JPH07238349A - 耐熱鋼 - Google Patents
耐熱鋼Info
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- JPH07238349A JPH07238349A JP6064306A JP6430694A JPH07238349A JP H07238349 A JPH07238349 A JP H07238349A JP 6064306 A JP6064306 A JP 6064306A JP 6430694 A JP6430694 A JP 6430694A JP H07238349 A JPH07238349 A JP H07238349A
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- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
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- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/0093—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for screws; for bolts
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- C22C—ALLOYS
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
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- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
Abstract
(57)【要約】
【目的】７００℃以上で長時間使用可能であり、かつ、
短時間の時効処理で十分な強度を得ることができ、かつ
コスト上昇を極力押さえることを可能とする耐熱鋼を提
供することを目的とする。 【構成】重量％でＣ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：
２０〜３０％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｔｉ：３．０〜
４．５％、Ａ１：０．１〜０．７％、Ｔｉ／Ａ１：５〜
２０ 残部実質的にＦｅから成る組成を有することを特徴とす
る耐熱鋼。本発明は高温強度をさらに向上させるため
に、Ｂ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃ
ａ、ＲＥＭの何れか１種または２種以上をＢ：０．００
１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：
０．００１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：
０．１〜３．０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０５％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜
０．０５％の量で、含有させてもよい。
短時間の時効処理で十分な強度を得ることができ、かつ
コスト上昇を極力押さえることを可能とする耐熱鋼を提
供することを目的とする。 【構成】重量％でＣ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：
０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｎｉ：
２０〜３０％、Ｃｒ：１０〜２０％、Ｔｉ：３．０〜
４．５％、Ａ１：０．１〜０．７％、Ｔｉ／Ａ１：５〜
２０ 残部実質的にＦｅから成る組成を有することを特徴とす
る耐熱鋼。本発明は高温強度をさらに向上させるため
に、Ｂ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃ
ａ、ＲＥＭの何れか１種または２種以上をＢ：０．００
１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：
０．００１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：
０．１〜３．０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０５％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜
０．０５％の量で、含有させてもよい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】 この発明は、エンジン部品、タ
ービン部品、熱交換器用部品、加熱炉用部品、原子力用
部品等の耐熱性および耐食性などが要求される部品の素
材として使用される耐熱鋼に関する。
ービン部品、熱交換器用部品、加熱炉用部品、原子力用
部品等の耐熱性および耐食性などが要求される部品の素
材として使用される耐熱鋼に関する。
【０００２】
【従来技術】エンジン部品、タービン部品、熱交換器用
部品、加熱炉用部品、原子力用部品等の耐熱性および耐
食性などが要求される部品の素材として、オーステナイ
ト系耐熱鋼であるＪＩＳ ＳＵＨ６６０が使用されてい
る。しかしＳＵＨ６６０の使用上限温度は７００℃であ
り、７００℃を越える使用条件の場合にはＮｉ基耐熱合
金等の超合金が使用されている。
部品、加熱炉用部品、原子力用部品等の耐熱性および耐
食性などが要求される部品の素材として、オーステナイ
ト系耐熱鋼であるＪＩＳ ＳＵＨ６６０が使用されてい
る。しかしＳＵＨ６６０の使用上限温度は７００℃であ
り、７００℃を越える使用条件の場合にはＮｉ基耐熱合
金等の超合金が使用されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】近年、例えば、自動車
エンジンの高出力化および、蒸気タービンの熱効率向上
のために、排気ガス温度および蒸気温度が上昇する傾向
にある。このため従来ＳＵＨ６６０が使用されていたエ
ンジン部品、タービン部品、熱交換器用部品、加熱炉用
部品、原子力用部品等で、ＳＵＨ６６０では耐熱性、耐
食性が不十分な場合が生じている。そのため一部の部品
で、Ｎｉ基耐熱合金等の超合金が使用されている場合が
あるが、大幅なコスト上昇を招く。
エンジンの高出力化および、蒸気タービンの熱効率向上
のために、排気ガス温度および蒸気温度が上昇する傾向
にある。このため従来ＳＵＨ６６０が使用されていたエ
ンジン部品、タービン部品、熱交換器用部品、加熱炉用
部品、原子力用部品等で、ＳＵＨ６６０では耐熱性、耐
食性が不十分な場合が生じている。そのため一部の部品
で、Ｎｉ基耐熱合金等の超合金が使用されている場合が
あるが、大幅なコスト上昇を招く。
【０００４】そこで、ＳＵＨ６６０に対し、コスト上昇
を極力抑え、かつ、耐熱性に優れ、７００℃以上の使用
雰囲気でも使用可能な材料が求められている。本発明は
このような問題点を解決するためになされたもので、Ｓ
ＵＨ６６０よりも耐熱性に優れ、７００℃以上の雰囲気
で使用可能であり、かつ、コスト上昇を最小限にするこ
とを可能とする耐熱鋼の提供を目的とする。
を極力抑え、かつ、耐熱性に優れ、７００℃以上の使用
雰囲気でも使用可能な材料が求められている。本発明は
このような問題点を解決するためになされたもので、Ｓ
ＵＨ６６０よりも耐熱性に優れ、７００℃以上の雰囲気
で使用可能であり、かつ、コスト上昇を最小限にするこ
とを可能とする耐熱鋼の提供を目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するため
の本発明による耐熱鋼は、重量％でＣ：０．００５〜
０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１
〜２．０％、Ｎｉ：２０〜３０％、Ｃｒ：１０〜２０
％、Ｔｉ：３．０〜４．５％、Ａｌ：０．１〜０．７
％、Ｔｉ／Ａｌ：５〜２０、残部実質的にＦｅから成る
組成を有することを特徴とする。
の本発明による耐熱鋼は、重量％でＣ：０．００５〜
０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：０．１
〜２．０％、Ｎｉ：２０〜３０％、Ｃｒ：１０〜２０
％、Ｔｉ：３．０〜４．５％、Ａｌ：０．１〜０．７
％、Ｔｉ／Ａｌ：５〜２０、残部実質的にＦｅから成る
組成を有することを特徴とする。
【０００６】本発明は高温強度をさらに向上させるため
に、Ｂ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃ
ａ、ＲＥＭの何れか１種または２種以上をＢ：０．００
１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：
０．００１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：
０．１〜３．０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０５％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜
０．０５％の量で、含有させてもよい。
