JPS63266045A - 熱間加工性の優れた高Alオ−ステナイト系耐熱鋼 - Google Patents
熱間加工性の優れた高Alオ−ステナイト系耐熱鋼Info
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
-
- 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
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (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】
lr業上の利用分野
本発明は高温で優れた耐酸化性、耐高温腐食性を有し、
かつ熱間加工性の良好なオーステナイト系1耐熱鋼に関
する。
かつ熱間加工性の良好なオーステナイト系1耐熱鋼に関
する。
従来の技術
合金中にMを添加し、高温酸化性雰囲気中で表面にM
203を主体とする酸化皮膜を形成させると、非常に優
れた耐酸化性を示すことが知られており、例えば、Fe
−Cr−A2合金鋼は、電熱線あるいは燃焼器具用部材
等、1200℃程度までの雰囲気に曝される部材の材料
として使用されている。しかし」−記鋼種は、フェライ
ト相であるため高温での強度が根本的に低く、高温での
強度を必要とする部位には使用できず適用範囲が限られ
ていた。
203を主体とする酸化皮膜を形成させると、非常に優
れた耐酸化性を示すことが知られており、例えば、Fe
−Cr−A2合金鋼は、電熱線あるいは燃焼器具用部材
等、1200℃程度までの雰囲気に曝される部材の材料
として使用されている。しかし」−記鋼種は、フェライ
ト相であるため高温での強度が根本的に低く、高温での
強度を必要とする部位には使用できず適用範囲が限られ
ていた。
一方、 Fe−Ni−Cr、あるいはNi−Cr等のオ
ーステナイト系耐熱鋼は、高温強度、常温での機械的性
質が優れているため、高温部材として一般的に使用され
てきたが、これら鋼種は、高温で表面にCr2O3を形
成し、この皮膜によって耐酸化性を良好に維持している
ため、皮膜がCrO3として蒸発を始めるtooo−t
+oo℃以上では、急激に耐酸化性が劣化する。また酸
化皮膜の耐スポーリング性も悪く、断続加熱や二ローシ
ョンを受ける場合は酸化による材ネ4のやせ細りの傾向
が大きい。
ーステナイト系耐熱鋼は、高温強度、常温での機械的性
質が優れているため、高温部材として一般的に使用され
てきたが、これら鋼種は、高温で表面にCr2O3を形
成し、この皮膜によって耐酸化性を良好に維持している
ため、皮膜がCrO3として蒸発を始めるtooo−t
+oo℃以上では、急激に耐酸化性が劣化する。また酸
化皮膜の耐スポーリング性も悪く、断続加熱や二ローシ
ョンを受ける場合は酸化による材ネ4のやせ細りの傾向
が大きい。
このオーステナイト系耐熱鋼の欠点を改善するためにと
記鋼種にMを添加する試みは、現在まで多く行われてき
た。しかしMの添加i)が少ないと合金表面にM2O3
の酸化皮膜が形成されず、スピネル系のFe、 Ni、
Crの酸化膜が主体となる。この酸化膜はポーラスで
酸素や窒素を比較的透過しやすいため酸化膜直下のマト
リックスの酸化速度は大きく、さらにその下にMNが角
状に析出し、Al2が消費されるため添加の効果は少な
い、オーステナイト系の合金表面に均一なM2O3の皮
膜を形成させ、優れた#酸化性を発揮させるためには合
金中に爪j−1,パーセントで最低4.0%以上添加し
なければならない。このことは例えば、特公昭55−4
3498号公報等に記載されている。
記鋼種にMを添加する試みは、現在まで多く行われてき
た。しかしMの添加i)が少ないと合金表面にM2O3
の酸化皮膜が形成されず、スピネル系のFe、 Ni、
Crの酸化膜が主体となる。この酸化膜はポーラスで
酸素や窒素を比較的透過しやすいため酸化膜直下のマト
リックスの酸化速度は大きく、さらにその下にMNが角
状に析出し、Al2が消費されるため添加の効果は少な
い、オーステナイト系の合金表面に均一なM2O3の皮
膜を形成させ、優れた#酸化性を発揮させるためには合
金中に爪j−1,パーセントで最低4.0%以上添加し
なければならない。このことは例えば、特公昭55−4
3498号公報等に記載されている。
発明が解決しようとする問題点
しかし八9をオーステナイト鋼中に添加すると急激に熱
間加工性が劣化し、熱間圧延、熱間鍛造。
間加工性が劣化し、熱間圧延、熱間鍛造。
熱間押し出し等の加工時に激しい割れを生じ、さらには
加工不可能となる場合も発生する。そこで特公昭55−
43498号公報、特公昭5B−11302号公報では
オーステナイト相中にデルタフェライトを析出すること
により、またはY、 Ce、 Ca等の希土類元素を添
加することにより、熱間加工性が向上することを記載し
ているが、デルタフェライトの析出、あるいは単なる希
土類元素の添加だけでは、1−分な熱間加工性を得るこ
とはできない、また特開昭80−282945号公報で
は1000℃以上、1200℃以下の温度範囲で熱間圧
