傷
および熱応力による変形や、自重によるクリープ変形等
を生じ易く、特にバーナ近傍領域のように高温燃焼フレ
ームにより約１３００℃前後ないしそれ以上に加熱昇温
する領域では、変形・亀裂等の他に、焼損や溶損等を生
じ、チューブの耐用寿命の大きな影響を与えている。こ
のため、バーナの燃焼条件を抑制（例えば、加熱温度を
約１０００℃以下に制限）すること等も行われている
が、ラジアントチューブの耐用寿命は約２〜３年程度に
留まり、またバーナノズル約３〜６カ月程度の使用で廃
却を余儀なくされることも多い。近時は、熱効率の向上
の要請から、バーナの高温燃焼技術が進み、ラジアント
チューブの使用条件は更に苛酷化しつつある。この対策
として、セラミックスチューブを適用する試みもなされ
ているが、熱応力や、燃焼運転のオン・オフに伴う昇降
温過程でのクラック，スポーリング等の問題があり、実
用化には程遠いのが実情である。本発明は、上記に鑑
み、従来の耐熱合金を凌ぐ耐火・耐熱性を有し、高温ク
リープ強度に優れ、かつ熱衝撃に対する抵抗性等を具備
し、ラジアントチューブやバーナノズル等の燃焼部構成
材料として有用な耐熱鋳造合金を提供しようとするもの
である。
るラジアントチューブは、実使用過程で酸化による損傷
および熱応力による変形や、自重によるクリープ変形等
を生じ易く、特にバーナ近傍領域のように高温燃焼フレ
ームにより約１３００℃前後ないしそれ以上に加熱昇温
する領域では、変形・亀裂等の他に、焼損や溶損等を生
じ、チューブの耐用寿命の大きな影響を与えている。こ
のため、バーナの燃焼条件を抑制（例えば、加熱温度を
約１０００℃以下に制限）すること等も行われている
が、ラジアントチューブの耐用寿命は約２〜３年程度に
留まり、またバーナノズル約３〜６カ月程度の使用で廃
却を余儀なくされることも多い。近時は、熱効率の向上
の要請から、バーナの高温燃焼技術が進み、ラジアント
チューブの使用条件は更に苛酷化しつつある。この対策
として、セラミックスチューブを適用する試みもなされ
ているが、熱応力や、燃焼運転のオン・オフに伴う昇降
温過程でのクラック，スポーリング等の問題があり、実
用化には程遠いのが実情である。本発明は、上記に鑑
み、従来の耐熱合金を凌ぐ耐火・耐熱性を有し、高温ク
リープ強度に優れ、かつ熱衝撃に対する抵抗性等を具備
し、ラジアントチューブやバーナノズル等の燃焼部構成
材料として有用な耐熱鋳造合金を提供しようとするもの
である。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の耐熱鋳造合金
は、（１）Ｃｒ：６８〜７５％、（２）Ｍｏ：４％以
下，Ｗ：２％以下，Ｎｂ：４％以下，Ｔａ：４％以下の
群から選ばれる１種ないし２種以上、（３）Ｎｉ：２％
以下，Ｔｉ：２％以下，Ｚｒ：０．５％以下の群から選
ばれる１種もしくは２種以上、（４）Ｓｉ：０．５〜３
％，Ａｌ：０．３〜２％の群から選ばれる１種もしくは
２種、（５）Ｍｎ：２％以下，Ｂ：０．０２〜０．３％
の群から選ばれる１種もしくは２種、の（１）〜（５）
の各元素、および所望により、（６）Ｃｏ：４％以下、
を含有し、Ｃ：０．２％以下の混在が許容され、残部は
実質的にＦｅからなる化学組成を有している。
は、（１）Ｃｒ：６８〜７５％、（２）Ｍｏ：４％以
下，Ｗ：２％以下，Ｎｂ：４％以下，Ｔａ：４％以下の
群から選ばれる１種ないし２種以上、（３）Ｎｉ：２％
以下，Ｔｉ：２％以下，Ｚｒ：０．５％以下の群から選
ばれる１種もしくは２種以上、（４）Ｓｉ：０．５〜３
％，Ａｌ：０．３〜２％の群から選ばれる１種もしくは
２種、（５）Ｍｎ：２％以下，Ｂ：０．０２〜０．３％
の群から選ばれる１種もしくは２種、の（１）〜（５）
の各元素、および所望により、（６）Ｃｏ：４％以下、
