JPS60165341A - 室温伸び特性の優れた超耐熱合金 - Google Patents
室温伸び特性の優れた超耐熱合金Info
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- JPS60165341A JPS60165341A JP2052584A JP2052584A JPS60165341A JP S60165341 A JPS60165341 A JP S60165341A JP 2052584 A JP2052584 A JP 2052584A JP 2052584 A JP2052584 A JP 2052584A JP S60165341 A JPS60165341 A JP S60165341A
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- less
- resistant alloy
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (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
本発明は、1200°C以上の超高温にでクリープ破断
強度が高く、耐酸化性に優れ、しかも室温伸び特性の優
れた超耐熱合金に関する。 鉄鋼関連産業においては、例えばステンレス鋼、珪素鋼
、高マンガン鋳鋼、高速度鋼の焼入ロールの素材として
スーパーサーム(C:05%、Or:26チ、Ni:3
5%、Oo:15係、W゛5%)等の耐熱合金が使用さ
れているが、このような従来の耐熱合金は1200°C
以上での高温強度、耐酸化性の点で充分な性能を発揮す
ることができなかった。これに対し、本発明者等は、1
200°C以上での高温強度、耐酸化性を従来のものよ
り飛躍的に向上させた超耐熱合金を開発した(特開昭5
0−10720号参照)。 然るに、上記超耐熱合金も室温伸び特性の点からみれば
、劣っているといわざるを得ない。そこで上記超耐熱合
金のように1200°C以上での高温強度、耐酸化性に
優れた上、室温伸び特性も優れた超耐熱合金の開発が要
望されていた。 かかる要望を満たすべく、本発明者は脱ガス溶解に着目
した。該脱ガス溶解を行う場合には、下記(1)式に示
す反応によって
強度が高く、耐酸化性に優れ、しかも室温伸び特性の優
れた超耐熱合金に関する。 鉄鋼関連産業においては、例えばステンレス鋼、珪素鋼
、高マンガン鋳鋼、高速度鋼の焼入ロールの素材として
スーパーサーム(C:05%、Or:26チ、Ni:3
5%、Oo:15係、W゛5%)等の耐熱合金が使用さ
れているが、このような従来の耐熱合金は1200°C
以上での高温強度、耐酸化性の点で充分な性能を発揮す
ることができなかった。これに対し、本発明者等は、1
200°C以上での高温強度、耐酸化性を従来のものよ
り飛躍的に向上させた超耐熱合金を開発した(特開昭5
0−10720号参照)。 然るに、上記超耐熱合金も室温伸び特性の点からみれば
、劣っているといわざるを得ない。そこで上記超耐熱合
金のように1200°C以上での高温強度、耐酸化性に
優れた上、室温伸び特性も優れた超耐熱合金の開発が要
望されていた。 かかる要望を満たすべく、本発明者は脱ガス溶解に着目
した。該脱ガス溶解を行う場合には、下記(1)式に示
す反応によって
〔0〕(溶鋼中の酸素)が除去される、
所謂脱酸効果が生じる。 〔C〕十〔O〕−+CO(ダ)・・・・・・(1)そし
てかかる脱酸効果が生じるだめ、耐酸化性に寄与させる
べく添加するAlO量を、大気溶解を行う場合に比して
少なくできる。その結果、溶鋼の清浄度が保たれ、ノ脱
ガス溶解品の室温伸び特性を改良し得ることを知見した
。 かかる知見に基づいてなされた本発明に係る超耐熱合金
は、真空度が5. Oa Hg以下の脱ガス溶解によっ
て溶製され、O:0.8〜0.6%、Si :1.0%
以下、Mn:1.0%以下、Or : 25〜85チ、
Ni:40〜60%、W:8〜15チ、Ar:02〜0
.4条、残部Fe及び通常の不純物からなっている。 先ず、本発明において脱ガス溶解を行うことに着目した
背景について少し詳しく説明する。 本発明者等が會で開発した前記超耐熱合金は、その耐酸
