JPH02267240A - 耐熱合金 - Google Patents
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- JPH02267240A JPH02267240A JP1086562A JP8656289A JPH02267240A JP H02267240 A JPH02267240 A JP H02267240A JP 1086562 A JP1086562 A JP 1086562A JP 8656289 A JP8656289 A JP 8656289A JP H02267240 A JPH02267240 A JP H02267240A
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
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- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
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- C22C19/053—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 30% but less than 40%
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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- Production Of Liquid Hydrocarbon Mixture For Refining Petroleum (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】
(産業上の利用分野)
本発明は、石油化学工業におけるエチレン製造用クラッ
キングチューブ、リフオーマチューブ等の材料として有
用な耐熱合金に関し、より具体的には、耐浸炭性にすぐ
れ、クリープ強度及び時効後の延性の高い耐熱合金に関
する。
キングチューブ、リフオーマチューブ等の材料として有
用な耐熱合金に関し、より具体的には、耐浸炭性にすぐ
れ、クリープ強度及び時効後の延性の高い耐熱合金に関
する。
(従来技術)
エチレン製造用クラッキングチューブ等の材料として、
従来よりASTM規格のHP改良材(045C−25C
r−35Ni−Nb、W、Mo−Fe)が広く使用され
ている。
従来よりASTM規格のHP改良材(045C−25C
r−35Ni−Nb、W、Mo−Fe)が広く使用され
ている。
エチレンの製造は、原料ナフサとスチームをチューブ内
に装入し、チューブを外面から加熱し、その輻射熱でチ
ューブ内のナフサを分解することにより行なわれる。
に装入し、チューブを外面から加熱し、その輻射熱でチ
ューブ内のナフサを分解することにより行なわれる。
しかし、その分解過程において遊離のカーボンが生成し
、それがチューブ内面に付着沈積する。
、それがチューブ内面に付着沈積する。
このカーボンの沈積層は熱伝導率が小さいため、同じ分
解反応を生じさせるにはチューブの外面からの加熱温度
を高める必要がある。
解反応を生じさせるにはチューブの外面からの加熱温度
を高める必要がある。
浸炭抑制の見地からは、操業温度を1100℃以下にす
ることが望ましいが、1100℃を超える温度での操業
を行なう場合がある。1100℃を超えると浸炭が著し
く加速されるばかりか、長時間の使用によってクリープ
が生じ、チューブを支持するガイドが炉床につかえてチ
ューブの曲りを誘発する問題があった。チューブが変形
すれば、局部的に加熱バーナに接近し、その接近した部
分では温度が異常に高くなって浸炭が更に増長されると
いう悪循環が生じる。
ることが望ましいが、1100℃を超える温度での操業
を行なう場合がある。1100℃を超えると浸炭が著し
く加速されるばかりか、長時間の使用によってクリープ
が生じ、チューブを支持するガイドが炉床につかえてチ
ューブの曲りを誘発する問題があった。チューブが変形
すれば、局部的に加熱バーナに接近し、その接近した部
分では温度が異常に高くなって浸炭が更に増長されると
いう悪循環が生じる。
更に、クラッキングチューブの場合、浸炭によって材質
が劣化すると、当該部分を取り外し、溶接によって取替
補修をしなければならない。従っ“C1使用後の溶接性
が良好であることもクラッキングチューブとして必須の
特性である。この使用後の溶接性が良好であるためには
、時効後の延性が良好であればよい。
が劣化すると、当該部分を取り外し、溶接によって取替