を含有し、Ｃ：０．２％以下の混在が許容され、残部は
実質的にＦｅからなる化学組成を有している。
【０００５】
【作用】上記成分構成を有する本発明の耐熱鋳造合金
は、従来の高Ｎｉ−高Ｃｒ系耐熱合金（融点約１４００
℃）を超える高融点と、強力な酸化抵抗性を有すると共
に、高温域でのクリープ変形抵抗性が高く、かつ高熱伝
導率と低熱膨張率とを兼備し、ラジアントチューブやバ
ーナノズル等に要求される耐火・耐熱性、耐焼損・溶損
性、および耐熱衝撃性等の諸特性を高めるものである。
は、従来の高Ｎｉ−高Ｃｒ系耐熱合金（融点約１４００
℃）を超える高融点と、強力な酸化抵抗性を有すると共
に、高温域でのクリープ変形抵抗性が高く、かつ高熱伝
導率と低熱膨張率とを兼備し、ラジアントチューブやバ
ーナノズル等に要求される耐火・耐熱性、耐焼損・溶損
性、および耐熱衝撃性等の諸特性を高めるものである。
【０００６】本発明の耐熱鋳造合金の成分限定理由は次
のとおりである。成分含有量を示す％はすべて重量％で
ある。 Ｃｒ：６８〜７５％ Ｃｒ基組成は本発明合金の最大の特徴である。Ｃｒ含有
量の下限を６８％とするのは、ラジアントチューブやバ
ーナノズル等としての使用に耐え得る高融点を確保する
と共に、クリープ変形に対する高い抵抗性を確保するた
めである。また、この高Ｃｒ組成の本発明合金（フェラ
イト系合金）は、オーステナイト基地を有する通常の耐
熱合金に比し、高熱伝導率と低熱膨張率とを併せ有して
いる。Ｃｒ量を高くする程、融点および高温クリープ強
度は向上するが、高融点化に伴う合金の溶解および鋳造
操業の困難が増すので、７５％を上限とする。
のとおりである。成分含有量を示す％はすべて重量％で
ある。 Ｃｒ：６８〜７５％ Ｃｒ基組成は本発明合金の最大の特徴である。Ｃｒ含有
量の下限を６８％とするのは、ラジアントチューブやバ
ーナノズル等としての使用に耐え得る高融点を確保する
と共に、クリープ変形に対する高い抵抗性を確保するた
めである。また、この高Ｃｒ組成の本発明合金（フェラ
イト系合金）は、オーステナイト基地を有する通常の耐
熱合金に比し、高熱伝導率と低熱膨張率とを併せ有して
いる。Ｃｒ量を高くする程、融点および高温クリープ強
度は向上するが、高融点化に伴う合金の溶解および鋳造
操業の困難が増すので、７５％を上限とする。
【０００７】Ｍｏ：４％以下 Ｍｏは、高温クリープ強度を高める効果を有する。Ｂと
複合添加される場合のクリープ特性改善効果は顕著であ
る。しかし、４％を超えると、合金が脆化し、鋳造割れ
を生じ易く、機械加工も困難となる。このため、４％を
上限とする。好ましくは、０．５〜４％である。
複合添加される場合のクリープ特性改善効果は顕著であ
る。しかし、４％を超えると、合金が脆化し、鋳造割れ
を生じ易く、機械加工も困難となる。このため、４％を
上限とする。好ましくは、０．５〜４％である。
【０００８】Ｗ：２％以下 Ｗは、高温クリープ強度の改善に奏効する。２％を超え
ると、合金の耐酸化性を悪くするので、これを上限とす
る。好ましくは、０．１〜２％である。
ると、合金の耐酸化性を悪くするので、これを上限とす
る。好ましくは、０．１〜２％である。
【０００９】Ｔａ：４％以下 Ｔａは、高温クリープ強度の改善に有効な元素である。
その含有量を４％以下とするのは、これを超えると、合
金の耐酸化性が悪くなるからである。好ましくは０．５
〜４％である。
その含有量を４％以下とするのは、これを超えると、合
金の耐酸化性が悪くなるからである。好ましくは０．５
〜４％である。
【００１０】Ｎｂ：４％以下 Ｎｂは、高温クリープ強度の改善効果を有する。しか
し、４％を超えて多量に添加すると、耐酸化性の低下を
きたすので、これを上限とする。好ましくは０．５〜４