化性を良好ならしめるため、活性有効元素であるA4が
添加されている。該Aeの添加を大気溶解の下に行う場
合、Arの一部がスラグ(Anの酸化物、窒化物等)と
して浮上するので、その目減り分を見込んで余分のA4
を添加する必要がある。一方、浮上しないスラグは、鋳
造時に巻込まれて鋳造欠陥発生の原因にもなり、また室
温伸び特性を劣イレさせる原因にもなる。 然るに本発明において着目した脱ガス溶解を行った場合
、前述した如く、(1)式に示す反応によって生じる脱
酸効果のため、An添加量を大気溶解を行う場合より少
なくできる。従って溶製された合金の清浄度が良好な状
態に保たれ、その室温伸び特性を改良することができる
。 脱ガス溶解の具体的な条件としては、種々実験した結果
から、真空度:5闘Hg以下とし、その真空度の状態を
、長くて30分も継続すればよいことが判明した。更に
鋳造時の雰囲気は、脱ガス雰囲気、Arガス雰囲気又は
大気であっても、鋳造品の品質に差がないことも判明し
た。即ち、−変説ガスされた溶湯は、出鋼後から鋳造ま
での間の吸収ガス量に影響されないといえる。 次に上記脱ガス溶解を用いて溶製される本発明合金の化
学成分範囲の限定理由について説明する。 C:O,a〜06チ C含有量が03%に満たない場合にはクリープ破断強度
が著しく低下する一方、06%を越える場合にはOr
、W複炭化物のみが増加し、これら元素の固溶による高
温強度の確保が困難となるばかシでなく、耐酸化性の劣
化も顕著となる。従つてCは03〜06%としだ。なお
、04〜05%の範囲内におさめるのがより好ましい。 Si:1.0チ以下 Siは高温強度を阻害する元素であり、1200°C以
上の超高温でその傾向が特に顕著となる。しかし、鋳物
として良好な鋳造物を付与するという利点もあるので、
高温強度を低下させない程度、即ち10%以下の8iを
含有させることとした。 Mn:1.0チ以下 Mnは耐酸化抵抗、高温強度を低下させるので多量の添
加は好ましくないが、鋳物としての鋳造性を高め、脱酸
剤、脱硫剤としても有効である。 従って耐酸化抵抗、高温強度を著しく低下させない範囲
、即ち10チ以下の範囲でMnを含有させることとした
。 Or :25−35% Crは、25チより少なければ1200°C以上の超高
温材料として充分な耐酸化性を維持できない一方、85
φを越えれば鋳造割れの発生が著しく増加すると共に高
温強度も劣化するので、その許容範囲を25〜35%と
した。なお、28〜31係の範囲内におさめるのがより
好ましい。 Ni:40〜60チ Niは、Wの存在下においてCrの酸化物と共存し、基
地と熱膨張係数が似かよったところの緻密で且つ高温で
の安定性が高いOr、Ni酸化物耐酸化被膜を構成し、
基地のオーステナイトを安定化させると共に、W、Or
、Oの相互作用によって高温強度を確保するのに必須の
元素である。これらの関係を満足させるだめ、Niは4
0〜60係含有させることとした。なお、47〜49%
の範囲内におさめるのがより好ましい。 W:8〜15% Wは、オーステナイト基地の固溶体強化、及びOr、W
複炭化物の粒界析出による粒界強化を計る上で有効な
元素である。その含有量が8%より少なければ1200
°C以上のクリープ破断強度の向上に顕著な効果が認め
られない一方、15%を越えると強度向上に顕著な効果
が認められないばかりか、相対的にCrやN1の量を低
下させることとなり、耐酸化性の劣化をもたらす上、純
金属を配合しなければならなくなるので経済的でない。 従ってWは8〜15チ含有させることとしだ。なお、1
2〜14%の範囲内におさめることがより好捷しい。 へl:0.2〜04チ Alは、本発明の構成に重要な役割を果たす元素で、耐
酸化性及び耐硫黄腐食性を向上させる上で顕著な効果が
ある。特に、1200°C以上の超高温ではAl2が含
有されると、多量のWを含有させつつ一層優れた耐酸化
性を維持できる。かかるAlの含有量の下限を02%と
しだのは、02チを越えると、耐酸化性の向上効果が著
しく、そのためにクリープ破断強度も飛躍的に向上する
からである。一方、Alの増量に伴って鋳物製作上の鋳
造性、健全性が悪化するが、上限とした04係より少な
ければ、特に複雑な形状の鋳物を除き、充分健全な鋳物