補修をしなければならない。従っ“C1使用後の溶接性
が良好であることもクラッキングチューブとして必須の
特性である。この使用後の溶接性が良好であるためには
、時効後の延性が良好であればよい。
(解決しようとする技術的課題)
本発明は1100℃を超える温度域での使用においても
すぐれた耐浸炭性を備え、クリープ強度が高く、しかも
時効後の延性が高い材料を提供することを目的としてい
る。
すぐれた耐浸炭性を備え、クリープ強度が高く、しかも
時効後の延性が高い材料を提供することを目的としてい
る。
(技術的手段及び作用)
本発明にかかる耐熱合金は、重量%にて、Co,3〜0
.8%、Si:3%以下、Mn : 2%以下、Cr:
23〜30%、Ni:40〜55%、Nb:0.2〜1
.8%及びN二〇、2%以下を含有し、残部実質的にF
eからなる。
.8%、Si:3%以下、Mn : 2%以下、Cr:
23〜30%、Ni:40〜55%、Nb:0.2〜1
.8%及びN二〇、2%以下を含有し、残部実質的にF
eからなる。
本発明の耐熱合金は少なくとも0.5%以上のCoを、
Niとの合計量が40〜55%となる範囲内で含有する
ことができる。
Niとの合計量が40〜55%となる範囲内で含有する
ことができる。
また、本発明の合金は必要に応じて、A I :002
〜0.6%、T i :0.01〜0.5%及びZr:
0.01〜0,5%からなる群の中から選択された成分
を少なくとも1種含むことができる。
〜0.6%、T i :0.01〜0.5%及びZr:
0.01〜0,5%からなる群の中から選択された成分
を少なくとも1種含むことができる。
更に、本発明の合金は必要に応じて、Ca :0001
〜0.5%、B :O、o 5%以下、Y :0.5%
以下及びHf:0.5%以下からなる群の中から選択さ
れた成分を少なくとも1種含むことができる。
〜0.5%、B :O、o 5%以下、Y :0.5%
以下及びHf:0.5%以下からなる群の中から選択さ
れた成分を少なくとも1種含むことができる。
本発明の耐熱合金は、1100℃を超える温度域での使
用において、すぐれた耐浸炭性を備え、クリープ強度が
高く、しかも時効後の延性が高い特性を備えている。
用において、すぐれた耐浸炭性を備え、クリープ強度が
高く、しかも時効後の延性が高い特性を備えている。
本発明の耐熱合金の成分限定理由は次の通りである。
c :0.3%〜0.8%
Cは鋳造の凝固時に結晶粒界にCr、Nb、Ti等の炭
化物を形成する。また、オーステナイト相に固溶し、再
加熱後オーステナイト相中にCr炭化物を形成する。こ
れら炭化物の形成によって、クリープ破断強度が向上す
る。また、Cが高い程鋳造性が向上する。このため、少
なくとも0.3%以上含有することが望ましい。一方、
0.8%を超えると使用後にCr炭化物の分散析出量が
増え、引張伸びの低下を招き、溶接性が低下する。
化物を形成する。また、オーステナイト相に固溶し、再
加熱後オーステナイト相中にCr炭化物を形成する。こ
れら炭化物の形成によって、クリープ破断強度が向上す
る。また、Cが高い程鋳造性が向上する。このため、少
なくとも0.3%以上含有することが望ましい。一方、
0.8%を超えると使用後にCr炭化物の分散析出量が
増え、引張伸びの低下を招き、溶接性が低下する。
このため、0.3%〜0.8%に規定する。
Si:3%以下
Siは溶製時において、脱酸作用と共に溶鋼の流動性を
向上させる効果がある。また、Siの増加と共にチュー
ブ表面近傍にSin、の被膜を形成し、Cの侵入を抑制
する効果がある。しかし、3%を超えるとクリープ破断
強度の低下及び溶接性の低下を招来するので上限を3%
とする。
向上させる効果がある。また、Siの増加と共にチュー
ブ表面近傍にSin、の被膜を形成し、Cの侵入を抑制
する効果がある。しかし、3%を超えるとクリープ破断
強度の低下及び溶接性の低下を招来するので上限を3%
とする。
Mn : 2%以下
Mnは、Siと同様に脱酸剤として作用するほか、溶製
中のS(イオウ)を固定し溶接性を向上させる。しかし
、2%を超えて含有しても、それに対応する効果が得ら
れないので上限は2%にする。
中のS(イオウ)を固定し溶接性を向上させる。しかし
、2%を超えて含有しても、それに対応する効果が得ら
れないので上限は2%にする。
Cr:23〜30%
Crは耐酸化性の向上及び高温強度向上に寄与する。1
100℃を超える温度域での使用を考慮すると、十分な
耐酸化性を具備するために少なくとも23%以上含有す
る必要がある。しかし、含有量が30%を超え第4図に
示すようにオーステナイト中にCr炭化物が分散し、引
張延性が低下する。このため、上限は30%とする。
