JPS5938365A - 耐熱鋳鋼 - Google Patents
耐熱鋳鋼Info
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- JPS5938365A JPS5938365A JP14942082A JP14942082A JPS5938365A JP S5938365 A JPS5938365 A JP S5938365A JP 14942082 A JP14942082 A JP 14942082A JP 14942082 A JP14942082 A JP 14942082A JP S5938365 A JPS5938365 A JP S5938365A
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- thermal shock
- heat
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- Turbine Rotor Nozzle Sealing (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、高温クリープ破断強度、耐熱衝撃性、耐浸炭
性等にすぐれた耐熱鋳鋼に関する。
性等にすぐれた耐熱鋳鋼に関する。
従来、石油化学工業用エチレンクランキングチューブ材
、リフオーマチューブ材などには、Cr−Ni系耐熱鋳
鋼、代表的にはAST、M HK40材やHP材が使
用され、また高温特性を改善したものとして、HP材K
Nb1MOおよびWf金含有せたHP改良材が開発され
ている。しかしながら、操業条件の苛酷rにに対処し、
安定した耐久性を保証するために、高温特性、就中高温
クリープ破断強度、耐熱衝撃性、耐浸炭性などを高めた
新たな材料が望まれている。
、リフオーマチューブ材などには、Cr−Ni系耐熱鋳
鋼、代表的にはAST、M HK40材やHP材が使
用され、また高温特性を改善したものとして、HP材K
Nb1MOおよびWf金含有せたHP改良材が開発され
ている。しかしながら、操業条件の苛酷rにに対処し、
安定した耐久性を保証するために、高温特性、就中高温
クリープ破断強度、耐熱衝撃性、耐浸炭性などを高めた
新たな材料が望まれている。
本発明者等はこの要請に応えるために1.Cr−Ni−
Nb−W−Mo−Fe系鋳鋼の高温特性に対する各種合
、金元素の作用について詳細な研究を重ねた結果、N、
Ti、 AgおよびCuを一定量複合的に含有させるこ
とにより、1000’C以上の高温域でのクリープ破断
強度、耐熱衝撃性、耐浸炭性等の諸特性が著しく高めら
れることを見出して本発明を完成した。
Nb−W−Mo−Fe系鋳鋼の高温特性に対する各種合
、金元素の作用について詳細な研究を重ねた結果、N、
Ti、 AgおよびCuを一定量複合的に含有させるこ
とにより、1000’C以上の高温域でのクリープ破断
強度、耐熱衝撃性、耐浸炭性等の諸特性が著しく高めら
れることを見出して本発明を完成した。
本発明は、CO13〜0.6%(重量%、以下同じ)、
Si2.0%以下、Mn2.0%以下、Cr2O〜30
%、Ni 30〜40%、Nbo、3〜1.5%、W
0.5〜8.0%、Mo 0.2〜0.8%、N
O,04〜0.15%、Ti O,04〜0.5%、
AIo、02〜0.5%、B O,0002〜0.0
04%、Cu 8.0%以下、残部実質的VCFeから
なる#然鋳鋼を提供する。
Si2.0%以下、Mn2.0%以下、Cr2O〜30
%、Ni 30〜40%、Nbo、3〜1.5%、W
0.5〜8.0%、Mo 0.2〜0.8%、N
O,04〜0.15%、Ti O,04〜0.5%、
AIo、02〜0.5%、B O,0002〜0.0
04%、Cu 8.0%以下、残部実質的VCFeから
なる#然鋳鋼を提供する。
本発明#熱鋳鋼の成分限定理由を以下に説明する。
C:0.8〜0.6%
Cは鋳鋼の鋳造性を改善するほか、後記Nbと結合して
一次炭化物を形成し、クリープ破断強度を高める。この
ために少くさも0.3%を必要とする。C量の増加とと
もにその効果も大きくなるが、多量に含有すると二次炭
化物の過剰析出により使用後の靭性低下が著しく、呼た
溶接性も悪化するので06%を上限とする。
一次炭化物を形成し、クリープ破断強度を高める。この
ために少くさも0.3%を必要とする。C量の増加とと
もにその効果も大きくなるが、多量に含有すると二次炭
化物の過剰析出により使用後の靭性低下が著しく、呼た
溶接性も悪化するので06%を上限とする。
Si:2.0%以下
Siは溶湯の脱酸元素であり、かつ鋳造性を高めるほか
、耐浸炭性改善効果を有する。しかし、多量に含有する
と溶接性を損うので、20%以下とする。
、耐浸炭性改善効果を有する。しかし、多量に含有する
と溶接性を損うので、20%以下とする。
Mn:2.0%以下
Mnは溶湯の脱酸、並ひに鋼中の不純物元素Sを固定・
無害化する作用を果すが、多量の含有は、耐酸化性の低
下を招くので、2.0%を上限とする。
無害化する作用を果すが、多量の含有は、耐酸化性の低