を製作できる。従ってAlは02〜04%としだが、0
25〜030%の範囲内であればより好ましい。 なお、本発明に係る超耐熱合金は、脱ガス溶解によって
溶製されているので、A4添加量が少なくても充分な量
のAlを合金に含有させることができ、合金の清浄度が
良好な状態に保たれ、その室温伸び特性が改良されるこ
とは前述した通りである0 次に実施例によって本発明を具体的に説明する。 第1表は、脱ガス溶解によって溶製した超耐熱合金(本
発明例)と大気溶解によって溶製した超耐熱合金(比較
例)とを、清浄度及び室温引張試験結果(耐力、引張強
さ及び伸び)において比較一覧したものである。表中、
Nα3及びNα4は本発明例を、N[Ll及びNα2は
比較例を夫々示している。 なお、溶製された各試料に含有される化学成分の範囲は
、いずれも本発明の条件を満足している。 またAnについては、脱ガス溶解の効果を明瞭化すべく
、添加量も併記した。 第1表から明らかなように、本発明例の清浄度は0.0
5〜0.07%であり、比較例の清浄度(O14〜0.
16%)に比し、本発明合金の清浄度が大幅に改善され
ていることが分かる。また、本発明例の伸びは10.1
〜10.7%であり、比較例の伸び(5,1〜53チ)
に比し、本発明合金の室温伸び特性が大幅に改善されて
いることが分かる0 またAJI?添加量に着目した場合、本発明例は比較例
の半分の量の1?を添加するだけで所望量のA4を合金
に含有させ得ることが分かる。この結果からも、本発明
合金はその清浄度が改善され、その室温伸び特性が改善
されていることを間接的に立証することができる。 以上詳述した如く、真空度が5.0m+IRQ以下の脱
ガス溶解によって溶製された本発明合金は、1200°
C以上での高温強度、耐酸化性に優れだ一上、室温伸び
特性も極めて優れたものである。従って本発明に係る超
耐熱合金は、優れた室温伸び特性も必要とする超高温用
側熱鋳鋼製品の素材、例えば前述したステンレス鋼等の
焼入ロールの累月のほか、トレイ等の熱処理治具の素材
、スラグの加熱炉、均熱炉に用いられるプッシャタイツ
型炉のライダー金物の累月として最適であり、その工業
的価値は多大である。 代理人 弁理士 宮 崎 新八部
所謂脱酸効果が生じる。 〔C〕十〔O〕−+CO(ダ)・・・・・・(1)そし
てかかる脱酸効果が生じるだめ、耐酸化性に寄与させる
べく添加するAlO量を、大気溶解を行う場合に比して
少なくできる。その結果、溶鋼の清浄度が保たれ、ノ脱
ガス溶解品の室温伸び特性を改良し得ることを知見した
。 かかる知見に基づいてなされた本発明に係る超耐熱合金
は、真空度が5. Oa Hg以下の脱ガス溶解によっ
て溶製され、O:0.8〜0.6%、Si :1.0%
以下、Mn:1.0%以下、Or : 25〜85チ、
Ni:40〜60%、W:8〜15チ、Ar:02〜0
.4条、残部Fe及び通常の不純物からなっている。 先ず、本発明において脱ガス溶解を行うことに着目した
背景について少し詳しく説明する。 本発明者等が會で開発した前記超耐熱合金は、その耐酸
化性を良好ならしめるため、活性有効元素であるA4が
添加されている。該Aeの添加を大気溶解の下に行う場
合、Arの一部がスラグ(Anの酸化物、窒化物等)と
して浮上するので、その目減り分を見込んで余分のA4
を添加する必要がある。一方、浮上しないスラグは、鋳
造時に巻込まれて鋳造欠陥発生の原因にもなり、また室
温伸び特性を劣イレさせる原因にもなる。 然るに本発明において着目した脱ガス溶解を行った場合
、前述した如く、(1)式に示す反応によって生じる脱
酸効果のため、An添加量を大気溶解を行う場合より少
なくできる。従って溶製された合金の清浄度が良好な状
態に保たれ、その室温伸び特性を改良することができる
。 脱ガス溶解の具体的な条件としては、種々実験した結果
から、真空度:5闘Hg以下とし、その真空度の状態を
、長くて30分も継続すればよいことが判明した。更に
鋳造時の雰囲気は、脱ガス雰囲気、Arガス雰囲気又は
大気であっても、鋳造品の品質に差がないことも判明し
た。即ち、−変説ガスされた溶湯は、出鋼後から鋳造ま
での間の吸収ガス量に影響されないといえる。 次に上記脱ガス溶解を用いて溶製される本発明合金の化
