JPS5873752A - 高強度耐浸炭性耐熱鋳鋼 - Google Patents
高強度耐浸炭性耐熱鋳鋼Info
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- JPS5873752A JPS5873752A JP17078781A JP17078781A JPS5873752A JP S5873752 A JPS5873752 A JP S5873752A JP 17078781 A JP17078781 A JP 17078781A JP 17078781 A JP17078781 A JP 17078781A JP S5873752 A JPS5873752 A JP S5873752A
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- Japan
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- carburization
- strength
- alloy
- carbide
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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、耐浸炭性に優れ、しかもクリープ強度と延性
が′大きく、また゛たとえ浸炭を起しても浸炭破壊や低
温域で脆性＆壊を起し難い耐熱鋳鋼に関するものである
。
が′大きく、また゛たとえ浸炭を起しても浸炭破壊や低
温域で脆性＆壊を起し難い耐熱鋳鋼に関するものである
。
エチレン製造装置のような炭化水素を熱分解させる反応
管に使用される材料は、装置の大型化並びに収率の向上
に対する請求により増々高温に曝されるようになり、管
内壁に於いては熱分解時に生成する炭素や一酸化炭素に
よって浸炭を起し、浸炭によるクリープ強度の低下及び
低温領域の延性低下や、浸炭部と非浸炭部の密度、ある
いは熱膨張率の相違により内部応力を発生し浸炭破壊と
して反応管の寿命を短縮する欠点があった。
管に使用される材料は、装置の大型化並びに収率の向上
に対する請求により増々高温に曝されるようになり、管
内壁に於いては熱分解時に生成する炭素や一酸化炭素に
よって浸炭を起し、浸炭によるクリープ強度の低下及び
低温領域の延性低下や、浸炭部と非浸炭部の密度、ある
いは熱膨張率の相違により内部応力を発生し浸炭破壊と
して反応管の寿命を短縮する欠点があった。
従って、近年の大型プラントに於いては、従来のＨｘ４
．ｏＱ金（２５Ｃｒ −２０Ｎｉ鋳鋼）からクリープ強
度を高めたＨＰ金合金２５ｅｒ−５！５Ｎｉ鋳鋼）や史
にＨＰ金合金改良したＭｏ、 Ｗ、 ＮｂＸＴｉ、Ｃｕ
等を含む合金が提案されている（特公昭５５−５２ ｓ
２ｓ 、特公昭５４．−．２４５６６、特公昭５１−
５６１０．特公昭４９〜２５４５’５、特公昭５４−、
’５５，１７２、特公昭４７−５７５５０号公１に参照
）。
．ｏＱ金（２５Ｃｒ −２０Ｎｉ鋳鋼）からクリープ強
度を高めたＨＰ金合金２５ｅｒ−５！５Ｎｉ鋳鋼）や史
にＨＰ金合金改良したＭｏ、 Ｗ、 ＮｂＸＴｉ、Ｃｕ
等を含む合金が提案されている（特公昭５５−５２ ｓ
２ｓ 、特公昭５４．−．２４５６６、特公昭５１−
５６１０．特公昭４９〜２５４５’５、特公昭５４−、
’５５，１７２、特公昭４７−５７５５０号公１に参照
）。
しふし、最近のエチレン反応管に於いては、ＨＰ等の２
５Ｏｒ −５５Ｎｉ糸合金でも浸炭が発生し、浸炭破壊
やプラント発停時の比較的低温域で脆性破壊的に破損が
起る場合があり、更にクリープ強度を改良した上記合金
や、浸炭を防止する対策としてＨＰを基本とし、ｓｌを
高めたり、Ｙ（特開昭４９−６２５１７）、Ｍｇ、Ｚｒ