に、Ｂ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｍｇ、Ｃ
ａ、ＲＥＭの何れか１種または２種以上をＢ：０．００
１〜０．０５０％、Ｎｂ：０．１〜３．０％、Ｚｒ：
０．００１〜０．５０％、Ｖ：０．０１〜１．０％、Ｍ
ｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜３．０％、Ｃｕ：
０．１〜３．０％、Ｍｇ：０．００１〜０．０５％、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜
０．０５％の量で、含有させてもよい。
【０００７】
【作用および発明の効果】本発明の成分範囲の限定理由
を述べる。
を述べる。
【０００８】Ｃ：０．００５〜０．２０％ ＣはＣｒおよびＴｉと結合して炭化物を形成することに
より母材の高温強度を高めるのに有効な元素であって、
このためには０．００５％以上含有させることが必要で
ある。しかし、多すぎると炭化物の生成量が多くなりす
ぎ、耐食性を劣化させるとともに靭延性をも劣化させる
ので０．２０％以下とする必要がある。
より母材の高温強度を高めるのに有効な元素であって、
このためには０．００５％以上含有させることが必要で
ある。しかし、多すぎると炭化物の生成量が多くなりす
ぎ、耐食性を劣化させるとともに靭延性をも劣化させる
ので０．２０％以下とする必要がある。
【０００９】Ｓｉ：０．０１〜２．０％ Ｓｉは主として溶解精錬時の脱酸剤として作用する元素
であり、このためには０．０１％以上含有させることが
必要である。しかし、多量に含有すると靭性が劣化する
とともにエンジン部品の場合のＰｂＯ耐食性も劣化する
ので２．０％以下とした。
であり、このためには０．０１％以上含有させることが
必要である。しかし、多量に含有すると靭性が劣化する
とともにエンジン部品の場合のＰｂＯ耐食性も劣化する
ので２．０％以下とした。
【００１０】Ｍｎ：０．１〜２．０％ ＭｎはＳｉと同様に主として溶解精錬時の脱酸剤として
作用する元素であり、このためには０．１％以上含有さ
せることが必要である。しかし、多量に含有させると高
温での耐酸化性が低下するので２．０％以下とした。
作用する元素であり、このためには０．１％以上含有さ
せることが必要である。しかし、多量に含有させると高
温での耐酸化性が低下するので２．０％以下とした。
【００１１】Ｎｉ：２０〜３０％ Ｎｉはオーステナイトの安定化に寄与するとともに、
γ’相｛Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）｝を形成させて高温強度
および耐食性を向上させるのに有効な元素であって、こ
のような効果を得るためには２０％以上含有させること
が必要である。しかしながら、多すぎると価格の上昇を
もたらすので３０％以下とした。
γ’相｛Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）｝を形成させて高温強度
および耐食性を向上させるのに有効な元素であって、こ
のような効果を得るためには２０％以上含有させること
が必要である。しかしながら、多すぎると価格の上昇を
もたらすので３０％以下とした。
【００１２】Ｃｒ：１０〜２０％ Ｃｒは耐熱鋼として要求される耐酸化性等の耐食性を確
保するために必要な元素でありこのためには１０％以上
必要である。しかし、Ｎｉ量が２０〜３０％の範囲で
は、多量に含有させるとσ相が生成し、靭延性が劣化す
るとともに高温強度が低下するため、２０％以下とする
必要がある。
保するために必要な元素でありこのためには１０％以上
必要である。しかし、Ｎｉ量が２０〜３０％の範囲で
は、多量に含有させるとσ相が生成し、靭延性が劣化す
るとともに高温強度が低下するため、２０％以下とする
必要がある。
【００１３】Ｔｉ：３．０〜４．５％ ＴｉはＮｉおよびＡｌと結合して高温強度を向上させる
のに有効なγ’相を形成するのに有効な元素であり、Ｓ
ＵＨ６６０よりも優れ、かつ７００℃以上での使用を可
能とする高温強度およびクリープ特性を得ることができ
る量のγ’相を形成するためには３．０％以上必要であ
る。しかし、多量に含有させるとη相（Ｎｉ３Ｔｉ）を
生成して高温強度を低下させるので４．５％以下とする
必要がある。
のに有効なγ’相を形成するのに有効な元素であり、Ｓ
ＵＨ６６０よりも優れ、かつ７００℃以上での使用を可
能とする高温強度およびクリープ特性を得ることができ
る量のγ’相を形成するためには３．０％以上必要であ
る。しかし、多量に含有させるとη相（Ｎｉ３Ｔｉ）を
生成して高温強度を低下させるので４．５％以下とする
必要がある。
【００１４】Ａｌ：０．１〜０．７％ ＡｌはＴｉと同様にγ’相を形成し高温強度を高めるの
に有効な元素である。このためには０．１％以上含有さ
