JPH09263874A - 高温強度に優れたＦｅおよびＮｉ基耐熱合金 - Google Patents
高温強度に優れたＦｅおよびＮｉ基耐熱合金Info
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- JPH09263874A JPH09263874A JP8073715A JP7371596A JPH09263874A JP H09263874 A JPH09263874 A JP H09263874A JP 8073715 A JP8073715 A JP 8073715A JP 7371596 A JP7371596 A JP 7371596A JP H09263874 A JPH09263874 A JP H09263874A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 従来、溶製材では加工が困難で、かつ粉末耐
熱合金では、高温で強度不足を解消した極めて優れた強
度を有し、しかも容易に加工することを可能としたＦｅ
およびＮｉ基耐熱合金を提供すること。 【解決手段】 ガスアトマイズによって製造された、Ｃ
ｒを重量で１５％以上含む合金粉末を用いて熱間におい
て鍛造、圧延または押出により固化成形された、重量で
Ｂを５０〜３００ｐｐｍ含み、かつＯ≦１００ｐｐｍ，
Ａｌ≦０．５％，Ｔｉ≦０．５％に規制することを特徴
とする高温強度に優れたＦｅおよびＮｉ基耐熱合金。
熱合金では、高温で強度不足を解消した極めて優れた強
度を有し、しかも容易に加工することを可能としたＦｅ
およびＮｉ基耐熱合金を提供すること。 【解決手段】 ガスアトマイズによって製造された、Ｃ
ｒを重量で１５％以上含む合金粉末を用いて熱間におい
て鍛造、圧延または押出により固化成形された、重量で
Ｂを５０〜３００ｐｐｍ含み、かつＯ≦１００ｐｐｍ，
Ａｌ≦０．５％，Ｔｉ≦０．５％に規制することを特徴
とする高温強度に優れたＦｅおよびＮｉ基耐熱合金。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、粉末冶金法で製造
された合金粉を固化成形して得られる高温強度に優れた
耐熱合金に関するものである。
された合金粉を固化成形して得られる高温強度に優れた
耐熱合金に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】従来、優れた耐熱性を賦与するためＦｅ
およびＮｉ基合金は、ＭｏやＷなどの多量の合金元素が
添加されているが、それらの元素の重度の偏析により熱
間加工性が劣り、歩留り良く部材を製造することが困難
となる問題がある。そのためそれらと同様な成分を有す
る材料をガスアトマイズ等の急速凝固により偏析を最小
限にして粉末化し、その粉末をカプセルに詰め、熱間に
おいて鋳造、圧延または押出で固化成形する方法が開発
されてきた。
およびＮｉ基合金は、ＭｏやＷなどの多量の合金元素が
添加されているが、それらの元素の重度の偏析により熱
間加工性が劣り、歩留り良く部材を製造することが困難
となる問題がある。そのためそれらと同様な成分を有す
る材料をガスアトマイズ等の急速凝固により偏析を最小
限にして粉末化し、その粉末をカプセルに詰め、熱間に
おいて鋳造、圧延または押出で固化成形する方法が開発
されてきた。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかし、一般に高温で
の強度の指標であるクリープラプチャー強度は、結晶粒
度に依存するといわれ、結晶粒が大きい程ラプチャー強
度は高い。従って、固化成形された粉末合金は、結晶粒
径が小さい等の理由のため、同様の成分を有する従来の
鋳造−熱間加工工程により製造された材料より使用され
る温度が上昇するにつれて強度が劣るという問題を有し
ている。また、粉末冶金法で製造した耐熱合金のラプチ
ャー強度が溶製材と比べて劣る理由としては、粉末成形
品は熱処理を施しても結晶粒度が成長しにくく、また、
成長したとしても混粒を呈する場合が多いこと等が考え
られる。従って、ラプチャー強度を改善するためには、
結晶粒を整粒かつ大きくしなければならない。
の強度の指標であるクリープラプチャー強度は、結晶粒
度に依存するといわれ、結晶粒が大きい程ラプチャー強
度は高い。従って、固化成形された粉末合金は、結晶粒
