JP2002194511A - 優れた高温強度及び延性を備える耐熱性及び耐腐食性ステンレス鋳鋼 - Google Patents
優れた高温強度及び延性を備える耐熱性及び耐腐食性ステンレス鋳鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 高温で改善された強度と、厳しい熱サイク
ル、高い動作温度及び広範な保証範囲を必要とするスチ
ール合金を提供すること。 【解決手段】 約0.5重量%から約10重量%のマン
ガンと、0.02重量%から0.50重量%の窒素と、
0.15重量%以下の硫黄とを含有するステンレス鋳鋼
合金。連続的又はほぼ連続的な炭化物による境界に沿っ
た亀裂による延性の低下がなく、マトリックス中及び結
晶粒界の両方で高温強度をもたらす。高い窒素溶解性を
もっており、鋳造中の窒化析出物又は窒素巣が観察され
ず、全ての温度で高い強度をもつ。窒素溶解性は、マン
ガンの存在で劇的に高くなり、炭素溶解性を維持又は改
善して、結果としてマンガン及び窒素、及び結合炭素の
存在下で付加的な固溶体強化をもたらす。硫化物は実質
的に存在しない。
ル、高い動作温度及び広範な保証範囲を必要とするスチ
ール合金を提供すること。 【解決手段】 約0.5重量%から約10重量%のマン
ガンと、0.02重量%から0.50重量%の窒素と、
0.15重量%以下の硫黄とを含有するステンレス鋳鋼
合金。連続的又はほぼ連続的な炭化物による境界に沿っ
た亀裂による延性の低下がなく、マトリックス中及び結
晶粒界の両方で高温強度をもたらす。高い窒素溶解性を
もっており、鋳造中の窒化析出物又は窒素巣が観察され
ず、全ての温度で高い強度をもつ。窒素溶解性は、マン
ガンの存在で劇的に高くなり、炭素溶解性を維持又は改
善して、結果としてマンガン及び窒素、及び結合炭素の
存在下で付加的な固溶体強化をもたらす。硫化物は実質
的に存在しない。
Description
【0001】
【発明の属する技術分野】本発明は、全般的には、高温
での優れた強度及び延性を有するCF8C及びCN−1
2タイプの鋳鋼合金に関する。さらに詳細には、本発明
は、結晶及び下部組織の境界線に沿った炭化ニオブ、硫
化マンガン、及び炭化クロムを減少せしめた、優れた高
温強度、耐クリープ性及び耐エージング性をもつ、CN
−12及びCF8Cステンレス鋼合金及びそれから作ら
れる物品に関する。
での優れた強度及び延性を有するCF8C及びCN−1
2タイプの鋳鋼合金に関する。さらに詳細には、本発明
は、結晶及び下部組織の境界線に沿った炭化ニオブ、硫
化マンガン、及び炭化クロムを減少せしめた、優れた高
温強度、耐クリープ性及び耐エージング性をもつ、CN
−12及びCF8Cステンレス鋼合金及びそれから作ら
れる物品に関する。
【0002】
【従来の技術】排気マニホルド及びターボチャージャー
ハウジング等の内燃機関の部品や、燃焼器ハウジング等
のガスタービンエンジン部品、更に、長期間にわたって
厳しい環境下で機能する必要のある他の部品に使用する
ための、高強度、耐酸化性及び耐割れ性の鋳造合金に対
する要求がある。改善された高強度、耐酸化性、耐割れ
性をもつ鋳造合金の必要性は、燃料効率を高めるために
ディーゼルエンジン、ガソリンエンジン、及びガスター
ビンエンジンの作動温度を高くする要求と、ディーゼル
エンジン、ガソリンエンジン及びガスタービンエンジン
の保証動作時間又は距離を延ばす要求とから生じる。
ハウジング等の内燃機関の部品や、燃焼器ハウジング等
のガスタービンエンジン部品、更に、長期間にわたって
厳しい環境下で機能する必要のある他の部品に使用する
ための、高強度、耐酸化性及び耐割れ性の鋳造合金に対
する要求がある。改善された高強度、耐酸化性、耐割れ
性をもつ鋳造合金の必要性は、燃料効率を高めるために
ディーゼルエンジン、ガソリンエンジン、及びガスター
ビンエンジンの作動温度を高くする要求と、ディーゼル
エンジン、ガソリンエンジン及びガスタービンエンジン
の保証動作時間又は距離を延ばす要求とから生じる。
【0003】排気マニホルド、ターボチャージャーハウ
ジング及び燃焼器ハウジング等の用途に使用される現行
の材料は、高温強度及びエージングの有害な影響と同様
に、耐酸化性及び耐腐食性によって限定される。特に、
高シリコン及びモリブデン延性鋳鉄(Hi−Si−M
o)やオーステナイト延性鉄(Ni―resist)と
いった現行の排気マニホルド材料は、高い動作温度等の
より厳しい用途に使用する場合、又は保証範囲が広がっ
たことにより長期の動作寿命が要求される場合は、ステ
ンレス鋳鋼と取り替える必要がある。現在市販のステン
レス鋳鋼としては、NHSR−F5Nや、NHSR−A
3N、CF8C及びCN−12等のオーステナイトステ
ンレス鋼といったフェライトステンレス鋼を挙げること
ができる。しかし、これらの現在入手可能なステンレス
鋳鋼は、600°Cを越える温度での引張り強度及びク
リープ強度の点から不完全であり、700°Cを越える
温度での適切な周期的耐酸化性を備えておらず、鋳造し
たまま、又は実用暴露及びエージングの後のいずれかに
おいて十分な室温延性を備えず、元の微細構造の必須の
長期安定性をもたず、厳しい熱サイクルに対する長期の
耐割れ性が不足している。
ジング及び燃焼器ハウジング等の用途に使用される現行
の材料は、高温強度及びエージングの有害な影響と同様
に、耐酸化性及び耐腐食性によって限定される。特に、
