JPS6126751A - 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
- Publication number
- JPS6126751A JPS6126751A JP14663384A JP14663384A JPS6126751A JP S6126751 A JPS6126751 A JP S6126751A JP 14663384 A JP14663384 A JP 14663384A JP 14663384 A JP14663384 A JP 14663384A JP S6126751 A JPS6126751 A JP S6126751A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- room temperature
- alloy
- resistant alloy
- present
- less
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- 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
〔産業上の利用分野〕
本発明は、1200℃以上の超高温にてクリープ破断強
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。 〔従来の技術〕 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:0.5%、Cr:26%、Ni:
35%、Co:15%、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℃
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、1200℃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(特公昭52−49762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℃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。 〔発明の目的及びその達成手段の考察〕かかる要望を満
たすべく 、1200℃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を提供する
ことが本発明の目的である。 上記目的を達成すべく、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
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。 〔従来の技術〕 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:0.5%、Cr:26%、Ni:
35%、Co:15%、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℃
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、1200℃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(特公昭52−49762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℃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。 〔発明の目的及びその達成手段の考察〕かかる要望を満
たすべく 、1200℃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を提供する
ことが本発明の目的である。 上記目的を達成すべく、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(0)→Co (g)・・・・Tl)そして
かかる脱酸効果が生じるため、耐酸化性に寄与させるべ
く添加するAlの量を、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、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。 〔発明の構成〕 かかる知見にもとづいてなされた本発明に係る超耐熱合
金は、真空度が5.OmHg以下の脱ガス溶解によって
溶製された、C,:O,3〜0.6%、S i : 1
.0%以下、Mn:1.0%以下、Cr:25〜35%
、Ni:40〜55%、CO:3〜8%、W:8〜15
%、 A J : 0.2〜0.4%、残部:Fe及び
通常の不純物からなっている。 〔作用〕 本発明に係る超耐熱合金は、虐ガス溶解によって溶製さ
れているので、Al添加量が少なくても充分な量のAJ
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にな
る。 〔発明の技術的背景〕 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。 本発明者等が曾て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Alが
添加されている。該Aβの添加を大気溶解の下に行う場
合、AJの一部がスラグ(/M2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A
1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
室温伸び特性を劣化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< 、(11式に示す反応によって生じる
脱酸効果のため、A1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.OmHg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。 〔本発明合金の成分限定理由〕 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:0.3 〜0.6 % C含有量が0.3%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、0.6%を越える場合にはC
r、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りでなく、耐酸化性の
劣化も顕著となる。従ってCは0.3〜0.6%とした
。なお、0.4〜0.5%の範囲内におさめるのがより
好ましい。 Si:1.0%以下 SLは高温強度を阻害する元素であり、1200℃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1.0%以下のSiを
含有させることとした。 Mn:1.0%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1.0%以下の範囲でMnを含有さ也ることとし
た。 Cr:25〜35% Crは、25%より少なければ1200℃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、35%
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%の範囲内におさめるのがより好ま
しい。 Ni:40〜55% 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Cr、Ni酸化物耐酸化皮膜を構成し、
基地のオーステナイトを安定化させると共に、W、’C
r、C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ため、Niは40〜55%含
有させることとした。なお40〜42%の範囲内におさ
めるのがより好ましい。 CO:3〜8% Goは、上記Niの一部と置換して含有させることによ
り、Cの溶解度を高め、クリープ破断強度を向上させる
ので含有させることとした。但し、その含有量が3%以
下である場合には上記効果が認められない一方、8%以
上である場合にはクリープ破断強度を向上させるものの
耐酸化性を劣化させるので、3〜8%とした。 なお、7〜8%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Cr、W
複炭化物の粒界析出による粒界強化を図る上で有効な元
素である。その含有量が8%より少なければ1200℃
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Ni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(なるので経済的でない。従っ
てWは8〜15%含有させることとした。なお、12〜
14%の範囲内におさめることがより好ましい。 AN:0.2〜0.4% AJ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℃以上の超高温ではAl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jlの含有量の下限を0.2%とし
たのは、0.2%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0、4%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Afは0.2〜0゜4%とした
が、0.25〜0.30%の範囲内であればより好まし
い。 〔実施例〕 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、
磁3及びぬ4は本発明例を、!lhl及びぬ2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
4〜0.05%であり、比較例の清浄度(0,15〜0
.17%)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11.
