JPH11117020A - 耐熱部品の製造方法 - Google Patents
耐熱部品の製造方法Info
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- JPH11117020A JPH11117020A JP29177197A JP29177197A JPH11117020A JP H11117020 A JPH11117020 A JP H11117020A JP 29177197 A JP29177197 A JP 29177197A JP 29177197 A JP29177197 A JP 29177197A JP H11117020 A JPH11117020 A JP H11117020A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐熱鋼の素材を溶体化処理したのち、冷間加
工または温間加工し、加工ひずみを残留したまま時効処
理をすることができ、且つ７００℃以上の使用雰囲気で
も脆化相のη相が析出しない耐熱部品の製造方法を提供
すること。 【解決手段】 重量％で、 Ｃ：０．００５〜０．２０
％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：
２０．０〜３０．０未満％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０
％、Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：１．２〜
２．５未満％、Ａｌ：０．８〜２．０％、Ｂ：０．００
１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
り、Ｔｉ／Ａｌの原子比が０．６〜１．０である耐熱鋼
の素材を溶体化処理したのち、冷間加工または温間加工
により部品を製造し、加工ひずみを残留したまま時効処
理することを特徴とする耐熱部品の製造方法。
工または温間加工し、加工ひずみを残留したまま時効処
理をすることができ、且つ７００℃以上の使用雰囲気で
も脆化相のη相が析出しない耐熱部品の製造方法を提供
すること。 【解決手段】 重量％で、 Ｃ：０．００５〜０．２０
％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：
２０．０〜３０．０未満％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０
％、Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：１．２〜
２．５未満％、Ａｌ：０．８〜２．０％、Ｂ：０．００
１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
り、Ｔｉ／Ａｌの原子比が０．６〜１．０である耐熱鋼
の素材を溶体化処理したのち、冷間加工または温間加工
により部品を製造し、加工ひずみを残留したまま時効処
理することを特徴とする耐熱部品の製造方法。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、エンジン用ボル
ト、エンジンバルブなどの耐熱部品の製造方法に関す
る。
ト、エンジンバルブなどの耐熱部品の製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、エンジン部品、タービン部品、熱
交換器用部品、加熱炉部品、原子力用部品などの耐熱性
および耐食性などが要求される部品として、オーステナ
イト系耐熱鋼であるＪＩＳ ＳＵＨ６６０（C:≦0.08%
、Si: ≦1.0%、Mn: ≦2.0%、Ni:24.0 〜27.0% 、Cr:1
3.5 〜16.0% 、Mo:1.0〜1.5%、V:0.10〜0.50% 、Al: ≦
0.35% 、Ti:1.90 〜2.35% 、B:0.001 〜0.010%、残部F
e) が使用されている。このＳＵＨ６６０の使用上限温
度は７００℃であり、７００℃を超える使用条件の場合
にはＳＵＨ６６０より高いＮｉの合金が用いられてい
る。しかし、ＳＵＨ６６０より高いＮｉの合金は、コス
トが高いので、ＳＵＨ６６０と同様なコストで、且つ７
００℃以上の使用雰囲気でも使用可能な材料が求めら
れ、いくつかの合金が開発され、その１つに特開平７─
２１６５１５号公報に開示されているものがある。
交換器用部品、加熱炉部品、原子力用部品などの耐熱性
および耐食性などが要求される部品として、オーステナ
イト系耐熱鋼であるＪＩＳ ＳＵＨ６６０（C:≦0.08%
、Si: ≦1.0%、Mn: ≦2.0%、Ni:24.0 〜27.0% 、Cr:1
3.5 〜16.0% 、Mo:1.0〜1.5%、V:0.10〜0.50% 、Al: ≦
0.35% 、Ti:1.90 〜2.35% 、B:0.001 〜0.010%、残部F
e) が使用されている。このＳＵＨ６６０の使用上限温