高シリコン及びモリブデン延性鋳鉄(Hi−Si−M
o)やオーステナイト延性鉄(Ni―resist)と
いった現行の排気マニホルド材料は、高い動作温度等の
より厳しい用途に使用する場合、又は保証範囲が広がっ
たことにより長期の動作寿命が要求される場合は、ステ
ンレス鋳鋼と取り替える必要がある。現在市販のステン
レス鋳鋼としては、NHSR−F5Nや、NHSR−A
3N、CF8C及びCN−12等のオーステナイトステ
ンレス鋼といったフェライトステンレス鋼を挙げること
ができる。しかし、これらの現在入手可能なステンレス
鋳鋼は、600°Cを越える温度での引張り強度及びク
リープ強度の点から不完全であり、700°Cを越える
温度での適切な周期的耐酸化性を備えておらず、鋳造し
たまま、又は実用暴露及びエージングの後のいずれかに
おいて十分な室温延性を備えず、元の微細構造の必須の
長期安定性をもたず、厳しい熱サイクルに対する長期の
耐割れ性が不足している。
【0004】現在、耐腐食性グレードのオーステナイト
ステンレス鋳鋼、CN―12は、自動車用途に利用され
ているが、広範な実用用途(例えば、ディーゼル用途)
には最適化されていない。CN−12は、鋳鉄に比較す
ると予想寿命中は自動車に適切な強度と美観をもたらす
が、ディーゼル排気マニホルドにターボチャージャー
(701bs.)を取り付ける場合に最適な改善された
耐割れ性が不足している。現在市販されているCN−1
2オーステナイトステンレス鋼は、約25重量%のクロ
ム、13重量%のニッケル、少量の炭素、窒素、ニオ
ブ、シリコン、マンガン、モリブデン、及び硫黄を含有
する。硫黄の添加は、鋳込材料の被削性に必須か又は望
ましいものとみなされる。硫黄の添加量は、0.11重
量%から0.15重量%の範囲にある。
ステンレス鋳鋼、CN―12は、自動車用途に利用され
ているが、広範な実用用途(例えば、ディーゼル用途)
には最適化されていない。CN−12は、鋳鉄に比較す
ると予想寿命中は自動車に適切な強度と美観をもたらす
が、ディーゼル排気マニホルドにターボチャージャー
(701bs.)を取り付ける場合に最適な改善された
耐割れ性が不足している。現在市販されているCN−1
2オーステナイトステンレス鋼は、約25重量%のクロ
ム、13重量%のニッケル、少量の炭素、窒素、ニオ
ブ、シリコン、マンガン、モリブデン、及び硫黄を含有
する。硫黄の添加は、鋳込材料の被削性に必須か又は望
ましいものとみなされる。硫黄の添加量は、0.11重
量%から0.15重量%の範囲にある。
【0005】現在入手可能なオーステナイトステンレス
CF8C鋳鋼は、18重量%から21重量%のクロム、
9重量%から12重量%のニッケル、及び少量の炭素、
シリコン、マンガン、リン、硫黄、及びニオブを含有す
る。CF8Cは、一般的に約2重量%のシリコン、約
1.5重量%のマンガン、及び約0.04重量%の硫黄
を含有する。CF8Cは、500°C以下の温度で耐水
腐食性に最も適したニオブ安定化グレードのオーステナ
イトステンレス鋼である。標準形態のCF8Cは、60
0°C以上の温度でCN−12に比べて強度が劣る。
CF8C鋳鋼は、18重量%から21重量%のクロム、
9重量%から12重量%のニッケル、及び少量の炭素、
シリコン、マンガン、リン、硫黄、及びニオブを含有す
る。CF8Cは、一般的に約2重量%のシリコン、約
1.5重量%のマンガン、及び約0.04重量%の硫黄
を含有する。CF8Cは、500°C以下の温度で耐水
腐食性に最も適したニオブ安定化グレードのオーステナ
イトステンレス鋼である。標準形態のCF8Cは、60
0°C以上の温度でCN−12に比べて強度が劣る。
【0006】
【発明が解決しようとする課題】従って、高温で改善さ
れた強度と、厳しい熱サイクル、高い動作温度及び広範
な保証範囲を必要とするエンジン部品用途のための改善
された延性とを合わせもつ、スチール合金、及びスチー
ル合金から作られる物品を入手することが望ましい。
れた強度と、厳しい熱サイクル、高い動作温度及び広範
な保証範囲を必要とするエンジン部品用途のための改善
された延性とを合わせもつ、スチール合金、及びスチー
ル合金から作られる物品を入手することが望ましい。
【0007】
【課題を解決するための手段】本発明の1つの実施例に
よると、約0.5重量%から約10重量%のマンガン
と、約0.10重量%以下の硫黄を含有するステンレス
鋼合金が提供される。
よると、約0.5重量%から約10重量%のマンガン
と、約0.10重量%以下の硫黄を含有するステンレス
鋼合金が提供される。
【0008】本発明の別の実施例によると、約0.03
重量%又はそれ以下の硫黄と、約2重量%から約5重量
%のマンガンと、炭素に対するニオブの重量%比が約
3.5から約5.0の範囲のニオブ及び炭素とを含有す
るステンレス鋼合金が提供される。
重量%又はそれ以下の硫黄と、約2重量%から約5重量
%のマンガンと、炭素に対するニオブの重量%比が約
3.5から約5.0の範囲のニオブ及び炭素とを含有す
るステンレス鋼合金が提供される。
【0009】本発明の別の実施例によると、約2重量%
から約5重量%のマンガンと、約0.03重量%以下の
硫黄と、約0.8重量%又はそれ以下のシリコンを含有
するステンレス鋼が提供される。
から約5重量%のマンガンと、約0.03重量%以下の
硫黄と、約0.8重量%又はそれ以下のシリコンを含有
するステンレス鋼が提供される。