せることが必要である。しかし、多量に含有させると、
Ａｌは酸素との親和力が強いため製造性の劣化が生じる
だけでなく、熱間加工性も劣化するため、０．７％以下
にする必要がある。
に有効な元素である。このためには０．１％以上含有さ
せることが必要である。しかし、多量に含有させると、
Ａｌは酸素との親和力が強いため製造性の劣化が生じる
だけでなく、熱間加工性も劣化するため、０．７％以下
にする必要がある。
【００１５】Ｔｉ／Ａｌ：５〜２０ 本発明では高温強度の上昇を目的として、γ’量の析出
量を多くするために、Ｔｉ量の範囲を３．０〜４．５％
に規定しているため、η相が生成しやすくなっている。
η相が生成すると、γ’量の生成量が減少し、高温強度
が低下するとともに、靭延性が低下するため、時効処理
中あるいは使用中のη相の生成を抑制する必要がある。
量を多くするために、Ｔｉ量の範囲を３．０〜４．５％
に規定しているため、η相が生成しやすくなっている。
η相が生成すると、γ’量の生成量が減少し、高温強度
が低下するとともに、靭延性が低下するため、時効処理
中あるいは使用中のη相の生成を抑制する必要がある。
【００１６】さらに高温になるほど、η相が生成しやす
くなるため、７００℃以上での使用を可能とするために
は、この温度でもη相の生成を抑制しなければならな
い。さらに、析出強化のために実施される時効処理は、
使用温度以上で実施することが必要であり、７００℃以
上、好ましくは７５０℃以上の時効処理を実施してもη
相が生成しないことも必要となる。このため、本発明で
はＴｉ含有量が多いにもかかわらずη相の生成を抑制す
るため、Ｔｉ／Ａｌについて詳細な検討を実施し、Ｔｉ
／Ａｌを規定することにより、目的の特性を達成するこ
とができた。
くなるため、７００℃以上での使用を可能とするために
は、この温度でもη相の生成を抑制しなければならな
い。さらに、析出強化のために実施される時効処理は、
使用温度以上で実施することが必要であり、７００℃以
上、好ましくは７５０℃以上の時効処理を実施してもη
相が生成しないことも必要となる。このため、本発明で
はＴｉ含有量が多いにもかかわらずη相の生成を抑制す
るため、Ｔｉ／Ａｌについて詳細な検討を実施し、Ｔｉ
／Ａｌを規定することにより、目的の特性を達成するこ
とができた。
【００１７】その限定理由を以下に述べる。Ｔｉ／Ａｌ
が小さすぎると時効処理時でのγ’相の析出が遅く、十
分な強度を得るためには長時間の時効処理が必要とな
り、コストの上昇を招く。そのためＴｉ／Ａｌは５以上
が必要である。一方、Ｔｉ／Ａｌが大きくなると、時効
処理時のγ’の析出は速くなるが、η相が短時間、低温
度側で生成する傾向になる。このため、７００℃以上、
好ましくは７５０℃以上の時効処理でη相が生成せず、
また、７００℃以上の温度に長時間曝されても、η相が
生成せず、クリープ破断寿命を長くするためには、Ｔｉ
／Ａｌを２０以下にする必要がある。
が小さすぎると時効処理時でのγ’相の析出が遅く、十
分な強度を得るためには長時間の時効処理が必要とな
り、コストの上昇を招く。そのためＴｉ／Ａｌは５以上
が必要である。一方、Ｔｉ／Ａｌが大きくなると、時効
処理時のγ’の析出は速くなるが、η相が短時間、低温
度側で生成する傾向になる。このため、７００℃以上、
好ましくは７５０℃以上の時効処理でη相が生成せず、
また、７００℃以上の温度に長時間曝されても、η相が
生成せず、クリープ破断寿命を長くするためには、Ｔｉ
／Ａｌを２０以下にする必要がある。
【００１８】Ｂ：０．００１〜０．０５０％ Ｂは熱間加工性の改善に寄与するとともに、η相の生成
を抑制して高温強度および靭性の低下を防止し、さらに
は高温クリープ強度を高めるのに有効な元素であって、
このためには０．００１％以上含有させることが必要で
ある。しかし、多量に含有すると母材の融点を低下させ
て熱間加工性を阻害するので０．０５０％以下とする必
要がある。
を抑制して高温強度および靭性の低下を防止し、さらに
は高温クリープ強度を高めるのに有効な元素であって、
このためには０．００１％以上含有させることが必要で
ある。しかし、多量に含有すると母材の融点を低下させ
て熱間加工性を阻害するので０．０５０％以下とする必
要がある。
【００１９】Ｎｂ：０．１〜３．０％ Ｎｂはγ’相｛Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）｝を形成し
て強度を向上させるので必要に応じて０．１％以上含有
させるのが良いが、多すぎるとラーバス相（Ｆｅ２Ｎ
ｂ）を生成して強度を低下させるので３．０％以下とす
る必要がある。なお、Ｎｂはその一部をＴａと置換して
も良い。
て強度を向上させるので必要に応じて０．１％以上含有
させるのが良いが、多すぎるとラーバス相（Ｆｅ２Ｎ
ｂ）を生成して強度を低下させるので３．０％以下とす