度は７００℃であり、７００℃を超える使用条件の場合
にはＳＵＨ６６０より高いＮｉの合金が用いられてい
る。しかし、ＳＵＨ６６０より高いＮｉの合金は、コス
トが高いので、ＳＵＨ６６０と同様なコストで、且つ７
００℃以上の使用雰囲気でも使用可能な材料が求めら
れ、いくつかの合金が開発され、その１つに特開平７─
２１６５１５号公報に開示されているものがある。
【０００３】また、最近は製造工程の低コスト化のた
め、冷間加工後に固溶化熱処理することなく直接時効を
するという方法で耐熱部品を製造する場合が増えてきて
いる。しかし、実用化されている耐熱合金はその製造工
程を採用すると７００℃までは十分強度を保つが、長時
間７００℃に曝されると強度が低下しやすかった。この
原因は、加工ひずみを残留させたまま直接時効処理をす
ると、時効が促進されやすく、７００℃以上では強化相
のγ′相（Ni3(Ti,Al,Nb,Ta)が脆化相のη相に変化して
しまうからである。
め、冷間加工後に固溶化熱処理することなく直接時効を
するという方法で耐熱部品を製造する場合が増えてきて
いる。しかし、実用化されている耐熱合金はその製造工
程を採用すると７００℃までは十分強度を保つが、長時
間７００℃に曝されると強度が低下しやすかった。この
原因は、加工ひずみを残留させたまま直接時効処理をす
ると、時効が促進されやすく、７００℃以上では強化相
のγ′相（Ni3(Ti,Al,Nb,Ta)が脆化相のη相に変化して
しまうからである。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、耐熱鋼の素
材を溶体化処理したのち、冷間加工または温間加工を
し、続いて加工ひずみを残留させたまま時効処理をする
ことができ、且つ７００℃以上の使用雰囲気でも脆化相
のη相が析出することがない耐熱部品の製造方法を提供
することを課題とするものである。
材を溶体化処理したのち、冷間加工または温間加工を
し、続いて加工ひずみを残留させたまま時効処理をする
ことができ、且つ７００℃以上の使用雰囲気でも脆化相
のη相が析出することがない耐熱部品の製造方法を提供
することを課題とするものである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決するた
め、本発明者は、加工ひずみを残留させたまま直接時効
処理しても、その後の７００℃以上の使用雰囲気でη相
が析出しない耐熱部品の製造方法について研究していた
ところ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系の耐熱鋼のＴｉ／Ａｌの原
子比が１．０％を超えるとη相が析出するが、１．０％
以下であるとη相の析出が抑えられ、長時間高温に曝さ
れても強度の低下が小さいこと、および０．６％未満で
あるとγ′相の析出が不十分で強度が確保できないとの
知見を得て本発明をなしたものである。
め、本発明者は、加工ひずみを残留させたまま直接時効
処理しても、その後の７００℃以上の使用雰囲気でη相
が析出しない耐熱部品の製造方法について研究していた
ところ、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系の耐熱鋼のＴｉ／Ａｌの原
子比が１．０％を超えるとη相が析出するが、１．０％
以下であるとη相の析出が抑えられ、長時間高温に曝さ
れても強度の低下が小さいこと、および０．６％未満で
あるとγ′相の析出が不十分で強度が確保できないとの
知見を得て本発明をなしたものである。
【０００６】すなわち、本発明の耐熱部品の製造方法に
おいては、Ｃ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：２．０
％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：２０〜３０未満
％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎｂ＋Ｔａ：０．２
〜１．５％、Ｔｉ：１．２〜２．５未満％、Ａｌ：０．
８〜２．０％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、必要に応
じてＭｏ：３．０％以下、Ｗ：３．０％以下、Ｖ：１．
０％以下、Ｃｏ：５．０％以下のうちの１種または２種
以上含有し、さらに必要に応じてＭｇ＋Ｃａ：０．００
１〜０．０１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、Ｔｉ／Ａｌの原子比を０．６〜１．０、必
要に応じてＴｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａの原子％を４．０〜
８．０％とし、かつＣｏを含有させる場合にはＮｉ＋Ｃ
ｏ：２０．０〜３０．０未満％とした耐熱鋼の素材を溶
体化処理したのち、冷間加工または温間加工により部品
を製造し、加工ひずみを残留したまま時効処理すること
である。