【0010】本発明の種々の利点は、以下の詳細な説明
及び請求項を検討することで明らかになる。
及び請求項を検討することで明らかになる。
【0011】
【発明の実施の形態】本発明はCN−12及びCF8C
タイプの両合金に関する。表1は、本発明により作られ
る、CN−12及びCF8Cステンレス鋼合金の組成要
素の最適範囲と許容最小最大範囲を示す。ボロン、アル
ミニウム及び銅を添加してもよい。しかし、許容範囲の
コバルト、バナジウム、タングステン及びチタンは、結
果として生じる材料の性能を有意に変えてはいけないこ
とに留意されたい。特に、最新情報によると、合金の性
能を有意に変えることなく、コバルトは0から5重量%
の範囲に、バナジウムは0から3重量%の範囲に、タン
グステンは0から3重量%の範囲に、チタンは0から
0.2重量%の範囲にすることができる。従って、表1
の範囲外にあっても、これらの成分の総量での含有物が
依然として好都合な合金を提供できることが予想でき、
本発明の精神と請求範囲に含まれることになる。
タイプの両合金に関する。表1は、本発明により作られ
る、CN−12及びCF8Cステンレス鋼合金の組成要
素の最適範囲と許容最小最大範囲を示す。ボロン、アル
ミニウム及び銅を添加してもよい。しかし、許容範囲の
コバルト、バナジウム、タングステン及びチタンは、結
果として生じる材料の性能を有意に変えてはいけないこ
とに留意されたい。特に、最新情報によると、合金の性
能を有意に変えることなく、コバルトは0から5重量%
の範囲に、バナジウムは0から3重量%の範囲に、タン
グステンは0から3重量%の範囲に、チタンは0から
0.2重量%の範囲にすることができる。従って、表1
の範囲外にあっても、これらの成分の総量での含有物が
依然として好都合な合金を提供できることが予想でき、
本発明の精神と請求範囲に含まれることになる。
【0012】表1 重量%組成
【0013】本発明者は、意外にもオーステナイトステ
ンレス鋼の硫黄含有量の実質的な低下が、クリープ特性
を向上させることを見出した。本発明者は、炭化物が形
態学的にこの合金系の機械加工特性を制御すると考えら
れるので被削性が有意に変わることはないと考えてい
る。硫黄はそのような鋼の被削性に有意に貢献している
ので他の用途のステンレス鋳鋼の重要な成分であり得る
が、そのものは高温でのクリープ寿命と延性、及び高温
での実用後の低温延性を厳しく制限する。
ンレス鋼の硫黄含有量の実質的な低下が、クリープ特性
を向上させることを見出した。本発明者は、炭化物が形
態学的にこの合金系の機械加工特性を制御すると考えら
れるので被削性が有意に変わることはないと考えてい
る。硫黄はそのような鋼の被削性に有意に貢献している
ので他の用途のステンレス鋳鋼の重要な成分であり得る
が、そのものは高温でのクリープ寿命と延性、及び高温
での実用後の低温延性を厳しく制限する。
【0014】本発明者は、硫黄だけを取り除くか又は実
質的に低減することにより、応力負荷110MPa、8
50°Cでのクリープ寿命を4倍改善できることを見出
した。
質的に低減することにより、応力負荷110MPa、8
50°Cでのクリープ寿命を4倍改善できることを見出
した。
【0015】さらに、本発明者は、本発明の合金の最大
炭素含有量を低減することで、表2に示すように、ほぼ
直線的に、総炭化物含有量(VF炭化物)から粗Nb
C、又は粗Cr23C6成分の幾つかが低下することを見
出した。表2は標準形態のCN−12及びCF8C合金
と比較した、10個の実験合金A−Jの組成を示す。
炭素含有量を低減することで、表2に示すように、ほぼ
直線的に、総炭化物含有量(VF炭化物)から粗Nb
C、又は粗Cr23C6成分の幾つかが低下することを見
出した。表2は標準形態のCN−12及びCF8C合金
と比較した、10個の実験合金A−Jの組成を示す。
【0016】
【0017】表2に示す炭化物の体積分率は、Clem
ex Image Analysis Systemを
使用して測定した。炭素含有量と炭化物含有量との間に
は、ほぼ直線的な相関が観察される。しかし、炭素含有
量を0.20重量%以下に低減することによってδフェ
ライトを形成できる。最終的に、δフェライトは、動作
温度で初期欠陥の原因になり得るシグマ相を形成する場
合もある。シグマ相は、硬くてもろいFe−Cr合金で
あり、それが存在すると強度及び延性は著しく低下す
る。これらの観察は、鋳造したままの炭化物含有量(N
bCよりむしろ主にCR23C6)における固有の減少が
僅かであること、及び700°Cから900°Cでの延
長されたエージングの間のシグマ相の形成に対するオー
ステナイトマトリックスの安定性が最大限であることに
基づいた、最適な高温微細構造を設計する別の方法の根
底をなすものであった。この改善されたオーステナイト
安定性は、炭素を0.30重量%から0.45重量%の
範囲に維持しながら、より多くのニッケル、マンガン及
び窒素を含有するCN−12合金をもたらした。
ex Image Analysis Systemを
使用して測定した。炭素含有量と炭化物含有量との間に
は、ほぼ直線的な相関が観察される。しかし、炭素含有
量を0.20重量%以下に低減することによってδフェ
ライトを形成できる。最終的に、δフェライトは、動作
温度で初期欠陥の原因になり得るシグマ相を形成する場
合もある。シグマ相は、硬くてもろいFe−Cr合金で
