JPS61177352A - 石油化学工業反応管用耐熱鋳鋼 - Google Patents
石油化学工業反応管用耐熱鋳鋼Info
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- JPS61177352A JPS61177352A JP1886985A JP1886985A JPS61177352A JP S61177352 A JPS61177352 A JP S61177352A JP 1886985 A JP1886985 A JP 1886985A JP 1886985 A JP1886985 A JP 1886985A JP S61177352 A JPS61177352 A JP S61177352A
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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、石油化学工業用反応管等、１０００℃以上の
高温で使用される構造材料として好適な、高温特性と共
に室温伸び特性にすぐれたオーステナイト系耐熱鋳鋼に
関する。
高温で使用される構造材料として好適な、高温特性と共
に室温伸び特性にすぐれたオーステナイト系耐熱鋳鋼に
関する。
石油イヒ学工業用反応管、例えばエチレンクランキング
チューブや改質炉のりフォマチューブ等の管材として、
従来よりＡＳＴＭ ＨＫ４０材（０，４Ｃ−２５Ｃｒ
−２ＯＮ ｉ −Ｆ ｅ） 、ＨＰ４０材（０，４Ｃ
２５Ｃｒ−３５Ｎｉ−Ｆｅ） 、Ｎｂ等を含有すルＨＰ
改良材等が使用されてきた。
チューブや改質炉のりフォマチューブ等の管材として、
従来よりＡＳＴＭ ＨＫ４０材（０，４Ｃ−２５Ｃｒ
−２ＯＮ ｉ −Ｆ ｅ） 、ＨＰ４０材（０，４Ｃ
２５Ｃｒ−３５Ｎｉ−Ｆｅ） 、Ｎｂ等を含有すルＨＰ
改良材等が使用されてきた。
近時は、反応効率の改善等の要請から操業の高温化が進
み、反応管の使用条件の苛酷化が著しい。
み、反応管の使用条件の苛酷化が著しい。
これに対処するための新たな材料として、２５Ｃｒ３５
Ｎｉ−Ｆｅ系を基本成分組成とし、これにＡｌ、Ｔｉお
よびＢの３元素と、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ等の元素を添加した
耐熱鋳鋼が提案されている。
Ｎｉ−Ｆｅ系を基本成分組成とし、これにＡｌ、Ｔｉお
よびＢの３元素と、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ等の元素を添加した
耐熱鋳鋼が提案されている。
これらの耐熱鋳鋼は、従来のＨＰ改良材を凌ぐ高温特性
を有しており、特に１０００℃を越える高温域でのクリ
ープ破断強度や耐熱衝撃性等にすぐれ、また耐浸炭性等
も良好である。
を有しており、特に１０００℃を越える高温域でのクリ
ープ破断強度や耐熱衝撃性等にすぐれ、また耐浸炭性等
も良好である。
しかるに、上記耐熱鋳鋼は、高温でのクリープ破断強度
や耐熱衝撃性等にすぐれてはいるものの、室温伸び特性
の点で改良すべき余地が残されている。本発明は、この
点に鑑み、２５Ｃｒ −３５Ｎ ｉ −Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ
−（Ｗ−Ｍｏ−Ｎｂ）−Ｆｅ系耐熱鋳鋼につき、高温特
性と共に、改良された室温伸び特性を備えたオーステナ
イト系耐熱鋳鋼を提供しようとするものである。
や耐熱衝撃性等にすぐれてはいるものの、室温伸び特性
の点で改良すべき余地が残されている。本発明は、この
点に鑑み、２５Ｃｒ −３５Ｎ ｉ −Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ
−（Ｗ−Ｍｏ−Ｎｂ）−Ｆｅ系耐熱鋳鋼につき、高温特
性と共に、改良された室温伸び特性を備えたオーステナ
イト系耐熱鋳鋼を提供しようとするものである。
本発明に係る第１の耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．３〜０．６％