径が小さい等の理由のため、同様の成分を有する従来の
鋳造−熱間加工工程により製造された材料より使用され
る温度が上昇するにつれて強度が劣るという問題を有し
ている。また、粉末冶金法で製造した耐熱合金のラプチ
ャー強度が溶製材と比べて劣る理由としては、粉末成形
品は熱処理を施しても結晶粒度が成長しにくく、また、
成長したとしても混粒を呈する場合が多いこと等が考え
られる。従って、ラプチャー強度を改善するためには、
結晶粒を整粒かつ大きくしなければならない。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は上述したような
問題を解消したもので、その第１の発明は、ガスアトマ
イズによって製造された、Ｃｒを重量で１５％以上含む
合金粉末を用いて熱間において鍛造、圧延または押出に
より固化成形された、重量でＢを５０〜３００ｐｐｍ含
み、かつＯ≦１００ｐｐｍ，Ａｌ≦０．５％，Ｔｉ≦
０．５％に規制することを特徴とする高温強度に優れた
ＦｅおよびＮｉ基耐熱合金にある。これらの合金は熱処
理を施すことにより結晶粒の整粒かつ粗大化が可能で、
ラプチャー強度を溶製材並に改善することが出来る。ま
た、第２発明は減面率５０％以上の冷間加工により、更
にラプチャー強度の向上が可能である高温強度に優れた
ＦｅおよびＮｉ基耐熱合金にある。
問題を解消したもので、その第１の発明は、ガスアトマ
イズによって製造された、Ｃｒを重量で１５％以上含む
合金粉末を用いて熱間において鍛造、圧延または押出に
より固化成形された、重量でＢを５０〜３００ｐｐｍ含
み、かつＯ≦１００ｐｐｍ，Ａｌ≦０．５％，Ｔｉ≦
０．５％に規制することを特徴とする高温強度に優れた
ＦｅおよびＮｉ基耐熱合金にある。これらの合金は熱処
理を施すことにより結晶粒の整粒かつ粗大化が可能で、
ラプチャー強度を溶製材並に改善することが出来る。ま
た、第２発明は減面率５０％以上の冷間加工により、更
にラプチャー強度の向上が可能である高温強度に優れた
ＦｅおよびＮｉ基耐熱合金にある。
【０００５】以下に本発明に係る化学成分の限定理由を
説明する。Ｃｒ部材が高温で使用される際に必要な耐酸
化性を与えるものであり、１５％未満ではその効果が小
さいため１５％以上とした。また、Ｂ：５０ｐｐｍ以上
添加することにより結晶粒の整粒かつ粗大化が可能にな
る。しかし、３００ｐｐｍ以上添加してもその効果は添
加量程顕著ではなく、またオーバーヒート温度が低下
し、熱間加工において問題が生じるため、上限を３００
ｐｐｍと限定した。つまり、熱間加工上問題のない程度
で結晶粒の整粒かつ粗大化のためにはＢ量を５０〜３０
０ｐｐｍと限定する。
説明する。Ｃｒ部材が高温で使用される際に必要な耐酸
化性を与えるものであり、１５％未満ではその効果が小
さいため１５％以上とした。また、Ｂ：５０ｐｐｍ以上
添加することにより結晶粒の整粒かつ粗大化が可能にな
る。しかし、３００ｐｐｍ以上添加してもその効果は添
加量程顕著ではなく、またオーバーヒート温度が低下
し、熱間加工において問題が生じるため、上限を３００
ｐｐｍと限定した。つまり、熱間加工上問題のない程度
で結晶粒の整粒かつ粗大化のためにはＢ量を５０〜３０
０ｐｐｍと限定する。
【０００６】Ｏ：ガスアトマイズ後の合金粉末を用いて
成形品を製造する場合、ハンドリング時等に合金粉が酸
化されるため酸化物は不可避的不純物であり、その量は
溶製材と比べて多く、粒界に酸化物が存在する。酸化物
が粒界に存在するとボイドの発生が容易になりラプチャ
ー強度が低下する。酸素は酸化物を形成する元素であ
り、酸素量が１００ｐｐｍを越えて存在すると粒界に存
在する酸化物量は著しく多くなる。従って、ラプチャー
強度を改善するためには酸素量を１００ｐｐｍ以下に限
定する必要がある。
成形品を製造する場合、ハンドリング時等に合金粉が酸
化されるため酸化物は不可避的不純物であり、その量は
溶製材と比べて多く、粒界に酸化物が存在する。酸化物
が粒界に存在するとボイドの発生が容易になりラプチャ
ー強度が低下する。酸素は酸化物を形成する元素であ
り、酸素量が１００ｐｐｍを越えて存在すると粒界に存
在する酸化物量は著しく多くなる。従って、ラプチャー
強度を改善するためには酸素量を１００ｐｐｍ以下に限
定する必要がある。
【０００７】Ａｌ，Ｔｉ：Ａｌ，Ｔｉは酸化物生成元素
