WO2018079073A1 - 炉床金物用の耐熱合金 - Google Patents

炉床金物用の耐熱合金 Download PDF

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暢平 遠城
基行 松原
優貴 早瀬
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株式会社クボタ
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    • F27B—FURNACES, KILNS, OVENS, OR RETORTS IN GENERAL; OPEN SINTERING OR LIKE APPARATUS
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    • F27B3/10—Details, accessories, or equipment peculiar to hearth-type furnaces
    • F27B3/12—Working chambers or casings; Supports therefor
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    • F27B2003/125—Hearths

Definitions

  • the present invention relates to a heat resistant alloy used for a hearth metal of a heating furnace that performs hot rolling, and more specifically to a heat resistant alloy used for a skid button or a skid liner.
  • a slab (steel ingot) is supported by a hearth hardware such as a skid button or a skid liner and conveyed.
  • the slab is heated to a temperature range exceeding about 1300 ° C. in the soaking zone through a pre-tropical zone of about 1100 ° C. or less and a heating zone of about 1100 ° C. to about 1300 ° C. That is, the hearth hardware is required to have excellent oxidation resistance because it is exposed to a high-temperature atmospheric atmosphere, and it has high resistance to compression deformation at high temperatures (compression deformation) in order to support a heavy slab at high temperature. Resistance speed) is required.
  • an Fe-based alloy is used in the pre-tropics
  • a Co-containing heat-resistant steel is used in the heating zone
  • a Cr-based alloy is used in the soaking zone.
  • a Co-containing heat-resistant steel used in a heating zone a heat-resistant alloy containing 25% to 45% by mass of Co is known (see, for example, Patent Document 1).
  • An object of the present invention is to provide a Co-free heat-resistant alloy for hearth hardware having characteristics equal to or higher than those of Co-containing heat-resistant steel.
  • the heat-resistant alloy for hearth hardware is: A heat-resistant alloy used for hearth hardware of steel heating furnaces, In mass%, C: 0.05% to 0.5%, Si: more than 0% to 0.95% or less, provided that 0.05% ⁇ C + Si ⁇ 1.0%, Mn: more than 0% 1.0% or less, Ni: 40% to 50%, Cr: 25% to 35%, and W: 1.0% to 3.0%, the balance being 10% or more of Fe and inevitable impurities Consists of.
  • the heat-resistant alloy for hearth hardware can further contain Ti: 0.05% to 0.5% and / or Zr: 0.02% to 1.0% by mass%.
  • the above heat-resistant alloy for hearth hardware allows the inclusion of P: more than 0% and 0.03% or less and / or S: more than 0% and 0.03% or less in mass%.
  • the above heat-resistant alloy for hearth hardware is, in mass%, N: more than 0% to 0.2% or less, O: more than 0% to 0.2% or less, and H: more than 0%. Inclusion of at least one selected from the group consisting of 0.1% or less is allowed.
  • hearth member of the present invention is partially or entirely made of the above heat-resistant alloy for hearth hardware.
  • the heat-resistant alloy for hearth hardware of the present invention is Co-free. Therefore, it is not subject to the regulations of the Japanese Industrial Safety and Health Act. Further, the heat-resistant alloy for hearth hardware of the present invention secures the properties of Co with Ni, lowers the content of C and Si, improves the cleanliness of the matrix, prevents the melting point from being lowered, and Cr, W In addition, by selectively adding Ti and Zr in combination, by increasing the high temperature strength such as oxidation resistance and compression deformation resistance speed, it can have the same or better properties as Co-containing heat-resistant steel. It is extremely useful as a substitute for heat-resistant steel.
  • the heat-resistant alloy for hearth hardware of the present invention contains the following composition. Unless otherwise specified, “%” is mass%.
  • C 0.05% to 0.5% C is combined with Cr, W, etc. to form carbides, and has the effect of increasing the high temperature strength, so 0.05% or more is added.
  • the upper limit of the C content is 0.5%.
  • the upper limit of the C content is desirably 0.3%, and more desirably 0.2%.
  • Si more than 0% and 0.95% or less Si is an element that enhances oxidation resistance, and is added to reduce the low-melting point compound by having a deoxidizing action and improving the cleanliness of the matrix.
  • the upper limit of the Si content is 0.95% obtained by subtracting the minimum C content from the upper limit of the total amount of C and Si.
  • the total amount (C + Si) is 0.05% to 1.0%.
  • Mn more than 0% and not more than 1.0%
  • Mn is an element that increases the high-temperature strength, and has a deoxidizing / desulfurizing action, and is added to improve the cleanliness of the matrix and reduce low melting point compounds.
  • the Mn content exceeds 1%, the oxidation resistance is lowered. Therefore, the upper limit of the Mn content is 1%.
  • Ni 40% -50% Ni maintains a high temperature elongation and is added as an alternative component of Co.
  • Ni can be added in an amount of 40% or more because it can increase high-temperature strength such as oxidation resistance and compression deformation resistance speed by the combined addition of Cr and W, and Ti and Zr that are selectively added.
  • the Ni content exceeds 50%, it leads to a reduction of other additive elements, and especially the reduction of Cr leads to deterioration of various high temperature characteristics.
  • Ni is a rare metal and expensive, it leads to an increase in product cost. Therefore, the upper limit of the Ni content is 50%.
  • Ni is cheaper than Co, there is also an advantage that hearth hardware can be provided at low cost by adopting Ni as an alternative component of Co.
  • Cr 25% to 35% Cr is an element that is extremely effective in improving the oxidation resistance due to the combined effect of Ni and is added in an amount of 25% to 35% in order to provide the combined effect.
  • W 1.0% to 3.0% W is added to improve the high temperature strength and contribute to improving the oxidation resistance by the combined effect of Ni. Since W is an expensive element, it is desirable to reduce the addition amount. However, in order to obtain the above effect, W is added in an amount of 1.0% to 3.0%.
  • the balance is 10% or more of Fe and inevitable impurities, the following elements can be selectively added.
  • Ti 0.05% to 0.5% and / or Zr: 0.02% to 1.0%
  • Ti and Zr are selectively added to improve the oxidation resistance and increase the high temperature compressive creep strength.
  • Zr also has a denitrification effect.
  • Ti is 0.05% or more and Zr is 0.02% or more.
  • Ti causes a deterioration in castability accompanying a decrease in the hot water flowability of the alloy, and machining may become difficult, so the upper limit is made 0.5%.
  • Zr lowers the hot plastic workability (for example, bending), so the upper limit is made 1.0%.
  • P, S, N, O, and H can be illustrated as an unavoidable impurity as an element inevitably mixed in a normal melting technique. If these elements are P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, N: 0.2% or less, O: 0.2% or less, H: 0.1% or less, respectively, Inclusion is allowed.
  • the heat-resistant alloy for hearth hardware according to the present invention can be manufactured by casting the above-described component elements, and performing heat treatment and machining to finish the desired shape.