、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ ：
２０．０〜３０．０％、Ｎ ｉ ： ３０．０〜４０
．０％、ＡＩｌ：０．０２〜０．５０％、Ｔｉ：Ｑ、Ｑ
４〜０．５０％、Ｂ ： ０．０００２〜０．００４％
、Ｎｂ：０．３〜１．５％、残部実質的にＦｅ。
、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ ：
２０．０〜３０．０％、Ｎ ｉ ： ３０．０〜４０
．０％、ＡＩｌ：０．０２〜０．５０％、Ｔｉ：Ｑ、Ｑ
４〜０．５０％、Ｂ ： ０．０００２〜０．００４％
、Ｎｂ：０．３〜１．５％、残部実質的にＦｅ。
本発明の第２の耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓ
ｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．
０〜３０．０％、Ｎｉ：３０．０〜４０．０％、Ａｊ：
０．０２〜０．５０％、Ｔｉ：０．０４〜０．５０％
、Ｂ ： ０．０００２〜０．００４％、Ｗ ： ０．
５〜５．０％、残部実質的にＦｅ、本発明の第３の耐熱
鋳鋼は、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎ
ｉ：３０．０〜４０．０％、Ａｎ！：０．０２〜０．５
０％、Ｔｉ：０．０４〜０．５０％、Ｂ ： ０．００
０２〜０．００４％、Ｎｂ：０．３〜１．５％、Ｗ：０
．５〜３．０％、残部実質的にＦｅ、 本発明の第４の耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓ
ｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．
０〜３０．０％、Ｎｉ：３Ｑ、０〜４０．０％、ＡＩｌ
：０，０２〜０．５０％、Ｔｉ：０．０４〜０．５０％
、Ｂ ： ０．０００２〜０．００４％、Ｎｂ：０．３
〜１．５％、ｗ ： ０．５〜３．０％、Ｍ ｏ ：
０．２〜０．８％、残部実質的にＦ ｅ ％から成る化
学成分組成を有し、かつ第１〜第４の各耐熱鋳鋼の酸素
含有料は５０ｐｐｍ以下であり、清浄度は０．０５％以
下である点に特徴を有する。なお、本明細書において、
清浄度とは、ＪＩＳＧＯ５５５の規定により判定される
介在物の面積百分率（ｄ％）である（但し、判定視野数
＝６０、倍率：４００倍）。
ｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．
０〜３０．０％、Ｎｉ：３０．０〜４０．０％、Ａｊ：
０．０２〜０．５０％、Ｔｉ：０．０４〜０．５０％
、Ｂ ： ０．０００２〜０．００４％、Ｗ ： ０．
５〜５．０％、残部実質的にＦｅ、本発明の第３の耐熱
鋳鋼は、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：２．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎ
ｉ：３０．０〜４０．０％、Ａｎ！：０．０２〜０．５
０％、Ｔｉ：０．０４〜０．５０％、Ｂ ： ０．００
０２〜０．００４％、Ｎｂ：０．３〜１．５％、Ｗ：０
．５〜３．０％、残部実質的にＦｅ、 本発明の第４の耐熱鋳鋼は、Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓ
ｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．
０〜３０．０％、Ｎｉ：３Ｑ、０〜４０．０％、ＡＩｌ
：０，０２〜０．５０％、Ｔｉ：０．０４〜０．５０％
、Ｂ ： ０．０００２〜０．００４％、Ｎｂ：０．３
〜１．５％、ｗ ： ０．５〜３．０％、Ｍ ｏ ：
０．２〜０．８％、残部実質的にＦ ｅ ％から成る化
学成分組成を有し、かつ第１〜第４の各耐熱鋳鋼の酸素
含有料は５０ｐｐｍ以下であり、清浄度は０．０５％以