あり、それが存在すると強度及び延性は著しく低下す
る。これらの観察は、鋳造したままの炭化物含有量(N
bCよりむしろ主にCR23C6)における固有の減少が
僅かであること、及び700°Cから900°Cでの延
長されたエージングの間のシグマ相の形成に対するオー
ステナイトマトリックスの安定性が最大限であることに
基づいた、最適な高温微細構造を設計する別の方法の根
底をなすものであった。この改善されたオーステナイト
安定性は、炭素を0.30重量%から0.45重量%の
範囲に維持しながら、より多くのニッケル、マンガン及
び窒素を含有するCN−12合金をもたらした。
【0018】合金A−J、CN−12、及びCF8Cの
高められた引張り特性は、850℃で測定して表3に表
示した。合金A−J、CN−12、及びCF8Cのクリ
ープ特性は850°Cで測定して表4に表示した。
高められた引張り特性は、850℃で測定して表3に表
示した。合金A−J、CN−12、及びCF8Cのクリ
ープ特性は850°Cで測定して表4に表示した。
【0019】表3
【0020】表4 *は進行中で破断がない試験を示す。
【0021】850°Cが現在観察されるほぼ最大の排
気ガス温度であり、これはシグマ相等の最も有害な析出
物が急速に形成される温度であることから、CN−12
の臨界実験条件、850°C及び110MPaを選択し
た。応力110MPaは、エンジン実用中の低い応力及
び温度でのより長い耐用時間と同等であり得る、10か
ら100時間持続する加速試験を行うために選択した。
硫黄を除去すると、同じ炭素含有量に対して、室温及び
高温延性、引張り強度、耐力、クリープ寿命、及びクリ
ープ延性が向上した。炭素含有量を0.30重量%に低
下させると、クリープ寿命及び引張り強度は僅かに低下
するが、クリープ延性は著しく改善された。炭素含有量
をさらに0.20重量%に低下させると、室温又は高温
強度は著しく低下しなかったが、クリープ寿命は60パ
ーセント低下した。
気ガス温度であり、これはシグマ相等の最も有害な析出
物が急速に形成される温度であることから、CN−12
の臨界実験条件、850°C及び110MPaを選択し
た。応力110MPaは、エンジン実用中の低い応力及
び温度でのより長い耐用時間と同等であり得る、10か
ら100時間持続する加速試験を行うために選択した。
硫黄を除去すると、同じ炭素含有量に対して、室温及び
高温延性、引張り強度、耐力、クリープ寿命、及びクリ
ープ延性が向上した。炭素含有量を0.30重量%に低
下させると、クリープ寿命及び引張り強度は僅かに低下
するが、クリープ延性は著しく改善された。炭素含有量
をさらに0.20重量%に低下させると、室温又は高温
強度は著しく低下しなかったが、クリープ寿命は60パ
ーセント低下した。
【0022】動作温度及び有害析出物が予期され、直ち
に生じたので、850°C及び35MPaのCF8Cに
関する臨界実験条件を再度選択した。応力35MPa
は、同様にエンジン実用中の低い応力レベルでの長期の
耐久性と同等であり得る加速試験条件を得るために選択
した。窒素の増加は、室温及び高温強度の劇的な増加
と、850°Cでのクリープ寿命における少なくとも3
倍改善された延性とをもたらした。
に生じたので、850°C及び35MPaのCF8Cに
関する臨界実験条件を再度選択した。応力35MPa
は、同様にエンジン実用中の低い応力レベルでの長期の
耐久性と同等であり得る加速試験条件を得るために選択
した。窒素の増加は、室温及び高温強度の劇的な増加
と、850°Cでのクリープ寿命における少なくとも3
倍改善された延性とをもたらした。
【0023】液体焼き鈍し処理(SA)は、さらに均一
な炭素分布の影響を分析するために各々の合金に加え
た。合金は、1時間1200℃に保った。次に、急冷で
はなく空気冷却して、小さな炭化ニオブ及び炭化クロム
の析出物が冷却時にマトリックス内に生じないようにし
た。結果として生じる微細構造物は、小さな析出物の生
成を除けば、鋳造したままの(AS)構造に非常に類似
していることを見出した。残念ながら、液体焼き鈍し処
理は、クリープ延性を高めるがクリープ寿命を著しく低
下させるので、鋳造したままの微細構造物を最適化する
方法は、最大の費用効率であることのみならず最もよい
ものであった。
な炭素分布の影響を分析するために各々の合金に加え
た。合金は、1時間1200℃に保った。次に、急冷で
はなく空気冷却して、小さな炭化ニオブ及び炭化クロム
の析出物が冷却時にマトリックス内に生じないようにし
た。結果として生じる微細構造物は、小さな析出物の生
成を除けば、鋳造したままの(AS)構造に非常に類似
していることを見出した。残念ながら、液体焼き鈍し処
理は、クリープ延性を高めるがクリープ寿命を著しく低
下させるので、鋳造したままの微細構造物を最適化する
方法は、最大の費用効率であることのみならず最もよい
ものであった。
【0024】合金A−H及び未改質CN−12ベース合
金は、微細構造におよぼすエージングの影響と、表5に
抜粋した機械的特性とを検討する目的で、850°Cで
1,000時間エージングを行った。0.3重量%炭素
(合金B及びC)を含有する合金は、結晶粒界構造近傍
にプレートレットの存在を示した。0.2重量%の炭素
合金(D)は、依然として多量のプレートレットを示し
た。プレートレットは、ASMハンドブック、第9巻、
9版(1986年)にシグマ相として識別されている。
