JPS5864360A - 耐熱鋳鋼 - Google Patents
耐熱鋳鋼Info
- Publication number
- JPS5864360A JPS5864360A JP16248181A JP16248181A JPS5864360A JP S5864360 A JPS5864360 A JP S5864360A JP 16248181 A JP16248181 A JP 16248181A JP 16248181 A JP16248181 A JP 16248181A JP S5864360 A JPS5864360 A JP S5864360A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- resistance
- cast steel
- creep rupture
- carburization
- content
- Prior art date
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、耐熱鋳鋼、特に、高温ネリープ破断強度、耐
熱衝撃性および耐塗炭性にすぐれた耐熱・鋳鋼に関する
。
熱衝撃性および耐塗炭性にすぐれた耐熱・鋳鋼に関する
。
従来、石油化学工業におけるエチレンクラッキングチュ
ーブ材や改質炉内の、す7オーマチユーブ材には、Ni
およびCrを含む耐熱鋳鋼、代表的には、ASTM H
K4G材やHP材などが用いられてきた。近年、操業O
高i化に伴ない、高褐椿−性の改善が要求され、これに
応える材料として、HP材にNb、MoおよδWを添加
したものが開発され、実用に供されている。しかしなが
ら、操業条件の−1の苛酷化ととも゛に、上記Nb、M
。
ーブ材や改質炉内の、す7オーマチユーブ材には、Ni
およびCrを含む耐熱鋳鋼、代表的には、ASTM H
K4G材やHP材などが用いられてきた。近年、操業O
高i化に伴ない、高褐椿−性の改善が要求され、これに
応える材料として、HP材にNb、MoおよδWを添加
したものが開発され、実用に供されている。しかしなが
ら、操業条件の−1の苛酷化ととも゛に、上記Nb、M
。
およびW含有HP材よりも更に高温クリープ破断饅度が
高く、かつ耐熱衝撃性や耐浸炭性にすぐれた材料が要請
されるに及んでいる。
高く、かつ耐熱衝撃性や耐浸炭性にすぐれた材料が要請
されるに及んでいる。
本発明者等は、上記要請に応えるべく、N1−Cr −
N b−W−M o7F e系耐熱鋼について、高温特
性に対する各種添加元素の影響に関する詳細な研究を重
ねた結果、N、Ti1AI!およびBの各元素を複合的
に含有させることKより、高温度、特[1000℃をこ
える温度域における高温クリープ破断強゛度、耐熱衝撃
性並びに耐浸炭性を顕著に高め得ることを見出し、本発
明を完成するに到った。
N b−W−M o7F e系耐熱鋼について、高温特
性に対する各種添加元素の影響に関する詳細な研究を重
ねた結果、N、Ti1AI!およびBの各元素を複合的
に含有させることKより、高温度、特[1000℃をこ
える温度域における高温クリープ破断強゛度、耐熱衝撃
性並びに耐浸炭性を顕著に高め得ることを見出し、本発
明を完成するに到った。
すなわち“、本発明は、CO,a〜0.6%(重量%、
以下同じ)、Si2.0%以下、Mn2.0%以下、C
r2O〜80%、Ni80〜40%、N b O,8〜
1.5%、W O,5〜8.0%、Mo0.2〜0.8
%、No、04〜0.15%、Ti0.04〜0.5%
、A60.07〜0.5%C但し、0.07%をのぞく
)、BO,0002〜0.004%、残部実質的にFe
からなる耐熱鋳鋼を提供する。
以下同じ)、Si2.0%以下、Mn2.0%以下、C
r2O〜80%、Ni80〜40%、N b O,8〜
1.5%、W O,5〜8.0%、Mo0.2〜0.8
%、No、04〜0.15%、Ti0.04〜0.5%
、A60.07〜0.5%C但し、0.07%をのぞく
)、BO,0002〜0.004%、残部実質的にFe
からなる耐熱鋳鋼を提供する。
以下、本発明鋳鋼の成分限定理由について詳しく説明す
る。
る。
C:0.8〜0.6%
Cは鋳鋼の鋳造性を良くするほか、後記Nbとの共存下