下を招くので、2.0%を上限とする。
Cr :20〜30%
Crは後記N1 と共存して鋳鋼組織をオーステナイト
組織とし、高温強度や耐酸化性を高める。
組織とし、高温強度や耐酸化性を高める。
特に、1000°C以上の高温域で高強度、高耐酸化性
を保持するためには、少くとも20%以上であることを
要する。この効果は含有量の増加とともに大きくなるが
、あまり多く含むと、使用後の靭性が低下するので、3
0%を上限とする。
を保持するためには、少くとも20%以上であることを
要する。この効果は含有量の増加とともに大きくなるが
、あまり多く含むと、使用後の靭性が低下するので、3
0%を上限とする。
Ni 二 30〜40%
Niは上記のようにCrとの共存下にオーステナイト組
織を形成し、組織的安定性を高めるとともに、耐酸化性
および高温強度の確保に有効な元素である。1000°
C以上の高温域での耐酸化性や強度をすぐれたものとす
るには、30%以上の含有を要する。これらの高温特性
は含有量の増加に従って向上するが、40%をこえると
、効果はは\′飽和し、それ以上の含有は経済的に不利
である。従って、40%金上限とする。
織を形成し、組織的安定性を高めるとともに、耐酸化性
および高温強度の確保に有効な元素である。1000°
C以上の高温域での耐酸化性や強度をすぐれたものとす
るには、30%以上の含有を要する。これらの高温特性
は含有量の増加に従って向上するが、40%をこえると
、効果はは\′飽和し、それ以上の含有は経済的に不利
である。従って、40%金上限とする。
Nb:0.3〜1.5%
Nbはクリープ破断強度および#浸炭性を高める。この
ためには0.3%以上の含有を要するが、あまり多くな
ると、かえってクリープ破断強度が低下するので、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、Ti との合
計の含有量が0.3〜1.5%でるhげよい。
ためには0.3%以上の含有を要するが、あまり多くな
ると、かえってクリープ破断強度が低下するので、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、Ti との合
計の含有量が0.3〜1.5%でるhげよい。
W:0.5〜3.0%
Wは前記Nbとの組合せにより高温強度を高める効果を
もつ。その効果を得るために、0,5%以上の含有を要
するが、あ捷り多くなると耐酸化性が悪くなるので、3
.0%を上限とする。
もつ。その効果を得るために、0,5%以上の含有を要
するが、あ捷り多くなると耐酸化性が悪くなるので、3
.0%を上限とする。
Mo : 0.2〜0.8%
MoはNb1Wと共存して高温強度を高める。
その十分な効果を得るために少くとも0.2%を要する
。たソし、多量の含有は耐酸化性の低下を招くので0.
8%以下とする。
。たソし、多量の含有は耐酸化性の低下を招くので0.
8%以下とする。
本発明鋳鋼は上記諸元素とともに、N、Ti 。
Al、BおよびCuを複合的に含有する点に最大の特徴
を有する。TiはC,Nと結合して炭化物、窒化物、炭
窒化物を形成し、BおよびAlはこれらの化合物を微細
に分散析出させて結晶粒界を強化し、耐粒界割れ性を高
めることにより、高温クリープ破断強度、高温熱衝撃特
性、長時間クリープ破断強度等の顕著な向上をもたらす
。捷た、Tiはiとの相乗効果として耐浸炭性を著しく
高め、更KCuはTiおよびAlとの相乗効果によシ耐
熱衝撃性を大幅に改善する。
を有する。TiはC,Nと結合して炭化物、窒化物、炭
窒化物を形成し、BおよびAlはこれらの化合物を微細
に分散析出させて結晶粒界を強化し、耐粒界割れ性を高
めることにより、高温クリープ破断強度、高温熱衝撃特
性、長時間クリープ破断強度等の顕著な向上をもたらす
。捷た、Tiはiとの相乗効果として耐浸炭性を著しく
高め、更KCuはTiおよびAlとの相乗効果によシ耐
熱衝撃性を大幅に改善する。
N:0.04〜0,15%
Nは固溶窒素の形態でオルステナイト相を安定化および
強化する一方、Ti等の窒化物、炭窒化物の形成にも関
与する。この化合物が前記のようVcAl、Bとの共存
下に微細に分散析出して結晶粒を微細化し、粒成長を阻
止することによってクリープ破断強度や耐熱衝撃性が高
められる。この効果を確保するために、少くとも0.0
4%の含有を要するが、多量になると前記化合物の過剰
析出、粗大化が生じ、却って耐熱衝撃性が悪くなるので
、0.15%を上限とする。
強化する一方、Ti等の窒化物、炭窒化物の形成にも関
与する。この化合物が前記のようVcAl、Bとの共存
下に微細に分散析出して結晶粒を微細化し、粒成長を阻
止することによってクリープ破断強度や耐熱衝撃性が高
められる。この効果を確保するために、少くとも0.0
4%の含有を要するが、多量になると前記化合物の過剰
析出、粗大化が生じ、却って耐熱衝撃性が悪くなるので
、0.15%を上限とする。
Ti:0.04〜0.5%
Tiは窒化物等を形成し上記のように高温強度、耐熱衝
撃性を高めるほか、Alとの共存下に耐浸炭柱を強化す