下である点に特徴を有する。なお、本明細書において、
清浄度とは、ＪＩＳＧＯ５５５の規定により判定される
介在物の面積百分率（ｄ％）である（但し、判定視野数
＝６０、倍率：４００倍）。
本発明の耐熱鋳鋼は、比較的多量のＡＩｌおよびＴｉを
含有している。このＡＮおよびＴｉは後記のように、高
温特性、殊に高温クリープ破断強度、耐熱衝撃性を良好
ならしめるための有効活性元素であるが、その反面鋼の
清浄度を害し、室温伸び特性を低下させる原因となる。
含有している。このＡＮおよびＴｉは後記のように、高
温特性、殊に高温クリープ破断強度、耐熱衝撃性を良好
ならしめるための有効活性元素であるが、その反面鋼の
清浄度を害し、室温伸び特性を低下させる原因となる。
すなわち、Ａｊ７およびＴｉはいずれも、酸素との親和
力が非常に大きいので、鋼中に通常のレベルの酸素が存
在すると、これに投与されるＡｊ、Ｔｉの少なからぬ量
が、酸化物を形成してスラグ化する。生成したスラグの
一部は、浮上分離しないまま、非金属介在物として鋼中
にとどまり鋼の清浄度を害する。この酸化による／ｌお
よびＴｉの損失分を加算して多量のＡｊ、Ｔｉを投与せ
ねばならず、それだけ介在物量が増し、清浄度が大きく
低下する。しかるに、本発明鋳鋼では、Ａｌ、Ｔｉの添
加効果が十分に発揮され、後記実施例にも示すように、
良好な高温特性と、耐力、抗張力、全伸び等の室温伸び
特性とを兼備している。
力が非常に大きいので、鋼中に通常のレベルの酸素が存
在すると、これに投与されるＡｊ、Ｔｉの少なからぬ量
が、酸化物を形成してスラグ化する。生成したスラグの
一部は、浮上分離しないまま、非金属介在物として鋼中
にとどまり鋼の清浄度を害する。この酸化による／ｌお
よびＴｉの損失分を加算して多量のＡｊ、Ｔｉを投与せ
ねばならず、それだけ介在物量が増し、清浄度が大きく
低下する。しかるに、本発明鋳鋼では、Ａｌ、Ｔｉの添
加効果が十分に発揮され、後記実施例にも示すように、
良好な高温特性と、耐力、抗張力、全伸び等の室温伸び
特性とを兼備している。
次に本発明合金の成分限定理由について説明する。
Ｃ：０．３ 〜０．６ ％
Ｃは鋼の鋳造性を良くするほか、後記Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｒ
等との共存下に炭化物を形成し、クリープ破断強度を高
める効果を有する。この効果を得るためには少なくとも
０．３％を必要とする。Ｃ量の増加に伴ってクリープ破
断強度も向上するが、その反面二次炭化物の析出量が増
加するために、使用後の靭性低下が著しくなるほか、溶
接性も低下するので、０．６％を上限とする。
等との共存下に炭化物を形成し、クリープ破断強度を高
める効果を有する。この効果を得るためには少なくとも
０．３％を必要とする。Ｃ量の増加に伴ってクリープ破
断強度も向上するが、その反面二次炭化物の析出量が増
加するために、使用後の靭性低下が著しくなるほか、溶
接性も低下するので、０．６％を上限とする。
Ｓｉ：２．０％以下
５４は脱酸剤としての役割を有するほか、耐浸炭性の改
善に有効な元素である。しかし、２．０％をこえると、
溶接性が著しく損なわれるので、２．０％を上限とする
。
善に有効な元素である。しかし、２．０％をこえると、
溶接性が著しく損なわれるので、２．０％を上限とする
。
Ｍｎ：２，０％以下
ＭｎはＳｉと同様に脱酸剤としての役割を有するほか、
溶鋼中の硫黄（Ｓ）をＭ ｎ Ｓとして固定・無害化す
る効果を有する。しかし、２．０％をこえると、耐酸化
性の低下を招くので、２．０％以下とする。
溶鋼中の硫黄（Ｓ）をＭ ｎ Ｓとして固定・無害化す
る効果を有する。しかし、２．０％をこえると、耐酸化
性の低下を招くので、２．０％以下とする。
Ｃｒ ： ２０．０〜３０．０％
ＣｒはＮｉとの共存下に、オーステナイト組織を形成し
、高温強度および耐酸化性等を高める。
、高温強度および耐酸化性等を高める。
特に、１０００℃以上の高温での強度、耐酸化性を確保
するためには、少なくとも２０．０％であることが必要
である。含有量の増加に伴って、その効果は増強するが