、 Ｃａ （特開昭４９−６２５１６）、Ａｔ（特開昭
４９−６２５１５）等の微量元素を添加する提案がなさ
れている。
５Ｏｒ −５５Ｎｉ糸合金でも浸炭が発生し、浸炭破壊
やプラント発停時の比較的低温域で脆性破壊的に破損が
起る場合があり、更にクリープ強度を改良した上記合金
や、浸炭を防止する対策としてＨＰを基本とし、ｓｌを
高めたり、Ｙ（特開昭４９−６２５１７）、Ｍｇ、Ｚｒ
、 Ｃａ （特開昭４９−６２５１６）、Ａｔ（特開昭
４９−６２５１５）等の微量元素を添加する提案がなさ
れている。
これらの対策は、炭化物の析出強化を得るために高Ｃ系
の合金で、浸炭を起し難くする点に於いては有効である
が、一旦浸炭が起きた場合、あるいは；リープ−強度を
°高めるために含有させたＣは長時間の加熱により炭化
物として凝集粗大化するので長時間加熱された場合等に
強度及び延性を低下させる所謂炭化物脆化を起し、浸炭
破壊に対してはＣｉｉが高いことがかえって悪影響を及
はし、上記の従来°の提案にはかかる炭化物脆化に対す
る対策がなされていなかった。
の合金で、浸炭を起し難くする点に於いては有効である
が、一旦浸炭が起きた場合、あるいは；リープ−強度を
°高めるために含有させたＣは長時間の加熱により炭化
物として凝集粗大化するので長時間加熱された場合等に
強度及び延性を低下させる所謂炭化物脆化を起し、浸炭
破壊に対してはＣｉｉが高いことがかえって悪影響を及
はし、上記の従来°の提案にはかかる炭化物脆化に対す
る対策がなされていなかった。
一方、他の分野の例えばアンモニアやメタツー−製造装
置の・レクタニ□のように大きな熱応１、：： 力が負荷される場合にはト１１ソ、 ！Ｊ−ブ強度と共
に優れた延性が要求され、特公昭５４−１１２４８や特
開昭−５４−１４４８１７のような低Ｃ１低Ｏｒ系耐熱
合金やインコロイ８ｏ ｏ ｉｓ応用されているが、こ
れらの合金の耐用温度は９００’Ｃ以下と低く、エチレ
ン反応管のように１０５０１：を超えるような使用環境
に於いてば、強度、耐浸炭性、耐酸化性の点で使用でき
ないっ最近のエチレン分解炉は、省資源、省エネルギー
の見地から、前記したように大型化と収率の向上が増々
計られ、反応管の表面温度は１０５０〜１０７０１：或
いは１１００Ｃと著るしく高温化しておりミ浸炭に対す
る環境及び材料脆化に対してはＱ常に酷しい条件となっ
ている。
置の・レクタニ□のように大きな熱応１、：： 力が負荷される場合にはト１１ソ、 ！Ｊ−ブ強度と共
に優れた延性が要求され、特公昭５４−１１２４８や特
開昭−５４−１４４８１７のような低Ｃ１低Ｏｒ系耐熱
合金やインコロイ８ｏ ｏ ｉｓ応用されているが、こ
れらの合金の耐用温度は９００’Ｃ以下と低く、エチレ
ン反応管のように１０５０１：を超えるような使用環境
に於いてば、強度、耐浸炭性、耐酸化性の点で使用でき
ないっ最近のエチレン分解炉は、省資源、省エネルギー
の見地から、前記したように大型化と収率の向上が増々
計られ、反応管の表面温度は１０５０〜１０７０１：或
いは１１００Ｃと著るしく高温化しておりミ浸炭に対す
る環境及び材料脆化に対してはＱ常に酷しい条件となっ
ている。
そこで本発明者等は、現状の浸炭及び浸炭破壊の例につ
いて解析と実験を行った結果、以下のことが明らかにな
った。′ （１）破損した反応管は、クリープ強度及び常温付近の
延性低下が大きく、浸炭が起っていない部分でもかかる
炭化物脆化が激しい。
いて解析と実験を行った結果、以下のことが明らかにな
った。′ （１）破損した反応管は、クリープ強度及び常温付近の
延性低下が大きく、浸炭が起っていない部分でもかかる
炭化物脆化が激しい。
ｒ２＋ 浸炭及び炭□：：、Ｇヒ物脆化品激しいｉ材
の常温１゜ 付近（約ｓｏ ｏ’ｃ以下）の伸び値は３％以下である
。
の常温１゜ 付近（約ｓｏ ｏ’ｃ以下）の伸び値は３％以下である