おいては、Ｃ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：２．０
％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：２０〜３０未満
％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎｂ＋Ｔａ：０．２
〜１．５％、Ｔｉ：１．２〜２．５未満％、Ａｌ：０．
８〜２．０％、Ｂ：０．００１〜０．０１％、必要に応
じてＭｏ：３．０％以下、Ｗ：３．０％以下、Ｖ：１．
０％以下、Ｃｏ：５．０％以下のうちの１種または２種
以上含有し、さらに必要に応じてＭｇ＋Ｃａ：０．００
１〜０．０１％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、Ｔｉ／Ａｌの原子比を０．６〜１．０、必
要に応じてＴｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａの原子％を４．０〜
８．０％とし、かつＣｏを含有させる場合にはＮｉ＋Ｃ
ｏ：２０．０〜３０．０未満％とした耐熱鋼の素材を溶
体化処理したのち、冷間加工または温間加工により部品
を製造し、加工ひずみを残留したまま時効処理すること
である。
【０００７】以下本発明を詳細に説明する。先ず本発明
の耐熱鋼の成分組成を上記のように限定した理由を説明
する。 Ｃ：０．００５〜０．２０％ Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒなどと結合して炭化物を形成す
ることにより合金の高温強度を改善するために含有させ
る元素で、０．００５％未満ではその効果がなく、また
０．２０％を超えると炭化物を多量に析出して加工性、
靭延性および耐食性を劣化するので、その含有範囲を
０．００５〜０．２０％とする。Ｓｉ：２．０％以下Ｓ
ｉは、脱酸剤として有用であり、また耐酸化性を改善す
るために含有させる元素であるが、２．０％を超えると
加工性が低下するので、その含有量を２．０％以下とす
る。
の耐熱鋼の成分組成を上記のように限定した理由を説明
する。 Ｃ：０．００５〜０．２０％ Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒなどと結合して炭化物を形成す
ることにより合金の高温強度を改善するために含有させ
る元素で、０．００５％未満ではその効果がなく、また
０．２０％を超えると炭化物を多量に析出して加工性、
靭延性および耐食性を劣化するので、その含有範囲を
０．００５〜０．２０％とする。Ｓｉ：２．０％以下Ｓ
ｉは、脱酸剤として有用であり、また耐酸化性を改善す
るために含有させる元素であるが、２．０％を超えると
加工性が低下するので、その含有量を２．０％以下とす
る。
【０００８】Ｍｎ：２．０％以下 Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸剤として含有させる元素であ
るが、２．０％を超えると加工性および高温酸化性を損
なうだけでなく、靭性を害するη相の析出を助長するの
で、その含有量を２．０％以下とする。 Ｎｉ：２０．０〜３０．０未満％ Ｎｉは、合金のマトリックスであるオーステナイト組織
を形成する元素であり、合金の耐熱性および耐食性を向
上し、また強化相であるγ′相を析出させる上で必要な
元素で、２０．０％未満ではこのような効果を得ること
ができず、また３０．０％以上になるとコストが高くな
るので、その含有範囲を２０．０〜３０．０未満％とす
る。 Ｃｒ：１０．０〜２５．０％ Ｃｒは、合金の高温酸化および腐食を改善するために含
有させる元素で、１０％未満ではこのような効果を得る
ことができず、２５．０％を超えるとオーステナイト相
が不安定となり、脆化相であるσ相（ＦｅＣｒ）が析出
して合金の靭性を低下するので、その含有範囲を１０．
０〜２５．０％とする。好ましい範囲は１２〜２０％で
ある。
るが、２．０％を超えると加工性および高温酸化性を損
なうだけでなく、靭性を害するη相の析出を助長するの
で、その含有量を２．０％以下とする。 Ｎｉ：２０．０〜３０．０未満％ Ｎｉは、合金のマトリックスであるオーステナイト組織
を形成する元素であり、合金の耐熱性および耐食性を向
上し、また強化相であるγ′相を析出させる上で必要な
元素で、２０．０％未満ではこのような効果を得ること
ができず、また３０．０％以上になるとコストが高くな
るので、その含有範囲を２０．０〜３０．０未満％とす
る。 Ｃｒ：１０．０〜２５．０％ Ｃｒは、合金の高温酸化および腐食を改善するために含
有させる元素で、１０％未満ではこのような効果を得る
ことができず、２５．０％を超えるとオーステナイト相
が不安定となり、脆化相であるσ相（ＦｅＣｒ）が析出
して合金の靭性を低下するので、その含有範囲を１０．
０〜２５．０％とする。好ましい範囲は１２〜２０％で
ある。
