JPH072981B2 - 耐熱合金 - Google Patents
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/053—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 30% but less than 40%
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- Production Of Liquid Hydrocarbon Mixture For Refining Petroleum (AREA)
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クラッ
キングチューブ、リフォーマチューブ等の材料として有
用な耐熱合金に関し、より具体的には、耐浸炭性にすぐ
れ、クリープ強度及び時効後の延性の高い耐熱合金に関
する。
キングチューブ、リフォーマチューブ等の材料として有
用な耐熱合金に関し、より具体的には、耐浸炭性にすぐ
れ、クリープ強度及び時効後の延性の高い耐熱合金に関
する。
(従来技術) エチレン製造用クラッキングチューブ等の材料として、
従来よりASTM規格のHP改良材(0.45C−25Cr−35Ni−Nb,
W,Mo−Fe)が広く使用されている。
従来よりASTM規格のHP改良材(0.45C−25Cr−35Ni−Nb,
W,Mo−Fe)が広く使用されている。
エチレンの製造は、原料ナフサとスチームをチューブ内
に装入し、チューブを外面から加熱し、その輻射熱でチ
ューブ内のナフサを分解することにより行なわれる。
に装入し、チューブを外面から加熱し、その輻射熱でチ
ューブ内のナフサを分解することにより行なわれる。
しかし、その分解過程において遊離のカーボンが生成
し、それがチューブ内面に付着沈積する。このカーボン
の沈積層は熱伝導率が小さいため、同じ分解反応を生じ
させるにはチューブの外面からの加熱温度を高める必要
がある。
し、それがチューブ内面に付着沈積する。このカーボン
の沈積層は熱伝導率が小さいため、同じ分解反応を生じ
させるにはチューブの外面からの加熱温度を高める必要
がある。
浸炭抑制の見地からは、操業温度を1100℃以下にするこ
とが望ましいが、1100℃を超える温度での操業を行なう
場合がある。1100℃を超えると浸炭が著しく加速される
ばかりか、長時間の使用によってクリープが生じ、チュ
ーブを支持するガイドが炉床につかえてチューブの曲り
を誘発する問題があった。チューブが変形すれば、局部
的に加熱バーナに接近し、その接近した部分では温度が
異常に高くなって浸炭が更に増長されるという悪循環が
生じる。
とが望ましいが、1100℃を超える温度での操業を行なう
場合がある。1100℃を超えると浸炭が著しく加速される
ばかりか、長時間の使用によってクリープが生じ、チュ
ーブを支持するガイドが炉床につかえてチューブの曲り
を誘発する問題があった。チューブが変形すれば、局部
的に加熱バーナに接近し、その接近した部分では温度が
異常に高くなって浸炭が更に増長されるという悪循環が
生じる。
更に、クラッキングチューブの場合、浸炭によって材質
が劣化すると、当該部分を取り外し、溶接によって取替
補修をしなければならない。従って、使用後の溶接性が
良好であることもクラッキングチューブとして必須の特
性である。この使用後の溶接性が良好であるためには、
時効後の延性が良好であればよい。
が劣化すると、当該部分を取り外し、溶接によって取替
補修をしなければならない。従って、使用後の溶接性が
良好であることもクラッキングチューブとして必須の特
性である。この使用後の溶接性が良好であるためには、
時効後の延性が良好であればよい。
(解決しようとする技術的課題) 本発明は1100℃を超える温度域での使用においてもすぐ
れた耐浸炭性を備え、クリープ強度が高く、しかも時効
後の延性が高い材料を提供することを目的としている。