、あまり多くなると、使用後の靭性の低下が著しくなる
ので、３０．０％を上限とする。
するためには、少なくとも２０．０％であることが必要
である。含有量の増加に伴って、その効果は増強するが
、あまり多くなると、使用後の靭性の低下が著しくなる
ので、３０．０％を上限とする。
Ｎｉ：３Ｑ、０〜４０．０％
Ｎｉは前記Ｃｒとの共存下にオーステナイト組織を保つ
元素であり、耐酸化性、高温強度および組織的安定性を
高める効果を有する。特に、１０００℃以上の高温用途
での耐酸化性および強度等を確保するには、少なくとも
３０．０％が必要である。含有量の増加にともなってそ
の効果は増大するが、４０．０％をこえると、はぼ効果
が飽和するので、４０．０％を上限とする。
元素であり、耐酸化性、高温強度および組織的安定性を
高める効果を有する。特に、１０００℃以上の高温用途
での耐酸化性および強度等を確保するには、少なくとも
３０．０％が必要である。含有量の増加にともなってそ
の効果は増大するが、４０．０％をこえると、はぼ効果
が飽和するので、４０．０％を上限とする。
本発明鋳鋼は上記２５Ｃｒ ３５Ｎｉ−Ｆｅ系を基本
成分系として、ＡＩ、ＴｉおよびＢの３元素を。
成分系として、ＡＩ、ＴｉおよびＢの３元素を。
複合含有し、Ｔｉは鋼中のＣ，Ｎとの結合により炭化物
、窒化物、炭窒化物等の化合物を形成し、Ａｌ、Ｂは、
これらの化合物を微細に分散させると共に、粒界を強化
する働きを有する。
、窒化物、炭窒化物等の化合物を形成し、Ａｌ、Ｂは、
これらの化合物を微細に分散させると共に、粒界を強化
する働きを有する。
Ｔｉ：０．０４〜０．５０％
Ｔｉは炭窒化物等の形成により高温強度、耐熱衝撃性等
を高める。また、Ａｌとの相剰効果により耐浸炭性の向
上に奏効する。含有量が０．０４％に満たないと、その
効果は十分でない。含有量の増加に伴って効果は増大す
るが、０．５０％をこえると、析出物の粗大化や酸化物
系介在物量の増加により、強度がやや低下してくる。よ
って、０．０４〜０．５Ｑ％とする。
を高める。また、Ａｌとの相剰効果により耐浸炭性の向
上に奏効する。含有量が０．０４％に満たないと、その
効果は十分でない。含有量の増加に伴って効果は増大す
るが、０．５０％をこえると、析出物の粗大化や酸化物
系介在物量の増加により、強度がやや低下してくる。よ
って、０．０４〜０．５Ｑ％とする。
Ａｌ７０．０２〜０．５０％
Ａｆはクリープ破断強度等の改善効果を有し、また上記
のようにＴｉとの共存下に耐浸炭性を高める。含有量が
０．０２％に満たないと、その効果は十分でない。含有
量の増加に伴い効果は増大するが、０．５０％をこえる
と却って強度低下を招く。従って、０．０２〜０．５０
％とする。
のようにＴｉとの共存下に耐浸炭性を高める。含有量が
０．０２％に満たないと、その効果は十分でない。含有
量の増加に伴い効果は増大するが、０．５０％をこえる
と却って強度低下を招く。従って、０．０２〜０．５０
％とする。
Ｂ ： ０．０００２〜０．００４ ％Ｂは基地の
結晶粒界を強化すると共に、前記Ｔｉ系析出物の粗大化
を防ぎ、微細析出に寄与し、更に析出後の凝集粗大化を
遅延させることにより、クリープ破断強度を高める。こ
の場合、 ０．０００２％に満たないと、効果が不足す
る。０．００４％までは、含有量の増加に伴って強度の
向上をみるが、それをこえると、効果はほぼ飽和する。
結晶粒界を強化すると共に、前記Ｔｉ系析出物の粗大化
を防ぎ、微細析出に寄与し、更に析出後の凝集粗大化を
遅延させることにより、クリープ破断強度を高める。こ
の場合、 ０．０００２％に満たないと、効果が不足す
る。０．００４％までは、含有量の増加に伴って強度の
向上をみるが、それをこえると、効果はほぼ飽和する。
また、溶接性も低下する。従って、０．０００２〜０．
００４％とする。
００４％とする。
本発明耐熱鋳鋼は、上記諸元素のほか、更に、Ｎｂ、Ｗ
、、Ｍｏから選ばれる元素を含有する。この場合におい
て、第１の耐熱鋳鋼はＮｂを、第２の耐熱鋳鋼はＷを、
第３の耐熱鋳鋼はＮｂおよびＷを、また第４の耐熱鋳鋼