。
（３）従来の合金は、０．４％前後のＣ量であるため、
１１００℃に近い高温に嘩されると炭化物脆化が激しく
、炭化物の析出強度はかえって脆化を促進し、強度維持
に寄与しない。
１１００℃に近い高温に嘩されると炭化物脆化が激しく
、炭化物の析出強度はかえって脆化を促進し、強度維持
に寄与しない。
（４） ０．４−前後のＣ量を含有する従来合金は、共
晶炭化物が析出しており、脆化と共に連らなった共晶炭
化物が酸化を起し、内部へクラック状に進み、クランク
進展や浸炭の起真になる。この傾向はＣ固゛溶限の少な
い高Ｎ１合金程大きい。
晶炭化物が析出しており、脆化と共に連らなった共晶炭
化物が酸化を起し、内部へクラック状に進み、クランク
進展や浸炭の起真になる。この傾向はＣ固゛溶限の少な
い高Ｎ１合金程大きい。
従′つて、このような浸炭破壊を防止するためには、浸
炭を起し難いと共に、長時間加熱、或いは浸炭が起って
も破壊の起点となるような炭化物の粒界酸化や、クリー
プ強度、延性の低下を押える必要がある。
炭を起し難いと共に、長時間加熱、或いは浸炭が起って
も破壊の起点となるような炭化物の粒界酸化や、クリー
プ強度、延性の低下を押える必要がある。
本発明は、以上の諸点に鑑み、耐浸炭性に優れ、炭化物
脆化や長時間加熱後の強度変化が少なく、また仮９浸炭
を起しても浸炭破壊や低温域で脆性破壊の起り難い耐熱
鋳鋼を提供することを目的としてなされたものである。
脆化や長時間加熱後の強度変化が少なく、また仮９浸炭
を起しても浸炭破壊や低温域で脆性破壊の起り難い耐熱
鋳鋼を提供することを目的としてなされたものである。
すなわち本発明は、■炭化物脆化及び長時間加熱による
強度変化を小さくすると共に、破壊の起点となる炭化物
の粒界酸化を避けるために、Ｃ量を０．１０〜０２５チ
と低くし、史にＮｂ又はＴｉによってＣを固定し、■Ａ
ｌｚ Ｚｒの相互作用によって耐浸炭性を高めるもので
、その組成はＣ： ０．１０〜０．２５チ（重１１％、
以下同じ）Ｓｉ：０．５〜２．０チ 、 Ｍｎ ：
０．５ 二 ２． ０ ％ 、 Ｎｉ：５２〜４５
％ 、ｃｒ：２４〜２８％、Ａｔ： ０．２〜０．
８ ％、Ｚｒ：０．１０〜ｆ１．．５％、Ｗ：１．０’
−３，０％、及びＮｂ：１．２〜３．０％、Ｔｉ ：
０．５〜１．５％の少くとも１種、残部Ｆｅと通常の不
純物からなるものである。
強度変化を小さくすると共に、破壊の起点となる炭化物
の粒界酸化を避けるために、Ｃ量を０．１０〜０２５チ
と低くし、史にＮｂ又はＴｉによってＣを固定し、■Ａ
ｌｚ Ｚｒの相互作用によって耐浸炭性を高めるもので
、その組成はＣ： ０．１０〜０．２５チ（重１１％、
以下同じ）Ｓｉ：０．５〜２．０チ 、 Ｍｎ ：
０．５ 二 ２． ０ ％ 、 Ｎｉ：５２〜４５
％ 、ｃｒ：２４〜２８％、Ａｔ： ０．２〜０．
８ ％、Ｚｒ：０．１０〜ｆ１．．５％、Ｗ：１．０’
−３，０％、及びＮｂ：１．２〜３．０％、Ｔｉ ：
０．５〜１．５％の少くとも１種、残部Ｆｅと通常の不
純物からなるものである。
本発明の化学組成の限定理由は以下の通りである。
Ｃは本発明の特徴となる元素の１つで、長時間運転後の
炭化物脆化を押えるため低い方が望ましいが、良好な鋳
造性を得るためと、低Ｃ系合金の欠点である結晶粒粗大
化にょるｉ接性の低下及び強度低下を押えるためには、
若干の炭化物が必要であり、下限値はＮｂ父はＴｉとの
共存でＮｂＣ又はＴｉｅとして炭化物が析出する０、
１チとする。また上限は、Ｃｗが増加する程短時間側の
高温強度は大きくなるが、脆化傾向が大きくなると共に
Ｎｂ又はＴｉを加えても炭化物が連らなって析出してし
まい炭化物の粒界酸化が起るので、脆化傾向及び炭化物
が分断される範囲の０．２５％とする。
炭化物脆化を押えるため低い方が望ましいが、良好な鋳
造性を得るためと、低Ｃ系合金の欠点である結晶粒粗大