る必要がある。なお、Ｎｂはその一部をＴａと置換して
も良い。
【００２０】Ｚｒ：０．００１〜０．５０％ ＺｒはＢと同様に粒界に偏析してクリープ強度を高める
のに有効な元素であり、このためには必要に応じて０．
００５％以上含有させるのがよいが、多すぎると靭性を
劣化させるので０．５０％以下とする必要がある。
のに有効な元素であり、このためには必要に応じて０．
００５％以上含有させるのがよいが、多すぎると靭性を
劣化させるので０．５０％以下とする必要がある。
【００２１】Ｖ：０．００〜１．０％ Ｖは炭化物を生成して粒界を強化してクリープ強度を高
めるのに有効な元素であり、このためには必要に応じて
０．０１％以上含有させるのが良いが、多すぎると靭性
を劣化させるので１．０％以下とする必要がある。
めるのに有効な元素であり、このためには必要に応じて
０．０１％以上含有させるのが良いが、多すぎると靭性
を劣化させるので１．０％以下とする必要がある。
【００２２】Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｗ：０．１〜
３．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕはオ
ーステナイト中に固溶して強度を高めるのに有効な元素
であるので必要に応じてそれぞれ０．１％以上含有させ
るのも良い。しかし、含有量が多すぎると熱間加工性を
阻害するとともに脆化相を析出し易くなるので、それぞ
れ３．０％以下とする必要がある。
３．０％、Ｃｕ：０．１〜３．０％Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕはオ
ーステナイト中に固溶して強度を高めるのに有効な元素
であるので必要に応じてそれぞれ０．１％以上含有させ
るのも良い。しかし、含有量が多すぎると熱間加工性を
阻害するとともに脆化相を析出し易くなるので、それぞ
れ３．０％以下とする必要がある。
【００２３】Ｍｇ：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：
０．００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０
５％ Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭはいずれも脱酸、脱硫作用を有する
元素であって鋼の清浄度を高めるともに、Ｍｇ、Ｃａは
粒界に偏析して粒界を強化するのに有効な元素であり、
このような効果を得るために、各々０．００１％以上必
要に応じて含有させるのも良い。しかしながら、多量に
添加させると熱間加工性を阻害し、靭性および延性を低
下させるので、各々０．０５％％以下とする必要があ
る。
０．００１〜０．０５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．０
５％ Ｍｇ、Ｃａ、ＲＥＭはいずれも脱酸、脱硫作用を有する
元素であって鋼の清浄度を高めるともに、Ｍｇ、Ｃａは
粒界に偏析して粒界を強化するのに有効な元素であり、
このような効果を得るために、各々０．００１％以上必
要に応じて含有させるのも良い。しかしながら、多量に
添加させると熱間加工性を阻害し、靭性および延性を低
下させるので、各々０．０５％％以下とする必要があ
る。
【００２４】
【実施例】次に本発明の特徴を更に明確にすべく、以下
にその実施例を詳述する。表１に示す化学成分のものを
５０ｋｇ高周波誘導炉で溶製したのち、５０ｋｇ鋼塊に
鋳造し、続いて鍛伸によって２０ｍｍの丸棒にし、１０
００℃×１ｈｒ加熱後水冷の熱処理および７５０℃×４
ｈｒ加熱後空冷の時効処理を施した。その後各丸棒より
試験片を切り出して引張試験およびクリープ破断試験を
行った。なお、比較鋼１は、ＪＩＳ ＳＵＨ６６０であ
る。
にその実施例を詳述する。表１に示す化学成分のものを
５０ｋｇ高周波誘導炉で溶製したのち、５０ｋｇ鋼塊に
鋳造し、続いて鍛伸によって２０ｍｍの丸棒にし、１０
００℃×１ｈｒ加熱後水冷の熱処理および７５０℃×４
ｈｒ加熱後空冷の時効処理を施した。その後各丸棒より
試験片を切り出して引張試験およびクリープ破断試験を
行った。なお、比較鋼１は、ＪＩＳ ＳＵＨ６６０であ
る。
【００２５】ここで、引張試験はＪＩＳ ４号試験片を
用いることにより行い、室温および７００℃での０．２
％耐力、引張強さおよび破断延びを測定した。また、ク
リープ破断試験は平行部６ｍｍ丸の試験片を用いること
により行い、７００℃の温度で３９２ＭＰａおよび４９
０ＭＰａの応力を負荷して、破断するまでの時間を測定
した。それらの結果を表２に示す。
用いることにより行い、室温および７００℃での０．２
％耐力、引張強さおよび破断延びを測定した。また、ク