は、Ｎｂ、ＷおよびＭｏを、それぞれ含有する。
、、Ｍｏから選ばれる元素を含有する。この場合におい
て、第１の耐熱鋳鋼はＮｂを、第２の耐熱鋳鋼はＷを、
第３の耐熱鋳鋼はＮｂおよびＷを、また第４の耐熱鋳鋼
は、Ｎｂ、ＷおよびＭｏを、それぞれ含有する。
Ｎｂ：０．３〜１．５％
Ｎｂはクリープ破断強度および耐浸炭性を高める効果を
有する。０．３％未満では、これらの特性を同時に満足
させることができない、しかし、１．５％をこえると、
却ってクリープ破断強度の低下をみる。従って、０．３
〜１．５％とする。なお、Ｎｂは通常これと同効元素で
あるＴａを随伴しているので、その場合は、Ｔａとの合
計量が上記範囲内にあればよい。
有する。０．３％未満では、これらの特性を同時に満足
させることができない、しかし、１．５％をこえると、
却ってクリープ破断強度の低下をみる。従って、０．３
〜１．５％とする。なお、Ｎｂは通常これと同効元素で
あるＴａを随伴しているので、その場合は、Ｔａとの合
計量が上記範囲内にあればよい。
Ｗ：Ｏ，Ｓ〜５．０％
Ｗは高温強度を高める効果を有する。その効果は含有量
０．５％から認められる。含有量を増すに伴って効果は
増大するが、５．０％をこえる必要は特になく、また耐
酸化性の低下を伴うので、５．０％を上限とする。なお
、ＮｂまたはＭｏのいずれか一方または両者を複合含有
する場合は、これらの元素との相剰効果が付加されるの
で、Ｗ含有量は３．０をこえる必要はな（、従って、０
．５〜３．０％とする。
０．５％から認められる。含有量を増すに伴って効果は
増大するが、５．０％をこえる必要は特になく、また耐
酸化性の低下を伴うので、５．０％を上限とする。なお
、ＮｂまたはＭｏのいずれか一方または両者を複合含有
する場合は、これらの元素との相剰効果が付加されるの
で、Ｗ含有量は３．０をこえる必要はな（、従って、０
．５〜３．０％とする。
Ｍ ｏ ： ０．２〜０．８％
ＭｏはＮｂおよびＷとの組合わせにおいて、高温強度の
向上に寄与する。その効果は、含有量０．２％から認め
られる。但し、０．８％をこえると、耐酸化性が悪くな
る。よって、０．２〜０．８％とする。
向上に寄与する。その効果は、含有量０．２％から認め
られる。但し、０．８％をこえると、耐酸化性が悪くな
る。よって、０．２〜０．８％とする。
本発明の耐熱鋳鋼は、脱ガス溶解により溶製することが
できる。脱ガス溶解においては、次式：％式％（） で示されるように、鋼中の溶解酸素はＣと反応して除去
される。鋼中の酸素量を十分に低下させてＡｆおよびＴ
ｉを添加すれば、大気溶解の場合に比し、ＡｌおよびＴ
ｉの酸化消耗量が少なく、従って、それだけＡｌおよび
Ｔｉの必要な添加量が少なくてすむこと、および非金属
介在物の生成量が減少し、鋼の清浄度が高められること
になる。
できる。脱ガス溶解においては、次式：％式％（） で示されるように、鋼中の溶解酸素はＣと反応して除去
される。鋼中の酸素量を十分に低下させてＡｆおよびＴ
ｉを添加すれば、大気溶解の場合に比し、ＡｌおよびＴ
ｉの酸化消耗量が少なく、従って、それだけＡｌおよび
Ｔｉの必要な添加量が少なくてすむこと、および非金属
介在物の生成量が減少し、鋼の清浄度が高められること
になる。
本発明に規定する清浄度（ｄ％）：０．０５％以下を確
保するには、脱ガス溶解において、鋼中酸素量を５０ｐ
ｐｍ以下に低減することを要する。このための脱ガス処
理は、真空タンク内の最高真空度を５．０ｍＨｇ以下と
し、この最高真空度を約２０分以上、長くても３０分継
続されることにより充分に達成される。この脱ガス溶解
により、脱酸効果のほか、窒素ガスの低減効果も得られ
るので、Ａｌ、Ｔｉの窒素との反応による非金属介在物
の生成量も減少し、より清浄度が高められる。
保するには、脱ガス溶解において、鋼中酸素量を５０ｐ
ｐｍ以下に低減することを要する。このための脱ガス処
理は、真空タンク内の最高真空度を５．０ｍＨｇ以下と
し、この最高真空度を約２０分以上、長くても３０分継
続されることにより充分に達成される。この脱ガス溶解
により、脱酸効果のほか、窒素ガスの低減効果も得られ