延することを提唱しているが、熱間圧延初期に耳割れ、
疵等が多数発生し十分な効果があるとは言えない。
加工不可能となる場合も発生する。そこで特公昭55−
43498号公報、特公昭5B−11302号公報では
オーステナイト相中にデルタフェライトを析出すること
により、またはY、 Ce、 Ca等の希土類元素を添
加することにより、熱間加工性が向上することを記載し
ているが、デルタフェライトの析出、あるいは単なる希
土類元素の添加だけでは、1−分な熱間加工性を得るこ
とはできない、また特開昭80−282945号公報で
は1000℃以上、1200℃以下の温度範囲で熱間圧
延することを提唱しているが、熱間圧延初期に耳割れ、
疵等が多数発生し十分な効果があるとは言えない。
本発明はMを添加したオーステナイト系耐熱鋼において
、高温での耐熱性が優れていると共に、熱間圧延、熱間
鍛造、熱間押し出し等の加工時に割れ、疵の発生しない
熱間加工性が特に優れている鋼種を提供するものである
。
、高温での耐熱性が優れていると共に、熱間圧延、熱間
鍛造、熱間押し出し等の加工時に割れ、疵の発生しない
熱間加工性が特に優れている鋼種を提供するものである
。
問題点を解決するための手段
以rに本発明の構成について説明する。まず本発明の第
一のものは、 C012%以下、 Si 1%以下、Mn 2%以
下、 Ni15〜35%、Cr 12〜25%、
A114〜6%を含み、さらにCa、 Y、 REMか
ら選ばれた1種あるいは2種以上を下記(1)式で示さ
れた範囲を満足するよう含有させ、残部は主としてFe
からなる0式中のREMとはLa、 Ce等の希土類元
素を意味する。(以後、REMと称する。) −50< (S) + (O) −0,8X(Ca)−
0,2X(Y) −0,I X(REM) <30
(単位;pp層)・ ・ 番 (1) 式 この発明の特徴は、八9を上記成分範囲含有するオース
テナイト鋼に、上記(1)式を満足するようCa、 Y
、 REDから選ばれた1種あるいは2種以丘を添加す
ることによって、熱間加工性の優れた耐熱鋼を得ること
が可能になったことである。
一のものは、 C012%以下、 Si 1%以下、Mn 2%以
下、 Ni15〜35%、Cr 12〜25%、
A114〜6%を含み、さらにCa、 Y、 REMか
ら選ばれた1種あるいは2種以上を下記(1)式で示さ
れた範囲を満足するよう含有させ、残部は主としてFe
からなる0式中のREMとはLa、 Ce等の希土類元
素を意味する。(以後、REMと称する。) −50< (S) + (O) −0,8X(Ca)−
0,2X(Y) −0,I X(REM) <30
(単位;pp層)・ ・ 番 (1) 式 この発明の特徴は、八9を上記成分範囲含有するオース
テナイト鋼に、上記(1)式を満足するようCa、 Y
、 REDから選ばれた1種あるいは2種以丘を添加す
ることによって、熱間加工性の優れた耐熱鋼を得ること
が可能になったことである。
すなわちオーステナイト系ステンレス鋼にCa、REM
’14を添加することにより熱間加工性が向上するこ
とは公知の事実であるが、本発明の成分範囲で、Mを重
量パーセントで4.0〜6.0%含有するオーステナイ
ト鋼においては特に1100℃以下での熱間変形抵抗が
高いため、粒界強度を低下させるSとOの含有量を(1
)式の範囲内に規定しなければ熱間加工性の良好な鋼を
得ることができない。
’14を添加することにより熱間加工性が向上するこ
とは公知の事実であるが、本発明の成分範囲で、Mを重
量パーセントで4.0〜6.0%含有するオーステナイ
ト鋼においては特に1100℃以下での熱間変形抵抗が
高いため、粒界強度を低下させるSとOの含有量を(1
)式の範囲内に規定しなければ熱間加工性の良好な鋼を
得ることができない。
しかしSとOの含有量を常に(1)式の範囲内に抑制す
ることは工業的に難しく、コストも丘昇するため、Ca
、 Y、 REMの添加が有効となるが、その添加tを
Sと0の含有量との関係において(1)式を満足するよ
う厳密に規定しなければ、添加効果を期待することはで
きないことを見出し、本発明を成立させたのである。
ることは工業的に難しく、コストも丘昇するため、Ca
、 Y、 REMの添加が有効となるが、その添加tを
Sと0の含有量との関係において(1)式を満足するよ
う厳密に規定しなければ、添加効果を期待することはで
きないことを見出し、本発明を成立させたのである。
(1)式中の各元素に掛かる係数は、本発明の成分範囲
内で各々の元素の含有量を変化させた鋼塊の熱間加工性
を評価し、各元素の効果が等しくなるように実験的に求
めたものである。
内で各々の元素の含有量を変化させた鋼塊の熱間加工性
を評価し、各元素の効果が等しくなるように実験的に求
めたものである。
本発明の第二のものは第一の発明に加え、上記成分範囲
において著しく熱間加工性を害するMgの許容量を10
0PpJ以下に規定したものである。従来の汎用ステン
レス鋼あるいはNi基超超合金おいては、少量のMg添
加は熱間加工性を向上させる効果を有するが、鮫を重量
パーセントで4.0〜8.0%含有するオーステナイト