％である。
し、４％を超えて多量に添加すると、耐酸化性の低下を
きたすので、これを上限とする。好ましくは０．５〜４
％である。
【００１１】Ｎｉ：２％以下 Ｎｉは、高温クリープ強度を高める元素である。この効
果を得るための添加量は、２％までとすべきである。こ
れを超えると、合金溶湯の流動性が悪く、鋳造品質の確
保が困難となるほか、機械加工の困難が増すからでる。
好ましくは、０．１〜２％である。
果を得るための添加量は、２％までとすべきである。こ
れを超えると、合金溶湯の流動性が悪く、鋳造品質の確
保が困難となるほか、機械加工の困難が増すからでる。
好ましくは、０．１〜２％である。
【００１２】Ｔｉ：２％以下 Ｔｉは、高温クリープ強度の改善に奏効する。その添加
量を２％以下とするのは、これを超えると、上記Ｎｉと
同様に、合金の湯流れ性の低下による鋳造性の悪化、お
よび機械加工の困難をきたすからである。好ましくは、
０．１〜２％である。
量を２％以下とするのは、これを超えると、上記Ｎｉと
同様に、合金の湯流れ性の低下による鋳造性の悪化、お
よび機械加工の困難をきたすからである。好ましくは、
０．１〜２％である。
【００１３】Ｚｒ：０．５％以下 Ｚｒは、高温クリープ強度を高め、また合金溶製工程に
おいては脱窒効果を奏する。しかし、０．５％を超えて
多量に添加すると、熱間塑性加工性（例えば、Ｕ字型管
の曲げ加工等）が悪くなるので、これを上限とする。好
ましくは、０．０５〜０．５％である。
おいては脱窒効果を奏する。しかし、０．５％を超えて
多量に添加すると、熱間塑性加工性（例えば、Ｕ字型管
の曲げ加工等）が悪くなるので、これを上限とする。好
ましくは、０．０５〜０．５％である。
【００１４】Ｓｉ：０．５〜３％ Ｓｉは、高温酸化雰囲気において合金表面に緻密な酸化
被膜を形成する。その酸化被膜は合金の酸化損傷を抑制
防止する保護膜として機能する。この効果は、０．５％
以上の添加により得られる。添加増量により効果は高め
られ、その増量は鋳造工程における合金溶湯の流動性の
改善にも役立つ。しかし、過度に添加すると、溶接性が
低下し、溶接割れ防止のための予熱温度を高くすること
が必要となる等の不利を招く。このため、３％を上限と
する。
被膜を形成する。その酸化被膜は合金の酸化損傷を抑制
防止する保護膜として機能する。この効果は、０．５％
以上の添加により得られる。添加増量により効果は高め
られ、その増量は鋳造工程における合金溶湯の流動性の
改善にも役立つ。しかし、過度に添加すると、溶接性が
低下し、溶接割れ防止のための予熱温度を高くすること
が必要となる等の不利を招く。このため、３％を上限と
する。
【００１５】Ａｌ：０．３〜２％ Ａｌは、合金溶製工程における脱酸・脱窒作用を有する
ほか、高温使用環境における合金表面に保護膜となる緻
密な酸化被膜を形成し、酸化損傷の抑制防止に奏効す
る。この効果を得るためには０．３％以上を必要とす
る。しかし、多量に添加すると、合金溶湯の流動性が著
しく低下し、２％を超えると大気鋳造が困難となるの
で、これを上限とする。
ほか、高温使用環境における合金表面に保護膜となる緻
密な酸化被膜を形成し、酸化損傷の抑制防止に奏効す
る。この効果を得るためには０．３％以上を必要とす
る。しかし、多量に添加すると、合金溶湯の流動性が著
しく低下し、２％を超えると大気鋳造が困難となるの
で、これを上限とする。
【００１６】Ｍｎ：２％以下 Ｍｎは、高Ｃｒ合金である本発明合金の融点を、溶解精
錬の円滑な遂行を妨げない程度（約１６５０℃以下）に
下げる効果を有する。また、合金溶湯の脱酸・脱硫作用
を奏する。この効果を得るための添加量は２％までとす
る。これを超えて多量に添加すると、融点の低下が大き