で、しかも生成されたＡｌまたはＴｉ系酸化物は、他の
酸化物に比べクリープラプチャー強度を劣化させる。Ａ
ｌ，Ｔｉの量が０．５％を超えて存在するとＡｌまたは
Ｔｉ系酸化物量は著しく増加し、結晶粒が微細化され、
クリープラプチャー強度を劣化させる。従って、これら
の酸化物が多量に生成しないように両元素とも０．５％
以下に限定する。
で、しかも生成されたＡｌまたはＴｉ系酸化物は、他の
酸化物に比べクリープラプチャー強度を劣化させる。Ａ
ｌ，Ｔｉの量が０．５％を超えて存在するとＡｌまたは
Ｔｉ系酸化物量は著しく増加し、結晶粒が微細化され、
クリープラプチャー強度を劣化させる。従って、これら
の酸化物が多量に生成しないように両元素とも０．５％
以下に限定する。
【０００８】次に、冷間加工の効果について説明する。
酸化物は上述のように不可避的不純物であるが、粉末冶
金法で粉末合金を製造し固化成形した場合、その酸化物
の大きさは同量の酸素が含まれている溶製材の酸化物に
比べ非常に小さい。このような酸化物のうちＡｌ，Ｔｉ
系の酸化物以外は、冷間加工を施して微細に分散させる
ことによって、結晶粒内の転位組織を微細とし、合金の
高温での高強度化が可能である。この際、減面率が５０
％以上になるように冷間加工を施さなければクリープラ
プチャー強度を向上させる程の転位組織の微細化が得ら
れないため、冷間加工における減面率を５０％以上とし
た。
酸化物は上述のように不可避的不純物であるが、粉末冶
金法で粉末合金を製造し固化成形した場合、その酸化物
の大きさは同量の酸素が含まれている溶製材の酸化物に
比べ非常に小さい。このような酸化物のうちＡｌ，Ｔｉ
系の酸化物以外は、冷間加工を施して微細に分散させる
ことによって、結晶粒内の転位組織を微細とし、合金の
高温での高強度化が可能である。この際、減面率が５０
％以上になるように冷間加工を施さなければクリープラ
プチャー強度を向上させる程の転位組織の微細化が得ら
れないため、冷間加工における減面率を５０％以上とし
た。
【０００９】
【実施例】以下、本発明に係る実施例について説明す
る。表１に本発明鋼１〜６、比較鋼７〜１２の化学成分
を示す。Ｎｏ１〜１０はいずれも粉末冶金法によって粉
末にした合金を用い、熱間押出により固化成形された材
料である。次に、表２にそれぞれのＮｏにおける冷間加
工率と結晶粒度およびクリープラプチャー強度の関係を
示す。結晶粒度は冷間加工後固溶化処理を施し結晶粒度
を測定し、同様成分の溶製材の材料と比べ同程度なら
○、細かいもしくは、混粒となった場合には×とした。
クリープラプチャー強度は同様成分の溶製材と同一試験
条件にて行い、破断時間が溶製材の８０％以下なら×、
８０％より長く１２０％以下なら○、１５０％より長寿
命なら◎とした。
る。表１に本発明鋼１〜６、比較鋼７〜１２の化学成分
を示す。Ｎｏ１〜１０はいずれも粉末冶金法によって粉
末にした合金を用い、熱間押出により固化成形された材
料である。次に、表２にそれぞれのＮｏにおける冷間加
工率と結晶粒度およびクリープラプチャー強度の関係を
示す。結晶粒度は冷間加工後固溶化処理を施し結晶粒度
を測定し、同様成分の溶製材の材料と比べ同程度なら
○、細かいもしくは、混粒となった場合には×とした。
クリープラプチャー強度は同様成分の溶製材と同一試験
条件にて行い、破断時間が溶製材の８０％以下なら×、
８０％より長く１２０％以下なら○、１５０％より長寿
命なら◎とした。
【００１０】
【表１】
【００１１】
【表２】
【００１２】いずれの発明鋼も結晶粒度は溶製材と同様
である。また、比較鋼Ｎｏ８，９の材料もＢが添加され
ているため結晶粒度は溶製材と同程度である。Ｎｏ１０
の材料はＢの添加量が少ないため結晶粒の成長が起こら
ず細かい結晶粒もしくは混粒となっている。さらに、Ｎ
ｏ７の材料はＢ無添加のため結晶粒は整粒とならない。
つまり、Ｂを５０ｐｐｍ以上添加することによって結晶
粒を溶製材並に調整することが可能であることが判る。
しかし、Ｂを添加しているにも拘わらずＮｏ８，９の材
料はラプチャー強度が低い。これはＡｌ，Ｔｉ系の酸化
物の存在が、ラプチャー強度に悪影響を及ぼしているた
めである。更に付け加えると、これらの酸化物はＮｏ７
−２のラプチャー強度が×になっていることより、冷間
加工による酸化物の微細分散によって高強度化すること
ができないことを示している。
である。また、比較鋼Ｎｏ８，９の材料もＢが添加され