  • Examples of the hearth hardware include a skid button and a skid rail.
  • the entire hearth hardware can be formed of the heat-resistant alloy of the present invention, only a part of the hearth metal hardware, for example, a portion that comes into contact with the slab, depends on the heat-resistant alloy of the present invention. An alloy may be used.
  • the heat-resistant alloy for hearth hardware of the present invention has a solidus temperature of about 1300 ° C. to 1400 ° C., and is therefore suitable for use in a pre-tropical zone or a heating zone in a heating furnace, Use in a heating zone operating at about 1100 ° C. to 1300 ° C. is more desirable.
  • the heat-resistant alloy for hearth hardware of the present invention is Co-free, it is not applicable to the Japanese Industrial Safety and Health Act, and as shown in the examples described later, the solidus temperature is high and the oxidation resistance is high. And high temperature strength such as compression deformation resistance speed, etc., it is extremely useful as an alternative to Co-containing heat-resistant steel used for hearth hardware.
  • the solidus temperature is a value measured at a heating rate of 3 ° C./min. The results are shown in Table 2.
  • Tensile strength was measured at 600 ° C., 800 ° C., 900 ° C. and 1100 ° C. in accordance with JIS Z2241. The results are shown in Table 2 as measured values.
  • the tensile elongation is measured at 600 ° C., 800 ° C., 900 ° C., and 1100 ° C. in accordance with JISZ2241, and the ratio of the length of the specimen at the time of fracture to the original length of the specimen is expressed as a percentage (%). Calculated with The results are shown in Table 3 as measured values.
  • the compression deformation rate was measured on a plurality of cylindrical test pieces (height 50 mm ⁇ diameter 30 mm) cut out from each specimen. Specifically, the test piece is fixed upright on a fixed base in an electric furnace having a furnace temperature of 1300 ° C., and the test piece is maintained at a temperature of 1230 ° C. to 1260 ° C., and 9.81 N / mm is applied to the test piece. Two compression loads were repeatedly applied. The repeated loading was performed for 2000 cycles repeatedly, with each test piece loaded for 5 seconds, 5 seconds unloaded, and the transition time between loaded load and unloaded was 1 second for a total of 12 seconds. After performing this test on 2 to 4 test pieces, the change rate of the height and diameter of the test piece before and after the test was measured, and the average of the amount of change (%) was calculated. The results are shown in Table 4 as measured values.
  • the measurement of the oxidation weight loss rate was also performed on a round bar-shaped test piece (length 50 mm ⁇ diameter 10 mm) cut out from each test material. Specifically, after holding the test piece in the atmosphere at 1200 ° C., 1252 ° C., and 1302 ° C. for 100 hours, the weight change due to oxidation of the test piece is measured to obtain the oxidation weight loss rate (mm / year). It was. The results are shown in Table 5 as measured values.
  • the solidus temperature was measured for all specimens. Referring to Table 2, it can be seen that the solidus temperature (measured value) of each specimen exceeds 1300 ° C.
  • a solidus temperature higher than 1300 ° C. by 50 ° C. to 60 ° C. or more is required particularly for stable operation in a heating zone or a soaking zone. Therefore, for evaluation of the solidus temperature, those of 1400 ° C. or higher which are close to the reference example are evaluated “A”, 1380 ° C. or higher is evaluated “B”, 1360 ° C. or higher is evaluated “C”, and less than 1360 ° C.
  • Comparative Example 1 has an evaluation “C”, but all other evaluations have an evaluation “D”.
  • Comparative Example 2 and Comparative Example 3 are evaluated “A”, Invention Example 1, Comparative Example 4, Comparative Example 5 and Comparative Example 7 are evaluated “B”, and the others All were evaluation "C” or "D”.
  • Example 3 Tensile elongation was measured for the specimens except Example 3.
  • Inventive Example 2, Inventive Example 5, Comparative Example 6 and Comparative Example 7 were measured only for some measurement temperatures.
  • the measured tensile elongation (actual value) is based on the actual measurement value (14%) at 600 ° C. in the reference example, and “ ⁇ 1” indicates that the actual measurement value is less than 14%, and “+1” indicates 14% or more. Scored.
  • the tensile elongation increases as the temperature increases. Therefore, the measurement temperature of 800 ° C. or higher was also evaluated based on the same value (14%).
  • Table 3 shows the number of individual points at each measurement temperature. An evaluation “B” indicates that the total is greater than “0” and has no minus, and an evaluation “C” indicates that the total is less than or equal to “0”. The results are shown in Table 3.
  • Compressive deformation rate was measured for all specimens.
  • the measured compressive deformation rate (actual value) is less than ⁇ 50% for the reference example height and diameter direction compressive deformation rate (actual value), “+2”, and less than ⁇ 5%.
  • +1 ”and those within ⁇ 5% were scored as“ 0 ”and those greater than + 5% as“ ⁇ 1 ”.
  • Table 4 shows the number of individual points in the height direction and the diameter direction. The evaluation is “A” when the sum is greater than “+3” and has no minus, “B” when the sum is greater than “0”, and “C” when the sum is “0”. , The sum of which is smaller than “0” was evaluated as “D”. The results are shown in Table 4.
  • the oxidation weight loss rate was measured for all test materials. However, with respect to Invention Examples 2 to 5, only some measurement temperatures were measured.
  • the measured oxidative weight loss rate (actual value) is “+2” for the value less than ⁇ 50%, “+1” for the value less than ⁇ 5%, ⁇ 5% of the actual value at each measurement temperature in the reference example. Those within the range were scored as “0”, and those greater than + 5% were scored as “ ⁇ 1”.
  • Table 5 shows the number of individual points at each measurement temperature. Then, if the sum is greater than “0”, the evaluation is “B”, if the sum is “0”, the evaluation is “C”, and if the sum is less than “0” and there are two or more minuses “D”. The results are shown in Table 5.
  • the invention examples 1 to 5, the comparative example 2, the comparative example 4, the comparative example 5, and the comparative example 7 were evaluated as “B”, and the others were evaluated as “D”.
  • Table 6 shows the evaluation and score (in parentheses) of each specimen. And the comprehensive evaluation of the test material was performed based on each score. In the comprehensive evaluation, the score “A” indicates that the total score is greater than 3 and there is no minus, “B” indicates that the total is 3, and “C” indicates that the total is 0 to 2, and the total is 0. An evaluation “D” was given if there were less than 2 or more than 2 minus. The overall evaluation is shown in Table 6.
  • Comparative Example 6 shows that C, Si, and C + Si are all within the scope of the present invention, but the oxidation resistance is reduced because W exceeds the scope of the present invention.
  • Comparative Example 7 shows that C, Si, and C + Si are all within the scope of the present invention, but Cr has exceeded the scope of the present invention, so that sufficient ductility cannot be secured.