【０００９】Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜１．５％ ＮｂおよびＴａは、いずれもＮｉとともに重要な析出相
である金属間化合物のγ′相（γプライム相）であるＮ
ｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）を形成し、そのγ′相
の析出によって合金の高温強度を効果的に高くすること
ができる元素で、この効果を得るために０．２％以上含
有させる必要があるが、１．５％を超えるとラーバス相
（Ｆｅ2 Ｎｂ）が多量に析出して高温強度および靭性を
低下するので、その含有範囲を ０．２〜１．５％とす
る。 Ｔｉ：１．２〜２．５未満％ Ｔｉは、Ａｌ，Ｎｂ，ＴａとともにＮｉと結合して高温
強度を向上させるのに有効なγ′相を形成する元素で、
その含有量が１．２％未満であるとγ′の固溶温度が低
下し、２．５％以上になるとη相（Ｎｉ3 Ｔｉ）が析出
して高温強度および靭性を低下するので、その含有範囲
を１．２〜２．５未満％とする。
である金属間化合物のγ′相（γプライム相）であるＮ
ｉ3 （Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）を形成し、そのγ′相
の析出によって合金の高温強度を効果的に高くすること
ができる元素で、この効果を得るために０．２％以上含
有させる必要があるが、１．５％を超えるとラーバス相
（Ｆｅ2 Ｎｂ）が多量に析出して高温強度および靭性を
低下するので、その含有範囲を ０．２〜１．５％とす
る。 Ｔｉ：１．２〜２．５未満％ Ｔｉは、Ａｌ，Ｎｂ，ＴａとともにＮｉと結合して高温
強度を向上させるのに有効なγ′相を形成する元素で、
その含有量が１．２％未満であるとγ′の固溶温度が低
下し、２．５％以上になるとη相（Ｎｉ3 Ｔｉ）が析出
して高温強度および靭性を低下するので、その含有範囲
を１．２〜２．５未満％とする。
【００１０】Ａｌ：０．８〜２．０％ Ａｌは、Ｎｉと結合してγ′相を形成する最も重要な元
素で、０．８％未満であるとγ′相の析出が不十分で高
温強度が確保できず、２．０％を超えると合金の熱間加
工性が低下するので、その含有範囲を０．８〜２．０％
とする。好ましい範囲は、１．０〜１．６未満％であ
る。 Ｂ：０．００１〜０．０１％ Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化する元素で、この
効果を得るために０．００１％以上含有させる必要があ
るが、０．０１％を超えると熱間加工性を損なうので、
その含有範囲を０．００１〜０．０１％とする。 Ｍｇ＋Ｃａ：０．００１〜０．０１％ ＭｇおよびＣａは、溶解時に脱酸および脱硫元素として
添加する元素で、熱間加工性を改善する効果がある。こ
の効果が現れるのは０．００１％からであり、０．０１
％を超えて含有させるとかえって熱間加工性を低下する
ので、その含有範囲を０．００１〜０．０１％とする。
素で、０．８％未満であるとγ′相の析出が不十分で高
温強度が確保できず、２．０％を超えると合金の熱間加
工性が低下するので、その含有範囲を０．８〜２．０％
とする。好ましい範囲は、１．０〜１．６未満％であ
る。 Ｂ：０．００１〜０．０１％ Ｂは、結晶粒界に偏析して粒界を強化する元素で、この
効果を得るために０．００１％以上含有させる必要があ
るが、０．０１％を超えると熱間加工性を損なうので、
その含有範囲を０．００１〜０．０１％とする。 Ｍｇ＋Ｃａ：０．００１〜０．０１％ ＭｇおよびＣａは、溶解時に脱酸および脱硫元素として
添加する元素で、熱間加工性を改善する効果がある。こ
の効果が現れるのは０．００１％からであり、０．０１
％を超えて含有させるとかえって熱間加工性を低下する
ので、その含有範囲を０．００１〜０．０１％とする。
【００１１】Ｍｏ：３．０％以下、Ｗ：３．０％以下、
Ｖ：１．０％ Ｍｏ、Ｗ、Ｖは、固溶強化により高温強度を向上させる
元素で、ＭｏおよびＷについては３％を超えて、Ｖは１
％を超えて含有させても効果の向上が少なく、またコス
トの上昇および加工性を低下するので、その含有量をＭ
ｏを３．０％以下、Ｗを３．０％以下、Ｖを１．０％と
する。 Ｃｏ：５．０％以下 Ｎｉ＋Ｃｏ：２０．０〜３０．０未満％ Ｃｏは、Ｎｉとほぼ同じような作用がある元素で、Ｎｉ
を一部置換する形で合金に含有させることができる。す
なわちＮｉ＋Ｃｏ：２０．０〜３０．０未満％の条件を
満たす範囲でＣｏを含有させることができる。しかし、
ＣｏはＮｉに比較して高価な元素であるので、上限を
５．０％とする。
Ｖ：１．０％ Ｍｏ、Ｗ、Ｖは、固溶強化により高温強度を向上させる
元素で、ＭｏおよびＷについては３％を超えて、Ｖは１
％を超えて含有させても効果の向上が少なく、またコス
トの上昇および加工性を低下するので、その含有量をＭ
ｏを３．０％以下、Ｗを３．０％以下、Ｖを１．０％と
する。 Ｃｏ：５．０％以下 Ｎｉ＋Ｃｏ：２０．０〜３０．０未満％ Ｃｏは、Ｎｉとほぼ同じような作用がある元素で、Ｎｉ
を一部置換する形で合金に含有させることができる。す