れた耐浸炭性を備え、クリープ強度が高く、しかも時効
後の延性が高い材料を提供することを目的としている。
(技術的手段及び作用) 本発明にかかる耐熱合金は、重量%にて、C:0.3〜0.8
%、Si:3%以下、Mn:2%以下、Cr:23〜30%、Ni:44.26
〜55%、Nb:0.2〜1.8%及びN:0.2%以下を含有し、更に
Al:0.02〜0.6%、Ti:0.01〜0.5%及びZr:0.01〜0.5%か
らなる群から選択される少なくとも1種と、Ca:0.001〜
0.5%、B:0.05%以下、Y:0.5%以下及びHf:0.5%以下か
らなる群から選択される少なくとも1種を含有し、残部
実質的にFeからなる。
%、Si:3%以下、Mn:2%以下、Cr:23〜30%、Ni:44.26
〜55%、Nb:0.2〜1.8%及びN:0.2%以下を含有し、更に
Al:0.02〜0.6%、Ti:0.01〜0.5%及びZr:0.01〜0.5%か
らなる群から選択される少なくとも1種と、Ca:0.001〜
0.5%、B:0.05%以下、Y:0.5%以下及びHf:0.5%以下か
らなる群から選択される少なくとも1種を含有し、残部
実質的にFeからなる。
本発明の耐熱合金は少なくとも0.5%以上のCoを、Niと
の合計量が44.26〜55%となる範囲内で含有することが
できる。
の合計量が44.26〜55%となる範囲内で含有することが
できる。
本発明の耐熱合金は、1100℃を超える温度域での使用に
おいて、すぐれた耐浸炭性を備え、クリープ強度が高
く、しかも時効後の延性が高い特性を備えている。
おいて、すぐれた耐浸炭性を備え、クリープ強度が高
く、しかも時効後の延性が高い特性を備えている。
本発明の耐熱合金の成分限定理由は次の通りである。
C:0.3%〜0.8% Cは鋳造の凝固時に結晶粒界にCr、Nb、Ti等の炭化物を
形成する。また、オーステナイト相に固溶し、再加熱後
オーステナイト相中にCr炭化物を形成する。これら炭化
物の形成によって、クリープ破断強度が向上する。ま
た、Cが高い程鋳造性が向上する。このため、少なくと
も0.3%以上含有することが望ましい。一方、0.8%を超
えると使用後にCr炭化物の分散析出量が増え、引張伸び
の低下を招き、溶接性が低下する。このため、0.3%〜
0.8%に規定する。
形成する。また、オーステナイト相に固溶し、再加熱後
オーステナイト相中にCr炭化物を形成する。これら炭化
物の形成によって、クリープ破断強度が向上する。ま
た、Cが高い程鋳造性が向上する。このため、少なくと
も0.3%以上含有することが望ましい。一方、0.8%を超
えると使用後にCr炭化物の分散析出量が増え、引張伸び
の低下を招き、溶接性が低下する。このため、0.3%〜
0.8%に規定する。
Si:3%以下 Siは溶製時において、脱酸作用と共に溶鋼の流動性を向
上させる効果がある。また、Siの増加と共にチューブ表
面近傍にSiO2の被膜を形成し、Cの侵入を抑制する効果
がある。しかし、3%を超えるとクリープ破断強度の低
下及び溶接性の低下を招来するので上限を3%とする。
上させる効果がある。また、Siの増加と共にチューブ表
面近傍にSiO2の被膜を形成し、Cの侵入を抑制する効果
がある。しかし、3%を超えるとクリープ破断強度の低
下及び溶接性の低下を招来するので上限を3%とする。
Mn:2%以下 Mnは、Siと同様に脱酸剤として作用するほか、溶製中の
S(イオウ)を固定し溶接性を向上させる。しかし、2
%を超えて含有しても、それに対応する効果が得られな
いので上限は2%にする。
S(イオウ)を固定し溶接性を向上させる。しかし、2
%を超えて含有しても、それに対応する効果が得られな
いので上限は2%にする。
Cr:23〜30% Crは耐酸化性の向上及び高温強度向上に寄与する。1100
℃を超える温度域での使用を考慮すると、十分な耐酸化
性を具備するために少なくとも23%以上含有する必要が
ある。しかし、含有量が30%を超え第4図に示すように
オーステナイト中にCr炭化物が分散し、引張延性が低下