る。これらの効果を十分なものとするために少くとも0
.04%を要する。含有量の増加にともなってその効果
も増すが、あまり多くなるさ、析出物の粗大化、酸化物
系介在物の増加により、かえって強度が低下する。よっ
て、0.5%を上限とし、特に強度を重視する場合は、
0,15%以下とするのが好ましい。
撃性を高めるほか、Alとの共存下に耐浸炭柱を強化す
る。これらの効果を十分なものとするために少くとも0
.04%を要する。含有量の増加にともなってその効果
も増すが、あまり多くなるさ、析出物の粗大化、酸化物
系介在物の増加により、かえって強度が低下する。よっ
て、0.5%を上限とし、特に強度を重視する場合は、
0,15%以下とするのが好ましい。
Al:0.02〜0.5%
A6はクリープ破断強度の改善効果のほかに、Ti と
の共存により耐浸炭性の向上に著効を発揮する。クリー
プ破断強度の改善を重視する場合は、その含有量は0.
02〜0.07%が好ましい。また、特に耐浸炭性強化
を重視するときには、0.07%をこえる量とするのが
好ましく、含有量の増加につれ耐浸炭性の向上をみる。
の共存により耐浸炭性の向上に著効を発揮する。クリー
プ破断強度の改善を重視する場合は、その含有量は0.
02〜0.07%が好ましい。また、特に耐浸炭性強化
を重視するときには、0.07%をこえる量とするのが
好ましく、含有量の増加につれ耐浸炭性の向上をみる。
しかし、その−力で強度低下の傾向を伴うので、0.5
%を上限とする。
%を上限とする。
なお、TiおよびAl含有材を浸炭試験後、X線マイク
ロアナライザー(EPMA)に付すと、試験片の表層部
にA11)ソチ層が認められる。このAlリッチ層が強
力な浸炭防止効果を発揮するのである。
ロアナライザー(EPMA)に付すと、試験片の表層部
にA11)ソチ層が認められる。このAlリッチ層が強
力な浸炭防止効果を発揮するのである。
B:0.0002〜0.004%
Bは結晶粒界の強化のほか、前記Ti化合物の微細析出
と、析出後の凝集粗大化遅延効果によりクリープ破断強
度向上に寄与する。このための含有量は0.0002%
以上を要するが、あまり増量すると強度向上が緩慢にな
るばかりか、溶接性が悪くなるので、0.004%を上
限とする。
と、析出後の凝集粗大化遅延効果によりクリープ破断強
度向上に寄与する。このための含有量は0.0002%
以上を要するが、あまり増量すると強度向上が緩慢にな
るばかりか、溶接性が悪くなるので、0.004%を上
限とする。
Cu:3.0%以下
CuはTi 、A#との共存下に耐熱衝撃性の改善に著
効を有する。この効果は含有量の増加につれて増大する
が、3.0%をこえると、耐熱衝撃性向上の度合いが緩
慢となるほか、溶接性の低下を伴うので、3.0%以下
とする。また、Cuは耐浸炭性を高める効果を有する。
効を有する。この効果は含有量の増加につれて増大する
が、3.0%をこえると、耐熱衝撃性向上の度合いが緩
慢となるほか、溶接性の低下を伴うので、3.0%以下
とする。また、Cuは耐浸炭性を高める効果を有する。
これらの効果を十分に発揮させるための好ましい含有量
は0.2〜3.0%、更に好ましくは0.5〜3.0%
である。
は0.2〜3.0%、更に好ましくは0.5〜3.0%
である。
P、、S、その他不可避的に混入する不純物は、むろん
可及的に少いことが望ましいが、この種の鋼に通常許容
される範囲内であれば何らさしつかえない。
可及的に少いことが望ましいが、この種の鋼に通常許容
される範囲内であれば何らさしつかえない。
次に、実施例により本発明を具体的に説明する。
実施例
高周波溶解炉(大気中)にて溶製した鋳鋼を遠心鋳造に
付し、第1表に示す成分組成の鋳鋼管(外径136朋×
肉厚20朋×長さ500m肩)を得、それぞれから試験
片を調製し、クリーブ破断試験、耐熱衝撃性試験および
耐浸炭性強化を行った。試験結果を第2表に示す。
付し、第1表に示す成分組成の鋳鋼管(外径136朋×
肉厚20朋×長さ500m肩)を得、それぞれから試験
片を調製し、クリーブ破断試験、耐熱衝撃性試験および
耐浸炭性強化を行った。試験結果を第2表に示す。
賦香l〜6は比較例、101〜107は本発明例である
。比較例のうち、隘1はNb、w、M。
。比較例のうち、隘1はNb、w、M。
を含む従来のHP改良材(N、Ti、Al、B1Cuの
いづれも含まない)、隘2〜5はpJ、 Ti 。
いづれも含まない)、隘2〜5はpJ、 Ti 。
An、Bk含むが、Cuが本発明の規定力・ら逸脱する
例、嵐6は所要量のCuを含むが、Ti、AJI’の含
有量が不足する例である。
例、嵐6は所要量のCuを含むが、Ti、AJI’の含
有量が不足する例である。
各試験条件は次のとおりである。
(1)クリープ破断試験
JIS Z 2272の規定による。た\゛し、(
A)温度1093°叶荷重1.9 kg f /mA、
および(B)温度850°C・荷重7.814 f /
−の2通りの条件で行い、その破断時間(Hr )を測
定。
A)温度1093°叶荷重1.9 kg f /mA、
および(B)温度850°C・荷重7.814 f /
