JPH02247356A - Ｆｅ―Ｍｎ―Ａｌ―Ｃｒ―Ｓｉ―Ｃをベースとする合金から成る鋳造部材 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 １兜へ１１ 高温に耐え得る鋳造部材は、焼却炉、溶鉱炉、原子炉及
び鋼精製炉などに好ましく用いることができる。上記の
ような適用光において発生する温度は１１００℃のよう
な高温となり得る。このような用途に適した鋳造部材の
設計は、高温下での（１）　優れた機械的特性の維持；
及び（２）熱腐食耐性の維持 という必須要件に従って行なう。

鋳造部材の合金成分のコスト、供給の安定性、あるいは
更に入手可能性も、まず考慮するべき点である。

鋳造部材の高温下での機械的破損は第一に、該部材のそ
のような温度下での軟化及びクリープによって惹起され
る。また、好ましくない雰囲気によって導かれる熱腐食
反応が機械的破損の進行を更に加速する。

鋳造部材が高温下で優、れな機械的特性を有する必要性
は、所望適用光の機能及び配置によって非常に様々であ
る。例えば、ガスタービンの翼として用いられる鋳造部
材の場合、応力、侵食及び摩耗に対する耐性といった機
械的特性のきわめて高い基準を満たすことが重要である
。一方、ボイラ胴あるいはボイラ内張りのようなパ静的
な゛′用途では、機械的特性の基準はそれほど高くない
。しかし、優れた機械的特性の必要性が用途により様々
であっても、鋳造部材が好ましくない雰囲気中で起こり
得る熱腐食に耐性であり得ることは常にきわめて重要で
ある。

当業者に公知であるように、高温下で用いる合金の熱腐
食耐性を改善する観点から、しばしばアルミニウム、ク
ロム及び／またはケイ素を合金成分として用いる。これ
らの元素の有効性は、それぞれ酸化アルミニウム（Ａｌ
２０３）、酸化クロム（ＣｒｚＯｓ）及び／または酸化
ケイ素（Ｓｉ（ｈ）の保護酸化皮膜を形成し得ることに
由来する０合金を比較的低い温度下で用いる幾つかの場
合では、保護する物質の表面上に酸化ニッケル（Ｎｉｐ
）皮膜を形成させることにより熱腐食に対する比較的弱
い保護を実現するべく合金にニッケルを用い得る。酸化
ニッケル皮膜は、アルミニウム、クロム及びケイ素がも
たらすものと同レベルの熱腐食耐性はもたらさない。

しかし、ニッケルは、保護した材料の機械的特性を向上
させるという別の利点を有し得るので、やはりしばしば
高温下で用いる合金の設計において重要な合金元素であ
ると看做される。

１９２０年代及び１９３０年代には、高温下で用いるも
のとしてはＦｅ−Ｃｒ−Ａｌ１合金主に好まれた。しか
し、そのフェライトもしくは体心立方（ＢＣＣ）構造に
固有の劣った機械的特性が不利であるので、今日ではこ
の合金は殆ど用いない。

最近市販されている高温用途用合金は主として、１０〜
３０重量％のクロムを含有することを特徴とする。先に
述べたようにクロムは、雰囲気中の酸素との反応によっ
てＣｒ２Ｏ３保護膜を形成する。しかし、１０００℃よ
り高い温度ではＣｒ２０＝は更に酸化してＣｒｙコとな
り、Ｃｒｙ、は反応の間に揮発し、最終的に酸化皮膜は
消失する。この理由から、この種の合金の使用は通常温
度が１０００℃より低い場合に限られる。また、クロム
含量がこのように高いと合金中にσ相が析出し、合金を
脆弱にする。この欠点を克服するなめに、σ相の生成を
抑制する何等かの成分を添加しなければならない。しか
し、この目的のために他の種類の合金では比較的安価な
炭素をしばしば用いるが、上記のようなＦｅ−Ｃｒ合金
は炭素含量が約０．０４重量％を越えると過敏になるの
で、この合金に炭素を用いることはできない。