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Abstract

本発明は、Ｃｏ含有耐熱鋼と同等又はそれ以上の特性を具備し、Ｃｏフリーの炉床金物用の耐熱合金を提供する。　本発明に係る炉床金物用の耐熱合金は、鋼材加熱炉の炉床金物に用いられる耐熱合金であって、質量％にて、Ｃ：０．０５％～０．５％、Ｓｉ：０％を越えて０．９５％以下、但し、０．０５％≦Ｃ＋Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０％を越えて１．０％以下、Ｎｉ：４０％～５０％、Ｃｒ：２５％～３５％、及び、Ｗ：１．０％～３．０％を含有し、残部１０％以上のＦｅ及び不可避的不純物からなる。上記炉床金物用の耐熱合金は、質量％にて、Ｔｉ：０．０５％～０．５％、及び／又は、Ｚｒ：０．０２％～１．０％をさらに含有することができる。

Description

炉床金物用の耐熱合金
　本発明は、熱間圧延を行なう加熱炉の炉床金物に用いられる耐熱合金に関するものであり、より具体的には、スキッドボタンやスキッドライナーに用いられる耐熱合金に関するものである。
　熱間圧延を行なうウォーキングビーム式等の加熱炉では、スラブ（鋼塊）をスキッドボタンやスキッドライナーなどの炉床金物で支持して搬送する。加熱炉では、スラブは、約１１００℃以下の予熱帯、約１１００℃～約１３００℃の加熱帯を経て、均熱帯で約１３００℃を越える温度域まで加熱される。すなわち、炉床金物は、高温の大気雰囲気に曝されるためにすぐれた耐酸化性が要求され、また、高温で重量のあるスラブを支持するために高温での圧縮変形に対する高い抵抗（圧縮変形抵抗速度）が要求される。
　そこで、たとえば、予熱帯ではＦｅ基合金、加熱帯ではＣｏ含有耐熱鋼、均熱帯ではＣｒ基合金が使用されている。加熱帯で使用されるＣｏ含有耐熱鋼として、Ｃｏを質量％にて２５％～４５％含有する耐熱合金が知られている（たとえば特許文献１参照）。
特開平１０－３６９３６号
　近年、Ｃｏが日本国における労働安全衛生法の規制対象となり、Ｃｏフリーの炉床金物の開発が求められている。
　本発明の目的は、Ｃｏ含有耐熱鋼と同等又はそれ以上の特性を具備し、Ｃｏフリーの炉床金物用の耐熱合金を提供することである。
　本発明に係る炉床金物用の耐熱合金は、
　鋼材加熱炉の炉床金物に用いられる耐熱合金であって、
　質量％にて、Ｃ：０．０５％～０．５％、Ｓｉ：０％を越えて０．９５％以下、但し、０．０５％≦Ｃ＋Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０％を越えて１．０％以下、Ｎｉ：４０％～５０％、Ｃｒ：２５％～３５％、及び、Ｗ：１．０％～３．０％を含有し、残部１０％以上のＦｅ及び不可避的不純物からなる。
　上記炉床金物用の耐熱合金は、質量％にて、Ｔｉ：０．０５％～０．５％、及び／又は、Ｚｒ：０．０２％～１．０％をさらに含有することができる。
　上記炉床金物用の耐熱合金は、質量％にて、Ｐ：０％を越えて０．０３％以下、及び／又は、Ｓ：０％を越えて０．０３％以下の含有を許容する。
　上記炉床金物用の耐熱合金は、質量％にて、Ｎ：０％を越えて０．２％以下、Ｏ：０％を越えて０．２％以下、及び、Ｈ：０％を越えて０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種の含有を許容する。
　また、本発明の炉床部材は、一部又は全部が上記の炉床金物用の耐熱合金からなる。
　本発明の炉床金物用の耐熱合金は、Ｃｏフリーである。従って、日本国の労働安全衛生法の規制対象にはならない。また、本発明の炉床金物用の耐熱合金は、Ｃｏの特性をＮｉで担保し、Ｃ、Ｓｉの含有量を下げてマトリクスの清浄度を向上させ、融点の低下を防ぐと共に、Ｃｒ、Ｗ、選択的にＴｉ、Ｚｒを複合的に添加することにより、耐酸化性や圧縮変形抵抗速度等の高温強度を高めることで、Ｃｏ含有耐熱鋼と同等又はそれ以上の特性を具備できるから、Ｃｏ含有耐熱鋼の代替品として極めて有用である。
＜成分限定理由＞
　本発明の炉床金物用の耐熱合金は、以下の組成を含有する。なお、特に明示しない限り、「％」は質量％である。
Ｃ：０．０５％～０．５％
　Ｃは、Ｃｒ、Ｗなどと結合して炭化物を形成し、高温強度を高める効果があるため０．０５％以上添加する。一方、Ｃの含有量が０．５％を越えると、耐熱合金の固相線温度が下がり、融点の低下を招く。従って、Ｃの含有量の上限は０．５％とする。なお、Ｃの含有量の上限は０．３％が望ましく、０．２％がより望ましい。