100℃を超える温度域での使用を考慮すると、十分な
耐酸化性を具備するために少なくとも23%以上含有す
る必要がある。しかし、含有量が30%を超え第4図に
示すようにオーステナイト中にCr炭化物が分散し、引
張延性が低下する。このため、上限は30%とする。
Ni:40〜55%
NiはCr、Feと共にオーステナイト相を形成し、耐
酸化性の向上に寄与すると共にCr炭化物の長時間使用
後の安定性(−次炭化物の球状化、二次炭化物の成長抑
制)を付与する。更に、チューブ表面近傍の酸化被膜の
安定性に寄与し耐浸炭性が向上する。1100℃を超え
る温度域での使用を考慮すると、少なくとも40%以上
含有する必要がある。しかし、55%を超えて含有して
も、含有量に対応する効果が認められないので上限は5
5%とする。
酸化性の向上に寄与すると共にCr炭化物の長時間使用
後の安定性(−次炭化物の球状化、二次炭化物の成長抑
制)を付与する。更に、チューブ表面近傍の酸化被膜の
安定性に寄与し耐浸炭性が向上する。1100℃を超え
る温度域での使用を考慮すると、少なくとも40%以上
含有する必要がある。しかし、55%を超えて含有して
も、含有量に対応する効果が認められないので上限は5
5%とする。
N b :0.2%〜18%
Nbは鋳造の凝固時に粒界にNb5Ti炭化物を形成す
る。この存在はクリープにおける粒界破壊抵抗を高め、
クリープ破断寿命が増大する。このため、少なくとも0
.2%含有することが望ましい。しかし、含有量が1.
8%を超えるとクリープ破断強度及び耐酸化性が低下す
るため、上限は1.8%とする。
る。この存在はクリープにおける粒界破壊抵抗を高め、
クリープ破断寿命が増大する。このため、少なくとも0
.2%含有することが望ましい。しかし、含有量が1.
8%を超えるとクリープ破断強度及び耐酸化性が低下す
るため、上限は1.8%とする。
N:0.2%以下
Nは鋼の中に固溶し、0.2%を超えると硬化を招いて
室温引張伸びを低下させる。このため、上限は0.2%
とする。
室温引張伸びを低下させる。このため、上限は0.2%
とする。
本発明の耐熱合金は上記の成分元素を含有し、残部は不
可避的に混入する不純物元素及びFeからなる。
可避的に混入する不純物元素及びFeからなる。
本発明の耐熱合金は、必要に応じてNiの一部を、0,
5%以上のCoと置換することもできる。
5%以上のCoと置換することもできる。
CoはNiと同様にオーステナイト相の安定化、耐酸化
性及び高温強度の向上に寄与するからである。なお、そ
の含有量はNiとの合計量にて40〜55%とする。
性及び高温強度の向上に寄与するからである。なお、そ
の含有量はNiとの合計量にて40〜55%とする。
また、本発明の耐熱合金は、必要に応じて上記元素の一
部を、如何に記載する成分元素の1種又は2種以上と置
換することもできる。
部を、如何に記載する成分元素の1種又は2種以上と置
換することもできる。
AI:0.02〜0.6%
AIはSiと同様にチューブ表面近傍にAl2O3被膜
を形成し、Cの侵入を抑制する効果がある。
を形成し、Cの侵入を抑制する効果がある。
このため、少なくとも0.02%以上含有する。
しかし、含有量が0,6%を超えると延性の低下を招く
ので、上限は0.6%とする。
ので、上限は0.6%とする。
Ti:0.01〜0.5%
Tiはクリープ破断強度の向上に寄与する。このため、
少なくとも0.01%以上含有する必要がある。しかし
、0.5%を超えて含有してもそれに対応する効果が得
られないので上限は0.5%とする。
少なくとも0.01%以上含有する必要がある。しかし
、0.5%を超えて含有してもそれに対応する効果が得
られないので上限は0.5%とする。
Z r :0.01〜0.5%
ZrもTiと同様に、クリープ破断強度の向上に寄与す
る。少なくとも0.01%以上含有する必要がある。し
かし、0.5%を超えて含有してもそれに対応する効果
が得られないので上限は05%とする。
る。少なくとも0.01%以上含有する必要がある。し
かし、0.5%を超えて含有してもそれに対応する効果
が得られないので上限は05%とする。
更に、本発明の耐熱合金にあっては、必要に応じて上記
元素の一部を、以下に記載する成分元素の1種又は2種
以上と置換することもできる。
元素の一部を、以下に記載する成分元素の1種又は2種
以上と置換することもできる。
Ca :O,OO1〜0.5%
Caは材料が高温に加熱されると材料表面に酸化物を形
成し、Cが材料の内部に拡散するのを抑制する作用があ
り、耐浸炭性の向上に寄与する。
成し、Cが材料の内部に拡散するのを抑制する作用があ
り、耐浸炭性の向上に寄与する。
そのため、0.001%以上含有させるが、あまりに多