炭素を用いない場合は替わりにニッケルを用いるが、な
ぜならニッケルはσ相の生成を抑制し得、それと同時に
オーステナイト相を安定化して合金の靭性その他の機械
的特性を改善し得るからである。目的に応じて、Ｆｅ−
Ｃｒ−Ｎｉをベースとする様々な合金が開発された。例
えば、今日市販されている高温用途用合金には、Ｎｉベ
ースの超合金Ｉｎ−ｃｏｎｅｔ−７１８及びＦｅ−Ｎｉ
ベースのステンレス鋼＾ｌ５Ｉ３１０のような加工合金
、並びにＮｉベースの超合金Ｉｎｃｏｎｅ　ｌ−７３８
や、ＳＡＥ　８０４１０（ＪＩＳ　５Ｃ）Ｉ−１）及び
５ＡＥ６０４４６（ＪＩＳ　５Ｃ１１−２）といったＦ
ｅ−Ｃｒベースの合金や、ＳＡＥ　８０４４２（ＪＩＳ
　５ＣＨ−１１）、ＳＡＥ　６０３１６（ＪＩＳ　ＳＣ
Ｉ＋−１２）、ＳＡＥ　８０３１２（ＪＩＳ　５Ｃ１１
−１３）、ＳＡＥ　６０３０９（ＪＩＳ　５ＣＨ−１４
）及びＳＡＥ　６０３１０（ＪＩＳ　５Ｃ）ｌ−１５）
といったＦｅ−Ｎｉベースの合金のような鋳造合金が含
まれる。表Ｉに、上記鉗合金の組成をまとめる６表１か
ら明らかなように、これらの合金は総てニッケル及びク
ロムの一方あるいは両方を比較的大量に含有する。ニッ
ケル及びクロムが希少で高価な元素であるので、上記合
金はいずれも非常に高価である。そのうえ、ニッケル及
びクロムは殆どの国で戦略的物質と看做されているので
、これらを資源として持たない国にとっては入手が容易
でない。その結果、上記合金の値段はきわめて高くなり
、炭素鋼の値段の何十倍、あるいは更に何百倍にも達す
る。これが、上記合金にトン当たりでなくキログラム当
たりで値が付けられる理由である。高価であることによ
ってこれらの合金の大量使用が妨げられることは明白で
ある。更に、ニッケルあるいはクロムの含量が高いと爆
接にも困難が生じ、従って部材の製造コストの増大も惹
起される。

ｍ Ｊ肛塙孟几Ｕ論會 １＋ｃｏｎｅｌ−７３８６１，０ ＾ＩＳ１３１０　　　１９〜２２ ＳＡＥ　６０４１０　　　＜１．０ ＳＡＥ　６０４４６ １６．０ ２４〜２６ １２〜１５ ２５〜２８ ０．１７　　３．４　１．７ ＜０．０８ ０．２〜０．４ ＜０．５ ＣＨ−Ｉ ＣＨ−２ ＳＡＥ　６０３１２　　１１〜１４２４〜２９　０．２
〜Ｑ、５　　　　　　ＳＣＩ！−１３ＳＡＥ　６０３０
９　　１８〜２２２４〜２８　０．３〜Ｑ、１３　　　
　　５ＣＨ−１４ＳＡＥ　　６０３１０　　　　３３〜
３７　１３〜１７　　０．３５〜０．７５　　　　　　
　　　５ＣＨ−１５上述のような経済的問題並びに入手
の可能性に関する問題に直面して、当分骨ではクロム及
び二・ンケルの代替物質の発見を試みた。その結果アル
ミニウムを、必要な熱腐食耐性を実現するべくクロムに
替えて用いた。高度の靭性が達成され得るようにオース
テナイト相を安定化するためには、二・ノケルの替わり
にマンガンと炭素とを一緒に用いた。

特に、マンガンと炭素との組み合わせの方がニッケルよ
り有効にオーステナイト相を安定化し得ることが判明し
た。しかし、上記二つの目的は両立しない。この種の合
金があまりに多量の炭素あるいはマンガンを含有してい
ると、酸化アルミニウムの熱腐食耐性は甚だしく損なわ
れる。多くの場合、熱腐食耐性は１１５０に低下し得る
。化学的特性と機械的特性とのこの対立を解消する有効
な方法は未だ報告されていない。この種の合金に関する
別の問題点は、熱腐食からの保護において酸化アルミニ
ウムが酸化クロムはど有効でないことである。この欠点
を克服するために、熱腐食耐性に最も寄与するα−Ａｌ
□０．の生成を促進するべくケイ素を添加した。しかし
、ケイ素は１１００℃前後の温度でしか機能しない、よ
り低い温度でケイ素を添加しても、実質的な効果は何等
認められない。結論として先行技術においては、周囲温
度から１１００℃のような高温までの温度範囲内で十分
な熱腐食耐性と十分な機械的特性とを同時に有し、かつ
比較的安価である合金は開示されていない。