化にょるｉ接性の低下及び強度低下を押えるためには、
若干の炭化物が必要であり、下限値はＮｂ父はＴｉとの
共存でＮｂＣ又はＴｉｅとして炭化物が析出する０、
１チとする。また上限は、Ｃｗが増加する程短時間側の
高温強度は大きくなるが、脆化傾向が大きくなると共に
Ｎｂ又はＴｉを加えても炭化物が連らなって析出してし
まい炭化物の粒界酸化が起るので、脆化傾向及び炭化物
が分断される範囲の０．２５％とする。
Ｓｉは通常の脱酸剤として使用されるもので、通常０．
５％以上含有されている。しかし、２チを越えると、脱
酸効果は飽和すると共に、溶接時の高温割れ感受性が高
まるので、ｏ、５〜２．０チの範囲とする。
５％以上含有されている。しかし、２チを越えると、脱
酸効果は飽和すると共に、溶接時の高温割れ感受性が高
まるので、ｏ、５〜２．０チの範囲とする。
ＭｎもＳｉと同様の作用を有するが、０．５％未満では
効果不一充分であり、★円上０．５−以上とするが、２
．０％を越えると酸化物中のＭｎｊｉが増え、耐酸化性
を低下させる傾向が出て来るので、０．５〜２．０％の
範囲とする。 、 □じ） ＣｒはＮ１と共存し、オーステナイト組織として耐酸化
性、耐浸炭性、高温強度を維持させる元素で、耐用温度
を高めるためには、含有量が多い方が良−０本発明はエ
チレン反応管のように１０ ・５０〜１１００℃もの高
温に曝される材料を対象にしており、１０５０〜１１０
０℃で充分な耐酸化性、耐熱性を維持させるには最低２
４チ必要であり、またあまり多くなるとＮ１％ Ａｔ％
Ｚｒとの相互作用によってオーステナイトを不安定にし
、材料の強度低下及び肺、化を起すので、組織の安定性
を維持できる上限値２８％を上限とする。
効果不一充分であり、★円上０．５−以上とするが、２
．０％を越えると酸化物中のＭｎｊｉが増え、耐酸化性
を低下させる傾向が出て来るので、０．５〜２．０％の
範囲とする。 、 □じ） ＣｒはＮ１と共存し、オーステナイト組織として耐酸化
性、耐浸炭性、高温強度を維持させる元素で、耐用温度
を高めるためには、含有量が多い方が良−０本発明はエ
チレン反応管のように１０ ・５０〜１１００℃もの高
温に曝される材料を対象にしており、１０５０〜１１０
０℃で充分な耐酸化性、耐熱性を維持させるには最低２
４チ必要であり、またあまり多くなるとＮ１％ Ａｔ％
Ｚｒとの相互作用によってオーステナイトを不安定にし
、材料の強度低下及び肺、化を起すので、組織の安定性
を維持できる上限値２８％を上限とする。
ＮｉはＣｒとの共存でオーステナイト組織を維持し、耐
熱性、耐酸化性、耐浸炭性に有効に作用する。まだ耐熱
合金は、安定なオーステナイト組織を維持させることに
よって高い強度が得られるものであるが、本発明は最も
オーステナイトを安定にする元素であるＣが少ないので
、従来合金よりはＮ１蓋を高くする必要がある。従って
、下限値は本発明の範囲内において、オーステナイトを
不一−にする元素すなわちｓｌ、Ｏｒ、ｋｌ、 Ｚｒと
Ｎｂ又はＴ１の撤が上限であっても安定なオーステナイ
ト組織が得られる最低値５２％とし、また耐浸炭性の点
ではＮｉ ４０〜４５チでその効果が飽和する。ことか
ら上限は４５％とする。
熱性、耐酸化性、耐浸炭性に有効に作用する。まだ耐熱
合金は、安定なオーステナイト組織を維持させることに
よって高い強度が得られるものであるが、本発明は最も
オーステナイトを安定にする元素であるＣが少ないので
、従来合金よりはＮ１蓋を高くする必要がある。従って
、下限値は本発明の範囲内において、オーステナイトを
不一−にする元素すなわちｓｌ、Ｏｒ、ｋｌ、 Ｚｒと
Ｎｂ又はＴ１の撤が上限であっても安定なオーステナイ
ト組織が得られる最低値５２％とし、また耐浸炭性の点
ではＮｉ ４０〜４５チでその効果が飽和する。ことか
ら上限は４５％とする。