に一次炭化物を形成し、クリープ破断強度の向上に寄与
する。このために少くとも0.8%を必要とする。その
効果はC量の増加とともに高められるが、過度に多くな
ると二次轡化物の過料析出により、使用後の靭性低下が
著しくなるほか、溶゛接性も悪化するので、0.61%
を上限とする。
に一次炭化物を形成し、クリープ破断強度の向上に寄与
する。このために少くとも0.8%を必要とする。その
効果はC量の増加とともに高められるが、過度に多くな
ると二次轡化物の過料析出により、使用後の靭性低下が
著しくなるほか、溶゛接性も悪化するので、0.61%
を上限とする。
Si:2.0%以下
Siは鋳鋼溶製時の脱酸剤としての役割を有するほか、
耐浸炭性の改善ゝをもたらす。たyし、多量に含有する
と溶接性を損うので、2.0%を上限とする。
耐浸炭性の改善ゝをもたらす。たyし、多量に含有する
と溶接性を損うので、2.0%を上限とする。
’Mn:2.0%以下
Mnは上記Siと同様に脱酸剤として機能するほか、溶
鋼中の不純物であるSを固定・無害化する働きを有する
。但し、含有量が多くなると、耐酸化性の低下を招くの
で、2.0%以下とする。
鋼中の不純物であるSを固定・無害化する働きを有する
。但し、含有量が多くなると、耐酸化性の低下を招くの
で、2.0%以下とする。
Cr:20〜80%
CrI/′!後記Niとの゛共存下に′、鋳鋼組織をオ
ーステナイト化し、高温強度や耐酸化性を高める効果を
有する。特に、1000℃以上の高温域で所要の強度、
耐酸化性を得るための含有量は少くとも20%であるこ
とを要する。上記効果は含有量の増加とともに強化され
るが、あまり多くなると、使用後の靭性の低下が著しく
なるので、30%を上限をする。
ーステナイト化し、高温強度や耐酸化性を高める効果を
有する。特に、1000℃以上の高温域で所要の強度、
耐酸化性を得るための含有量は少くとも20%であるこ
とを要する。上記効果は含有量の増加とともに強化され
るが、あまり多くなると、使用後の靭性の低下が著しく
なるので、30%を上限をする。
Ni : 80〜40%
Niは上記のように、Crと共存してオーステナイト組
織を保ち、その組織的安定性を与え、耐酸化性および高
温強度を確保するのに有効な元素である。1000℃以
上の高温度域で良好なる耐酸化性および高温強度を得る
ためには80%以上の含有を要する。上記特性は含有量
の増加とともに向上するが、40%をこえると、添加効
果がはジ飽和し、経済的に不利であるので、40%を上
限とする。
織を保ち、その組織的安定性を与え、耐酸化性および高
温強度を確保するのに有効な元素である。1000℃以
上の高温度域で良好なる耐酸化性および高温強度を得る
ためには80%以上の含有を要する。上記特性は含有量
の増加とともに向上するが、40%をこえると、添加効
果がはジ飽和し、経済的に不利であるので、40%を上
限とする。
Nb:0.8〜1.5%
Nbはクリープ破断強度および耐浸炭性を高める。この
効果を得るためには0.8%以上の含有を必要とする。
効果を得るためには0.8%以上の含有を必要とする。
但し、その量が多くなると、かえってクリープ破断強度
が低下しはじめるので、1.5%を上限とする。なお、
Nbは、通常これと同効元素であるTaを随伴するので
、その場合はTaとの合計量が0.3〜1.5%であれ
ばよい。
が低下しはじめるので、1.5%を上限とする。なお、
Nbは、通常これと同効元素であるTaを随伴するので
、その場合はTaとの合計量が0.3〜1.5%であれ
ばよい。
W:0.5〜8.0%
Wは前記Nbとの組合せにより、高温強度の向上をもた
らす。このために0.5キ以上の含有を要するが、あま
り多くなると耐酸化性が損なわれるので3.0%を上限
とする。
らす。このために0.5キ以上の含有を要するが、あま
り多くなると耐酸化性が損なわれるので3.0%を上限
とする。
Mo : 0.2〜0.8%
Moは上記NbおよびWと共存して高温強度の向上に寄
与する。その十分な効果を得るため0.2%以上の含有
を要する。たy七多量に含むと耐酸化性が悪くなるので
、0.8%を上限とする。
与する。その十分な効果を得るため0.2%以上の含有