SEM/XEDS/TEM分析は、プレートレットがシ
グマ相(FeCr)と符合する濃度をもつことを確認し
た。より多くの炭素及びニオブを含有する合金E、F、
及びGは、シグマ相の脆弱性に対する良好な耐性を示し
た。850°Cで1000時間エージングした合金I及
びJは、市販のCF8Cに比較して改善された強度を示
した。
金は、微細構造におよぼすエージングの影響と、表5に
抜粋した機械的特性とを検討する目的で、850°Cで
1,000時間エージングを行った。0.3重量%炭素
(合金B及びC)を含有する合金は、結晶粒界構造近傍
にプレートレットの存在を示した。0.2重量%の炭素
合金(D)は、依然として多量のプレートレットを示し
た。プレートレットは、ASMハンドブック、第9巻、
9版(1986年)にシグマ相として識別されている。
SEM/XEDS/TEM分析は、プレートレットがシ
グマ相(FeCr)と符合する濃度をもつことを確認し
た。より多くの炭素及びニオブを含有する合金E、F、
及びGは、シグマ相の脆弱性に対する良好な耐性を示し
た。850°Cで1000時間エージングした合金I及
びJは、市販のCF8Cに比較して改善された強度を示
した。
【0025】表5
【0026】合金A−Dの性能を改善するために、本発
明者は、低い硫黄含有量と組み合わせた高マンガン、高
窒素の独特の組合せを用いたが、全ての合金はかなりの
量の炭素及びニオブも含有していた。
明者は、低い硫黄含有量と組み合わせた高マンガン、高
窒素の独特の組合せを用いたが、全ての合金はかなりの
量の炭素及びニオブも含有していた。
【0027】マンガンは、ニッケルのように効果的なオ
ーステナイト安定化用元素であるが、コストはニッケル
の約10分の1である。マンガンの陽性オーステナイト
安定化潜在力は、ニッケルに関連する所定クロムレベル
での耐酸化性についての予想効果と釣り合わせる必要が
あり、5重量%付近で効果が最大に近づくので10重量
%を越えるマンガンの添加は推奨されない。2重量%よ
りも少量のマンガンは、所望の安定化効果をもたらさな
い。また、マンガンは、オーステナイト中の炭素及び窒
素の溶解性を劇的に増加させる。この効果は、溶解窒素
がオーステナイト安定化用元素であるので特に有益であ
り、延性又は強靭性を低下させることなく、固溶体であ
る場合に合金の強度も改善する。また、マンガンは、強
度延性及び強靭性を改善し、マンガン及び窒素は相乗効
果をもつ。
ーステナイト安定化用元素であるが、コストはニッケル
の約10分の1である。マンガンの陽性オーステナイト
安定化潜在力は、ニッケルに関連する所定クロムレベル
での耐酸化性についての予想効果と釣り合わせる必要が
あり、5重量%付近で効果が最大に近づくので10重量
%を越えるマンガンの添加は推奨されない。2重量%よ
りも少量のマンガンは、所望の安定化効果をもたらさな
い。また、マンガンは、オーステナイト中の炭素及び窒
素の溶解性を劇的に増加させる。この効果は、溶解窒素
がオーステナイト安定化用元素であるので特に有益であ
り、延性又は強靭性を低下させることなく、固溶体であ
る場合に合金の強度も改善する。また、マンガンは、強
度延性及び強靭性を改善し、マンガン及び窒素は相乗効
果をもつ。
【0028】本発明により提案される、硫黄含有量の
0.1重量%又はそれ以下への劇的な低下は、実質的に
遊離硫黄の結晶粒界への偏析をなくし、さらに高温では
悪影響が出ると考えられている通常のCN−12及びC
F8C合金に認められる硫化マンガン粒子を除去する。
0.1重量%又はそれ以下への劇的な低下は、実質的に
遊離硫黄の結晶粒界への偏析をなくし、さらに高温では
悪影響が出ると考えられている通常のCN−12及びC
F8C合金に認められる硫化マンガン粒子を除去する。
【0029】CN−12合金に関して、本発明者は、適
切なニオブと炭素との比が、過度及び粗い炭化ニオブ
(NbC)の連続網目構造、又は高温で材料の機械的性
能に有害な結晶又は下部構造境界線(歯間状境界及び鋳
込材料)に沿った微細な炭化クロム(M23C6)を低減
することを見出した。従って、CN−12合金の約3.
5から約5、及びCF8C合金の約9から約11の範囲
の最適レベルの炭素に対するニオブの比を提供すること
により、ニオブ及び炭素は高温強度(マトリックス及び
粒界の両方で)をもたらすのに必要な量で存在するが、
連続又はほぼ連続の炭化物を備える境界に沿った亀裂に
よる延性の低下はない。炭素は、CN−12合金中に
0.2重量%から約0.5重量%の範囲で存在でき、ニ
オブは、CN−12合金中に約1.0重量%から約2.
5重量%の範囲で存在できる。
切なニオブと炭素との比が、過度及び粗い炭化ニオブ
(NbC)の連続網目構造、又は高温で材料の機械的性
能に有害な結晶又は下部構造境界線(歯間状境界及び鋳
込材料)に沿った微細な炭化クロム(M23C6)を低減
することを見出した。従って、CN−12合金の約3.
5から約5、及びCF8C合金の約9から約11の範囲
の最適レベルの炭素に対するニオブの比を提供すること
により、ニオブ及び炭素は高温強度(マトリックス及び
粒界の両方で)をもたらすのに必要な量で存在するが、
連続又はほぼ連続の炭化物を備える境界に沿った亀裂に
よる延性の低下はない。炭素は、CN−12合金中に
0.2重量%から約0.5重量%の範囲で存在でき、ニ
オブは、CN−12合金中に約1.0重量%から約2.