Ｓｉ：０％を越えて０．９５％以下
　Ｓｉは、耐酸化性を高める元素であり、脱酸作用を有しマトリクスの清浄度を向上させて低融点化合物を減少させるために添加する。一方、次に説明するとおり、ＣとＳｉの合計量が１．０％を越えると、固相線温度が下がり、融点の低下を招く。従って、Ｓｉの含有量の上限は、ＣとＳｉの合計量の上限からＣの最低含有量を引いた０．９５％とする。
　但し、ＣとＳｉは、固相線温度を下げ、融点の低下を招くため、その合計量（Ｃ＋Ｓｉ）は、０．０５％～１．０％とする。
Ｍｎ：０％を越えて１．０％以下
　Ｍｎは、高温強度を高める元素であり、脱酸・脱硫作用を有しマトリクスの清浄度を向上させて低融点化合物を減少させるために添加する。一方、Ｍｎの含有量が１％を越えると耐酸化性の低下を招く。従って、Ｍｎの含有量の上限は１％とする。
Ｎｉ：４０％～５０％
　Ｎｉは、高温伸びを維持し、また、Ｃｏの代替成分として添加する。Ｎｉは、ＣｒやＷ、さらに選択的に添加されるＴｉ、Ｚｒとの複合添加により、耐酸化性や圧縮変形抵抗速度等の高温強度を高めることができるため、４０％以上添加する。一方、Ｎｉの含有量が５０％を越えると、他の添加元素の減量に繋がり、特にＣｒの減量は各種高温特性の低下を招く。さらにＮｉはレアメタルであり高価である為、製品のコスト増加にもつながる。従って、Ｎｉの含有量の上限は５０％とする。なお、Ｎｉは、Ｃｏよりは安価であるため、Ｃｏの代替成分としてＮｉを採用することで炉床金物を低コストで提供できる利点もある。
Ｃｒ：２５％～３５％
　Ｃｒは、Ｎｉとの複合添加効果によって耐酸化性の向上に極めて有効な元素であり、その複合添加効果を具備するために２５％～３５％添加する。
Ｗ：１．０％～３．０％
　Ｗは、高温強度を向上させると共に、Ｎｉとの複合添加効果によって耐酸化性を向上に寄与するため添加する。Ｗは、高価な元素であるため添加量を低減させることが望ましいが、上記効果を得るために、１．０％～３．０％添加する。
　残部１０％以上のＦｅ及び不可避的不純物であるが、選択的に以下の元素を添加することができる。
Ｔｉ：０．０５％～０．５％、及び／又は、Ｚｒ：０．０２％～１．０％
　Ｔｉ及びＺｒは、耐酸化性向上や高温圧縮クリープ強度を高めるために選択的に一方又は両方を添加する。Ｚｒは、脱窒効果も有する。これら効果を得るために、Ｔｉは０．０５％以上、Ｚｒは０．０２％以上とする。一方、Ｔｉは、合金の湯流れ性の低下に伴う鋳造性の悪化を招き、また、機械加工が困難になる虞があるため、その上限を０．５％とする。Ｚｒは、熱間塑性加工性（たとえば曲げ加工）を低下させるため、その上限を１．０％とする。
　なお、不可避的不純物として、通常の溶製技術上不可避的に混入する元素として、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏ、Ｈを例示できる。これらの元素は、夫々Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．２％以下、Ｏ：０．２％以下、Ｈ：０．１％以下であれば、その含有が許容される。
　本発明の炉床金物用の耐熱合金は、上記成分元素を鋳造し、熱処理及び機械加工を施して所望形状に仕上げることにより製造することができる。炉床金物として、スキッドボタンやスキッドレールを例示できる。なお、炉床金物の全体を本発明の耐熱合金によって形成することもできるが、炉床構造や操炉条件等によって、炉床金物の一部、たとえばスラブと当接する部位のみを本発明の耐熱合金としても構わない。
　本発明の炉床金物用の耐熱合金は、実施例に示すように、固相線温度が約１３００℃～１４００℃であるため、加熱炉における予熱帯や加熱帯への採用が好適であり、約１１００℃～１３００℃で操業される加熱帯での使用がより望ましい。
　本発明の炉床金物用の耐熱合金は、Ｃｏフリーであるため、日本国の労働安全衛生法の適用外であり、後述する実施例に示すように、固相線温度が高く、耐酸化性や圧縮変形抵抗速度等の高温強度が高いことから、炉床金物に用いられるＣｏ含有耐熱鋼の代替品として極めて有用である。
　表１に示す組成の耐熱合金について、高周波誘導溶解炉の大気溶解により溶湯を溶製し、鋳造を行なって供試材を作製した。表１に示す供試材のうち、発明例は発明例１～５、比較例は比較例１～７である。なお、Ｃｏを含有する参考例を比較のため作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　そして、各供試材について、固相線温度、引張強さ、引張伸び、圧縮変形率及び耐酸化性の指標となる酸化減量速度を測定し、夫々評価した。結果を表２乃至表５に示す。