鋼においては、逆に熱間加工性を劣化させる効果が著し
く大きく、許容される含有量が低いことを本発明者は見
出し、その許容量を明確にした。高濃度Mを含有するオ
ーステナイト鋼がMg不純物によって、熱間加工性が劣
化するのは、 HgおよびMが粒界に高濃度濃縮し粒界
の高温強度を低下させるためである。
において著しく熱間加工性を害するMgの許容量を10
0PpJ以下に規定したものである。従来の汎用ステン
レス鋼あるいはNi基超超合金おいては、少量のMg添
加は熱間加工性を向上させる効果を有するが、鮫を重量
パーセントで4.0〜8.0%含有するオーステナイト
鋼においては、逆に熱間加工性を劣化させる効果が著し
く大きく、許容される含有量が低いことを本発明者は見
出し、その許容量を明確にした。高濃度Mを含有するオ
ーステナイト鋼がMg不純物によって、熱間加工性が劣
化するのは、 HgおよびMが粒界に高濃度濃縮し粒界
の高温強度を低下させるためである。
A9を含有しないオーステナイ)flilにおいては、
Mg不純物は鋼中にほとんど含まれないが、高濃度Mを
含有するオーステナイト鋼においては、Mの原料、ある
いは鋼中のAtが炉材またはスラグ中のMgOを還元さ
せることにより、l’1gが侵入してくる可能性は十分
にあり、その濃度は時には数百ppmにおよぶことがあ
る。従って上記成分範囲の鋼種において、にg含有量を
規定する必要がある。
Mg不純物は鋼中にほとんど含まれないが、高濃度Mを
含有するオーステナイト鋼においては、Mの原料、ある
いは鋼中のAtが炉材またはスラグ中のMgOを還元さ
せることにより、l’1gが侵入してくる可能性は十分
にあり、その濃度は時には数百ppmにおよぶことがあ
る。従って上記成分範囲の鋼種において、にg含有量を
規定する必要がある。
また本発明の成分範囲で凝固時のデルタフェライト湯を
規制すると次のような効果を有する。デルタフェライト
相はオーステナイト相よりAllを多く含有するため、
オーステナイト相中のAI2濃度が低下し、冷却時に粒
界あるいは粒内にXl−An系の金属間化合物が析出す
るのを遅らせる。またS、0等の不純物を吸収する効果
も有するため、圧下率あるいは歪速度の大きい、より厳
しい熱間加工においても耳割れ等が生じない、さらに溶
接時の高温割れを抑制する効果もある。
規制すると次のような効果を有する。デルタフェライト
相はオーステナイト相よりAllを多く含有するため、
オーステナイト相中のAI2濃度が低下し、冷却時に粒
界あるいは粒内にXl−An系の金属間化合物が析出す
るのを遅らせる。またS、0等の不純物を吸収する効果
も有するため、圧下率あるいは歪速度の大きい、より厳
しい熱間加工においても耳割れ等が生じない、さらに溶
接時の高温割れを抑制する効果もある。
しかしデルタフェライト相を10%以り析出させると冷
間での加工性あるいは高温強度が劣化するため、析出量
は10%未満とすることが望ましい。
間での加工性あるいは高温強度が劣化するため、析出量
は10%未満とすることが望ましい。
凝固時に析出するデルタフェライト(δ−Ferr)星
(%)は、化学組成から下記に示す(2)式にて推測で
きる。但しその適用範囲は特許請求の範囲に記載された
成分範囲である。
(%)は、化学組成から下記に示す(2)式にて推測で
きる。但しその適用範囲は特許請求の範囲に記載された
成分範囲である。
δ−Ferr($)=
3X (Cr+1.5XSi+8XM−24,7)−2
,8X(Ni+0.5 X−Mn◆30 XC+IE1
.5XN)−19,8会・・(2)式 (俯しく2)式中の各成分の単位は重量%である。) (2)式で求めたδ−Ferr($)が10%未満であ
れば、実際の凝固時に析出するデルタフェライト%は1
0%未満となる。しかしく2)式で0%以下であっても
、−15%以上であれば実際の凝固時には僅かにデルタ
フェライト相を析出する。
,8X(Ni+0.5 X−Mn◆30 XC+IE1
.5XN)−19,8会・・(2)式 (俯しく2)式中の各成分の単位は重量%である。) (2)式で求めたδ−Ferr($)が10%未満であ
れば、実際の凝固時に析出するデルタフェライト%は1
0%未満となる。しかしく2)式で0%以下であっても
、−15%以上であれば実際の凝固時には僅かにデルタ
フェライト相を析出する。
作用
以下に本発明の成分を限定した理由を述べる。
Cは鋼中に不可避的に含有される元素であるが、含有量
が多いと600〜900℃で使用中にクロム次化物、σ
相を多量に析出し材料を脆化させるほか、高温での変形
抵抗が上昇し、熱間加工性が劣化する。従ってそのE限
を0.2%とした。
が多いと600〜900℃で使用中にクロム次化物、σ
相を多量に析出し材料を脆化させるほか、高温での変形
抵抗が上昇し、熱間加工性が劣化する。従ってそのE限
を0.2%とした。
Siは一般的に耐酸化性を向丘させる効果を有するが、
表面にM7O3皮膜を形成する本発明鋼種ではその添加
効果はほとんどなく、逆にSi含有量が1%を越えると
All、03皮膜の形成を阻害する。
表面にM7O3皮膜を形成する本発明鋼種ではその添加
効果はほとんどなく、逆にSi含有量が1%を越えると