く含有すると溶接性その他の材料特性を損うのでその上
限は0.5%とする。
く含有すると溶接性その他の材料特性を損うのでその上
限は0.5%とする。
B :O、o 5%以下
Bは結晶粒界を強化し、クリープ破断強度の向上に寄与
する。しかし、あまりに多く含有すると溶接性その他の
材料特性を損なうため、上限は0゜05%とする。
する。しかし、あまりに多く含有すると溶接性その他の
材料特性を損なうため、上限は0゜05%とする。
Y :0.5%以下
Yは耐浸炭性の向上に寄与する。その効果を発揮させる
ため、最大0,5%を含有させることができる。
ため、最大0,5%を含有させることができる。
Hf :0.5%以下
Hfは、Yと同様、耐浸炭性の向上に寄与し、その効果
を発揮させるために最大0.5%を含有させることがで
きる。
を発揮させるために最大0.5%を含有させることがで
きる。
次に、実施例を挙げて本発明合金の耐浸炭性向上効果を
具体的に説明する。
具体的に説明する。
(実施例)
高周波誘導溶解炉で各種成分の合金を溶製し、遠心鋳造
にて鋳塊を製造した。各供試材の化学成分組成を第1表
に示す。
にて鋳塊を製造した。各供試材の化学成分組成を第1表
に示す。
各供試材から試験片(厚さ15mm5幅25mm、長さ
70mm)を作製し、供試材Nα1〜Nα14について
浸炭試験、供試材Nα1、Nα2、Nα5〜Nα8につ
いてクリープ破断試験、供試材Nα1、No、 2、N
α5〜Nα7についてクリープ伸び試験、及び供試材N
α4、Nα6、Nα8について時効後の室温引張伸び試
験を行なった。
70mm)を作製し、供試材Nα1〜Nα14について
浸炭試験、供試材Nα1、Nα2、Nα5〜Nα8につ
いてクリープ破断試験、供試材Nα1、No、 2、N
α5〜Nα7についてクリープ伸び試験、及び供試材N
α4、Nα6、Nα8について時効後の室温引張伸び試
験を行なった。
浸炭試験は、固体浸炭試験法によったもので、浸炭条件
を第4図に示す。なお、浸炭試験は、第4図に示す条件
にて17回(48hrs、x 17回=816hrs、
)繰り返して浸炭処理し、試験片の表面から0゜5mm
ピッチにて切粉を採取し、切粉を化学分析してカーボン
の増加量を調べた。その結果を第1図に示す。
を第4図に示す。なお、浸炭試験は、第4図に示す条件
にて17回(48hrs、x 17回=816hrs、
)繰り返して浸炭処理し、試験片の表面から0゜5mm
ピッチにて切粉を採取し、切粉を化学分析してカーボン
の増加量を調べた。その結果を第1図に示す。
クリープ破断試験の結果を第2図に示す。
クリープ伸び試験は、温度1100℃、荷重1.5kg
f/mm’にて行なった。その結果を第3図に示す。
f/mm’にて行なった。その結果を第3図に示す。
時効後の室温引張伸び試験は1100℃にて1000時
間時効処理した後、室温にて引張試験を行ない、伸びを
調べた。その結果は、供試材Nα4が3.1%、Nα6
が4.8%、Nα8が4,7%であった。
間時効処理した後、室温にて引張試験を行ない、伸びを
調べた。その結果は、供試材Nα4が3.1%、Nα6
が4.8%、Nα8が4,7%であった。
(以下余白)
第1表において、供試材Nα1〜Nα4は比較用の従来
合金、供試材Nα5〜Nα14は本発明にかかる合金で
ある。
合金、供試材Nα5〜Nα14は本発明にかかる合金で
ある。
第1図を参照すると、本発明合金のカーボン増加量は、
従来合金よりも約50%以上少ない。なお、供試材Nα
9は、Na5と略同じ結果であり、Nα12及びNα1
3は、Nα11と略同じ結果であったので第1図中への
表示は省略している。
従来合金よりも約50%以上少ない。なお、供試材Nα
9は、Na5と略同じ結果であり、Nα12及びNα1
3は、Nα11と略同じ結果であったので第1図中への
表示は省略している。
第2図を参照すると、本発明合金のクリープ破断強度は
従来合金よりも約20%増加することが認められる。
従来合金よりも約20%増加することが認められる。
第3図を参照すると、本発明合金の2次りリープ速度は
従来合金の約175程度であり、クリープ抵抗が大幅に
改良されていることがわかる。
従来合金の約175程度であり、クリープ抵抗が大幅に
改良されていることがわかる。
なお、1100℃−1000時間の時効後の室温伸びは
、前述の結果から明らかなように、本発明の合金の方が
従来合金よりも大きい。この伸びが小さいと使用後の溶
接性の低下を招く。この点、本発明は、使用後の溶接性
においても従来合金よりもすぐれている。
、前述の結果から明らかなように、本発明の合金の方が
従来合金よりも大きい。この伸びが小さいと使用後の溶
接性の低下を招く。この点、本発明は、使用後の溶接性