−の2通りの条件で行い、その破断時間(Hr )を測
定。
〔旧耐熱衝撃性試験
第1図に示す形状・寸法の試片(肉厚8mm)を温度9
00°Cに加熱保持(保持時間30分)したのち水冷す
る加熱・冷却操作を繰返す。その操作を10回反復する
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、クランク長さが5朋に達したときの繰返し
回数で評価した。
00°Cに加熱保持(保持時間30分)したのち水冷す
る加熱・冷却操作を繰返す。その操作を10回反復する
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、クランク長さが5朋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り、
回数の多い程、耐熱衝撃性がすぐれる。
回数の多い程、耐熱衝撃性がすぐれる。
1〕耐浸炭性試験
試片(直径12闘×長さ60間)を固体浸炭剤(デグサ
KG80、B a C03含有)中、温度1300°C
で300時間保持したのち、試片の表面から深さ1朋ま
での層、および1〜2間の層のそれぞれから切粉を採取
し、C量分析により、増加C量(wt%)を求めた。第
2表中、「耐浸炭性」欄はその増加C量を示す。C量増
加の少い程、耐浸炭性がすぐれる。
KG80、B a C03含有)中、温度1300°C
で300時間保持したのち、試片の表面から深さ1朋ま
での層、および1〜2間の層のそれぞれから切粉を採取
し、C量分析により、増加C量(wt%)を求めた。第
2表中、「耐浸炭性」欄はその増加C量を示す。C量増
加の少い程、耐浸炭性がすぐれる。
第2表 試験結果
上記試験結果から明らかなように、本発明材(隘101
〜107)は、高温クリープ破断強度、耐熱衝撃性およ
び耐浸炭性のいづれも、従来のHP改良材(隘1)をは
るかに凌ぐ良好な高温特性を有している。また、その他
の比較例(隘2〜6)は、従来林産1f/il:<らべ
て好結果を示すが、各特性の総合的評価においていづれ
も本発明材には及ばない。なお、溶接試験において、過
剰のCuを含む供試林産4.5は溶接不良が認められた
が、本発明材は良好な溶接性を有し、溶接構造相として
何ら間@はない。
〜107)は、高温クリープ破断強度、耐熱衝撃性およ
び耐浸炭性のいづれも、従来のHP改良材(隘1)をは
るかに凌ぐ良好な高温特性を有している。また、その他
の比較例(隘2〜6)は、従来林産1f/il:<らべ
て好結果を示すが、各特性の総合的評価においていづれ
も本発明材には及ばない。なお、溶接試験において、過
剰のCuを含む供試林産4.5は溶接不良が認められた
が、本発明材は良好な溶接性を有し、溶接構造相として
何ら間@はない。
以上のように、本発明の耐熱鋳鋼は、従来のNb。
W1MO含有HP材等に比し、高温特性、とりわけ高温
クリープ破断強度、耐熱衝撃性、耐浸炭性等にすぐれて
いるので、石油化学工業におけるエチレンクラッキング
チューブ、リフオーマチューブ等として、苛酷な使用条
件によく耐え、そのほか各種鉄鋼関連設備部材、例えば
ハースロール、ラジアントチューブ材等1000°Cを
こえる高温用途において従来材にまさる安定性、耐久性
を保証するものである。
クリープ破断強度、耐熱衝撃性、耐浸炭性等にすぐれて
いるので、石油化学工業におけるエチレンクラッキング
チューブ、リフオーマチューブ等として、苛酷な使用条
件によく耐え、そのほか各種鉄鋼関連設備部材、例えば
ハースロール、ラジアントチューブ材等1000°Cを
こえる高温用途において従来材にまさる安定性、耐久性
を保証するものである。
第1図は実施例での耐熱衝撃性試験片の形状寸法説明図
である。 代理人 弁理士 宮崎 新へ部 第1@ 手続補正書 特許庁長官 若杉和夫殿 1、事件の表示 昭和57年 持 fF 願第149420号2、発明
の名称 耐熱鋳鋼 ゛ 3、 補正をする者 事件との1νJf+ 特許出願人 5 補正命令の日付(自発)
である。 代理人 弁理士 宮崎 新へ部 第1@ 手続補正書 特許庁長官 若杉和夫殿 1、事件の表示 昭和57年 持 fF 願第149420号2、発明
の名称 耐熱鋳鋼 ゛ 3、 補正をする者 事件との1νJf+ 特許出願人 5 補正命令の日付(自発)
Claims (1)
- (1) CO13〜0.6%、Si2.0%以下、M
n20%以下、Cr 20〜30%、N130〜40%
、Nb O,3〜1.5%、W O,5〜3.0%、
M。 O12〜0.8%、NO,04〜0.15%、Ti 0
.04〜0.5%、Ano、o2〜0.5%、BO,0
O02〜0.004% Cu 3.0%以下、残部実質
的にFeからなる耐熱鋳鋼。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14942082A JPS5938365A (ja) | 1982-08-28 | 1982-08-28 | 耐熱鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14942082A JPS5938365A (ja) | 1982-08-28 | 1982-08-28 | 耐熱鋳鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5938365A true JPS5938365A (ja) | 1984-03-02 |