All、03皮膜の形成を阻害する。
従ってSiの含有量の上限を1.0%とした。
Mnも鋼中に不可避的に含有される元素であるが、含有
量が2%を越えるとM2O3皮膜の形成を隋書するため
、その、上限を2%とした。
量が2%を越えるとM2O3皮膜の形成を隋書するため
、その、上限を2%とした。
Xiは本発明鋼をオーステナイト鋼たらしめる基本的な
元素であり、Cr、 Mの含有量からNiは15%以上
必要である。しかしXiの含有量が35%を越えると、
Xl−M系の金属間化合物の析出が著しくなり熱間加工
が困難となる。従ってXiの範囲は15〜35%とした
。
元素であり、Cr、 Mの含有量からNiは15%以上
必要である。しかしXiの含有量が35%を越えると、
Xl−M系の金属間化合物の析出が著しくなり熱間加工
が困難となる。従ってXiの範囲は15〜35%とした
。
OrはMと同様、高度の耐酸化性を得るには必要不ロf
欠な元素であり、C「の含有量が12%未満であると使
用初期に異常酸化し、鋼材表面に耐酸化性を維持すべく
Al703皮膜が形成されない、 Crは使用初期のM
、03皮膜形成に重要な役割を果たす元素である。しか
しCrの含有量が25%を越えると、使用中σ相が析出
し脆化しやすくなる上、オーステナイト形成元素である
Niを多驕に添加しなくてはならず、N1−Al系の金
属間化合物の析出を促進する。従ってCrの含有量−は
12〜25%とした。
欠な元素であり、C「の含有量が12%未満であると使
用初期に異常酸化し、鋼材表面に耐酸化性を維持すべく
Al703皮膜が形成されない、 Crは使用初期のM
、03皮膜形成に重要な役割を果たす元素である。しか
しCrの含有量が25%を越えると、使用中σ相が析出
し脆化しやすくなる上、オーステナイト形成元素である
Niを多驕に添加しなくてはならず、N1−Al系の金
属間化合物の析出を促進する。従ってCrの含有量−は
12〜25%とした。
A9は本発明鋼の表面にAl203皮膜を形成させる最
も毛要な元素である。Al203皮膜を安定的に形成さ
せるためには、Mの含有量は4%以七でなければならな
い。4%未満であるとAll、03皮膜は形成されず、
Crが主体の酸化物が形成されM、0.皮膜による優
れた耐酸化性に比べ耐酸化性が低下する。しかしMの含
有量が6%を越えるとNi−Al系の金属間化合物の析
出が著しくなり、熱間加工が困難となる。
も毛要な元素である。Al203皮膜を安定的に形成さ
せるためには、Mの含有量は4%以七でなければならな
い。4%未満であるとAll、03皮膜は形成されず、
Crが主体の酸化物が形成されM、0.皮膜による優
れた耐酸化性に比べ耐酸化性が低下する。しかしMの含
有量が6%を越えるとNi−Al系の金属間化合物の析
出が著しくなり、熱間加工が困難となる。
Sおよび0は熱間加工性の点から、従来のステンレス鋼
と同様、低い方が9ましいが、特に本鋼種のようにMを
多く含有する鋼ではSおよびOの含有量に敏感に影響さ
れる。これは凝固時あるいは冷却時にSおよびOが粒界
に偏析し1粒界の強度を低下させるためで、本鋼種は高
温での粒内の変形抵抗が従来のステンレス鋼に比べ高く
、この粒界強度の低下がより強調され粒界割れが発生し
やすくなる。
と同様、低い方が9ましいが、特に本鋼種のようにMを
多く含有する鋼ではSおよびOの含有量に敏感に影響さ
れる。これは凝固時あるいは冷却時にSおよびOが粒界
に偏析し1粒界の強度を低下させるためで、本鋼種は高
温での粒内の変形抵抗が従来のステンレス鋼に比べ高く
、この粒界強度の低下がより強調され粒界割れが発生し
やすくなる。
このためSおよびOの許容敬は低く、本発明の成分範囲
においては、その合計含有量を30ppm未満に抑えな
ければならず、30PP11以上で含有されると熱間加
工時に粒界に沿って激しい割れが発生する。これが前記
(1)式の上限を30ppmに限定した理由である。各
種熱間加工で割れを抑制するには2Opp層以下にする
ことが望ましい、しかしSおよび0の合計含有量を常に
20PP11未満に抑制することは製鋼上難しく、また
純度の良い原料を必要とするためコストも上昇する。従
ってCa、Y。
においては、その合計含有量を30ppm未満に抑えな
ければならず、30PP11以上で含有されると熱間加
工時に粒界に沿って激しい割れが発生する。これが前記
(1)式の上限を30ppmに限定した理由である。各
種熱間加工で割れを抑制するには2Opp層以下にする
ことが望ましい、しかしSおよび0の合計含有量を常に
20PP11未満に抑制することは製鋼上難しく、また
純度の良い原料を必要とするためコストも上昇する。従
ってCa、Y。
REMを添加することが有効となる。
Ca、 Y、 REMは、本発明鋼種の熱間加工性を向
り、=せる12な添加元素であり、溶鋼中のS、0の除
去のみならず、冷却中粒界に偏析するS、0を固定し、
熱間加工性が劣化するのを抑制するのに最も有効な元素
である。これら元素の添加により極端にSおよび0を低
減しなくても良好な熱間加工性は維持できる。
り、=せる12な添加元素であり、溶鋼中のS、0の除