2〜11.6%であり、比較例の伸び(5,0〜5.7
%)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。 またAl添加量に着目した場合、本発明例は比較例の半
分の量の/lを添加するだけで所望量のAl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。 〔発明の効果〕 以上詳述した如く、真空度が5.OmHg以下の脱ガス
溶解によって溶製された本発明に係る合金は、1200
℃以上での高温強度、耐酸化性に優れた上、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耐
熱鋳鋼製品の素材、例えば前述したステンレス鋼等の焼
入ロールの素材のほか、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ブツシャタイプ型
炉のライダー金物の素材として最適であり、その工業的
価値は多大である。
所謂脱酸効果が生じる。 (C) 十(0)→Co (g)・・・・Tl)そして
かかる脱酸効果が生じるため、耐酸化性に寄与させるべ
く添加するAlの量を、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、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。 〔発明の構成〕 かかる知見にもとづいてなされた本発明に係る超耐熱合
金は、真空度が5.OmHg以下の脱ガス溶解によって
溶製された、C,:O,3〜0.6%、S i : 1
.0%以下、Mn:1.0%以下、Cr:25〜35%
、Ni:40〜55%、CO:3〜8%、W:8〜15
%、 A J : 0.2〜0.4%、残部:Fe及び
通常の不純物からなっている。 〔作用〕 本発明に係る超耐熱合金は、虐ガス溶解によって溶製さ
れているので、Al添加量が少なくても充分な量のAJ
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にな
る。 〔発明の技術的背景〕 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。 本発明者等が曾て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Alが
添加されている。該Aβの添加を大気溶解の下に行う場
合、AJの一部がスラグ(/M2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A
1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
室温伸び特性を劣化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< 、(11式に示す反応によって生じる
脱酸効果のため、A1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.OmHg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。 〔本発明合金の成分限定理由〕 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:0.3 〜0.6 % C含有量が0.3%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、0.6%を越える場合にはC
r、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りでなく、耐酸化性の
劣化も顕著となる。従ってCは0.3〜0.6%とした
。なお、0.4〜0.5%の範囲内におさめるのがより
好ましい。 Si:1.0%以下 SLは高温強度を阻害する元素であり、1200℃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1.0%以下のSiを
含有させることとした。 Mn:1.0%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1.0%以下の範囲でMnを含有さ也ることとし
た。 Cr:25〜35% Crは、25%より少なければ1200℃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、35%
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%の範囲内におさめるのがより好ま
しい。 Ni:40〜55% 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Cr、Ni酸化物耐酸化皮膜を構成し、
基地のオーステナイトを安定化させると共に、W、’C
r、C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ため、Niは40〜55%含
有させることとした。なお40〜42%の範囲内におさ
めるのがより好ましい。 CO:3〜8% Goは、上記Niの一部と置換して含有させることによ
り、Cの溶解度を高め、クリープ破断強度を向上させる
ので含有させることとした。但し、その含有量が3%以
下である場合には上記効果が認められない一方、8%以
上である場合にはクリープ破断強度を向上させるものの
耐酸化性を劣化させるので、3〜8%とした。 なお、7〜8%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Cr、W
複炭化物の粒界析出による粒界強化を図る上で有効な元
素である。その含有量が8%より少なければ1200℃
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Ni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(なるので経済的でない。従っ
てWは8〜15%含有させることとした。なお、12〜
14%の範囲内におさめることがより好ましい。 AN:0.2〜0.4% AJ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℃以上の超高温ではAl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jlの含有量の下限を0.2%とし
たのは、0.2%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0、4%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Afは0.2〜0゜4%とした
が、0.25〜0.30%の範囲内であればより好まし
い。 〔実施例〕 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、
磁3及びぬ4は本発明例を、!lhl及びぬ2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
4〜0.05%であり、比較例の清浄度(0,15〜0
.17%)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11.