くなり、合金の高温特性を損なうことになるからであ
る。好ましくは、０．５〜２％である。
錬の円滑な遂行を妨げない程度（約１６５０℃以下）に
下げる効果を有する。また、合金溶湯の脱酸・脱硫作用
を奏する。この効果を得るための添加量は２％までとす
る。これを超えて多量に添加すると、融点の低下が大き
くなり、合金の高温特性を損なうことになるからであ
る。好ましくは、０．５〜２％である。
【００１７】Ｂ：０．０２〜０．３％ Ｂは、合金の融点を下げ、合金の溶解精錬の容易化に奏
効する元素である。また、前記Ｍｏとの共存下に、合金
のクリープ強度を高める効果を有する。この効果は０．
０２％の添加により得られる。しかし、多量に添加する
と、合金の耐酸化性が悪くなるので、０．３％を上限と
する。
効する元素である。また、前記Ｍｏとの共存下に、合金
のクリープ強度を高める効果を有する。この効果は０．
０２％の添加により得られる。しかし、多量に添加する
と、合金の耐酸化性が悪くなるので、０．３％を上限と
する。
【００１８】Ｃｏ：４％以下 Ｃｏは、合金の高温伸び特性を高め、溶接施工における
高温割れの防止、高温使用環境における熱応力の吸収緩
和に奏効する。また、遠心力鋳造された直管をＵ字型管
形状に成形するための塑性加工性を高めるのにも有効で
ある。添加量を４％以下としたのは、これを超えると、
高温クリープ変形が大きくなるからである。好ましく
は、０．５〜４％である。
高温割れの防止、高温使用環境における熱応力の吸収緩
和に奏効する。また、遠心力鋳造された直管をＵ字型管
形状に成形するための塑性加工性を高めるのにも有効で
ある。添加量を４％以下としたのは、これを超えると、
高温クリープ変形が大きくなるからである。好ましく
は、０．５〜４％である。
【００１９】Ｃ：０．２％以下 本発明合金におけるＣは、必須の成分ではなく、合金原
料に付随して混入が許容される元素である。耐熱合金に
おけるＣは、炭化物を形成し高温強度を高める元素とし
て添加されるのが通常であるが、本発明合金の主たる用
途であるラジアントチューブ等のように約１２５０℃を
超える高温環境では、炭化物を析出させても、クリープ
強度の改善効果は得られず、またＣ量の増加は、合金の
鋳造割れの発生傾向を高める原因となり、かつ熱衝撃性
や機械加工性の低下を伴う等の不利を招く。しかし、
０．２％以下の量であれば、そのような実害を回避で
き、またその混在は合金の融点を下げ、溶解精錬・鋳造
操業の容易化にも役立つ。このため、０．２％を限度と
してその混在を許容することとした。
料に付随して混入が許容される元素である。耐熱合金に
おけるＣは、炭化物を形成し高温強度を高める元素とし
て添加されるのが通常であるが、本発明合金の主たる用
途であるラジアントチューブ等のように約１２５０℃を
超える高温環境では、炭化物を析出させても、クリープ
強度の改善効果は得られず、またＣ量の増加は、合金の
鋳造割れの発生傾向を高める原因となり、かつ熱衝撃性
や機械加工性の低下を伴う等の不利を招く。しかし、
０．２％以下の量であれば、そのような実害を回避で
き、またその混在は合金の融点を下げ、溶解精錬・鋳造
操業の容易化にも役立つ。このため、０．２％を限度と
してその混在を許容することとした。
【００２０】本発明の耐熱合金は、高周波溶解炉等での
大気溶解法により溶製され、またラジアントチューブ
や、バーナ部を構成するバーナノズル、バーナガン等の
管体は、鋳造（遠心力鋳造等）により、任意の管サイズ
を有するものを製造することができる。鋳造材は、特別
の熱処理を必要とせず、管サイズ等に応じて応力除去の
ための焼鈍処理を施す程度の熱処理で十分である。ま
た、Ｕ字形状やＷ字形状の異型管に組み立てるための溶
接施工も容易であるほか、遠心力鋳造された直管を、高