Ｆｅ−Ｍｎ−Ａｌをベースとする合金についての過去の
研究において、Ｋｏｓ１６ｒ及びＴｏｎｎは１９３４年
、Ｆｅ−Ｍｎ−＾Ｉの３元素状態図の一部を作成しくＬ
　Ｋｏｓ１６ｒ　＆Ｈ，Ｔｏｎｎ、＾ｒｅ　Ｅｉｓｅｎ
ｈｕｅｔ１６ｎｗ、７．３６５　（１９３３））、これ
をその後１９５９年に５ｃｈａＩａｔｚが（Ｄ、　Ｊ、
　Ｓｃｈｗａｒｚ。

Ｔｒａｎｓ　、＾ＩＭＥ、　２１５．１１２−１１４　
（１９５９））、１９７７年にＣｈａｋｒａｂａｒＬｉ
ｃが（［１，Ｊ、　Ｃｈａｋｒａｂａｒｔｉｃ、　Ｎｅ
ｔａｌｌ。

Ｔｒａｎｓ、、　　８Ｂ、　　１２１−１２３　　（１
９７７））、更に１９８３年にＶ、　Ｇ、　Ｒｉｖｌｉ
ｎが（Ｖ、　Ｇ、　Ｒｉｖｌｉｎ、　Ｉｎ１６ｒｎａｔ
ｉｏｎａｌＭｅｔａｌｓ　Ｒｅｖｉｅｗｓ、　２８．　
Ｎｏ、　６．３０９−３３７　（１９８３））改良した
。しかし、これらの研究は１０００℃前後の僅かな温度
範囲に限られ、状態図の多くの領域はなお不明確である
。例えば、Ｍｎ２０重量％及びＡｌ６重量％辺りの相領
域の固相線は未だ解明されていない、Ｆｅ−Ｍｎ−八１
ｃの４元素状態図はなお作成されなＣ）ままである。

１９６５年にＭｉｔｃｈｅｌｌ　ｅｔ　ａｌ、に付与さ
れた米国特許第３，２０１，２３０号には、実質的に１
４〜３５重量％のマンガンと、３．５〜８．７５重量％
のアルミニウムと、４．５〜８．７５重量％のクロムと
、　０．２５〜１．０重量％のケイ素と、０．２５〜１
．０重量％の炭素と、残りの鉄とから成る合金が開示さ
れている。この特許の合金は比較的大量のクロムを含有
し、従って市販されれば比較的高価となろう。実際のと
ころ、この特許はその保護期間終了後でさえ実施されな
かった。この特許の内容は幾つかの冶金学理論と矛盾し
、開示された合金は、特に４００〜１０００℃の温度下
で用いるべく設計した場合所望の有効性を発揮し得ない
と考えられる。その理由は次のとおりである。

（１）　この特許の１４〜３５重量％というマンガン含
量範囲は過度に広く、なぜなら１９３４年にＫｏｓ１６
ｒ及びＴｏｎｎが教示しているように（Ｌ　Ｋｏｓ１６
ｒ　　＆　　Ｈ，Ｔｏｏｎ、　　＾ｒｃ　　Ｅｉｓｅｎ
ｈｕｅＬ１６ｎｗ、　　７．　３６５１９３３）、この
特許の合金のマンガン含量が３１重量％を越えると温度
３００〜１０００℃で該合金の粒界周囲にβ−Ｍｎが析
出するからである。また、マンガン含量が２０重量％を
下回ると比較的大きいＦｅ３＾ＩＣ０炭化物が生じて合
金を脆くし、かつ合金中のアルミニウムを消費する。Ｆ
ｅ３＾ＩＣ，炭化物の生成によってアルミニウムが消費
されると明らかに熱腐食耐性が低下し、合金は高温下で
用いるには不適当となる。

（２）大量に含有されたクロムは、適用温度で容易に炭
素と反応して炭化クロム（Ｃｒ２．ＣｉあるいはＣｒ７
Ｃ５）を生成する。即ち合金は過敏になり、その機械的
特性は低下する。そのうえ、温度が８００℃を上回り、
かつクロム含量が５〜８．７５重量％である場合、合金
に含有されたクロムは雰囲気中の窒素と急激かつ大量に
反応して針状窒化アルミニウム（＾ＩＮ）をもたらす。