ているため結晶粒度は溶製材と同程度である。Ｎｏ１０
の材料はＢの添加量が少ないため結晶粒の成長が起こら
ず細かい結晶粒もしくは混粒となっている。さらに、Ｎ
ｏ７の材料はＢ無添加のため結晶粒は整粒とならない。
つまり、Ｂを５０ｐｐｍ以上添加することによって結晶
粒を溶製材並に調整することが可能であることが判る。
しかし、Ｂを添加しているにも拘わらずＮｏ８，９の材
料はラプチャー強度が低い。これはＡｌ，Ｔｉ系の酸化
物の存在が、ラプチャー強度に悪影響を及ぼしているた
めである。更に付け加えると、これらの酸化物はＮｏ７
−２のラプチャー強度が×になっていることより、冷間
加工による酸化物の微細分散によって高強度化すること
ができないことを示している。
【００１３】冷間加工を５０％以上施した材料は、どの
発明鋼でも溶製材に比べ、ラプチャー強度が高い。これ
はラプチャー強度に影響のない程度の量の酸化物が冷間
加工によって均一に微細分散されたため転位組織が緻密
に生成し、その結果ラプチャー強度が向上したものであ
る。
発明鋼でも溶製材に比べ、ラプチャー強度が高い。これ
はラプチャー強度に影響のない程度の量の酸化物が冷間
加工によって均一に微細分散されたため転位組織が緻密
に生成し、その結果ラプチャー強度が向上したものであ
る。
【００１４】
【発明の効果】以上述べたように、本発明は、従来溶製
材では加工が困難で、かつ粉末耐熱合金では、高温で強
度不足であるという問題を解決した極めて優れた強度を
有し、しかも容易に加工することを可能としたＦｅおよ
びＮｉ基合金を提供することにある。
材では加工が困難で、かつ粉末耐熱合金では、高温で強
度不足であるという問題を解決した極めて優れた強度を
有し、しかも容易に加工することを可能としたＦｅおよ
びＮｉ基合金を提供することにある。
Claims (2)
- 【請求項１】 ガスアトマイズによって製造された、Ｃ
ｒを重量で１５％以上含む合金粉末を用いて熱間におい
て鍛造、圧延または押出により固化成形された、重量で
Ｂを５０〜３００ｐｐｍ含み、かつＯ≦１００ｐｐｍ，
Ａｌ≦０．５％，Ｔｉ≦０．５％に規制することを特徴
とする高温強度に優れたＦｅおよびＮｉ基耐熱合金。 - 【請求項２】 請求項１に記載の材料において、減面率
５０％以上の冷間加工を加えることを特徴とする高温強
度に優れたＦｅおよびＮｉ基耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07371596A JP3340614B2 (ja) | 1996-03-28 | 1996-03-28 | 高温強度に優れたＦｅまたはＮｉ基耐熱固化成形体 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07371596A JP3340614B2 (ja) | 1996-03-28 | 1996-03-28 | 高温強度に優れたＦｅまたはＮｉ基耐熱固化成形体 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09263874A true JPH09263874A (ja) | 1997-10-07 |
| JP3340614B2 JP3340614B2 (ja) | 2002-11-05 |
Family
ID=13526203
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07371596A Expired - Fee Related JP3340614B2 (ja) | 1996-03-28 | 1996-03-28 | 高温強度に優れたＦｅまたはＮｉ基耐熱固化成形体 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3340614B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020105496A1 (ja) * | 2018-11-19 | 2020-05-28 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | オーステナイト鋼焼結材、オーステナイト鋼粉末およびタービン部材 |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5041704A (ja) * | 1973-03-22 | 1975-04-16 | ||