する。このため、上限は30%とする。
℃を超える温度域での使用を考慮すると、十分な耐酸化
性を具備するために少なくとも23%以上含有する必要が
ある。しかし、含有量が30%を超え第4図に示すように
オーステナイト中にCr炭化物が分散し、引張延性が低下
する。このため、上限は30%とする。
Ni:44.26〜55% NiはCr、Feと共にオーステナイト相を形成し、耐酸化性
の向上に寄与すると共にCr炭化物の長時間使用後の安定
性(一次炭化物の球状化、二次炭化物の成長抑制)を付
与する。更に、チューブ表面近傍の酸化被膜の安定性に
寄与し耐浸炭性が向上する。1100℃を超える温度域での
使用を考慮すると、少なくとも44.26%以上含有する必
要がある。しかし、55%を超えて含有しても、含有量に
対応する効果が認められないので上限は55%とする。
の向上に寄与すると共にCr炭化物の長時間使用後の安定
性(一次炭化物の球状化、二次炭化物の成長抑制)を付
与する。更に、チューブ表面近傍の酸化被膜の安定性に
寄与し耐浸炭性が向上する。1100℃を超える温度域での
使用を考慮すると、少なくとも44.26%以上含有する必
要がある。しかし、55%を超えて含有しても、含有量に
対応する効果が認められないので上限は55%とする。
Nb:0.2%〜1.8% Nbは鋳造の凝固時に粒界にNb、Ti炭化物を形成する。こ
の存在はクリープにおける粒界破壊抵抗を高め、クリー
プ破断寿命が増大する。このため、少なくとも0.2%含
有することが望ましい。しかし、含有量が1.8%を超え
るとクリープ破断強度及び耐酸化性が低下するため、上
限は1.8%とする。
の存在はクリープにおける粒界破壊抵抗を高め、クリー
プ破断寿命が増大する。このため、少なくとも0.2%含
有することが望ましい。しかし、含有量が1.8%を超え
るとクリープ破断強度及び耐酸化性が低下するため、上
限は1.8%とする。
N:0.2%以下 Nは鋼の中に固溶し、0.2%を超えると硬化を招いて室
温引張伸びを低下させる。このため、上限は0.2%とす
る。
温引張伸びを低下させる。このため、上限は0.2%とす
る。
本発明の耐熱合金は上記の成分元素を含有し、残部は不
可避的に混入する不純物元素及びFeからなる。
可避的に混入する不純物元素及びFeからなる。
本発明の耐熱合金は,必要に応じてNiの一部を、0.5%
以上のCoと置換することもできる。CoはNiと同様にオー
ステナイト相の安定化、耐酸化性及び高温強度の向上に
寄与するからである。なお、その含有量はNiとの合計量
にて44.26〜55%とする。
以上のCoと置換することもできる。CoはNiと同様にオー
ステナイト相の安定化、耐酸化性及び高温強度の向上に
寄与するからである。なお、その含有量はNiとの合計量
にて44.26〜55%とする。
また、本発明の耐熱合金は,上記元素の一部を、如何に
記載する成分元素の1種又は2種以上と置換することも
できる。
記載する成分元素の1種又は2種以上と置換することも
できる。
Al:0.02〜0.6% AlはSiと同様にチューブ表面近傍にAl2O3被膜を形成
し、Cの侵入を抑制する効果がある。このため、少なく
とも0.02%以上含有する。しかし、含有量が0.6%を超
えると延性の低下を招くので、上限は0.6%とする。
し、Cの侵入を抑制する効果がある。このため、少なく
とも0.02%以上含有する。しかし、含有量が0.6%を超
えると延性の低下を招くので、上限は0.6%とする。
Ti:0.01〜0.5% Tiはクリープ破断強度の向上に寄与する。このため、少
なくとも0.01%以上含有する必要がある。しかし、0.5
%を超えて含有してもそれに対応する効果が得られない
ので上限は0.5%とする。
なくとも0.01%以上含有する必要がある。しかし、0.5
%を超えて含有してもそれに対応する効果が得られない
ので上限は0.5%とする。
Zr:0.01〜0.5% ZrもTiと同様に、クリープ破断強度の向上に寄与する。
少なくとも0.01%以上含有する必要がある。しかし、0.