Ｎｂ又はＴ１は本発明の特徴的成分の１つで、Ｃ，Ｃｒ
量との相互作用によって長時間運転後の脆化防止と、長
時間加熱や浸炭が起った場合にも炭化物を分断させ、炭
化物の粒界酸化を防ぐと共に、クリープ強度を高める。
量との相互作用によって長時間運転後の脆化防止と、長
時間加熱や浸炭が起った場合にも炭化物を分断させ、炭
化物の粒界酸化を防ぐと共に、クリープ強度を高める。
一般の耐熱鋼においてＮｂ又はＴ１はＣと共存し微細な
Ｎｂ炭化−物又はＴｉ炭化物をオーステナイト中に析出
させ、クリープ強度を向上させたり、オーステナイトス
テンレス鋼においては炭化物の安定元素として加えられ
るものであるが、本発明においてはＣと結合し、長時間
運転後のＣｒ炭化物による炭化物脆化を押°えると共に
、“低Ｃ系耐熱鋼特有の結晶粒粗大化を抑制し、強度低
下を防ぐ。また、浸炭によるＣの侵入に対しては、粒界
ＫＮＩ）炭化物又はＴｉ炭化物として析出し、クリープ
強度を逆に高めるもので、Ｎｂの場合にはｔ２％未満、
Ｔｉの場合には０．５％未満では炭化物の固定化作用は
認められるが、長時間加熱後或いは浸炭後のクリープ強
度改良効果が少ない。またＮｂは含有量が多い場合、長
時間加熱後のクリープ強度改善効果は大きいが、耐浸炭
性を劣化させるので、その上限は３．０％とし、Ｎｂの
代りにＴｉを使用する場合は、Ｎｂと同様含有量が多い
と長時間加熱後のクリープ強度改善効果は大きいが、通
常の溶解では有効に含有されることが困妙になるので、
′その限界である１、５％を上限とする。
Ｎｂ炭化−物又はＴｉ炭化物をオーステナイト中に析出
させ、クリープ強度を向上させたり、オーステナイトス
テンレス鋼においては炭化物の安定元素として加えられ
るものであるが、本発明においてはＣと結合し、長時間
運転後のＣｒ炭化物による炭化物脆化を押°えると共に
、“低Ｃ系耐熱鋼特有の結晶粒粗大化を抑制し、強度低
下を防ぐ。また、浸炭によるＣの侵入に対しては、粒界
ＫＮＩ）炭化物又はＴｉ炭化物として析出し、クリープ
強度を逆に高めるもので、Ｎｂの場合にはｔ２％未満、
Ｔｉの場合には０．５％未満では炭化物の固定化作用は
認められるが、長時間加熱後或いは浸炭後のクリープ強
度改良効果が少ない。またＮｂは含有量が多い場合、長
時間加熱後のクリープ強度改善効果は大きいが、耐浸炭
性を劣化させるので、その上限は３．０％とし、Ｎｂの
代りにＴｉを使用する場合は、Ｎｂと同様含有量が多い
と長時間加熱後のクリープ強度改善効果は大きいが、通
常の溶解では有効に含有されることが困妙になるので、
′その限界である１、５％を上限とする。
ＡｔはＺｒ’と共に本発明の耐浸炭性を著るしく向上さ
せる元素で、オーステナイト中に固溶し、炭素の拡蔽を
遅らすばかりか、合金表面直下にるので、鋼の最表面に
あるＣｒを主体とした酸化物が破壊しても浸炭を起し輸
くする。その効果が現われる最低麺は０．２０％で、こ
れを越えて多量になる程効果は大になるが、多量のＡｔ
は鋳造性を劣化させ通常の大気溶解が困難になることと
、場合によってはＣｒ酸化物より優先してポーラスなＡ
ｔ＠化物が局部的に形成されるので、これらの問題のな
い範囲として上限を０．８チとする。
せる元素で、オーステナイト中に固溶し、炭素の拡蔽を
遅らすばかりか、合金表面直下にるので、鋼の最表面に
あるＣｒを主体とした酸化物が破壊しても浸炭を起し輸
くする。その効果が現われる最低麺は０．２０％で、こ
れを越えて多量になる程効果は大になるが、多量のＡｔ
は鋳造性を劣化させ通常の大気溶解が困難になることと
、場合によってはＣｒ酸化物より優先してポーラスなＡ
ｔ＠化物が局部的に形成されるので、これらの問題のな
い範囲として上限を０．８チとする。
ＺｒはＡｔと共に本発明の耐浸炭性を維持させる元素で
、Ｃを固定しＭ２ＨＣ６炭化物の生成と生長を著るしく