においても従来合金よりもすぐれている。
これらの結果から明らかなように、本発明合金は耐浸炭
性にすぐれ、クリープ強度が高く、時効後の延性にすぐ
れている。
性にすぐれ、クリープ強度が高く、時効後の延性にすぐ
れている。
(発明の効果)
本発明の耐熱合金は、1100℃を超える温度域での使
用においてすぐれた耐浸炭性を備え、高いクリープ強度
と時効後の延性にすぐれている。
用においてすぐれた耐浸炭性を備え、高いクリープ強度
と時効後の延性にすぐれている。
従って、本発明の合金は、石油化学工業におけるクラッ
キングチューブや、リフォーミングチューブの材料とし
て好適である。
キングチューブや、リフォーミングチューブの材料とし
て好適である。
第1図は浸炭試験におけるカーボン増加量を示すグラフ
、第2図はクリープ破断試験の結果を示すグラフ、第3
図はクリープ伸び試験の結果を示すグラフ、及び第4図
は浸炭条件の説明図である。 (%) 破断寿命 表面からの距離(−彌) (%/hrs、) NO,6 (温度) 第4図
、第2図はクリープ破断試験の結果を示すグラフ、第3
図はクリープ伸び試験の結果を示すグラフ、及び第4図
は浸炭条件の説明図である。 (%) 破断寿命 表面からの距離(−彌) (%/hrs、) NO,6 (温度) 第4図
Claims (4)
- (1)重量%にて、C:0.3〜0.8%、Si:3%
以下、Mn:2%以下、Cr:23〜30%、Ni:4
0〜55%、Nb:0.2〜1.8%及びN:0.2%
以下を含有し、残部実質的にFeからなる耐浸炭性にす
ぐれ、クリープ強度及び時効後の延性の高い耐熱合金。 - (2)Niの一部に代えてCoを含有し、Coは0.5
%以上であって、Co+Ni:40〜55%である特許
請求の範囲第1項に記載の耐熱合金。 - (3)Al:0.02〜0.6%、Ti:0.01〜0
.5%及びZr:0.01〜0.5%からなる群の中か
ら選択された成分を少なくとも1種含んでいる特許請求
の範囲第1項又は第2項に記載の耐熱合金。 - (4)Ca:0.001〜0.5%、B:0.05%以
下、Y:0.5%以下及びHf:0.5%以下からなる
群の中から選択された成分を少なくとも1種含んでいる
特許請求の範囲第1項乃至第3項の何れかに記載の耐熱
合金。
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EP90106418A EP0391381B1 (en) | 1989-04-05 | 1990-04-04 | Heat-resistant alloy |
DE69010369T DE69010369T2 (de) | 1989-04-05 | 1990-04-04 | Hitzebeständige Legierung. |
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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1086562A JPH072981B2 (ja) | 1989-04-05 | 1989-04-05 | 耐熱合金 |
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JPH072981B2 JPH072981B2 (ja) | 1995-01-18 |
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-
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- 1990-04-03 US US07/503,575 patent/US5019331A/en not_active Expired - Fee Related
- 1990-04-04 EP EP90106418A patent/EP0391381B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1990-04-04 DE DE69010369T patent/DE69010369T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1990-04-05 CA CA002013995A patent/CA2013995A1/en not_active Abandoned
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EP0391381A1 (en) | 1990-10-10 |
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