去のみならず、冷却中粒界に偏析するS、0を固定し、
熱間加工性が劣化するのを抑制するのに最も有効な元素
である。これら元素の添加により極端にSおよび0を低
減しなくても良好な熱間加工性は維持できる。
しかしCa、 Y、 REMをSおよび0の含有量に換
算して50pp■を越えて過剰に添加すると、耐酸化性
はさらに向上するが、粒界部に不安定なCa、Y、RE
Mが偏析し粒界強度を低下させるため逆に熱間加工性を
悪化させる。この過剰添加を防市するために前記(1)
式の下限を一50pp朧に限定した。
算して50pp■を越えて過剰に添加すると、耐酸化性
はさらに向上するが、粒界部に不安定なCa、Y、RE
Mが偏析し粒界強度を低下させるため逆に熱間加工性を
悪化させる。この過剰添加を防市するために前記(1)
式の下限を一50pp朧に限定した。
以上の関係を示したのが第1図である。即ち第1図は前
記(1)式と熱間衝撃平均評点の関係を示したもので、
図中の点は鋼中のMgの含有量が50ppm未満のもの
から得られたデータであり、縦軸の上方で熱間加工性が
良好で、下方で熱間加工性が不良であることを示す、ま
た第2表に示すように斗割れ等を発生せずに通常の熱間
加工を可能にするためには熱間衝撃平均評点を2以下に
しなければならず、この条件を満たすため(1)式の丘
限を30ppm 、 下限を一50PpHとした。圧
下率あるいは歪速度の大きい等、厳しい熱間加工性を行
う場合は第1図で熱間衝撃平均評点が1以下となる範囲
での加工が望ましい。
記(1)式と熱間衝撃平均評点の関係を示したもので、
図中の点は鋼中のMgの含有量が50ppm未満のもの
から得られたデータであり、縦軸の上方で熱間加工性が
良好で、下方で熱間加工性が不良であることを示す、ま
た第2表に示すように斗割れ等を発生せずに通常の熱間
加工を可能にするためには熱間衝撃平均評点を2以下に
しなければならず、この条件を満たすため(1)式の丘
限を30ppm 、 下限を一50PpHとした。圧
下率あるいは歪速度の大きい等、厳しい熱間加工性を行
う場合は第1図で熱間衝撃平均評点が1以下となる範囲
での加工が望ましい。
不純物として鋼中に混入してくる軸は1本発明鋼の熱間
加工性を著しく劣化させる。第2図は。
加工性を著しく劣化させる。第2図は。
Mgの含有量と熱間衝撃平均評点の関係を示したもので
ある。この図からMgの含有量が100PP■を越える
と熱間加Tが困難になることが判る。8延での微小な耳
割れ、疵等を防ぐには、Mgの含有−を50ppm以下
に抑制し熱間衝撃平均評点を1未満にすることが望まし
い。
ある。この図からMgの含有量が100PP■を越える
と熱間加Tが困難になることが判る。8延での微小な耳
割れ、疵等を防ぐには、Mgの含有−を50ppm以下
に抑制し熱間衝撃平均評点を1未満にすることが望まし
い。
さらに本発明鋼は多硫にMを含有するため高温での変形
抵抗が高く、5OS304等の汎用ステンレス鋼に比べ
熱間加工性におよぼすPb、 Sb、 Zn、 A3、
Na等の不純物の影響が大きい、これらの不純物が4J
コ入すると熱間加工性の劣化が著しいため、これらが混
入しないよう溶解原料やスラグ組成を充分に吟味した溶
製法、あるいはこれら低融点金属を除去することが可能
な、たとえば真空溶解法、真空粘錬法が望ましい溶製法
である。しかしMgをはじめ」二記不純物等の混入を十
分病1Fすれば、本発明の成分範囲で熱間加工性の優れ
たオーステナイト系耐熱鋼を製造することができる。
抵抗が高く、5OS304等の汎用ステンレス鋼に比べ
熱間加工性におよぼすPb、 Sb、 Zn、 A3、
Na等の不純物の影響が大きい、これらの不純物が4J
コ入すると熱間加工性の劣化が著しいため、これらが混
入しないよう溶解原料やスラグ組成を充分に吟味した溶
製法、あるいはこれら低融点金属を除去することが可能
な、たとえば真空溶解法、真空粘錬法が望ましい溶製法
である。しかしMgをはじめ」二記不純物等の混入を十
分病1Fすれば、本発明の成分範囲で熱間加工性の優れ
たオーステナイト系耐熱鋼を製造することができる。
またクリープ強度あるいは耐酸化性をさらに向コーさせ
るためにNo、W、 Co、 Ti、 Nb、 Zrを
添加することは可能であるが、これらの元素を過剰に添
加すると熱間での変形抵抗が上昇し、熱間加工性を劣化
させる。
るためにNo、W、 Co、 Ti、 Nb、 Zrを
添加することは可能であるが、これらの元素を過剰に添
加すると熱間での変形抵抗が上昇し、熱間加工性を劣化
させる。
実施例
以下に本発明の実施例を記載する。
第1表の試験N011〜24に示す各成分の鋼を真空中
あるいは大気中(溶解後AOD精錬)にて溶製し、真空
中で溶解したものはインゴットで、大気中で溶解したも
のは連続鋳造で造塊した。
あるいは大気中(溶解後AOD精錬)にて溶製し、真空
中で溶解したものはインゴットで、大気中で溶解したも
のは連続鋳造で造塊した。
熱間加工性の評価は、熱間衝撃試験と上記方法にて溶製
した鋼塊の熱延実験で行った。熱間衝撃試験は、鋼塊肌
下5層層よりノツチ無しのシャルピー試験片を切り出し