　固相線温度は、昇温速度３℃／分での測定値である。結果を表２に示している。
　引張強さは、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して、６００℃、８００℃、９００℃及び１１００℃で測定した。結果を表２中、実測値に示している。
　引張伸びは、ＪＩＳＺ２２４１に準拠して、６００℃、８００℃、９００℃及び１１００℃で測定し、供試材の元の長さに対する破断時の供試材の長さの比を百分率（％）で算出した。結果を表３中、実測値に示している。
　圧縮変形率の測定は、各供試材から切り出した複数の円柱状試験片（高さ５０ｍｍ×直径３０ｍｍ）に対して実施した。詳細には、炉内温度１３００℃の電気炉中で、試験片を固定台の上に直立固定し、試験片の温度を１２３０℃～１２６０℃で保持しつつ、試験片に９．８１Ｎ／ｍｍ２の圧縮荷重を反復負荷した。反復負荷は、各試験片に対して、５秒間負荷、５秒間無負荷、荷重負荷と無負荷の移行時間を夫々１秒の合計１２秒を１サイクルとし、これを２０００サイクル反復実施した。この試験を２～４個の試験片に実施した後、試験片の試験前後の高さと直径の変化率を計測し、その変化量（％）の平均を算出することで測定した。結果を表４中、実測値に示している。
　酸化減量速度の測定も、各供試材から切り出した丸棒状試験片（長さ５０ｍｍ×直径１０ｍｍ）に対して実施した。詳細には、試験片を大気雰囲気中で１２００℃、１２５２℃、１３０２℃の条件にて１００時間保持した後、試験片の酸化による重量変化を測定し、酸化減量速度（ｍｍ／ｙｅａｒ）を求めた。結果を表５中、実測値に示している。
　上記各試験の結果を表２乃至表５に示している。なお、未測定の供試材については、結果を空欄としている。
　固相線温度は、すべての供試材について測定した。表２を参照すると、各供試材の固相線温度（実測値）は、何れも１３００℃を越えていることがわかる。一方で、加熱炉では、特に加熱帯や均熱帯で安定操業を図るために、１３００℃よりも５０℃～６０℃以上高い固相線温度が要求される。そこで、固相線温度の評価として、参考例に近い１４００℃以上のものを評価「Ａ」、１３８０℃以上を評価「Ｂ」、１３６０℃以上を評価「Ｃ」、１３６０℃未満を評価「Ｄ」とした。その結果、表２に示すように、評価「Ａ」を満たす発明例、比較例はなかったが、発明例は評価「Ｂ」又は「Ｃ」を満足していた。比較例は比較例１が評価「Ｃ」であるが、それ以外は何れも評価「Ｄ」であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　引張強さは、発明例２、３及び５を除く供試材について測定した。なお、発明例２、比較例６及び比較例７については一部の測定温度のみ測定した。測定された引張強さ（実測値）は、参考例の各測定温度における実測値に対し、－５％より小さいものを「－１」、±５％以内のものを「０」、＋５％より大きいものを「＋１」と点数化した。各測定温度における個別点数を表２に示す。そして、その合計が「＋３」よりも大きく且つマイナスがないものを評価「Ａ」、その合計が「０」より大きいものを評価「Ｂ」、その合計が「０」のものを評価「Ｃ」、その合計が「０」より小さいものを評価「Ｄ」とした。結果を合わせて表２に示す。
　表２を参照すると、引張強さについては、比較例２及び比較例３が評価「Ａ」であり、発明例１、比較例４、比較例５及び比較例７が評価「Ｂ」、その他は何れも評価「Ｃ」又は「Ｄ」であった。
　引張伸びは、発明例３を除く供試材について測定した。なお、発明例２、発明例５、比較例６及び比較例７は一部の測定温度についてのみ測定した。測定された引張伸び（実測値）は、参考例の６００℃における実測値（１４％）を基準とし、その実測値が１４％より小さいものを「－１」、１４％以上を「＋１」と点数化した。なお、一般的に高温になるほど引張伸びは大きくなることから、８００℃以上の測定温度についても同じ値（１４％）を基準として評価を行なった。各測定温度における個別点数を表３に示す。そして、その合計が「０」よりも大きく且つマイナスがないものを評価「Ｂ」、その合計が「０」より小又はマイナスがあるものを評価「Ｃ」とした。結果を合わせて表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３を参照すると、引張伸びは、発明例１、発明例２、発明例４、発明例５、比較例１及び比較例４が評価「Ｂ」、その他は何れも評価「Ｃ」であった。