るので、Ａｌ、Ｔｉの窒素との反応による非金属介在物
の生成量も減少し、より清浄度が高められる。
また、脱ガス溶解により一旦脱ガスされた溶湯は、その
後出湯を経て、鋳造を完了するに到るまでの間における
ガス吸収量は極微量で無視し得ること、従って鋳造を、
脱ガス雰囲気、アルゴン雰囲気、または大気中のいずれ
で実施しても、得られる鋳造品の品質に実質的な差異は
ないことも確認されている。
後出湯を経て、鋳造を完了するに到るまでの間における
ガス吸収量は極微量で無視し得ること、従って鋳造を、
脱ガス雰囲気、アルゴン雰囲気、または大気中のいずれ
で実施しても、得られる鋳造品の品質に実質的な差異は
ないことも確認されている。
叉鳳■エニ土
脱ガス溶解法または大気溶解法により溶製した耐熱鋳鋼
を大気中での鋳造に付して鋳造品を得た。
を大気中での鋳造に付して鋳造品を得た。
第１表に鋳造品の化学成分組成、酸素含有量、および清
浄度（ｄ％’） （ＪＩＳ Ｇ ０５５５）を示
す。
浄度（ｄ％’） （ＪＩＳ Ｇ ０５５５）を示
す。
なお、ＴｉおよびＡＩｌについては、添加量（カッコ内
数値）を併記した。
数値）を併記した。
各鋳造品について、室温引張り試験を行い、第２表に示
す結果を得た。
す結果を得た。
表中、「溶解条件」欄の真空度は最高到達真空度であり
、そ継続時間は、いずれも２０分である。
、そ継続時間は、いずれも２０分である。
第１表に示すように、脱ガス溶解による本発明例では、
鋼中酸素量が低いので、ＡＡ’ＳＴｉの添加歩留りが高
く、大気溶解による比較例に比し、半分量の添加で所要
の含有量に調整されている。
鋼中酸素量が低いので、ＡＡ’ＳＴｉの添加歩留りが高
く、大気溶解による比較例に比し、半分量の添加で所要
の含有量に調整されている。
これにより、本発明例の清浄度は、０．０３〜０．０５
％と、大気溶解による比較例の清浄度（約０．１４〜０
．１８％）にくらべ、極めて良好である。
％と、大気溶解による比較例の清浄度（約０．１４〜０
．１８％）にくらべ、極めて良好である。
また、第２表から明らかなように、本発明例は室温引張
り特性にすぐれており特に伸びをみると、比較例では、
せいぜい１３％台にとどまるのに対し、本発明例では、
２０％をこえている。
り特性にすぐれており特に伸びをみると、比較例では、
せいぜい１３％台にとどまるのに対し、本発明例では、
２０％をこえている。
第 ２ 表
〔発明の効果〕
本発明の耐熱鋳鋼は、高温特性にすぐれていると同時に
、良好な室温伸び特性を兼備しているので、エチレンク
ラッキングチューブやりフォマチューブ等の管材料とし
て好適であり、高温使用によく耐えるとともに、運転立
ち上がり時や操業中断による冷却降温時にも、クランク
等の破損発生に対する抵抗性にすぐれており、安全・円
滑な操業を可能にし、また従来材にまさる耐久性を保証
する。
、良好な室温伸び特性を兼備しているので、エチレンク
ラッキングチューブやりフォマチューブ等の管材料とし
て好適であり、高温使用によく耐えるとともに、運転立
ち上がり時や操業中断による冷却降温時にも、クランク
等の破損発生に対する抵抗性にすぐれており、安全・円
滑な操業を可能にし、また従来材にまさる耐久性を保証
する。
本発明の耐熱鋳鋼は、石油化学工業用反応管材料にとど
まらず、例えば鉄鋼関連設備におけるハースロール、ラ
ジアントチューブ、その他の１０００℃をこえる高温用
途の構造材料として有用であり、約１１５０度までの使
用温度に充分に耐える。
まらず、例えば鉄鋼関連設備におけるハースロール、ラ
ジアントチューブ、その他の１０００℃をこえる高温用
途の構造材料として有用であり、約１１５０度までの使
用温度に充分に耐える。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １）Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ
：２．０％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ：