を要する。たy七多量に含むと耐酸化性が悪くなるので
、0.8%を上限とする。
本発明鋳鋼は、上記諸元素とともに、下記のとと(N、
Ti、AlおよびBの各元素を複合的に含有する点に最
大の特徴を有する。この複合添加によって、高温特性の
顕著な向上をもたらし、と゛りわけ1000℃をこえる
高温使用において、すぐれたクリープ破断強度、耐熱衝
撃性および耐浸炭性等を具備するものとなるのである。
Ti、AlおよびBの各元素を複合的に含有する点に最
大の特徴を有する。この複合添加によって、高温特性の
顕著な向上をもたらし、と゛りわけ1000℃をこえる
高温使用において、すぐれたクリープ破断強度、耐熱衝
撃性および耐浸炭性等を具備するものとなるのである。
すなわち、TiはC1Nと結合して炭化物、窒化物、炭
窒化物を形成し、BおよびAlけこれら化合物を微細に
分散析出させて結晶粒界を強化し、耐粒界割れ性を高め
ることによシ、高温強度、就中クリープ破断強度、高温
熱衝撃特性、長時間クリープ破断強度の顕著な向上をも
たらすのである。更に、Tiは主としてAlとの相乗効
果により耐浸炭性の著しい改善に寄与する。
窒化物を形成し、BおよびAlけこれら化合物を微細に
分散析出させて結晶粒界を強化し、耐粒界割れ性を高め
ることによシ、高温強度、就中クリープ破断強度、高温
熱衝撃特性、長時間クリープ破断強度の顕著な向上をも
たらすのである。更に、Tiは主としてAlとの相乗効
果により耐浸炭性の著しい改善に寄与する。
N:0.04〜0.15%
Nは固溶窒素の形態でオーステナイト相を安定・強化す
るとともに、Ti等と窒化物、炭窒化物の形成に関与し
、この化合物が、前記のようにAl。
るとともに、Ti等と窒化物、炭窒化物の形成に関与し
、この化合物が、前記のようにAl。
Bとの共存fに微細に分散析出することによって、結晶
粒が微細化し、粒成長が阻止され、クリープ破断強度や
耐熱衝撃性が高められる。この効果を十分なものとする
ため、その含有量は好ましくは0.04%以上とする。
粒が微細化し、粒成長が阻止され、クリープ破断強度や
耐熱衝撃性が高められる。この効果を十分なものとする
ため、その含有量は好ましくは0.04%以上とする。
但し、あまり多くなると、窒化物、炭窒化物の週刊の析
出、粗大化を招き、かえって耐熱衝撃性が低下するので
、0.15%を上限とするのが好ましい。
出、粗大化を招き、かえって耐熱衝撃性が低下するので
、0.15%を上限とするのが好ましい。
Ti:0.04〜0.5%
Tiは上記のように炭窒化物等の形成により高温強度、
耐熱衝撃性に寄与するほか、特にAlとの相利効果によ
って耐浸炭性を強化する。これらの効果を発揮させるた
め、その含有量は好ましくは゛0.04%以上とする。
耐熱衝撃性に寄与するほか、特にAlとの相利効果によ
って耐浸炭性を強化する。これらの効果を発揮させるた
め、その含有量は好ましくは゛0.04%以上とする。
含*量の増加とともに、。
クリープ破断強度、耐浸炭性等が高められるが、あまり
多くなると、析出物の粗大化、酸化物系介在物量の増加
を招き、特に0.5%をこえると、極端な強度低下が生
ずる。よって、0.5%以下とし、強度を重視するとき
は、0.15%を上限とするのが好ましい。
多くなると、析出物の粗大化、酸化物系介在物量の増加
を招き、特に0.5%をこえると、極端な強度低下が生
ずる。よって、0.5%以下とし、強度を重視するとき
は、0.15%を上限とするのが好ましい。
Alはクリープ破断強度向上効果以外に、f記したごと
(Tiとの共存により耐浸炭性の顕著な改善効果を有す
る。クリープ破断強度向上のみを期待するときは、その
含有量を0.02〜0.07%に限定するのが好ましい
が、特に耐浸炭性の改善を”目的の一つとする本発明で
は、耐浸炭性を十分なものとするために、その含有量を
少くとも0.07%をこえる量とする。含有量の増加と
ともに、強度はや一低下するが、耐浸炭性はさらに強化
される。しかし、0.5%をこえると、強度が極端に低
くなるので、上限を0.5%とする。なお、Tiおよび
A4含有材を浸炭試験後、EPMA(X線マイクロアナ
ライザー)に付すと、試験片表層部にAlリンチ層の存
在が認められる。このA1層が強力な浸炭防止効果を有