阻害するので耐浸炭性向上に極めて有効である。また製
鋼時の脱酸作用によってＡｔを有効に合金中に含有させ
る効果もあり、合金表面直下のＡｔ酸化物の生成を促進
する作用をも有する。このような効果は０．１−以上で
発揮されるが、１％を越えるとＡｔ量との関係もあるが
、鋳造性を低下させ、逆に鋳造欠陥に起因する浸炭或必
は強度低下が起り易くなり、真空溶解等の特殊な製鋼、
鋳造技術が必要になるので、これらの危険性の少ない範
囲で効果の大きい０．１〜１． ｏ ｑ６とす′る。
、Ｃを固定しＭ２ＨＣ６炭化物の生成と生長を著るしく
阻害するので耐浸炭性向上に極めて有効である。また製
鋼時の脱酸作用によってＡｔを有効に合金中に含有させ
る効果もあり、合金表面直下のＡｔ酸化物の生成を促進
する作用をも有する。このような効果は０．１−以上で
発揮されるが、１％を越えるとＡｔ量との関係もあるが
、鋳造性を低下させ、逆に鋳造欠陥に起因する浸炭或必
は強度低下が起り易くなり、真空溶解等の特殊な製鋼、
鋳造技術が必要になるので、これらの危険性の少ない範
囲で効果の大きい０．１〜１． ｏ ｑ６とす′る。
ＷはＮｂ又はＴ１との共存において慣時間加熱材及び浸
炭部を脆化させずにクリープ強度と耐□随 浸炭性を改良するものである。従来の合金においてはＷ
はＣ，’Ｃｒと共にＦ′Ｉ、ｒｐ化物を形成し、オース
テナイト中に分散、すなわち炭化物の析出硬化作用によ
って、強度を得ていたが、前述のようにこれらの手法は
炭化物脆化及び長時間加熱或いは浸炭によりクリープ強
度を低下させる。
炭部を脆化させずにクリープ強度と耐□随 浸炭性を改良するものである。従来の合金においてはＷ
はＣ，’Ｃｒと共にＦ′Ｉ、ｒｐ化物を形成し、オース
テナイト中に分散、すなわち炭化物の析出硬化作用によ
って、強度を得ていたが、前述のようにこれらの手法は
炭化物脆化及び長時間加熱或いは浸炭によりクリープ強
度を低下させる。
そこで本発明合金においては、微量のＣはＮｂ又はＴｉ
によって固定され、Ｗ炭化物の生成が妨げられるので、
Ｗは基地オーステナイト中に固溶し、強度、耐浸炭性を
高める。このような強化機構は、従来の炭化物の析出硬
化に比べれば小さいが、長時面加熱や浸炭によって強度
が低下することがなく、かえってＣＭが高まるために強
度が向上する。その効果は１．０％以上で明白になり、
含有量が多い程効果は大きくなるが、Ｎｉ１ｉと、Ａ′
ｔ、 Ｚｒｓ Ｎｂ又はＴ１等のフェライト生成元素と
のバランスで基地オーステナイトを不安定にし組織変化
による強度延性を著るしく低下させるようになるので、
効果的に強度が得られる１〜５％の範囲とする。
によって固定され、Ｗ炭化物の生成が妨げられるので、
Ｗは基地オーステナイト中に固溶し、強度、耐浸炭性を
高める。このような強化機構は、従来の炭化物の析出硬
化に比べれば小さいが、長時面加熱や浸炭によって強度
が低下することがなく、かえってＣＭが高まるために強
度が向上する。その効果は１．０％以上で明白になり、
含有量が多い程効果は大きくなるが、Ｎｉ１ｉと、Ａ′
ｔ、 Ｚｒｓ Ｎｂ又はＴ１等のフェライト生成元素と
のバランスで基地オーステナイトを不安定にし組織変化
による強度延性を著るしく低下させるようになるので、
効果的に強度が得られる１〜５％の範囲とする。
□
実施レリ
１１１
高周波溶解炉・で第１表に示す組成の鋼塊を製−。
作し、１１００℃で１０００ Ｈｒ加熱された材料の常
温引張試験及び１ｉｏｏ℃における耐酸化性、固体浸炭
法による浸炭試験と−共に、新材と上記１１００℃×１
０００Ｈｒ加熱材と浸炭材について１１００℃、０．８
７’９／１１１＋１”＋７）り！Ｊ−７ｉ１１１１試験
を実施した。
温引張試験及び１ｉｏｏ℃における耐酸化性、固体浸炭
法による浸炭試験と−共に、新材と上記１１００℃×１
０００Ｈｒ加熱材と浸炭材について１１００℃、０．８