学成分範囲の限定理由について説明する。 C:O,a〜06チ C含有量が03%に満たない場合にはクリープ破断強度
が著しく低下する一方、06%を越える場合にはOr
、W複炭化物のみが増加し、これら元素の固溶による高
温強度の確保が困難となるばかシでなく、耐酸化性の劣
化も顕著となる。従つてCは03〜06%としだ。なお
、04〜05%の範囲内におさめるのがより好ましい。 Si:1.0チ以下 Siは高温強度を阻害する元素であり、1200°C以
上の超高温でその傾向が特に顕著となる。しかし、鋳物
として良好な鋳造物を付与するという利点もあるので、
高温強度を低下させない程度、即ち10%以下の8iを
含有させることとした。 Mn:1.0チ以下 Mnは耐酸化抵抗、高温強度を低下させるので多量の添
加は好ましくないが、鋳物としての鋳造性を高め、脱酸
剤、脱硫剤としても有効である。 従って耐酸化抵抗、高温強度を著しく低下させない範囲
、即ち10チ以下の範囲でMnを含有させることとした
。 Or :25−35% Crは、25チより少なければ1200°C以上の超高
温材料として充分な耐酸化性を維持できない一方、85
φを越えれば鋳造割れの発生が著しく増加すると共に高
温強度も劣化するので、その許容範囲を25〜35%と
した。なお、28〜31係の範囲内におさめるのがより
好ましい。 Ni:40〜60チ Niは、Wの存在下においてCrの酸化物と共存し、基
地と熱膨張係数が似かよったところの緻密で且つ高温で
の安定性が高いOr、Ni酸化物耐酸化被膜を構成し、
基地のオーステナイトを安定化させると共に、W、Or
、Oの相互作用によって高温強度を確保するのに必須の
元素である。これらの関係を満足させるだめ、Niは4
0〜60係含有させることとした。なお、47〜49%
の範囲内におさめるのがより好ましい。 W:8〜15% Wは、オーステナイト基地の固溶体強化、及びOr、W
複炭化物の粒界析出による粒界強化を計る上で有効な
元素である。その含有量が8%より少なければ1200
°C以上のクリープ破断強度の向上に顕著な効果が認め
られない一方、15%を越えると強度向上に顕著な効果
が認められないばかりか、相対的にCrやN1の量を低
下させることとなり、耐酸化性の劣化をもたらす上、純
金属を配合しなければならなくなるので経済的でない。 従ってWは8〜15チ含有させることとしだ。なお、1
2〜14%の範囲内におさめることがより好捷しい。 へl:0.2〜04チ Alは、本発明の構成に重要な役割を果たす元素で、耐
酸化性及び耐硫黄腐食性を向上させる上で顕著な効果が
ある。特に、1200°C以上の超高温ではAl2が含
有されると、多量のWを含有させつつ一層優れた耐酸化
性を維持できる。かかるAlの含有量の下限を02%と
しだのは、02チを越えると、耐酸化性の向上効果が著
しく、そのためにクリープ破断強度も飛躍的に向上する
からである。一方、Alの増量に伴って鋳物製作上の鋳
造性、健全性が悪化するが、上限とした04係より少な
ければ、特に複雑な形状の鋳物を除き、充分健全な鋳物
を製作できる。従ってAlは02〜04%としだが、0
25〜030%の範囲内であればより好ましい。 なお、本発明に係る超耐熱合金は、脱ガス溶解によって
溶製されているので、A4添加量が少なくても充分な量
のAlを合金に含有させることができ、合金の清浄度が
良好な状態に保たれ、その室温伸び特性が改良されるこ
とは前述した通りである0 次に実施例によって本発明を具体的に説明する。 第1表は、脱ガス溶解によって溶製した超耐熱合金(本
発明例)と大気溶解によって溶製した超耐熱合金(比較
例)とを、清浄度及び室温引張試験結果(耐力、引張強
さ及び伸び)において比較一覧したものである。表中、
Nα3及びNα4は本発明例を、N[Ll及びNα2は
比較例を夫々示している。 なお、溶製された各試料に含有される化学成分の範囲は
、いずれも本発明の条件を満足している。 またAnについては、脱ガス溶解の効果を明瞭化すべく
、添加量も併記した。 第1表から明らかなように、本発明例の清浄度は0.0
5〜0.07%であり、比較例の清浄度(O14〜0.
16%)に比し、本発明合金の清浄度が大幅に改善され
ていることが分かる。また、本発明例の伸びは10.1
〜10.7%であり、比較例の伸び(5,1〜53チ)