5重量%の範囲で存在できる。
【0030】全ての温度での強度は、マンガンの機能で
ある、改善された窒素の溶解性によっても高めることが
できる。窒素は、CN−12合金中に0.1重量%から
約0.5重量%の範囲で存在できる。窒化析出物の存在
は、クロムとニッケルとの比を低下させるが、レベルを
調整して窒素の溶解性を高めることで低減される。
ある、改善された窒素の溶解性によっても高めることが
できる。窒素は、CN−12合金中に0.1重量%から
約0.5重量%の範囲で存在できる。窒化析出物の存在
は、クロムとニッケルとの比を低下させるが、レベルを
調整して窒素の溶解性を高めることで低減される。
【0031】CN−12タイプの合金に関して、炭素に
対するニオブの比は、約3から約5の範囲にすることが
でき、窒素含有量は約0.10重量%から約0.5重量
%の範囲にすることができ、炭素含有量は約0.2重量
%から約0.5重量%の範囲にすることができ、ニオブ
含有量は約1.0重量%から約2.5重量%の範囲にす
ることができ、シリコン含有量は約0.2重量%から約
3.0重量%の範囲にすることができ、クロム含有量は
約18重量%から約25重量%の範囲にすることがで
き、モリブデン含有量は約0.5重量%又はそれ以下に
限定することができ、マンガン含有量は約0.5重量%
から約1.0重量%の範囲にすることができ、硫黄含有
量は約0重量%から約0.1重量%の範囲にすることが
でき、炭素及び窒素含有量の合計は0.4重量%から
1.0重量%の範囲にすることができ、ニッケル含有量
は約12重量%から約20重量%の範囲にすることがで
きる。
対するニオブの比は、約3から約5の範囲にすることが
でき、窒素含有量は約0.10重量%から約0.5重量
%の範囲にすることができ、炭素含有量は約0.2重量
%から約0.5重量%の範囲にすることができ、ニオブ
含有量は約1.0重量%から約2.5重量%の範囲にす
ることができ、シリコン含有量は約0.2重量%から約
3.0重量%の範囲にすることができ、クロム含有量は
約18重量%から約25重量%の範囲にすることがで
き、モリブデン含有量は約0.5重量%又はそれ以下に
限定することができ、マンガン含有量は約0.5重量%
から約1.0重量%の範囲にすることができ、硫黄含有
量は約0重量%から約0.1重量%の範囲にすることが
でき、炭素及び窒素含有量の合計は0.4重量%から
1.0重量%の範囲にすることができ、ニッケル含有量
は約12重量%から約20重量%の範囲にすることがで
きる。
【0032】CF8Cタイプ合金に関して、窒素含有量
は0.02重量%から約0.5重量%の範囲にすること
ができ、シリコン含有量は約3.0重量%又はそれ以下
に限定することができ、モリブデン含有量は約1.0重
量%又はそれ以下に限定することができ、ニオブ含有量
は0.0重量%から約1.5重量%の範囲にすることが
でき、炭素含有量は0.05重量%から約0.15重量
%の範囲にすることができ、クロム含有量は約18重量
%から約25重量%の範囲にすることができ、ニッケル
含有量は約8.0重量%から約20.0重量%の範囲に
することができ、マンガン含有量は約0.5重量%から
約1.0重量%の範囲にすることができ、硫黄含有量は
約0重量%から約0.1重量%の範囲にすることがで
き、炭素に対するニオブの比は約8から約11の範囲に
することができ、ニオブ及び炭素含有量の合計は約0.
1重量%から約0.5重量%の範囲にすることができ
る。
は0.02重量%から約0.5重量%の範囲にすること
ができ、シリコン含有量は約3.0重量%又はそれ以下
に限定することができ、モリブデン含有量は約1.0重
量%又はそれ以下に限定することができ、ニオブ含有量
は0.0重量%から約1.5重量%の範囲にすることが
でき、炭素含有量は0.05重量%から約0.15重量
%の範囲にすることができ、クロム含有量は約18重量
%から約25重量%の範囲にすることができ、ニッケル
含有量は約8.0重量%から約20.0重量%の範囲に
することができ、マンガン含有量は約0.5重量%から
約1.0重量%の範囲にすることができ、硫黄含有量は
約0重量%から約0.1重量%の範囲にすることがで
き、炭素に対するニオブの比は約8から約11の範囲に
することができ、ニオブ及び炭素含有量の合計は約0.
1重量%から約0.5重量%の範囲にすることができ
る。
【0033】CN−12及びCF8C合金の両方に関し
て、リン含有量は約0.04重量%又はそれ以下に限定
することができ、銅含有量は約3.0重量%又はそれ以
下に限定することができ、タングステン含有量は約3.
0重量%又はそれ以下に限定することができ、バナジウ
ム含有量は約3.0重量%又はそれ以下に限定すること
ができ、チタン含有量は約0.20重量%又はそれ以下
に限定することができ、コバルト含有量は約5.0重量
%又はそれ以下に限定することができ、アルミニウム含
有量は約3.0重量%又はそれ以下に限定することがで
き、ボロン含有量は約0.01重量%又はそれ以下に限
定することができる。
て、リン含有量は約0.04重量%又はそれ以下に限定
することができ、銅含有量は約3.0重量%又はそれ以
下に限定することができ、タングステン含有量は約3.
0重量%又はそれ以下に限定することができ、バナジウ
ム含有量は約3.0重量%又はそれ以下に限定すること
ができ、チタン含有量は約0.20重量%又はそれ以下
に限定することができ、コバルト含有量は約5.0重量
%又はそれ以下に限定することができ、アルミニウム含
有量は約3.0重量%又はそれ以下に限定することがで
き、ボロン含有量は約0.01重量%又はそれ以下に限
定することができる。
【0034】ニッケルは高価な構成成分であるため、本
発明によって作られるステンレス鋼合金は、ニッケル含
有量を低減した場合は一層経済的である。
発明によって作られるステンレス鋼合金は、ニッケル含
有量を低減した場合は一層経済的である。
【0035】本発明は、特に、ディーゼル及びガソリン
エンジン及びガスタービンエンジン部品のための空気/
排気処理装置等の、高温及び厳しい熱サイクル曝される
物品を製造するためのステンレス鋳鋼合金に関するもの
である。しかし、本発明は、この用途に限定されるもの
ではなく、当業者には他の用途が明らかである。その用
途は、600°Cを越える温度での十分な引張り及びク
リープ強度、700°C又はそれ以上の温度での適切で
周期的耐酸化性、鋳造したまま又は暴露後のいずれかで
の十分な室温延性、元の微細構造の十分な長期安定性、
及び厳しい熱サイクル中の亀裂に対する十分な長期耐性
のうちの1つ又はそれ以上の特性を備える、信頼性及び
耐久性が高い高温鋳造部品生産のためにオーステナイト
ステンレス鋼合金を必要としている。
エンジン及びガスタービンエンジン部品のための空気/
排気処理装置等の、高温及び厳しい熱サイクル曝される
物品を製造するためのステンレス鋳鋼合金に関するもの