　圧縮変形率は、すべての供試材について測定した。測定された圧縮変形率（実測値）は、参考例の高さ及び直径方向の圧縮変形率（実測値）に対し、－５０％より小さいものを「＋２」、－５％より小さいものを「＋１」、±５％以内のものを「０」、＋５％より大きいものを「－１」と点数化した。高さ方向及び直径方向の個別点数を表４に示す。そして、その合計が「＋３」よりも大きく且つマイナスがないものを評価「Ａ」、その合計が「０」より大きいものを評価「Ｂ」、その合計が「０」のものを評価「Ｃ」、その合計が「０」より小さいものを評価「Ｄ」とした。結果を合わせて表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４を参照すると、圧縮変形率は、発明例１乃至発明例５、比較例１及び比較例５が評価「Ａ」、比較例４、比較例６及び比較例７が評価「Ｂ」、その他が評価「Ｄ」であった。
　酸化減量速度は、すべての供試材について測定した。但し、発明例２乃至発明例５については、一部の測定温度のみについて測定した。測定された酸化減量速度（実測値）は、参考例の各測定温度における実測値に対して、－５０％より小さいものを「＋２」、－５％より小さいものを「＋１」、±５％以内のものを「０」、＋５％より大きいものを「－１」と点数化した。各測定温度における個別点数を表５に示す。そして、その合計が「０」より大きいものを評価「Ｂ」、その合計が「０」であるものを評価「Ｃ」、その合計が「０」より小さく且つマイナスが２つ以上あるものを評価「Ｄ」とした。結果を合わせて表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表５を参照すると、発明例１乃至発明例５、比較例２、比較例４、比較例５及び比較例７が評価「Ｂ」、それ以外は評価「Ｄ」であった。
　そして、上記得られた各供試材の評価「Ａ」～「Ｄ」について、評価「Ａ」は「＋２」、評価「Ｂ」は「＋１」、評価「Ｃ」は「０」、評価「Ｄ」は「－１」として再度点数化した。各供試材の評価及び点数（括弧内）を表６に示す。そして、各点数に基づいて供試材の総合評価を行なった。総合評価では、各点数の合計が３より大きく且つマイナスがないものを評価「Ａ」、合計が３のものを評価「Ｂ」、合計が０～２のものを評価「Ｃ」、合計が０未満又はマイナスが２以上あるものを評価「Ｄ」とした。総合評価を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表６を参照すると、発明例は何れも総合評価が「Ａ」であり、参考例のＣｏ含有耐熱鋼と同等又はそれ以上の特性を具備していることがわかる。すなわち、発明例の耐熱合金は、炉床金物として、Ｃｏ含有耐熱鋼の代替品として極めて有用であることがわかる。
　一方、比較例については、何れも総合評価が「Ｂ」～「Ｄ」であった。これは、以下の要因によるものと考えられる。
　比較例１は、Ｃ、Ｓｉ、Ｃ＋Ｓｉは共に本発明範囲内であるため固相線温度は高いが、Ｃｒが本発明範囲を下回っているため、十分な耐酸化性（酸化減量速度）を得られなかった。
　比較例２は、Ｓｉ、Ｃ＋Ｓｉが本発明範囲を上回っているため、固相線温度が低下している。従って、今回の耐酸化試験では十分な耐酸化性を確認できているが、加熱炉中の異常により、温度が上昇したときに溶ける、或いは、酸化量が増加する等の虞がある。
　比較例３及び比較例４は、Ｓｉ、Ｃ＋Ｓｉが本発明範囲を上回っており、固相線温度が低下している。また、Ｃｒが本発明範囲を上回っているため、十分な延性（引張伸び）が得られなかった。さらに、比較例４については、Ｎｉが本発明範囲を下回っており、引張強さも低下していることがわかる。
　比較例５は、Ｃ、Ｎｉ、Ｃｒは本発明範囲内であるが、Ｃ＋Ｓｉが本発明範囲を上回っており、固相線温度が低下すると共に、引張伸びが低下したと考えられる。
　比較例６は、Ｃ、Ｓｉ、Ｃ＋Ｓｉは共に本発明範囲内であるが、Ｗが本発明範囲を超えたため耐酸化性が低下していることがわかる。
　比較例７は、Ｃ、Ｓｉ、Ｃ＋Ｓｉは共に本発明範囲内であるが、Ｃｒが本発明範囲を超えたため、十分な延性が確保できていないことがわかる。
　上記説明は、本発明を説明するためのものであって、特許請求の範囲に記載の発明を限定し、或いは範囲を限縮するように解すべきではない。また、本発明の各部構成は、上記実施例に限らず、特許請求の範囲に記載の技術的範囲内で種々の変形が可能であることは勿論である。