なわちＮｉ＋Ｃｏ：２０．０〜３０．０未満％の条件を
満たす範囲でＣｏを含有させることができる。しかし、
ＣｏはＮｉに比較して高価な元素であるので、上限を
５．０％とする。
【００１２】Ｔｉ／Ａｌの原子比：０．６〜１．０ Ｔｉ／Ａｌの原子比が０．６％未満であるとγ′相の析
出が不十分で強度が確保できず、また１．０％を超える
と脆化相のη相が析出し、長時間高温に曝されると強度
が低下するので、その範囲を０．６〜１．０とする。 Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａの原子％が４．０〜８．０％ Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔａは、何れもγ′相の構成元素
で、十分なＮｉ量が存在する場合、γ′相の析出量はこ
れらの元素の含有量の総和に比例する。そして合金の高
温強度はγ′相の析出量に比例する。本発明において合
金の７００℃以上での高温強度を十分発現させる上で
４．０原子％以上含有させる必要がある。一方、その総
和が８．０原子％を超えると強度は上昇するものの熱間
加工性は低下する。そこでこれらの元素の含有量の総和
を４．０〜８．０％とする。好ましくは５．０〜６．５
％である。 Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ これらの元素は、何れも不可避的不純物で、これらのう
ちＰおよびＳは熱間加工性を低下させ、またＯおよびＮ
は酸化物または窒化物を形成し、機械的性質を劣化する
ので、Ｐは０．０２％以下、Ｓ，ＯおよびＮは０．０１
％以下にするのが好ましい。
出が不十分で強度が確保できず、また１．０％を超える
と脆化相のη相が析出し、長時間高温に曝されると強度
が低下するので、その範囲を０．６〜１．０とする。 Ｔｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａの原子％が４．０〜８．０％ Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔａは、何れもγ′相の構成元素
で、十分なＮｉ量が存在する場合、γ′相の析出量はこ
れらの元素の含有量の総和に比例する。そして合金の高
温強度はγ′相の析出量に比例する。本発明において合
金の７００℃以上での高温強度を十分発現させる上で
４．０原子％以上含有させる必要がある。一方、その総
和が８．０原子％を超えると強度は上昇するものの熱間
加工性は低下する。そこでこれらの元素の含有量の総和
を４．０〜８．０％とする。好ましくは５．０〜６．５
％である。 Ｐ，Ｓ，Ｏ，Ｎ これらの元素は、何れも不可避的不純物で、これらのう
ちＰおよびＳは熱間加工性を低下させ、またＯおよびＮ
は酸化物または窒化物を形成し、機械的性質を劣化する
ので、Ｐは０．０２％以下、Ｓ，ＯおよびＮは０．０１
％以下にするのが好ましい。
【００１３】次に、本発明の素材の製造方法、加工およ
び熱処理について説明する。本発明の耐熱部品の製造方
法は、上記成分組成の耐熱鋼の素材を溶体化処理したの
ち、冷間加工または温間加工により製品の部品を製造
し、加工ひずみを残留したまま時効処理することである
が、上記耐熱鋼の素材は、高周波誘導炉、真空溶解溶解
後エレクトロスラグ再溶解、大気溶解後真空エレクトロ
スラグ再溶解などによって溶解および精製後、鋳造して
製造したインゴットを必要に応じてソーキングした後、
熱間鍛造や熱間圧延などの加工工程を通して製造される
ものである。さらに、本発明の耐熱部品の製造方法の溶
体化処理は、９５０〜１１５０℃で、素材の大きさにも
よるが通常１０分〜４時間加熱後油冷または水冷するこ
とである。
び熱処理について説明する。本発明の耐熱部品の製造方
法は、上記成分組成の耐熱鋼の素材を溶体化処理したの
ち、冷間加工または温間加工により製品の部品を製造
し、加工ひずみを残留したまま時効処理することである
が、上記耐熱鋼の素材は、高周波誘導炉、真空溶解溶解
後エレクトロスラグ再溶解、大気溶解後真空エレクトロ
スラグ再溶解などによって溶解および精製後、鋳造して
製造したインゴットを必要に応じてソーキングした後、
熱間鍛造や熱間圧延などの加工工程を通して製造される
ものである。さらに、本発明の耐熱部品の製造方法の溶
体化処理は、９５０〜１１５０℃で、素材の大きさにも
よるが通常１０分〜４時間加熱後油冷または水冷するこ
とである。
【００１４】また、本発明の冷間加工または温間加工
は、製品の部品を製造するためのもので、加工率が小さ
いと時効の促進が小さく十分な強度が得られなので、本
発明の耐熱鋼においては３０％以上にすることが好まし
い。また、本発明の時効処理は、６００〜８００℃で、
製品の大きさ、部品の種類および用途にもよるが通常
０．１〜２０時間加熱して行う。本発明の製造方法で製
造される耐熱部品は、ボルト、ナット、エンジンバル
ブ、板、ワイヤーなどのエンジン部品、タービン部品、
熱交換器用部品、加熱炉部品、原子力用部品などであ
る。