、1250℃に加熱し10分保持した後、所定の打撃温
度まで空冷し打撃を行った。打撃温度は900.100
0.1050.1100.1150゜1200℃で行い
、評価は第2表に示すように割れの状況より6段階にラ
ンク分けを行い、全ての打撃温度での結果を平均した値
を採用した。
した鋼塊の熱延実験で行った。熱間衝撃試験は、鋼塊肌
下5層層よりノツチ無しのシャルピー試験片を切り出し
、1250℃に加熱し10分保持した後、所定の打撃温
度まで空冷し打撃を行った。打撃温度は900.100
0.1050.1100.1150゜1200℃で行い
、評価は第2表に示すように割れの状況より6段階にラ
ンク分けを行い、全ての打撃温度での結果を平均した値
を採用した。
橿l均評点が大きいほど高温での延性が乏しく熱間加工
性が悪く1通常の熱延で耳割れが生じないためにはこの
値が2以下でなければならない、熱延実験は表面を面削
した鋼塊を1250℃で1時間保持した後、5パスで計
90%圧下し耳割れの状況を観察した。
性が悪く1通常の熱延で耳割れが生じないためにはこの
値が2以下でなければならない、熱延実験は表面を面削
した鋼塊を1250℃で1時間保持した後、5パスで計
90%圧下し耳割れの状況を観察した。
熱間加工性の評価結果を第3表に示す、この結果から特
許請求の範囲第1項および第2項に記載した成分範囲を
満足すれば、熱間加工性の優れたオーステナイト系耐熱
鋼を得ることができる。またオーステナイト相中のデル
タフェライト相を105未満析出した鋼種は、熱間衝撃
試験の平均評点が1以下で、さらに熱間加工性が優れて
いることが判る。
許請求の範囲第1項および第2項に記載した成分範囲を
満足すれば、熱間加工性の優れたオーステナイト系耐熱
鋼を得ることができる。またオーステナイト相中のデル
タフェライト相を105未満析出した鋼種は、熱間衝撃
試験の平均評点が1以下で、さらに熱間加工性が優れて
いることが判る。
さらに第1島試験No、 1. 7、+0.20.及び
21の鋼塊について熱延−冷延一焼鈍一表面研削を施し
酸化試験を行った。試験片のサイズは1mmtX20m
m wX50鳳■Lで、1200℃の大気中および自動
車エンジン排ガス中に挿入し、30分保持した後、10
分空冷する断続加熱を200回繰り返し、その後重贋変
化を測定した。その結果を第4表に示す、この結果から
本発明鋼が比較鋼に比べて優れた!M耐酸化性右してい
ることが判る。
21の鋼塊について熱延−冷延一焼鈍一表面研削を施し
酸化試験を行った。試験片のサイズは1mmtX20m
m wX50鳳■Lで、1200℃の大気中および自動
車エンジン排ガス中に挿入し、30分保持した後、10
分空冷する断続加熱を200回繰り返し、その後重贋変
化を測定した。その結果を第4表に示す、この結果から
本発明鋼が比較鋼に比べて優れた!M耐酸化性右してい
ることが判る。
(以下余白)
第2表 熱間衝撃試験評点
第3表 熱間加工性の評価結果
発明の効果
に記の如く特許請求の範囲に記載した成分範囲を満足す
ることによって、耐酸化性が優れ、かつ熱間加工性の良
好なす−ステナイト系耐熱鋼を得ることが可使になり、
工業上有用な効果がある。
ることによって、耐酸化性が優れ、かつ熱間加工性の良
好なす−ステナイト系耐熱鋼を得ることが可使になり、
工業上有用な効果がある。
第1図は特許請求の範囲に記載した第(1)式と熱間衝
撃モ均評点の関係を示すグラフである。 第2図は鋼中のMg含有場と熱間衝撃平均評点の関係を
示すグラフである。 代理人 弁理士 井 上 雅 生 字 1 区 (S)+(○) −Q8 x (Ca) −Q2 X
(Y)−0j ×(REM)(j枦仁イ☆−; ppm
) 第 2図 Mg勧((叫) 手 糸走 ネ市 ][E 基2 昭和83年 1月12日
撃モ均評点の関係を示すグラフである。 第2図は鋼中のMg含有場と熱間衝撃平均評点の関係を
示すグラフである。 代理人 弁理士 井 上 雅 生 字 1 区 (S)+(○) −Q8 x (Ca) −Q2 X
(Y)−0j ×(REM)(j枦仁イ☆−; ppm
) 第 2図 Mg勧((叫) 手 糸走 ネ市 ][E 基2 昭和83年 1月12日
Claims (1)
- (1)重量パーセントでC0.2%以下、Si1%以下
、Mn2%以下、Ni15〜35%、Cr12〜25%
、Al4〜6%を含み、さらにCa、Y、REMの1種
あるいは2種以上を下式で示された範囲を満足するよう
含有し、残部が主としてFeからなることを特徴とする
熱間加工性の優れたオーステナイト系耐熱鋼。 −50<(S)+(O)−0.8×(Ca)−0.2×
(Y)−0.1×(REM)<30(単位;ppm)(
2)重量パーセントでC0.2%以下、Si1%以下、
Mn2%以下、Hi15〜35%、Cr12〜25%、
Al4〜6%を含み、さらにCa、Y、REMの1種あ
るいは2種以上を下式で示された範囲を満足するよう含
有し、さらに鋼中に含有せるMgを100ppm以下に
抑制した、残部が主としてFeからなることを特徴とす
る熱間加工性の優れたオーステナイト系耐熱鋼。 −50<(S)+(O)−0.8×(Ca)−0.2×