である。しかし、本発明は、この用途に限定されるもの
ではなく、当業者には他の用途が明らかである。その用
途は、600°Cを越える温度での十分な引張り及びク
リープ強度、700°C又はそれ以上の温度での適切で
周期的耐酸化性、鋳造したまま又は暴露後のいずれかで
の十分な室温延性、元の微細構造の十分な長期安定性、
及び厳しい熱サイクル中の亀裂に対する十分な長期耐性
のうちの1つ又はそれ以上の特性を備える、信頼性及び
耐久性が高い高温鋳造部品生産のためにオーステナイト
ステンレス鋼合金を必要としている。
【0036】本発明のステンレス鋼合金を採用すること
により、製造業者は信頼性及び耐久性の高い高温部品を
提供できる。エンジン及びタービン製造業者は、エンジ
ン及びタービンをより高温で運転することによって出力
密度を高めることができるので、燃料効率を高めること
ができる。また、エンジン製造業者は、従来の高シリコ
ンモリブデン延性鉄に比較して、高い高温強度、耐酸化
性及び耐腐食性によって可能になる薄い断面設計によっ
て出力密度が高くなった結果として、エンジンを軽量化
できる。さらに、本発明のステンレス鋼合金は、比較で
きるコストに関して他のステンレス鋳鋼を超える優れた
性能を提供する。最後に、本発明によって作られるステ
ンレス鋼合金は、ディーゼル、タービン及びガソリンエ
ンジン用途の排出ガス規制を満足させる点で製造業者の
助けとなる。
により、製造業者は信頼性及び耐久性の高い高温部品を
提供できる。エンジン及びタービン製造業者は、エンジ
ン及びタービンをより高温で運転することによって出力
密度を高めることができるので、燃料効率を高めること
ができる。また、エンジン製造業者は、従来の高シリコ
ンモリブデン延性鉄に比較して、高い高温強度、耐酸化
性及び耐腐食性によって可能になる薄い断面設計によっ
て出力密度が高くなった結果として、エンジンを軽量化
できる。さらに、本発明のステンレス鋼合金は、比較で
きるコストに関して他のステンレス鋳鋼を超える優れた
性能を提供する。最後に、本発明によって作られるステ
ンレス鋼合金は、ディーゼル、タービン及びガソリンエ
ンジン用途の排出ガス規制を満足させる点で製造業者の
助けとなる。
【0037】特定の好ましい実施形態についてのみ説明
したが、当業者には他の好ましい実施形態及び種々の変
更が明らかである。これらの及び他の変形例は、均等物
であり、本発明の精神及び範囲にあることが考慮されて
いる。
したが、当業者には他の好ましい実施形態及び種々の変
更が明らかである。これらの及び他の変形例は、均等物
であり、本発明の精神及び範囲にあることが考慮されて
いる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ティモシー イー マグリーヴィー アメリカ合衆国 イリノイ州 61611 イ ースト ピオーリア ピーオー ボックス 2301 (72)発明者 マイケル ジェイムズ ポラード アメリカ合衆国 イリノイ州 61611 イ ースト ピオーリア ブルックリン コー ト 102 (72)発明者 チャド ダブリュー シーベナラー アメリカ合衆国 イリノイ州 61615 ピ オーリア ウェスト ホロウ クリーク ドライヴ 4047 (72)発明者 ロバート ダブリュー スウィンドマン アメリカ合衆国 テネシー州 37830 オ ーク リッジ アマンダ ドライヴ 125
Claims (36)
- 【請求項1】 約0.5重量%から約10重量%のマン
ガンと、 約0.15重量%以下の硫黄と、を含有することを特徴
とするステンレス鋼合金。 - 【請求項2】 前記合金が、CN−12合金又はCF8
C合金であることを特徴とする請求項1に記載のステン
レス鋼合金。 - 【請求項3】 約0.20重量%から約0.5重量%の
炭素と、約1重量%から約2.5重量%のニオブとを更
に含有することを特徴とする請求項1に記載のステンレ
ス鋼合金。 - 【請求項4】 前記合金がCN−12合金であり、ニオ
ブ及び炭素が、約3から約5の範囲の炭素に対するニオ
ブの重量比で存在することを特徴とする請求項3に記載
のステンレス鋼合金。 - 【請求項5】 前記合金がCF8C合金であり、ニオブ
及び炭素が約8から約11の範囲の炭素に対するニオブ
の重量比で存在することを特徴とする請求項1に記載の
ステンレス鋼合金。 - 【請求項6】 約0.10重量%から約0.5重量%の
窒素を更に含有することを特徴とする請求項3に記載の
ステンレス鋼合金。 - 【請求項7】 約0.04重量%以下のリンを更に含有
することを特徴とする請求項3に記載のステンレス鋼合
金。 - 【請求項8】 約0.2重量%から約3.0重量%のシ
リコンを更に含有することを特徴とする請求項3に記載
のステンレス鋼合金。 - 【請求項9】 約8重量%から約25重量%のニッケル
を更に含有することを特徴とする請求項3に記載の前記
ステンレス鋼合金。 - 【請求項10】 約18重量%から約25重量%のクロ
ムを更に含有することを特徴とする請求項3に記載のス
テンレス鋼合金。 - 【請求項11】 約0.5重量%又はそれ以下のモリブ
デンを更に含有することを特徴とする請求項3に記載の
ステンレス鋼合金。 - 【請求項12】 約3.0重量%又はそれ以下のタング
ステンを更に含有することを特徴とする請求項3に記載
のステンレス鋼合金。 - 【請求項13】 約3.0重量%又はそれ以下の銅を更
に含有することを特徴とする請求項3に記載のステンレ
ス鋼合金。 - 【請求項14】 約0.02重量%から約0.5重量%
の窒素を更に含有することを特徴とする請求項1に記載
のステンレス鋼合金。 - 【請求項15】 約0.8重量%又はそれ以下のシリコ
ンを更に含有することを特徴とする請求項1に記載のス
テンレス鋼合金。 - 【請求項16】 約3.0重量%又はそれ以下の銅を更
に含有することを特徴とする請求項1に記載のステンレ
ス鋼合金。 - 【請求項17】 約0.3重量%から約1重量%のニオ
ブを更に含有することを特徴とする請求項1に記載のス
テンレス鋼合金。 - 【請求項18】 約0.2重量%又はそれ以下のチタン
を更に含有することを特徴とする請求項1に記載のステ
ンレス鋼合金。 - 【請求項19】 約5.0重量%又はそれ以下のコバル
トを更に含有することを特徴とする請求項1に記載のス
テンレス鋼合金。 - 【請求項20】 約3.0重量%又はそれ以下のアルミ
ニウムを更に含有することを特徴とする請求項1に記載
のステンレス鋼合金。 - 【請求項21】 約0.01重量%又はそれ以下のボロ
ンを更に含有することを特徴とする請求項1に記載のス
テンレス鋼合金。 - 【請求項22】 約3.0重量%又はそれ以下のタング
ステンを更に含有することを特徴とする請求項1に記載
のステンレス鋼合金。 - 【請求項23】 約3.0重量%又はそれ以下のバナジ
ウムを更に含有することを特徴とする請求項3に記載の