３０．０〜４０．０％、Ａｌ：０．０２〜０．５０％、
Ｔｉ：０．０４〜０．５０％、Ｂ：０．０００２〜０．
００４％、Ｎｂ：０．３〜１．５％、残部実質的にＦｅ
からなり、酸素含有量：５０ｐｐｍ以下、清浄度（ｄ％
）〔ＪＩＳ Ｇ０５５５〕：０．０５％以下である室温
伸び特性にすぐれた耐熱鋳鋼。 （２）Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ
：３０．０〜４０．０％、Ａｌ：０．０２〜０．５０％
、Ｔｉ：０．０４〜０．５０％、Ｂ：０．０００２〜０
．００４％、Ｗ：０．５〜５．０％、残部実質的にＦｅ
からなり、酸素含有量：５０ｐｐｍ以下、清浄度（ｄ％
）〔ＪＩＳ Ｇ０５５５〕：０．０５％以下である室温
伸び特性にすぐれた耐熱鋳鋼。 （３）Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ
：３０．０〜４０．０％、Ａｌ：０．０２〜０．５０％
、Ｔｉ：０．０４〜０．５０％、Ｂ：０．０００２〜０
．００４％、Ｎｂ：０．３〜１．５％、Ｗ：０．５〜３
．０％、残部実質的にＦｅからなり、酸素含有量：５０
ｐｐｍ以下、清浄度（ｄ％）〔ＪＩＳ Ｇ０５５５〕：
０．０５％以下である室温伸び特性にすぐれた耐熱鋳鋼
。 （４）Ｃ：０．３〜０．６％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ
：３０．０〜４０．０％、Ａｌ：０．０２〜０．５０％
、Ｔｉ：０．０４〜０．５０％、Ｂ：０．０００２〜０
．００４％、Ｎｂ：０．３〜１．５％、Ｗ：０．５〜３
．０％、Ｍｏ：０．２〜０．８％、残部実質的にＦｅか
らなり、酸素含有量：５０ｐｐｍ以下、清浄度（ｄ％）
〔ＪＩＳ Ｇ０５５５〕：０．０５％以下である室温伸
び特性にすぐれた耐熱鋳鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1886985A JPS61177352A (ja) | 1985-02-01 | 1985-02-01 | 石油化学工業反応管用耐熱鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1886985A JPS61177352A (ja) | 1985-02-01 | 1985-02-01 | 石油化学工業反応管用耐熱鋳鋼 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11072688A Division JPS63317642A (ja) | 1988-05-06 | 1988-05-06 | 室温伸び特性にすぐれた耐熱鋳鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61177352A true JPS61177352A (ja) | 1986-08-09 |
| JPH0250976B2 JPH0250976B2 (ja) | 1990-11-06 |
Family
ID=11983544
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1886985A Granted JPS61177352A (ja) | 1985-02-01 | 1985-02-01 | 石油化学工業反応管用耐熱鋳鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61177352A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01242751A (ja) * | 1988-03-24 | 1989-09-27 | Asahi Eng Co Ltd | 耐浸炭性にすぐれる耐熱合金 |
| JPH03111536A (ja) * | 1989-09-26 | 1991-05-13 | Kubota Corp | 耐熱合金 |