| JPS56169754A (en) * | 1980-06-02 | 1981-12-26 | Mitsubishi Metal Corp | Sintered fe-base alloy used for valve seat |
| JPS59200743A (ja) * | 1983-04-26 | 1984-11-14 | Daido Steel Co Ltd | 焼結工具鋼 |
| JPS6353232A (ja) * | 1986-08-25 | 1988-03-07 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 酸化物分散強化超耐熱合金 |
| JPS63216920A (ja) * | 1987-03-04 | 1988-09-09 | Daido Steel Co Ltd | 機械構造用部品の製造方法 |
| JPH06248378A (ja) * | 1993-02-23 | 1994-09-06 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 超耐食Ｎｉ基合金 |
| JPH06306553A (ja) * | 1993-04-21 | 1994-11-01 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐孔食性に優れたステンレス鋼 |
-
1996
- 1996-03-28 JP JP07371596A patent/JP3340614B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5041704A (ja) * | 1973-03-22 | 1975-04-16 | ||
| JPS56169754A (en) * | 1980-06-02 | 1981-12-26 | Mitsubishi Metal Corp | Sintered fe-base alloy used for valve seat |
| JPS59200743A (ja) * | 1983-04-26 | 1984-11-14 | Daido Steel Co Ltd | 焼結工具鋼 |
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| JPS63216920A (ja) * | 1987-03-04 | 1988-09-09 | Daido Steel Co Ltd | 機械構造用部品の製造方法 |
| JPH06248378A (ja) * | 1993-02-23 | 1994-09-06 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 超耐食Ｎｉ基合金 |
| JPH06306553A (ja) * | 1993-04-21 | 1994-11-01 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 耐孔食性に優れたステンレス鋼 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020105496A1 (ja) * | 2018-11-19 | 2020-05-28 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | オーステナイト鋼焼結材、オーステナイト鋼粉末およびタービン部材 |
| JP2020084229A (ja) * | 2018-11-19 | 2020-06-04 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | オーステナイト鋼焼結材およびタービン部材 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3340614B2 (ja) | 2002-11-05 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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