しているのである。
(Tiとの共存により耐浸炭性の顕著な改善効果を有す
る。クリープ破断強度向上のみを期待するときは、その
含有量を0.02〜0.07%に限定するのが好ましい
が、特に耐浸炭性の改善を”目的の一つとする本発明で
は、耐浸炭性を十分なものとするために、その含有量を
少くとも0.07%をこえる量とする。含有量の増加と
ともに、強度はや一低下するが、耐浸炭性はさらに強化
される。しかし、0.5%をこえると、強度が極端に低
くなるので、上限を0.5%とする。なお、Tiおよび
A4含有材を浸炭試験後、EPMA(X線マイクロアナ
ライザー)に付すと、試験片表層部にAlリンチ層の存
在が認められる。このA1層が強力な浸炭防止効果を有
しているのである。
B:0.0002〜0.004%
客
Bは結晶粒界の強化のほか、前記T i Jllll物
微ト 細析出させるとともに1析出後の凝集粗大化を遅らせる
ことにより、クリープ破断強度の向上に寄与する。この
ために、含有量は0.00oL%以上であることが望ま
しい。たyし、あまり多くなっても、それほど強度向上
はす\まず、かえって溶接性の低下を招くので、好まし
くは0.004%を上限とする。
微ト 細析出させるとともに1析出後の凝集粗大化を遅らせる
ことにより、クリープ破断強度の向上に寄与する。この
ために、含有量は0.00oL%以上であることが望ま
しい。たyし、あまり多くなっても、それほど強度向上
はす\まず、かえって溶接性の低下を招くので、好まし
くは0.004%を上限とする。
P、Sその他制の溶製時に不可避的に混入する不純物は
、この種の鋼に通常許容される範囲であれば存在しても
かまわない。
、この種の鋼に通常許容される範囲であれば存在しても
かまわない。
次に、本発明鋳鋼について実施例を挙げて具体的に説明
する。
する。
実施例
高周波溶解炉(大気中)で鋳鋼を溶製し、遠心鋳造法に
より管材(外径1’86M11x肉厚201111X褪
さ500m11)を得た。各供試材の化学成分組盛。
より管材(外径1’86M11x肉厚201111X褪
さ500m11)を得た。各供試材の化学成分組盛。
を第1表に示す。供試材隘1〜4は、本発明鋳鋼、隘5
〜9は比較材である。比較材のうち、陽5はNb、Mo
およびWを含むHP材(N1Ti%Al。
〜9は比較材である。比較材のうち、陽5はNb、Mo
およびWを含むHP材(N1Ti%Al。
Bのいづれも含まない)、先6〜9はN、Ti1A6お
よびBをすべて含むが、TiまたはAl量が本発明の規
定から逸脱・するものである0各供試材より試験片を採
取し、クリープ破断強度、耐熱衝撃性、炭び耐浸炭性を
測定した。その結果を第2表に示す。なお、各試験要領
は次のとおりである。
よびBをすべて含むが、TiまたはAl量が本発明の規
定から逸脱・するものである0各供試材より試験片を採
取し、クリープ破断強度、耐熱衝撃性、炭び耐浸炭性を
測定した。その結果を第2表に示す。なお、各試験要領
は次のとおりである。
(1)クリープ破断試験
JIS 22272の規定による。但し、(A)温度
1098°C・荷重1.9kljf/−および(B)温
度850℃・荷重7.8 # f /−の2通りの条件
で行なった。
1098°C・荷重1.9kljf/−および(B)温
度850℃・荷重7.8 # f /−の2通りの条件
で行なった。
〔1〕耐熱衝撃性試験
第1図に示す形状・寸法の試片(厚さg tm )を、
温度900°Cに加熱保持(保持時間80分)したのち
水冷する操作を繰返し、この操作を10回行なうごとに
試片に発生したクラックの長さを測定する。耐熱衝撃性
は該クラック長さが5mに達したときの繰返し回数で評
価した。第2表中、「耐熱衝撃性」欄の数値はその回数
である。むろん、回数の多い程、耐熱衝撃性にすぐれる
ことを意味する。
温度900°Cに加熱保持(保持時間80分)したのち
水冷する操作を繰返し、この操作を10回行なうごとに
試片に発生したクラックの長さを測定する。耐熱衝撃性
は該クラック長さが5mに達したときの繰返し回数で評
価した。第2表中、「耐熱衝撃性」欄の数値はその回数
である。むろん、回数の多い程、耐熱衝撃性にすぐれる
ことを意味する。