は、製品の部品を製造するためのもので、加工率が小さ
いと時効の促進が小さく十分な強度が得られなので、本
発明の耐熱鋼においては３０％以上にすることが好まし
い。また、本発明の時効処理は、６００〜８００℃で、
製品の大きさ、部品の種類および用途にもよるが通常
０．１〜２０時間加熱して行う。本発明の製造方法で製
造される耐熱部品は、ボルト、ナット、エンジンバル
ブ、板、ワイヤーなどのエンジン部品、タービン部品、
熱交換器用部品、加熱炉部品、原子力用部品などであ
る。
【００１５】
【発明の実施の形態】以下本発明を実施例により説明す
る。下記表１に示した成分組成の材料５０ｋｇを高周波
誘導炉で溶解および精製し、鋳造してインゴットを得
た。そしてこのインゴットを１１００℃で１６時間ソー
キングした後、引き続いて１１００〜９００℃の温度範
囲で鍛造、圧延して直径２５ｍｍの丸棒とした。その丸
棒を９７５℃で３０分間加熱後油冷の条件で溶体化処理
をし、ついでその熱処理をした丸棒から直径２４．０ｍ
ｍ、高さ４５．０ｍｍの試験片を切り出した。そしてそ
れらの試験片を用いて、室温において絞り６５％の前方
押出し加工を行い、それらの試験片に７５０℃×４時
間、さらに長時間使用を想定して７５０℃×１００時間
の時効処理をした。
る。下記表１に示した成分組成の材料５０ｋｇを高周波
誘導炉で溶解および精製し、鋳造してインゴットを得
た。そしてこのインゴットを１１００℃で１６時間ソー
キングした後、引き続いて１１００〜９００℃の温度範
囲で鍛造、圧延して直径２５ｍｍの丸棒とした。その丸
棒を９７５℃で３０分間加熱後油冷の条件で溶体化処理
をし、ついでその熱処理をした丸棒から直径２４．０ｍ
ｍ、高さ４５．０ｍｍの試験片を切り出した。そしてそ
れらの試験片を用いて、室温において絞り６５％の前方
押出し加工を行い、それらの試験片に７５０℃×４時
間、さらに長時間使用を想定して７５０℃×１００時間
の時効処理をした。
【００１６】その後この時効処理をした試験片より硬さ
試験および引張り試験用の試験片を切り出して室温で硬
さ試験および７５０℃で引張り試験を行った。その結果
を下記表２の本発明方法の欄に記載した。また同時に従
来の製造方法で製造した試験片、すなわち上記前方押出
し加工をした後に固溶化熱処理（９７５℃で３０分間加
熱後油冷）をし、その後７５０℃×４時間で時効処理を
し、さらに長時間使用を想定して７５０℃×１００時間
の時効処理をした試験片も用意して同様な試験を行っ
た。その結果を下記表２の従来方法の欄に記載した。な
お、引張り試験は、ＪＩＳ ４号試験片を用いて７５０
℃において行った。
試験および引張り試験用の試験片を切り出して室温で硬
さ試験および７５０℃で引張り試験を行った。その結果
を下記表２の本発明方法の欄に記載した。また同時に従
来の製造方法で製造した試験片、すなわち上記前方押出
し加工をした後に固溶化熱処理（９７５℃で３０分間加
熱後油冷）をし、その後７５０℃×４時間で時効処理を
し、さらに長時間使用を想定して７５０℃×１００時間
の時効処理をした試験片も用意して同様な試験を行っ
た。その結果を下記表２の従来方法の欄に記載した。な
お、引張り試験は、ＪＩＳ ４号試験片を用いて７５０
℃において行った。
【００１７】
【表１】
【００１８】
【表２】
【００１９】これらの結果より、本発明の耐熱鋼の素材
を冷間加工後直接時効処理したものは、本発明の耐熱鋼
の素材を従来方法の冷間加工後に固溶化熱処理し、その
後時効処理したものより室温硬さが約１８〜２４％高く
なっており、また７５０℃の引張強さが約３１〜５２％
高くなっている。さらに、本発明の耐熱鋼を冷間加工後
直接時効処理したものは、比較鋼を冷間加工後直接時効
処理したものより室温硬さが約１１〜５５％高くなって
おり、また７５０℃の引張強さが約４６〜２２７％も高
くなっている。また、本発明の耐熱鋼を冷間加工後直接
時効処理したものは、全てミクロ組織が正常であった
が、比較鋼を冷間加工後直接時効処理したもののＴｉ／
Ａｌの原子％比が大きいものは、時効が進み過たため脆
化相であるη相が析出し、またＴｉ／Ａｌの原子％比が
小さいものは、ミクロ組織は正常であるがγ′相の析出
が十分でないため本発明鋼より強度が低い。
を冷間加工後直接時効処理したものは、本発明の耐熱鋼
の素材を従来方法の冷間加工後に固溶化熱処理し、その
後時効処理したものより室温硬さが約１８〜２４％高く
なっており、また７５０℃の引張強さが約３１〜５２％
高くなっている。さらに、本発明の耐熱鋼を冷間加工後
直接時効処理したものは、比較鋼を冷間加工後直接時効
処理したものより室温硬さが約１１〜５５％高くなって
おり、また７５０℃の引張強さが約４６〜２２７％も高
くなっている。また、本発明の耐熱鋼を冷間加工後直接
時効処理したものは、全てミクロ組織が正常であった
が、比較鋼を冷間加工後直接時効処理したもののＴｉ／
Ａｌの原子％比が大きいものは、時効が進み過たため脆
化相であるη相が析出し、またＴｉ／Ａｌの原子％比が
小さいものは、ミクロ組織は正常であるがγ′相の析出