周波曲げ加工等の熱間塑性加工に付して、所望の異型管
形状に仕上げることも可能である。
大気溶解法により溶製され、またラジアントチューブ
や、バーナ部を構成するバーナノズル、バーナガン等の
管体は、鋳造（遠心力鋳造等）により、任意の管サイズ
を有するものを製造することができる。鋳造材は、特別
の熱処理を必要とせず、管サイズ等に応じて応力除去の
ための焼鈍処理を施す程度の熱処理で十分である。ま
た、Ｕ字形状やＷ字形状の異型管に組み立てるための溶
接施工も容易であるほか、遠心力鋳造された直管を、高
周波曲げ加工等の熱間塑性加工に付して、所望の異型管
形状に仕上げることも可能である。
【００２１】
〔実施例１〕 〔１〕供試材の製造 高周波溶解炉（大気雰囲気）により溶製した合金溶湯を
遠心力鋳造に付して供試管体を得る。管サイズ（機械加
工後）ｍｍ：外径２００，肉厚１０，管長さ２５００。
表１に供試管体の化学組成（Wt％) を示し、表２にそれ
ぞれの諸特性を示す。表中のクリープ破断寿命（Ｈ
ｒ）、耐酸化性（酸化減量，mm/ 年) 、および溶接性の
各特性は下記の試験による。
遠心力鋳造に付して供試管体を得る。管サイズ（機械加
工後）ｍｍ：外径２００，肉厚１０，管長さ２５００。
表１に供試管体の化学組成（Wt％) を示し、表２にそれ
ぞれの諸特性を示す。表中のクリープ破断寿命（Ｈ
ｒ）、耐酸化性（酸化減量，mm/ 年) 、および溶接性の
各特性は下記の試験による。
【００２２】(1) 高温クリープ破断試験 ＪＩＳ Ｚ２２７２の規定による。試験温度：１２５０
℃，荷重：０．５Kg／cm2 。
℃，荷重：０．５Kg／cm2 。
【００２３】(2) 高温酸化試験 管体から切出した試験片を、温度1250℃に設定した加熱
炉（大気雰囲気）中、１００Ｈｒ保持した後、表面の酸
化スケールを除去して重量減少（酸化減量）を求める。
炉（大気雰囲気）中、１００Ｈｒ保持した後、表面の酸
化スケールを除去して重量減少（酸化減量）を求める。
【００２４】(3) 溶接試験 供試管体と同一管サイズを有するＨＫ４０耐熱鋼製管体
を相手材とし、Ｕ字開先を形成し、突き合わせ溶接によ
り管継手を形成。溶接完了後、ダイチェックおよび超音
波探傷により溶接部のクラックの有無を検出し溶接性の
良否を判定。 溶接法：ＴＩＧ溶接 溶接電圧・電流：２０Ｖ・２００Ａ 溶接棒：インコネル604 （0.03Ｃ-0.2Ｓｉ-0.7Ｍｎ-73
Ｎｉ-15 Ｃｒ-2.2Ｎｂ-7.7Ｆｅ-0.3Ｔｉ) 溶接速度：約１００ｍ／分 肉盛層数：３層。 母材の予熱：８００℃に予熱（溶接中加熱継続）溶接後
は徐冷。
を相手材とし、Ｕ字開先を形成し、突き合わせ溶接によ
り管継手を形成。溶接完了後、ダイチェックおよび超音
波探傷により溶接部のクラックの有無を検出し溶接性の
良否を判定。 溶接法：ＴＩＧ溶接 溶接電圧・電流：２０Ｖ・２００Ａ 溶接棒：インコネル604 （0.03Ｃ-0.2Ｓｉ-0.7Ｍｎ-73
Ｎｉ-15 Ｃｒ-2.2Ｎｂ-7.7Ｆｅ-0.3Ｔｉ) 溶接速度：約１００ｍ／分 肉盛層数：３層。 母材の予熱：８００℃に予熱（溶接中加熱継続）溶接後
は徐冷。
【００２５】表中、No.1〜3 は発明例、No.11,12は比較
例（No.11 ：ＨＫ40材、No.12 ：ＨＰ相当材、いずれも
市販品）である。発明例の耐熱合金は、従来の代表的耐
熱合金であるＨＫ40材（No.11 ），ＨＰ材（No.12 ）を
大きく凌ぐ高いクリープ破断強度を有し、かつ著しく高
融点であると共に酸化抵抗性にも優れている。しかも、
低熱膨張率と高熱伝導率を兼備している。この改良され
た材料特性は、ラジアントチューブやバーナノズル材料
としての高温酸化性使用環境において、自重や熱応力等