5%を超えて含有してもそれに対応する効果が得られな
いので上限は0.5%とする。
少なくとも0.01%以上含有する必要がある。しかし、0.
5%を超えて含有してもそれに対応する効果が得られな
いので上限は0.5%とする。
更に、本発明の耐熱合金にあっては、上記元素の一部
を、以下に記載する成分元素の1種又は2種以上と置換
することもできる。
を、以下に記載する成分元素の1種又は2種以上と置換
することもできる。
Ca:0.001〜0.5% Caは材料が高温に加熱されると材料表面に酸化物を形成
し、Cが材料の内部に拡散するのを抑制する作用があ
り、耐浸炭性の向上に寄与する。そのため、0.001%以
上含有させるが、あまりに多く含有すると溶接性その他
の材料特性を損うのでその上限は0.5%とする。
し、Cが材料の内部に拡散するのを抑制する作用があ
り、耐浸炭性の向上に寄与する。そのため、0.001%以
上含有させるが、あまりに多く含有すると溶接性その他
の材料特性を損うのでその上限は0.5%とする。
B:0.05%以下 Bは結晶粒界を強化し、クリープ破断強度の向上に寄与
する。しかし、あまりに多く含有すると溶接性その他の
材料特性を損なうため、上限は0.05%とする。
する。しかし、あまりに多く含有すると溶接性その他の
材料特性を損なうため、上限は0.05%とする。
Y:0.5%以下 Yは耐浸炭性の向上に寄与する。その効果を発揮させる
ため、最大0.5%を含有させることができる。
ため、最大0.5%を含有させることができる。
Hf:0.5%以下 Hfは、Yと同様、耐浸炭性の向上に寄与し、その効果を
発揮させるために最大0.5%を含有させることができ
る。
発揮させるために最大0.5%を含有させることができ
る。
次に、実施例を挙げて本発明合金の耐浸炭性向上効果を
具体的に説明する。
具体的に説明する。
(実施例) 高周波誘導溶解炉で各種成分の合金を溶製し、遠心鋳造
にて鋳塊を製造した。各供試材の化学成分組成を第1表
に示す。
にて鋳塊を製造した。各供試材の化学成分組成を第1表
に示す。
各供試材から試験片(厚さ15mm、幅25mm、長さ70mm)を
作成し、供試材No.1〜No.14について浸炭試験、供試材N
o.1、No.2、No.5〜No.8についてクリープ破断試験、供
試材No.1、No.2、No.5〜No.7についてクリープ伸び試
験、及び供試材No.4、No.6、No.8について時効後の室温
引張伸び試験を行なった。
作成し、供試材No.1〜No.14について浸炭試験、供試材N
o.1、No.2、No.5〜No.8についてクリープ破断試験、供
試材No.1、No.2、No.5〜No.7についてクリープ伸び試
験、及び供試材No.4、No.6、No.8について時効後の室温
引張伸び試験を行なった。
浸炭試験は、固体浸炭試験法によったもので、浸炭条件
を第4図に示す。なお、浸炭試験は、第4図に示す条件
にて17回(48hrs.×17回=816hrs.)繰り返して浸炭処
理し、試験片の表面から0.5mmピッチにて切粉を採取
し、切粉を化学分析してカーボンの増加量を調べた。そ
の結果を第1図に示す。
を第4図に示す。なお、浸炭試験は、第4図に示す条件
にて17回(48hrs.×17回=816hrs.)繰り返して浸炭処
理し、試験片の表面から0.5mmピッチにて切粉を採取
し、切粉を化学分析してカーボンの増加量を調べた。そ
の結果を第1図に示す。
クリープ破断試験の結果を第2図に示す。
クリープ伸び試験は、温度1100℃、荷重1.5kgf/mm2にて
行なった。その結果を第3図に示す。
行なった。その結果を第3図に示す。
時効後の室温引張伸び試験は1100℃にて1000時間時効処
理した後、室温にて引張試験を行ない、伸びを調べた。
その結果は、供試材No.4が3.1%、No.6が4.8%、No.8が
4.7%であった。
理した後、室温にて引張試験を行ない、伸びを調べた。
その結果は、供試材No.4が3.1%、No.6が4.8%、No.8が
4.7%であった。
第1表において、供試材No.1〜No.4は比較用の従来合
金、供試材No.5〜No.14は本発明にかかる合金である。