リープ破断試験は平行部６ｍｍ丸の試験片を用いること
により行い、７００℃の温度で３９２ＭＰａおよび４９
０ＭＰａの応力を負荷して、破断するまでの時間を測定
した。それらの結果を表２に示す。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】表２に示すように、本発明鋼１〜１５は、
ＳＵＨ６６０と比較して室温および７００℃での０．２
％耐力および引張強さが優れ、延びはＳＵＨ６６０と同
等である。また、クリープ破断時間は、ＳＵＨ６６０の
１００倍以上である。
ＳＵＨ６６０と比較して室温および７００℃での０．２
％耐力および引張強さが優れ、延びはＳＵＨ６６０と同
等である。また、クリープ破断時間は、ＳＵＨ６６０の
１００倍以上である。
【００２９】比鋼鋼２はＴｉ／Ａｌが大きいため、ま
た、比較鋼４は、Ｔｉが多いため応力３９２ＭＰａでの
クリープ破断時間が本発明鋼と比較して短く、長時間で
のクリープ寿命が短い。比較鋼２はＴｉ／Ａｌが小さい
ため、発明鋼と比較して室温、７００℃での０．２％耐
力および引張強さが小さい。
た、比較鋼４は、Ｔｉが多いため応力３９２ＭＰａでの
クリープ破断時間が本発明鋼と比較して短く、長時間で
のクリープ寿命が短い。比較鋼２はＴｉ／Ａｌが小さい
ため、発明鋼と比較して室温、７００℃での０．２％耐
力および引張強さが小さい。
【００３０】
【発明の効果】以上の説明の通り、本発明の耐熱鋼は、
Ｔｉ量を多くすることにより、引張強度を大きくするこ
とが可能であり、かつ、Ｔｉ／Ａｌを規定することによ
り、短時間の時効処理後の強度が優れているとともに、
７００℃以上でのクリープ破断寿命も優れており、従来
よりもより高温で使用される耐熱ボルトやバルブおよび
ブレード等の、エンジン部品、タービン部品、熱交換器
用部品、加熱炉用部品、原子力用部品等の高強度・耐熱
部品の素材として適したものであり、Ｎｉ、Ｃｒ等の含
有量が従来の耐熱鋼よりも増えていないため、コスト上
昇を小さくすることができるという工業的価値大なる非
常に優れた効果をもたらしうる。
Ｔｉ量を多くすることにより、引張強度を大きくするこ
とが可能であり、かつ、Ｔｉ／Ａｌを規定することによ
り、短時間の時効処理後の強度が優れているとともに、
７００℃以上でのクリープ破断寿命も優れており、従来
よりもより高温で使用される耐熱ボルトやバルブおよび
ブレード等の、エンジン部品、タービン部品、熱交換器
用部品、加熱炉用部品、原子力用部品等の高強度・耐熱
部品の素材として適したものであり、Ｎｉ、Ｃｒ等の含
有量が従来の耐熱鋼よりも増えていないため、コスト上
昇を小さくすることができるという工業的価値大なる非
常に優れた効果をもたらしうる。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で Ｃ：０．００５〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜２．０％ Ｍｎ：０．１〜２．０％ Ｎｉ：２０〜３０％ Ｃｒ：１０〜２０％ Ｔｉ：３．０〜４．５％ Ａｌ：０．１〜０．７％ Ｔｉ／Ａｌ：５〜２０ 残部実質的にＦｅから成る組成を有することを特徴とす
る耐熱鋼。 - 【請求項２】請求項１の成分に加え更にＢ、Ｎｂ、Ｚ
ｒ、Ｖの何れか１種または２種以上を Ｂ：０．００１〜０．０５０％ Ｎｂ：０．１〜３．０％ Ｚｒ：０．００１〜０．５０％ Ｖ：０．０１〜１．０％ の量で含有させたことを特徴とする耐熱鋼。 - 【請求項３】請求項１または２の成分に加え更にＭｏ、
Ｗ、Ｃｕの何れか１種または２種以上を Ｍｏ：０．１〜３．０％ Ｗ：０．１〜３．０％ Ｃｕ：０．１〜３．０％の量で含有させたことを特徴と
する耐熱鋼。 - 【請求項４】１、２または３の成分に加え更にＭｇ、Ｃ
ａ、ＲＥＭの何れか１種または２種以上を Ｍｇ：０．００１〜０．０５％ Ｃａ：０．００１〜０．０５％ ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％の量で含有させたこと
を特徴とする耐熱鋼。
Priority Applications (4)
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|---|---|---|---|
| JP06430694A JP3424314B2 (ja) | 1994-02-24 | 1994-02-24 | 耐熱鋼 |
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| US08/727,811 US5948182A (en) | 1994-02-24 | 1996-10-08 | Heat resisting steel |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP06430694A JP3424314B2 (ja) | 1994-02-24 | 1994-02-24 | 耐熱鋼 |