による曲がり等の変形に対する抵抗性に優れ、また燃焼
火炎の直接接触による局所的損傷（溶損，酸化損耗等に
よる穴開き等）を生じ難く、更に急熱・急冷等の熱変化
に対しても亀裂等を生じ難く、部材の耐用寿命の向上が
可能であることを示している。
例（No.11 ：ＨＫ40材、No.12 ：ＨＰ相当材、いずれも
市販品）である。発明例の耐熱合金は、従来の代表的耐
熱合金であるＨＫ40材（No.11 ），ＨＰ材（No.12 ）を
大きく凌ぐ高いクリープ破断強度を有し、かつ著しく高
融点であると共に酸化抵抗性にも優れている。しかも、
低熱膨張率と高熱伝導率を兼備している。この改良され
た材料特性は、ラジアントチューブやバーナノズル材料
としての高温酸化性使用環境において、自重や熱応力等
による曲がり等の変形に対する抵抗性に優れ、また燃焼
火炎の直接接触による局所的損傷（溶損，酸化損耗等に
よる穴開き等）を生じ難く、更に急熱・急冷等の熱変化
に対しても亀裂等を生じ難く、部材の耐用寿命の向上が
可能であることを示している。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】〔実施例２〕ラジアント加熱方式の鋼板熱
処理炉におけるガスバーナのバーナノズルを、前記実施
例１の供試材No.1の耐熱合金（70Ｃｒ-2Ｍｏ-0.5Ｗ-1Ｎ
ｂ-0.5Ｎｉ-0.1Ｚｒ-1Ｓｉ-1Ａｌ-1Ｍｎ-0.2Ｂ−0.1 Ｃ
- Ｆｅ) を使用して製作し、実炉使用に供した（チュー
ブ表面温度：約１２５０℃）。この燃焼装置における従
来のバーナノズル（ＨＫ40材製) の平均耐用寿命は約３
〜４カ月（廃却原因：自重による曲がり・偏平化，局部
的溶け落ち）であるのに対し、上記バーナノズルは、使
用開始から１年経過後も、なんらの変形・損傷はなく、
引続き使用可能な状態を維持していることが観察され
た。
処理炉におけるガスバーナのバーナノズルを、前記実施
例１の供試材No.1の耐熱合金（70Ｃｒ-2Ｍｏ-0.5Ｗ-1Ｎ
ｂ-0.5Ｎｉ-0.1Ｚｒ-1Ｓｉ-1Ａｌ-1Ｍｎ-0.2Ｂ−0.1 Ｃ
- Ｆｅ) を使用して製作し、実炉使用に供した（チュー
ブ表面温度：約１２５０℃）。この燃焼装置における従
来のバーナノズル（ＨＫ40材製) の平均耐用寿命は約３
〜４カ月（廃却原因：自重による曲がり・偏平化，局部
的溶け落ち）であるのに対し、上記バーナノズルは、使
用開始から１年経過後も、なんらの変形・損傷はなく、
引続き使用可能な状態を維持していることが観察され
た。
【００２９】
【発明の効果】本発明の耐熱合金は、高融点を有すると
共に、高温クリープ強度、耐酸化性等に優れ、しかも高
熱伝導率，低熱膨張率を兼備しているので、ラジアント
チューブ，ラジアントインナーチューブ，およびバーナ
ノズル等の耐火耐熱性を要求される部材料として好適で
あり、燃焼火炎の苛酷な熱影響に曝される高温使用環境
においても、クリープ変形や熱応力による変形等を生じ
難く、かつ溶損や酸化損傷に対する抵抗性も高く、この
改良された材料特性により、耐用寿命の向上、メンテナ
ンスの軽減，操炉効率の向上等の効果が得られる。
共に、高温クリープ強度、耐酸化性等に優れ、しかも高
熱伝導率，低熱膨張率を兼備しているので、ラジアント
チューブ，ラジアントインナーチューブ，およびバーナ
ノズル等の耐火耐熱性を要求される部材料として好適で
あり、燃焼火炎の苛酷な熱影響に曝される高温使用環境
においても、クリープ変形や熱応力による変形等を生じ
難く、かつ溶損や酸化損傷に対する抵抗性も高く、この
改良された材料特性により、耐用寿命の向上、メンテナ
ンスの軽減，操炉効率の向上等の効果が得られる。
Claims (3)
- 【請求項１】 （１）Ｃｒ：６８〜７５％、 （２）Ｍｏ：４％以下，Ｗ：２％以下，Ｎｂ：４％以