ステンレス鋼合金。 - 【請求項24】 前記合金がCN−12合金であり、窒
素及び炭素が、0.4重量%から1.0重量%の範囲の
累計量で存在することを特徴とする請求項1に記載のス
テンレス鋼合金。 - 【請求項25】 前記合金がCF8C合金であり、窒素
及び炭素が、0.1重量%から0.5重量%の範囲の累
計量で存在することを特徴とする請求項1に記載のステ
ンレス鋼合金。 - 【請求項26】CN−12ステンレス鋼合金であって、 約0.03%又はそれ以下の硫黄と、 約2重量%から約5重量%のマンガンと、 炭素に対するニオブの重量%比が約3.5から5.0の
範囲にあるニオブ及び炭素と、を含有することを特徴と
する。 - 【請求項27】 ニオブが、約1.5重量%から約2.
0重量%の範囲で存在することを特徴とする請求項26
に記載のCN−12合金。 - 【請求項28】 約0.04重量%又はそれ以下のリン
を更に含有することを特徴とする請求項26に記載のC
N−12合金。 - 【請求項29】 約0.2重量%から約1.4重量%の
シリコンを更に含有することを特徴とする請求項26に
記載のCN−12合金。 - 【請求項30】 約12重量%から約25重量%のニッ
ケルを更に含有することを特徴とする請求項26に記載
の前記CN−12合金。 - 【請求項31】 約22重量%から約25重量%のクロ
ムを更に含有することを特徴とする請求項26に記載の
CN−12合金。 - 【請求項32】 約0.3重量%又はそれ以下のモリブ
デンを更に含有することを特徴とする請求項26に記載
のCN−12合金。 - 【請求項33】 約3重量%又はそれ以下の銅を更に含
有することを特徴とする請求項26に記載のCN−12
合金。 - 【請求項34】 請求項1に記載のステンレス鋼合金か
ら形成されることを特徴とする物品。 - 【請求項35】 請求項26に記載のステンレス鋼合金
から形成されることを特徴とする物品。 - 【請求項36】 約2重量%から約5重量%のマンガン
と、 約0.03重量%以下の硫黄と、 約0.5重量%又はそれ以下の窒素と、を含有すること
を特徴とするステンレス鋼合金。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US09/736,741 US20020110476A1 (en) | 2000-12-14 | 2000-12-14 | Heat and corrosion resistant cast stainless steels with improved high temperature strength and ductility |
US09/736741 | 2000-12-14 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2002194511A true JP2002194511A (ja) | 2002-07-10 |
Family
ID=24961116
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2001378786A Withdrawn JP2002194511A (ja) | 2000-12-14 | 2001-12-12 | 優れた高温強度及び延性を備える耐熱性及び耐腐食性ステンレス鋳鋼 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (5) | US20020110476A1 (ja) |
EP (2) | EP2113581B1 (ja) |
JP (1) | JP2002194511A (ja) |
KR (1) | KR100856659B1 (ja) |
AT (1) | ATE523610T1 (ja) |
ES (2) | ES2369392T3 (ja) |
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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JP2008150706A (ja) * | 2006-11-21 | 2008-07-03 | Akita Fine Blanking:Kk | 高温耐久性を高めたナノ表面改質方法並びにナノ表面改質方法が施された金属部材並びにこれを構成部材に適用したvgsタイプターボチャージャにおける排気ガイドアッセンブリ |
JP2009120950A (ja) * | 2007-11-09 | 2009-06-04 | General Electric Co <Ge> | 鍛造オーステナイト系ステンレス鋼合金部品及び製造方法 |
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WO2011124970A1 (en) | 2010-04-07 | 2011-10-13 | Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha | Austenitic heat-resistant cast steel |
JP2012503719A (ja) * | 2008-09-25 | 2012-02-09 | ボーグワーナー インコーポレーテッド | ターボチャージャおよびその調節可能なブレード |
JP2012503718A (ja) * | 2008-09-25 | 2012-02-09 | ボーグワーナー インコーポレーテッド | ターボチャージャ及びそのブレード軸受リング |
JP2012503743A (ja) * | 2008-09-25 | 2012-02-09 | ボーグワーナー インコーポレーテッド | ターボ過給機およびターボ過給機用の保持ディスク |
KR20140075762A (ko) * | 2011-10-20 | 2014-06-19 | 보르그워너 인코퍼레이티드 | 터보차저 및 이의 구성요소 |
WO2021009807A1 (ja) * | 2019-07-12 | 2021-01-21 | ヒノデホールディングス株式会社 | オーステナイト系耐熱鋳鋼および排気系部品 |
Families Citing this family (66)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2001081715A2 (en) | 2000-04-24 | 2001-11-01 | Shell Internationale Research Maatschappij B.V. | Method and system for treating a hydrocarbon containing formation |
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