に比し、本発明合金の室温伸び特性が大幅に改善されて
いることが分かる0 またAJI?添加量に着目した場合、本発明例は比較例
の半分の量の1?を添加するだけで所望量のA4を合金
に含有させ得ることが分かる。この結果からも、本発明
合金はその清浄度が改善され、その室温伸び特性が改善
されていることを間接的に立証することができる。 以上詳述した如く、真空度が5.0m+IRQ以下の脱
ガス溶解によって溶製された本発明合金は、1200°
C以上での高温強度、耐酸化性に優れだ一上、室温伸び
特性も極めて優れたものである。従って本発明に係る超
耐熱合金は、優れた室温伸び特性も必要とする超高温用
側熱鋳鋼製品の素材、例えば前述したステンレス鋼等の
焼入ロールの累月のほか、トレイ等の熱処理治具の素材
、スラグの加熱炉、均熱炉に用いられるプッシャタイツ
型炉のライダー金物の累月として最適であり、その工業
的価値は多大である。 代理人 弁理士 宮 崎 新八部
Claims (1)
- (1)真空度が5.0 mm Hg以下の脱ガス溶解に
よって溶製された、C:03〜06q6.8i : 1
.0チ以下、Mn:1.0%以下、Or:25〜85%
、Ni:40〜60%、W:8〜15%、A4 :0.
2〜04%、残部Fe及び通常の不純物からなる室温伸
び特性の優れた超耐熱合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2052584A JPS60165341A (ja) | 1984-02-06 | 1984-02-06 | 室温伸び特性の優れた超耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2052584A JPS60165341A (ja) | 1984-02-06 | 1984-02-06 | 室温伸び特性の優れた超耐熱合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS60165341A true JPS60165341A (ja) | 1985-08-28 |
Family
ID=12029570
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2052584A Pending JPS60165341A (ja) | 1984-02-06 | 1984-02-06 | 室温伸び特性の優れた超耐熱合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS60165341A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US10059130B2 (en) | 2014-08-22 | 2018-08-28 | Seiko Epson Corporation | Recording apparatus |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS53149802A (en) * | 1977-06-03 | 1978-12-27 | Hitachi Ltd | Vacuum melting method for alloy |
-
1984
- 1984-02-06 JP JP2052584A patent/JPS60165341A/ja active Pending
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS53149802A (en) * | 1977-06-03 | 1978-12-27 | Hitachi Ltd | Vacuum melting method for alloy |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US10059130B2 (en) | 2014-08-22 | 2018-08-28 | Seiko Epson Corporation | Recording apparatus |
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