Claims (5)

  1. 　鋼材加熱炉の炉床金物に用いられる耐熱合金であって、
    　質量％にて、Ｃ：０．０５％～０．５％、Ｓｉ：０％を越えて０．９５％以下、但し、０．０５％≦Ｃ＋Ｓｉ≦１．０％、Ｍｎ：０％を越えて１．０％以下、Ｎｉ：４０％～５０％、Ｃｒ：２５％～３５％、及び、Ｗ：１．０％～３．０％を含有し、残部１０％以上のＦｅ及び不可避的不純物からなる、
    　炉床金物用の耐熱合金。
  2. 　質量％にて、Ｔｉ：０．０５％～０．５％、及び／又は、Ｚｒ：０．０２％～１．０％をさらに含有する、
    　請求項１に記載の炉床金物用の耐熱合金。
  3. 　質量％にて、Ｐ：０．０３％以下、及び／又は、Ｓ：０．０３％以下をさらに含有する、
    　請求項１又は請求項２に記載の炉床金物用の耐熱合金。
  4. 　質量％にて、Ｎ：０．２％以下、Ｏ：０．２％以下、及び、Ｈ：０．１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する、
    　請求項１乃至請求項３の何れかに記載の炉床金物用の耐熱合金。
  5. 　一部又は全部が、請求項１乃至請求項４の何れかに記載の炉床金物用の耐熱合金からなる鋼材加熱炉の炉床部材。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020131596A1 (en) * 2018-12-20 2020-06-25 Exxonmobil Chemical Patents Inc. Erosion resistant alloy for thermal cracking reactors