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Family Applications (1)
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|---|---|---|---|
| JP06430694A Expired - Lifetime JP3424314B2 (ja) | 1994-02-24 | 1994-02-24 | 耐熱鋼 |
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|---|---|
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| JPS63293141A (ja) * | 1987-05-27 | 1988-11-30 | Daido Steel Co Ltd | 非磁性軸受用鋼 |
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- 1994-02-24 JP JP06430694A patent/JP3424314B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1995
- 1995-02-15 DE DE69501344T patent/DE69501344T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1995-02-15 EP EP95300974A patent/EP0669405B1/en not_active Expired - Lifetime
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- 1996-10-08 US US08/727,811 patent/US5948182A/en not_active Expired - Lifetime
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| US5951789A (en) * | 1996-10-25 | 1999-09-14 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Heat resisting alloy for exhaust valve and method for producing the exhaust valve |
| US6099668A (en) * | 1996-10-25 | 2000-08-08 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | Heat resisting alloy for exhaust valve and method for producing the exhaust valve |
| JP2010227949A (ja) * | 2009-03-26 | 2010-10-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接金属および溶接材料 |
| JP2019523822A (ja) * | 2016-05-30 | 2019-08-29 | ヌオーヴォ・ピニォーネ・テクノロジー・ソチエタ・レスポンサビリタ・リミタータＮｕｏｖｏ Ｐｉｇｎｏｎｅ Ｔｅｃｎｏｌｏｇｉｅ Ｓ．Ｒ．Ｌ． | ターボ機械部品の製造方法、それによって得られる部品およびそれを備えたターボ機械 |
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| Publication number | Publication date |
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| EP0669405B1 (en) | 1998-01-07 |
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| JP3424314B2 (ja) | 2003-07-07 |
| DE69501344T2 (de) | 1998-07-16 |
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| DE69501344D1 (de) | 1998-02-12 |
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