金、供試材No.5〜No.14は本発明にかかる合金である。
第1図を参照すると、本発明合金のカーボン増加量は、
従来合金よりも約50%以上少ない。なお、供試材No.9
は、No.5と略同じ結果であり、No.12及びNo.13は、No.1
1と略同じ結果であったので第1図中への表示は省略し
ている。
従来合金よりも約50%以上少ない。なお、供試材No.9
は、No.5と略同じ結果であり、No.12及びNo.13は、No.1
1と略同じ結果であったので第1図中への表示は省略し
ている。
第2図を参照すると、本発明合金のクリープ破断強度は
従来合金よりも約20%増加することが認められる。
従来合金よりも約20%増加することが認められる。
第3図を参照すると、本発明合金の2次クリープ速度は
従来合金の約1/5程度であり、クリープ抵抗が大幅に改
良されていることがわかる。
従来合金の約1/5程度であり、クリープ抵抗が大幅に改
良されていることがわかる。
なお、1100℃−1000時間の時効後の室温伸びは、前述の
結果から明らかなように、本発明の合金の方が従来合金
よりも大きい。この伸びが小さいと使用後の溶接性の低
下を招く。この点、本発明は、使用後の溶接性において
も従来合金よりもすぐれている。
結果から明らかなように、本発明の合金の方が従来合金
よりも大きい。この伸びが小さいと使用後の溶接性の低
下を招く。この点、本発明は、使用後の溶接性において
も従来合金よりもすぐれている。
これらの結果から明らかなように、本発明合金は耐浸炭
性にすぐれ、クリープ強度が高く、時効後の延性にすぐ
れている。
性にすぐれ、クリープ強度が高く、時効後の延性にすぐ
れている。
(発明の効果) 本発明の耐熱合金は、1100℃を超える温度域での使用に
おいてすぐれた耐浸炭性を備え、高いクリープ強度と時
効後の延性にすぐれている。従って、本発明の合金は、
石油化学工業におけるクラッキングチューブや、リフォ
ーミングチューブの材料として好適である。
おいてすぐれた耐浸炭性を備え、高いクリープ強度と時
効後の延性にすぐれている。従って、本発明の合金は、
石油化学工業におけるクラッキングチューブや、リフォ
ーミングチューブの材料として好適である。
第1図は浸炭試験におけるカーボン増加量を示すグラ
フ、第2図はクリープ破断試験の結果を示すグラフ、第
3図はクリープ伸び試験の結果を示すグラフ、及び第4
図は浸炭条件の説明図である。
フ、第2図はクリープ破断試験の結果を示すグラフ、第
3図はクリープ伸び試験の結果を示すグラフ、及び第4
図は浸炭条件の説明図である。
Claims (2)
- 【請求項1】重量%にて、C:0.3〜0.8%、Si:3%以下、
Mn:2%以下、Cr:23〜30%、Ni:44.26〜55%、Nb:0.2〜
1.8%、N:0.2%以下を含有し、更にAl:0.02〜0.6%、T
i:0.01〜0.5%及びZr:0.01〜0.5%からなる群から選択
される少なくとも1種と、Ca:0.001〜0.5%、B:0.05%
以下、Y:0.5%以下及びHf:0.5%以下からなる群から選
択される少なくとも1種を含有し、残部実質的にFeから
なる耐浸炭性にすぐれ、クリープ強度及び時効後の延性
が高い耐熱合金。 - 【請求項2】Niの一部に代えてCoを含有し、Coは0.5%
以上であって、Co+Ni:44.26〜55%である請求項1に記
載の耐熱合金。
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JP1086562A JPH072981B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 耐熱合金 |
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- 1990-04-04 DE DE69010369T patent/DE69010369T2/de not_active Expired - Fee Related
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