1〕耐浸炭性試験
試片(直径12ff×長さ60fiイノ)を固体浸炭剤
(デグサKG80、BaCO5含有)中、温度1100
°Cで800Hr保持したのち、試片の表面から深さI
Mまでの層および1〜2ffの層よりそれぞれ切粉を採
取し、C量分析を行ない、増加C量(We%)を求めた
。表中、「耐浸炭性」欄の数値は該増加C量である。C
量増加の少いほど、耐浸炭性にすぐれることは言うまで
もない。
(デグサKG80、BaCO5含有)中、温度1100
°Cで800Hr保持したのち、試片の表面から深さI
Mまでの層および1〜2ffの層よりそれぞれ切粉を採
取し、C量分析を行ない、増加C量(We%)を求めた
。表中、「耐浸炭性」欄の数値は該増加C量である。C
量増加の少いほど、耐浸炭性にすぐれることは言うまで
もない。
第2表に示されるように、本発明鋳鋼(連1〜4)は、
従来材のなかでも高温クリープ破断強度がすぐれるとさ
れているNb、WおよびMo含有HP材(供試材隘5)
およびその他の比較材にくらべ、卓越した高温クリープ
破断強度を備えており、特に1000°Cをこえる温度
域においても高度のクリープ破断強度−を維持する。ま
た、本発明鋳鋼は、耐熱衝撃性についても従来材を11
!駕する。
従来材のなかでも高温クリープ破断強度がすぐれるとさ
れているNb、WおよびMo含有HP材(供試材隘5)
およびその他の比較材にくらべ、卓越した高温クリープ
破断強度を備えており、特に1000°Cをこえる温度
域においても高度のクリープ破断強度−を維持する。ま
た、本発明鋳鋼は、耐熱衝撃性についても従来材を11
!駕する。
更に浸炭試験におけるC量増加は従来材の半分ないしそ
れ以下であり、その高度の耐浸炭性も本発明鋳鋼を特徴
づける材料特性の一つであることがわかる。
れ以下であり、その高度の耐浸炭性も本発明鋳鋼を特徴
づける材料特性の一つであることがわかる。
以上のように、本発明に係る耐熱鋳鋼は、従来のmb、
w’およびMo含有H′ア材などに比し、高。
w’およびMo含有H′ア材などに比し、高。
温特性、就中高温クリープ破断強度、耐熱衝撃性、並び
に耐浸炭性等にすぐれており、石油化学工業におけるエ
チレンクラッキングチューブや改質炉内のりフォーマチ
ューブをはじめとして、鉄鋼関連設備におけるハースロ
ールやラジアントチューブなど、1000℃をこえる高
温域で使用される各種設備部材の好適な材料として供す
ることができる。
に耐浸炭性等にすぐれており、石油化学工業におけるエ
チレンクラッキングチューブや改質炉内のりフォーマチ
ューブをはじめとして、鉄鋼関連設備におけるハースロ
ールやラジアントチューブなど、1000℃をこえる高
温域で使用される各種設備部材の好適な材料として供す
ることができる。
第1図は耐熱衝撃性試験片の形状寸法説明図である。
特許出願人 久保田鉄工株式会社
代理人 弁理士 宮崎 新へ部
第1図
m
Claims (1)
- (1) C0,8〜0.6%、Si2.0%以下、M
n2.0弗以下、Cr2(1〜80%、Ni80〜40
%、NbO,8〜1.5%、WO05〜860%、Mo
O,2〜0.8%、NO,04〜0.15%、TiO,
04〜0.5%、AA’0.07%を越え0.5%以下
、BO10002〜0.004%、残部実質的にF、e
からなる耐熱鋳鋼。
Priority Applications (10)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16248181A JPS5864360A (ja) | 1981-10-12 | 1981-10-12 | 耐熱鋳鋼 |
NZ201260A NZ201260A (en) | 1981-10-12 | 1982-07-13 | Heat-resistant cast steel |
AU86003/82A AU535669B2 (en) | 1981-10-12 | 1982-07-14 | Heat resistant cast steel |
ES513990A ES8305048A1 (es) | 1981-10-12 | 1982-07-15 | "procedimiento de fabricar acero colado resistente al calor". |