(Y)−0.1×(REM)<30(単位;ppm)
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62099964A JPS63266045A (ja) | 1987-04-24 | 1987-04-24 | 熱間加工性の優れた高Alオ−ステナイト系耐熱鋼 |
DE3854091T DE3854091T2 (de) | 1987-04-24 | 1988-10-22 | WÄRMEBESTÄNDIGER AUSTENITISCHER Al-STAHL MIT AUSGEZEICHNETEN WARMVERARBEITUNGSEIGENSCHAFTEN. |
EP88909133A EP0392011B1 (en) | 1987-04-24 | 1988-10-22 | HEAT-RESISTANT HIGH-Al AUSTENITIC STEEL HAVING EXCELLENT HOT WORKING PROPERTIES |
US07/499,443 US5130085A (en) | 1987-04-24 | 1988-10-22 | High al austenitic heat-resistant steel superior in hot workability |
PCT/JP1988/001078 WO1990004658A1 (fr) | 1987-04-24 | 1988-10-22 | ACIER AUSTENITIQUE THERMORESISTANT A HAUTE TENEUR EN Al ET PRESENTANT D'EXCELLENTES PROPRIETES D'USINAGE A CHAUD |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP62099964A JPS63266045A (ja) | 1987-04-24 | 1987-04-24 | 熱間加工性の優れた高Alオ−ステナイト系耐熱鋼 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63266045A true JPS63266045A (ja) | 1988-11-02 |
Family
ID=14261360
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP62099964A Pending JPS63266045A (ja) | 1987-04-24 | 1987-04-24 | 熱間加工性の優れた高Alオ−ステナイト系耐熱鋼 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US5130085A (ja) |
EP (1) | EP0392011B1 (ja) |
JP (1) | JPS63266045A (ja) |
DE (1) | DE3854091T2 (ja) |
WO (1) | WO1990004658A1 (ja) |
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FR2683337B1 (fr) * | 1991-10-31 | 1994-01-07 | Bendix Europe Services Technique | Dispositif de regulation de pression pour circuit hydraulique. |
FR2683338B1 (fr) * | 1991-10-31 | 1994-01-07 | Bendix Europe Services Technique | Dispositif de regulation de pression pour circuit hydraulique. |
SE520617C2 (sv) | 2001-10-02 | 2003-07-29 | Sandvik Ab | Ferritiskt rostfritt stål, folie tillverkad av stålet, användning av stålet och folien, samt metod för att framställa stålet |
SE525252C2 (sv) * | 2001-11-22 | 2005-01-11 | Sandvik Ab | Superaustenitiskt rostfritt stål samt användning av detta stål |
DE102006055879A1 (de) * | 2006-11-24 | 2008-05-29 | Emitec Gesellschaft Für Emissionstechnologie Mbh | Gehäuse-Material einer Abgasbehandlungskomponente |
US7754305B2 (en) * | 2007-01-04 | 2010-07-13 | Ut-Battelle, Llc | High Mn austenitic stainless steel |