| US5194220A (en) * | 1990-08-02 | 1993-03-16 | Hitachi Metals, Ltd. | Austenitic cast steel and articles made thereof |
| US5201965A (en) * | 1991-04-15 | 1993-04-13 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant cast steel, method of producing same, and exhaust equipment member made thereof |
| US5489416A (en) * | 1993-02-03 | 1996-02-06 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant, austenitic cast steel and exhaust equipment member made thereof |
| US5501835A (en) * | 1994-02-16 | 1996-03-26 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant, austenitic cast steel and exhaust equipment member made thereof |
| US8241558B2 (en) | 2004-04-19 | 2012-08-14 | Hitachi Metals, Ltd. | High-Cr, high-Ni, heat-resistant, austenitic cast steel and exhaust equipment members formed thereby |
Citations (5)
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|---|---|---|---|---|
| JPS58117847A (ja) * | 1982-01-06 | 1983-07-13 | Mitsubishi Metal Corp | 燃焼雰囲気ですぐれた高温耐食性および高温耐酸化性を示す高強度Ｎｉ基鋳造合金 |
| JPS58207351A (ja) * | 1982-05-26 | 1983-12-02 | Mitsubishi Metal Corp | ガイドシユ−用Ｎｉ基鋳造合金 |
| JPS599146A (ja) * | 1982-07-06 | 1984-01-18 | Mitsubishi Metal Corp | エンジンバルブおよび同バルブシ−ト用Ｎｉ基合金 |
| JPS5925942A (ja) * | 1982-08-04 | 1984-02-10 | Mitsubishi Metal Corp | 高温特性のすぐれた高強度Ｎｉ基鋳造合金 |
| JPS5943851A (ja) * | 1982-09-06 | 1984-03-12 | Mitsubishi Metal Corp | 高温特性のすぐれた高強度鋳造合金 |
-
1985
- 1985-02-01 JP JP1886985A patent/JPS61177352A/ja active Granted
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US8241558B2 (en) | 2004-04-19 | 2012-08-14 | Hitachi Metals, Ltd. | High-Cr, high-Ni, heat-resistant, austenitic cast steel and exhaust equipment members formed thereby |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0250976B2 (ja) | 1990-11-06 |
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