JPS6142781B2 JPS6142781B2 (ja) | 1986-09-24 |
Family
ID=15474717
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP14942082A Granted JPS5938365A (ja) | 1982-08-28 | 1982-08-28 | 耐熱鋳鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5938365A (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5320801A (en) * | 1993-04-26 | 1994-06-14 | Carondelet Foundry Company | High carbon high chromium alloys having corrosion and abrasion resistance |
US5330705A (en) * | 1993-06-04 | 1994-07-19 | Carondelet Foundry Company | Heat resistant alloys |
US5360592A (en) * | 1993-07-22 | 1994-11-01 | Carondelet Foundry Company | Abrasion and corrosion resistant alloys |
US5389334A (en) * | 1993-04-22 | 1995-02-14 | Culling; John H. | Abrasion and corrosion resistant alloys |
US5516485A (en) * | 1994-03-17 | 1996-05-14 | Carondelet Foundry Company | Weldable cast heat resistant alloy |
EP1717330A1 (en) * | 2004-02-12 | 2006-11-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Metal tube for use in carburizing gas atmosphere |
WO2009107585A1 (ja) * | 2008-02-27 | 2009-09-03 | 住友金属工業株式会社 | 耐浸炭性金属材料 |
Families Citing this family (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6370048U (ja) * | 1986-10-28 | 1988-05-11 | ||
JPS6370047U (ja) * | 1986-10-28 | 1988-05-11 | ||
JPS6370049U (ja) * | 1986-10-28 | 1988-05-11 |
-
1982
- 1982-08-28 JP JP14942082A patent/JPS5938365A/ja active Granted
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5389334A (en) * | 1993-04-22 | 1995-02-14 | Culling; John H. | Abrasion and corrosion resistant alloys |
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EP1717330A1 (en) * | 2004-02-12 | 2006-11-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Metal tube for use in carburizing gas atmosphere |
EP1717330A4 (en) * | 2004-02-12 | 2012-03-21 | Sumitomo Metal Ind | METAL TUBE FOR USE IN A CEMENTATION GAS ATMOSPHERE |
WO2009107585A1 (ja) * | 2008-02-27 | 2009-09-03 | 住友金属工業株式会社 | 耐浸炭性金属材料 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS6142781B2 (ja) | 1986-09-24 |
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