US7744813B2 (en) * | 2007-01-04 | 2010-06-29 | Ut-Battelle, Llc | Oxidation resistant high creep strength austenitic stainless steel |
US10487377B2 (en) * | 2015-12-18 | 2019-11-26 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Cr, Ni, Mo and Co alloy for use in medical devices |
US11697869B2 (en) | 2020-01-22 | 2023-07-11 | Heraeus Deutschland GmbH & Co. KG | Method for manufacturing a biocompatible wire |
US11866809B2 (en) | 2021-01-29 | 2024-01-09 | Ut-Battelle, Llc | Creep and corrosion-resistant cast alumina-forming alloys for high temperature service in industrial and petrochemical applications |
US11479836B2 (en) | 2021-01-29 | 2022-10-25 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost, high-strength, cast creep-resistant alumina-forming alloys for heat-exchangers, supercritical CO2 systems and industrial applications |
Family Cites Families (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5631345B2 (ja) * | 1972-01-27 | 1981-07-21 | ||
JPS5311235B2 (ja) * | 1972-07-21 | 1978-04-20 | ||
FR2414561B1 (fr) * | 1978-01-17 | 1985-09-27 | Creusot Loire | Alliages austenitiques du type fer-nickel-chrome-aluminium-terre rare |
JPS5538025A (en) * | 1978-09-11 | 1980-03-17 | Toshiba Corp | On-load tap changing transformer |
FR2526046B1 (fr) * | 1982-04-29 | 1985-11-15 | Metalimphy | Alliages du type fer-nickel-chrome-aluminium-terre rare |
JPS60262945A (ja) * | 1984-06-11 | 1985-12-26 | Kawasaki Steel Corp | オ−ステナイト系耐酸化鋼およびその製造方法 |
-
1987
- 1987-04-24 JP JP62099964A patent/JPS63266045A/ja active Pending
-
1988
- 1988-10-22 EP EP88909133A patent/EP0392011B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1988-10-22 DE DE3854091T patent/DE3854091T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1988-10-22 US US07/499,443 patent/US5130085A/en not_active Expired - Fee Related
- 1988-10-22 WO PCT/JP1988/001078 patent/WO1990004658A1/ja active IP Right Grant
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
DE3854091D1 (de) | 1995-08-03 |
DE3854091T2 (de) | 1995-11-09 |
EP0392011A1 (en) | 1990-10-17 |
US5130085A (en) | 1992-07-14 |
EP0392011A4 (en) | 1991-04-17 |
WO1990004658A1 (fr) | 1990-05-03 |
EP0392011B1 (en) | 1995-06-28 |
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