が十分でないため本発明鋼より強度が低い。
【００２０】また、本発明の耐熱鋼を冷間加工後直接時
効処理したものは、比較鋼のNo.11を従来方法で処理し
たものより平均して室温硬さおよび７５０℃の引張強さ
が低くなっているが、高くなっているものが１例、同等
のものが１例あることから判断すると、Ｔｉ／Ａｌの原
子％比を０．６〜１．０にした本発明の耐熱鋼を冷間加
工後直接時効処理したものは、冷間加工後の固溶化熱処
理を省略したにもかかわらずＴｉ／Ａｌの原子％比を
１．０より大きくした従来の耐熱鋼を従来方法で処理し
たもののと同等またはそれ以上のものを得ることができ
ることが分かる。
効処理したものは、比較鋼のNo.11を従来方法で処理し
たものより平均して室温硬さおよび７５０℃の引張強さ
が低くなっているが、高くなっているものが１例、同等
のものが１例あることから判断すると、Ｔｉ／Ａｌの原
子％比を０．６〜１．０にした本発明の耐熱鋼を冷間加
工後直接時効処理したものは、冷間加工後の固溶化熱処
理を省略したにもかかわらずＴｉ／Ａｌの原子％比を
１．０より大きくした従来の耐熱鋼を従来方法で処理し
たもののと同等またはそれ以上のものを得ることができ
ることが分かる。
【００２１】
【発明の効果】本発明の耐熱製品の製造方法は、上記構
成にしたことにより、冷間加工後固溶加熱処理をするこ
となく直接時効をすることができるので、低いコストで
長時間７００℃以上に曝されても強度が低下しないとい
う優れた効果を奏する。
成にしたことにより、冷間加工後固溶加熱処理をするこ
となく直接時効をすることができるので、低いコストで
長時間７００℃以上に曝されても強度が低下しないとい
う優れた効果を奏する。
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で（以下同じ）、Ｃ：０．００５
〜０．２０％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以
下、Ｎｉ：２０．０〜３０．０未満％、Ｃｒ：１０．０
〜２５．０％、Ｎｂ＋Ｔａ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：
１．２〜２．５未満％、Ａｌ：０．８〜２．０％、Ｂ：
０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、Ｔｉ／Ａｌの原子比が０．６〜１．０であ
る耐熱鋼の素材を溶体化処理したのち、冷間加工または
温間加工により部品を製造し、加工ひずみを残留したま
ま時効処理することを特徴とする耐熱部品の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：
２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：２０．０〜
３０．０未満％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎｂ＋
Ｔａ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：１．２〜２．５未満
％、Ａｌ：０．８〜２．０％、Ｂ：０．００１〜０．０
１％、およびＭｏ：３．０％以下、Ｗ：３．０％以下、
Ｖ：１．０％以下の１種または２種以上、残部Ｆｅおよ
び不可避的不純物からなり、Ｔｉ／Ａｌの原子比が０．
６〜１．０である耐熱鋼の素材を溶体化処理したのち、
冷間加工または温間加工により部品を製造し、加工ひず
みを残留したまま時効処理することを特徴とする耐熱部
品の製造方法。 - 【請求項３】 Ｃ：０．００５〜０．２０％、Ｓｉ：
２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｎｉ：２０．０〜
３０．０未満％、Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、Ｎｂ＋
Ｔａ：０．２〜１．５％、Ｔｉ：１．２〜２．５未満
％、Ａｌ：０．８〜２．０％、Ｂ：０．００１〜０．０
１％、およびＭｏ：３．０％以下、Ｗ：３．０％以下、
Ｖ：１．０％以下のうちの１種または２種以上、Ｃｏ：
５．０％以下、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
り、Ｔｉ／Ａｌの原子比が０．６〜１．０で、かつＮｉ
＋Ｃｏ：２０．０〜３０．０未満％であることを特徴と
する耐熱鋼の素材を溶体化処理したのち、冷間加工また
は温間加工により部品を製造し、加工ひずみを残留した
まま時効処理することを特徴とする耐熱部品の製造方
法。 - 【請求項４】 上記耐熱鋼はＭｇ＋Ｃａを０．００１〜
０．０１％含有するものであることを特徴とする請求項
１ないし請求項３のいずれか１項記載の耐熱部品の製造
方法。 - 【請求項５】 上記耐熱鋼のＴｉ＋Ａｌ＋Ｎｂ＋Ｔａの
原子％が４．０〜８．０％であることを特徴とする請求
項１ないし請求項４のいずれか１項記載の耐熱部品の製