NL8202873A NL8202873A (nl) | 1981-10-12 | 1982-07-15 | Tegen verhitting bestand gietstaal. |
CA000407311A CA1198611A (en) | 1981-10-12 | 1982-07-15 | Heat resistant cast steel |
IT67915/82A IT1155556B (it) | 1981-10-12 | 1982-07-16 | Acciaio per getti con elevata resistenza al calore particolarmente per applicazioni nell industria petrolchimica |
GB08228347A GB2110236B (en) | 1981-10-12 | 1982-10-05 | Heat resistant cast steel |
FR8217006A FR2514373B1 (fr) | 1981-10-12 | 1982-10-11 | Acier pour moulage, resistant a la chaleur |
DE3237782A DE3237782C2 (de) | 1981-10-12 | 1982-10-12 | Hitzebeständiger Stahlguß |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP16248181A JPS5864360A (ja) | 1981-10-12 | 1981-10-12 | 耐熱鋳鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5864360A true JPS5864360A (ja) | 1983-04-16 |
JPH0135064B2 JPH0135064B2 (ja) | 1989-07-24 |
Family
ID=15755432
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP16248181A Granted JPS5864360A (ja) | 1981-10-12 | 1981-10-12 | 耐熱鋳鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5864360A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR3015527A1 (fr) * | 2013-12-23 | 2015-06-26 | Air Liquide | Alliage avec microstructure stable pour tubes de reformage |
WO2016005724A1 (en) * | 2014-07-10 | 2016-01-14 | Doncasters Paralloy | Low ductility alloy |
Citations (3)
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JPS5492086A (en) * | 1977-12-29 | 1979-07-20 | Matsushima Kogyo Co Ltd | Thin-gauge crystal oscillator |
JPS5546632A (en) * | 1978-09-28 | 1980-04-01 | Seiko Instr & Electronics Ltd | Thin-plate piezoelectric vibrator unit |
-
1981
- 1981-10-12 JP JP16248181A patent/JPS5864360A/ja active Granted
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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