７’９／１１１＋１”＋７）り！Ｊ−７ｉ１１１１試験
を実施した。
第２表は新材と１１００’Ｃに１０００ Ｈｒ加熱され
た材料の、常温引張試験結果で、本発明のねらいである
長時間加熱後の炭化物脆化傾向を比較するために試験し
たものであり、参考合金及び本発明合金は従来合金１〜
５に比べＣ量が低いので全般に強度は低下しているが、
１１’００℃で１００−ＯＨｒ加熱後の延性の低下は少
ない。
た材料の、常温引張試験結果で、本発明のねらいである
長時間加熱後の炭化物脆化傾向を比較するために試験し
たものであり、参考合金及び本発明合金は従来合金１〜
５に比べＣ量が低いので全般に強度は低下しているが、
１１’００℃で１００−ＯＨｒ加熱後の延性の低下は少
ない。
その中ではＴ１を含有しない参考合金５やＮｂ又はＴｉ
量の少ない参考合金６．１６、及びＣ量の高い参考合金
１・２．２１は１０’ＯＯＨｒ加熱後の延性低下が大き
く、本発明合金の特徴であるＮｂ又はＴ１による炭化物
脆化及び結晶粗大化にょる脆化防止効果が得られていな
い。またＴｉ量が高い参考合金１７は、真空溶解、真空
鋳造であれば、優れ永延性を示すものと考えられるが、
大気中雪解では、供試材中に酸化物の巻き込みが多量に
見られ、新材でも延性が低い。Ｃｒ量が高い参考合金９
．１９やＮｉ量の低い参考合４１０，２０及びＷ量の高
い参考合金５．１５は、基地オーステナイトを不安定に
し、層状のＣｒ炭化物を局部的に析出し、新材でも延性
が小さいが、加熱材の延性を更に低下させる。
量の少ない参考合金６．１６、及びＣ量の高い参考合金
１・２．２１は１０’ＯＯＨｒ加熱後の延性低下が大き
く、本発明合金の特徴であるＮｂ又はＴ１による炭化物
脆化及び結晶粗大化にょる脆化防止効果が得られていな
い。またＴｉ量が高い参考合金１７は、真空溶解、真空
鋳造であれば、優れ永延性を示すものと考えられるが、
大気中雪解では、供試材中に酸化物の巻き込みが多量に
見られ、新材でも延性が低い。Ｃｒ量が高い参考合金９
．１９やＮｉ量の低い参考合４１０，２０及びＷ量の高
い参考合金５．１５は、基地オーステナイトを不安定に
し、層状のＣｒ炭化物を局部的に析出し、新材でも延性
が小さいが、加熱材の延性を更に低下させる。
第５表は耐酸化性と耐浸炭性を示すもので、本発明合金
の賽徴である強度、延性を維持する元素Ｔ１又はＮｂ、
Ｗと、耐浸炭性を賦与するＡ４Ｚｒ、Ｗの効果を示して
いる。すなわち耐酸化性、耐浸炭性兵に従来合金に比べ
本発明合金及び参考合金は、Ａｌｓ Ｚｒを含有しない
参考合金２．１５や、Ｃｒ量の低い参考合金８．１Ｂを
除いて、Ａｔ１Ｚｒの添加によって改善されていること
が明らかである。
の賽徴である強度、延性を維持する元素Ｔ１又はＮｂ、
Ｗと、耐浸炭性を賦与するＡ４Ｚｒ、Ｗの効果を示して
いる。すなわち耐酸化性、耐浸炭性兵に従来合金に比べ
本発明合金及び参考合金は、Ａｌｓ Ｚｒを含有しない
参考合金２．１５や、Ｃｒ量の低い参考合金８．１Ｂを
除いて、Ａｔ１Ｚｒの添加によって改善されていること
が明らかである。
第４表は本発明合金の特徴を示す長時間加熱及び浸炭後
のクリープ強度の変化を新材と比較して示すもので、従
来合金１〜５やＣ量の高い参考合金１１．２１や、本発
明合金の特徴であるＮｂ又はＴ１を含まない参考合金５
や、Ｎｂ又はＴｌ量の少ない参考合金６．１６は、゛新
材に比べて長時間加熱後及び浸炭材の強度低下が大きい
。
のクリープ強度の変化を新材と比較して示すもので、従
来合金１〜５やＣ量の高い参考合金１１．２１や、本発
明合金の特徴であるＮｂ又はＴ１を含まない参考合金５
や、Ｎｂ又はＴｌ量の少ない参考合金６．１６は、゛新
材に比べて長時間加熱後及び浸炭材の強度低下が大きい
。
またＷを含有しない参考合金１．１２や、Ｗ量の少ない
参考合金４．１４は、長時間加熱材及び浸炭材のクリー