2〜11.6%であり、比較例の伸び(5,0〜5.7
%)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。 またAl添加量に着目した場合、本発明例は比較例の半
分の量の/lを添加するだけで所望量のAl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。 〔発明の効果〕 以上詳述した如く、真空度が5.OmHg以下の脱ガス
溶解によって溶製された本発明に係る合金は、1200
℃以上での高温強度、耐酸化性に優れた上、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耐
熱鋳鋼製品の素材、例えば前述したステンレス鋼等の焼
入ロールの素材のほか、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ブツシャタイプ型
炉のライダー金物の素材として最適であり、その工業的
価値は多大である。
Claims (1)
- (1)真空度が5.0mmHg以下の脱ガス溶解によっ
て溶製された、C:0.3〜0.6%、Si:1.0%
以下、Mn:1.0%以下、Cr:25〜35%、Ni
:40〜55%、Co:3〜8%、W:8〜15%、A
l:0.2〜0.4%、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 |
---|---|---|---|
JP14663384A JPS6126751A (ja) | 1984-07-13 | 1984-07-13 | 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 |
---|---|---|---|
JP14663384A JPS6126751A (ja) | 1984-07-13 | 1984-07-13 | 室温伸び特性の優れた超耐熱合金 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6126751A true JPS6126751A (ja) | 1986-02-06 |
Family
ID=15412142
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP14663384A Pending JPS6126751A (ja) | 1984-07-13 | 1984-07-13 | 室温伸び特性の優れた超耐熱合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6126751A (ja) |
-
1984
- 1984-07-13 JP JP14663384A patent/JPS6126751A/ja active Pending
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US4964926A (en) | Ferritic stainless steel | |
US3963531A (en) | Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor | |
JPH02200756A (ja) | 加工性に優れた高強度耐熱鋼 | |
JPH0214419B2 (ja) | ||
RU2650467C2 (ru) | Ферритная нержавеющая сталь, обладающая превосходной стойкостью к окислению, хорошими жаропрочностью и формуемостью | |
JPS6214628B2 (ja) | ||
JPS6126751A (ja) | 室温伸び特性の優れた超耐熱合金 | |
JPS61177352A (ja) | 石油化学工業反応管用耐熱鋳鋼 | |
JPS60165341A (ja) | 室温伸び特性の優れた超耐熱合金 | |
JPS6214626B2 (ja) | ||
USRE31221E (en) | Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor | |
US6110422A (en) | Ductile nickel-iron-chromium alloy | |
JPH03120310A (ja) | 室温伸び特性にすぐれた耐熱合金の溶製法 | |
JPH03120338A (ja) | 室温伸び特性にすぐれた耐熱合金及び溶製法 | |
CN115992330B (zh) | 一种高氮低钼超级奥氏体不锈钢及其合金成分优化设计方法 | |
JP2864964B2 (ja) | メッキ性およびハンダ性に優れたFe−Ni系合金冷延板およびその製造方法 | |
JP2963594B2 (ja) | 高クロムフェライト系耐熱合金鋼 | |
JP2002173720A (ja) | 熱間加工性に優れたNi基合金 | |
JP2000034545A (ja) | 熱間加工性の改善されたオーステナイト系耐熱鋼およびその製造方法 | |
USRE31306E (en) | Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor | |
JPH0735527B2 (ja) | 耐加熱黒変性に優れた溶融Alめっき鋼板用鋳片の製造方法 | |
JPH02228450A (ja) | 鋳造用合金 | |
JPS60258444A (ja) | 耐熱合金 | |
JP3419982B2 (ja) | 欠陥が少なく時効性に優れる缶用鋼板およびその製造方法 | |
JPH06287666A (ja) | 耐熱鋳造Co基合金 |