造方法。 - 【請求項６】 上記冷間加工または温間加工の加工度が
３０％以上であることを特徴とする請求項１ないし請求
項５のいずれか１項記載の耐熱部品の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29177197A JPH11117020A (ja) | 1997-10-09 | 1997-10-09 | 耐熱部品の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP29177197A JPH11117020A (ja) | 1997-10-09 | 1997-10-09 | 耐熱部品の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11117020A true JPH11117020A (ja) | 1999-04-27 |
Family
ID=17773217
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP29177197A Pending JPH11117020A (ja) | 1997-10-09 | 1997-10-09 | 耐熱部品の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11117020A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009542919A (ja) * | 2006-07-07 | 2009-12-03 | イートン コーポレーション | 耐磨耗性耐熱合金 |
| JP2014109053A (ja) * | 2012-11-30 | 2014-06-12 | Toshiba Corp | オーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品 |
| JP2015502473A (ja) * | 2011-10-20 | 2015-01-22 | ボーグワーナー インコーポレーテッド | ターボチャージャ及びそのための構成要素 |
| JP2015030873A (ja) * | 2013-08-01 | 2015-02-16 | 株式会社東芝 | オーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品 |
| CN104841823A (zh) * | 2015-05-25 | 2015-08-19 | 无锡市派克重型铸锻有限公司 | 一种提高1Cr11Ni2W2MoV锻件晶粒度的锻造工艺 |
| JP2015183256A (ja) * | 2014-03-25 | 2015-10-22 | 株式会社東芝 | オーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品 |
| WO2020004286A1 (ja) * | 2018-06-28 | 2020-01-02 | 株式会社東亜鍛工所 | 中空エンジンバルブの製造方法 |
-
1997
- 1997-10-09 JP JP29177197A patent/JPH11117020A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2009542919A (ja) * | 2006-07-07 | 2009-12-03 | イートン コーポレーション | 耐磨耗性耐熱合金 |
| JP2015502473A (ja) * | 2011-10-20 | 2015-01-22 | ボーグワーナー インコーポレーテッド | ターボチャージャ及びそのための構成要素 |
| JP2014109053A (ja) * | 2012-11-30 | 2014-06-12 | Toshiba Corp | オーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品 |
| JP2015030873A (ja) * | 2013-08-01 | 2015-02-16 | 株式会社東芝 | オーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品 |
| JP2015183256A (ja) * | 2014-03-25 | 2015-10-22 | 株式会社東芝 | オーステナイト系耐熱鋼およびタービン部品 |
| CN104841823A (zh) * | 2015-05-25 | 2015-08-19 | 无锡市派克重型铸锻有限公司 | 一种提高1Cr11Ni2W2MoV锻件晶粒度的锻造工艺 |
| WO2020004286A1 (ja) * | 2018-06-28 | 2020-01-02 | 株式会社東亜鍛工所 | 中空エンジンバルブの製造方法 |
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