プ強度変化は小さいが、新材の強度が低く、従って浸炭
材、長時間Ｕ材の強度も本発明合金に比べ今と小さい。
参考合金４．１４は、長時間加熱材及び浸炭材のクリー
プ強度変化は小さいが、新材の強度が低く、従って浸炭
材、長時間Ｕ材の強度も本発明合金に比べ今と小さい。
Ｗ量の多い参考合金５．１５はＣｒｌが高い参考合金９
．１９、Ｎｉ量の低い参考合金１０，２０は、炭化物脆
化や耐浸炭性は優れるが、基地オーステナイトを維持す
る成分バランスがくずれ、層状のＣｒ炭化物を局部的に
塊状に析出させるため、クリープ強度が低下する。また
Ｎｂ量の高い参考合金７は耐酸化性、耐浸炭性に劣るた
め、長時間加熱材及び浸炭材の強度が低下する。
．１９、Ｎｉ量の低い参考合金１０，２０は、炭化物脆
化や耐浸炭性は優れるが、基地オーステナイトを維持す
る成分バランスがくずれ、層状のＣｒ炭化物を局部的に
塊状に析出させるため、クリープ強度が低下する。また
Ｎｂ量の高い参考合金７は耐酸化性、耐浸炭性に劣るた
め、長時間加熱材及び浸炭材の強度が低下する。
Claims (1)
- その組成が重量％でＣ； ０．１〜０．２５チ、Ｓｉｉ
Ｏ，５〜２．０ ％、 Ｍｎ ； ｏ、 ５〜２．０
％、Ｎｉ；５２〜４５チ、Ｃｒ１２４〜２８％、Ａｔ；
Ｏ１２〜０．８％、Ｚｒ ； ｏ、 ｉ 〜ｏ、 ｓ
％、Ｗｉｌ、０〜＆Ｏ１、及びＮｂ ｉ １．２〜′５
．０チ、Ｔｉ ｉ ０．５〜１．５％の少なくとも１種
、残部Ｆｅ及び通常の不純物からなることを特徴とする
高強度耐浸炭性耐熱鋳鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17078781A JPS5873752A (ja) | 1981-10-27 | 1981-10-27 | 高強度耐浸炭性耐熱鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17078781A JPS5873752A (ja) | 1981-10-27 | 1981-10-27 | 高強度耐浸炭性耐熱鋳鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5873752A true JPS5873752A (ja) | 1983-05-04 |
Family
ID=15911353
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17078781A Pending JPS5873752A (ja) | 1981-10-27 | 1981-10-27 | 高強度耐浸炭性耐熱鋳鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5873752A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5873950A (en) * | 1996-06-13 | 1999-02-23 | Inco Alloys International, Inc. | Strengthenable ethylene pyrolysis alloy |
-
1981
- 1981-10-27 JP JP17078781A patent/JPS5873752A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5873950A (en) * | 1996-06-13 | 1999-02-23 | Inco Alloys International, Inc. | Strengthenable ethylene pyrolysis alloy |
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