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5395822A (en) * 1977-01-31 1978-08-22 Roach Donald Brian Highhstrength* heattresistant alloy for casting use
JPS5681661A (en) * 1979-12-06 1981-07-03 Daido Steel Co Ltd Heat resistant cast alloy
JPH08269611A (ja) * 1995-03-30 1996-10-15 Nippon Steel Corp 耐熱鋳造合金
JPH10121172A (ja) * 1996-10-21 1998-05-12 Kubota Corp 鋼材加熱炉の炉床金物用耐熱合金鋼

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3459539A (en) * 1966-02-15 1969-08-05 Int Nickel Co Nickel-chromium-iron alloy and heat treating the alloy
JPS4936851B1 (ja) * 1970-12-28 1974-10-03
JPS5040099B1 (ja) * 1971-03-09 1975-12-22
JPS56119750A (en) 1980-02-22 1981-09-19 Hitachi Metals Ltd Heat resistant austenitic cast alloy with superior high temperature oxidation resistance
US4400209A (en) * 1981-06-10 1983-08-23 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Alloy for making high strength deep well casing and tubing having improved resistance to stress-corrosion cracking
JPS6024344A (ja) * 1983-07-18 1985-02-07 Mitsubishi Metal Corp Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系耐熱合金
SE462395B (sv) * 1988-11-18 1990-06-18 Avesta Ab Austenitisk jaern-nickel-krom-baslegering med goda hoegtemperaturegenskaper samt anvaendning av denna
JPH05112842A (ja) * 1991-10-21 1993-05-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 低被曝性で耐アルカリ腐食性の良好なＮｉ−Ｃｒ合金
US5330705A (en) 1993-06-04 1994-07-19 Carondelet Foundry Company Heat resistant alloys
JPH0734166A (ja) 1993-07-16 1995-02-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 高クロムオーステナイト耐熱合金
JPH0770681A (ja) 1993-09-03 1995-03-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 高クロムオーステナイト耐熱合金
JPH07216511A (ja) * 1994-01-31 1995-08-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金
JPH08127848A (ja) * 1994-11-01 1996-05-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温強度に優れた高クロムオーステナイト耐熱合金
JP3343035B2 (ja) 1996-07-23 2002-11-11 株式会社クボタ 高温圧縮変形抵抗と耐酸化性にすぐれる耐熱合金
US8318083B2 (en) * 2005-12-07 2012-11-27 Ut-Battelle, Llc Cast heat-resistant austenitic steel with improved temperature creep properties and balanced alloying element additions and methodology for development of the same
CN101928868A (zh) * 2010-05-20 2010-12-29 浦杰 小口径超薄壁微合金离心铸造炉管材料
JP5681661B2 (ja) 2012-03-30 2015-03-11 大日本塗料株式会社 水性樹脂組成物及び常乾型水性防錆塗料組成物並びに防錆性塗膜

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5395822A (en) * 1977-01-31 1978-08-22 Roach Donald Brian Highhstrength* heattresistant alloy for casting use
JPS5681661A (en) * 1979-12-06 1981-07-03 Daido Steel Co Ltd Heat resistant cast alloy
JPH08269611A (ja) * 1995-03-30 1996-10-15 Nippon Steel Corp 耐熱鋳造合金
JPH10121172A (ja) * 1996-10-21 1998-05-12 Kubota Corp 鋼材加熱炉の炉床金物用耐熱合金鋼

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3533889A4 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020131596A1 (en) * 2018-12-20 2020-06-25 Exxonmobil Chemical Patents Inc. Erosion resistant alloy for thermal cracking reactors
CN113227328A (zh) * 2018-12-20 2021-08-06 埃克森美孚化学专利公司 用于热裂化反应器的耐侵蚀合金
US11981875B2 (en) 2018-12-20 2024-05-14 Exxonmobil Chemical Patents Inc. Erosion resistant alloy for thermal cracking reactors

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