下，Ｔａ：４％以下の群から選ばれる１種ないし２種以
上、 （３）Ｎｉ：２％以下，Ｔｉ：２％以下，Ｚｒ：０．５
％以下の群から選ばれる１種もしくは２種以上、 （４）Ｓｉ：０．５〜３％，Ａｌ：０．３〜２％の群か
ら選ばれる１種もしくは２種、 （５）Ｍｎ：２％以下，Ｂ：０．０２〜０．３％の群か
ら選ばれる１種もしくは２種、の（１）〜（５）の各元
素を含有し、Ｃ：０．２％以下の混在が許容され、残部
は実質的にＦｅからなる耐熱鋳造合金。 - 【請求項２】 （１）Ｃｒ：６８〜７５％、 （２）Ｍｏ：４％以下，Ｗ：２％以下，Ｎｂ：４％以
下，Ｔａ：４％以下の群から選ばれる１種ないし２種以
上、 （３）Ｎｉ：２％以下，Ｔｉ：２％以下，Ｚｒ：０．５
％以下の群から選ばれる１種もしくは２種以上、 （４）Ｓｉ：０．５〜３％，Ａｌ：０．３〜２％の群か
ら選ばれる１種もしくは２種、 （５）Ｍｎ：２％以下，Ｂ：０．０２〜０．３％の群か
ら選ばれる１種もしくは２種、 （６）Ｃｏ：４％以下、の（１）〜（６）の各元素を含
有し、Ｃ：０．２％以下の混在が許容され、残部は実質
的にＦｅからなる耐熱鋳造合金。 - 【請求項３】 ラジアントチューブ、ラジアントインナ
ーチューブ、またはバーナノズルの鋳造材料であること
を特徴とする請求項１または請求項２に記載の耐熱鋳造
合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1917194A JPH07228941A (ja) | 1994-02-16 | 1994-02-16 | 耐熱鋳造合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1917194A JPH07228941A (ja) | 1994-02-16 | 1994-02-16 | 耐熱鋳造合金 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07228941A true JPH07228941A (ja) | 1995-08-29 |
Family
ID=11991915
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1917194A Pending JPH07228941A (ja) | 1994-02-16 | 1994-02-16 | 耐熱鋳造合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07228941A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011117636A (ja) * | 2009-12-01 | 2011-06-16 | Ihi Corp | スパットバーナ |
| KR20210069829A (ko) * | 2019-12-04 | 2021-06-14 | (주)영신특수강 | 로부품용 고크롬 내열합금 및 그 제조방법 |
-
1994
- 1994-02-16 JP JP1917194A patent/JPH07228941A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011117636A (ja) * | 2009-12-01 | 2011-06-16 | Ihi Corp | スパットバーナ |
| KR20210069829A (ko) * | 2019-12-04 | 2021-06-14 | (주)영신특수강 | 로부품용 고크롬 내열합금 및 그 제조방법 |
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