その結果、アルミニウム含量が酸化物保護膜の形成に不
十分となる。しかし、Ｍｉｔｃｈｅｌｌの特許にはこの
問題点の解決方法は開示されていない、がって、Ｎａｔ
ｉｏｎａｌ　　Ｃｈｉｎ−ｈｗａ　　ＩＪｎｉｖｅｒｓ
ｉＬｙ、　　ＴａｉｗａｎのＭａ１６ｒｉａｌ　５ｃｉ
ｅｎｃｅ　Ｒｅ５ｅａｒｃｈ　Ｉｎ５ｔｉｔｕ１６　Ｌ
ニア）Ｗａｎｇ等による透過型走査電子顕微鏡（ＳＴＥ
Ｍ）を用いた研究が１９８７年に誤った認識を打破する
まで、亜硝酸アルミニウムはアルミニウムの内部酸化物
であると誤解されていた。ＨｇＩ２等の発見についての
報告は、Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ｍａ１６ｒｉａｌ　５
ｃｉｅｎｃｅ　ｏｆＧｒｅａｔ　Ｂｒ１ｔａｉｎ　ｉｎ
　Ｈａｙ、　１９８８に公表された。

本発明は、次に記す諸点において上述の先行技術のいず
れよりも優れている。

（１）　マンガン含量を、所望適用温度の範囲全体にわ
たって有効であると判明した特定範囲内に制限しである
。マンガン含量範囲の限界付近でのβ−ＭｎあるいはＦ
ｅ３＾ＩＣ，の生成を抑制するべく、他の合金元素を添
加して析出物の形態及び位置を制御する。

（２）　熱腐食耐性向上のためにケイ素を添加する。

（３）高温下での析出硬化メカニズムによって鋳造部材
の機械的特性を更に高めるべく補助元素を添加する。

（４）合金諸元素の相対比を適宜制御することによって
、用途によってはクロムの添加が必ずしも必要でなく、
あるいは全く不要にすらなる。

その結果、本発明の鋳造部材のコストは著しく低下する
。

（５）　本発明の鋳造部材の高温下での酸化重量利得は
、先に述べたいずれの先行技術のものよりも小さかった
。

光Ｊし１１要− 本発明は、即座に適用可能な鋳造部材であって、周囲温
度から１１００’Ｃまでの温度範囲全体にわたって優れ
た熱腐食耐性及び機械的特性を有する鋳造部材の提供を
目的とする。

本発明はまた、即座に適用可能な鋳造部材であって、ク
ロム及びニッケルのような高価な、あるいは希少な元素
の含有が必須である場合に上記のような必要性を満たす
鋳造部材の提供も目的とする。

更に本発明は、即座に適用可能な鋳造部材であって、補
助元素の添加により特定用途のための特定の必要性に合
致するように改変できる鋳造部材の提供をも目的とする
。

本発明は、Ｆｅ−Ｎｏ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−−Ｃをベー
スとする合金から成る新規で即座に適用可能な鋳造部材
、並びに該部材の製造方法を開示する。本発明は特に、
本貫的に２０〜３５重量％のマンガンと、５〜１３重量
％のアルミニウムと、０〜５重景％のクロムと、０〜２
．５重量％のケイ素と、０．５〜１．４重量％の炭素と
、残りの鉄とがら成る新規で即座に適用可能な鋳造部材
に係わる。このような鋳造部材は１１００’Ｃのような
高温下でさえも、該部材の優れた機械的特性を犠牲にす
ることなく用いることができる。

本発明の鋳造部材は、様々な特定用途のための特定の必
要性に合致させるべく、少量のホウ素、タングステン、
モリブデン、ニオブ、チタン、バナジウム、窒素、銅、
ニッケル、イツトリウム、スカンジウム、ハフニウム及
びタンタルといった他の元素も含有する合金から製造す
ることもできる。

口の舌　ｆテロ 本発明の特徴は特許請求の範囲各項に明瞭に記しである
が、本発明は以下の詳細な説明並びに実施例を読むこと
でより良く理解され得ると考えられる。

即座に適用可能な本発明の鋳造部材は、鉄に加え主とし
て５種の合金元素を含有する０個々の元素を以下に詳述
する。

マンガン 本発明ではマンガンを、合金のオーステナイト構造を安
定化して合金の靭性を改善するべくオーステナイト安定
化物質として用いる。マンガンは７５０℃より高い温度
で容易に酸化し得る。この問題点は、後段に述べるよう
にケイ素の添加によって回避できる。

先に述べたように、従来の合金ではマンガン金型が高す
ぎると腐食耐性が低下する。この問題点は本発明におい
て、マンガン、炭素及びアルミニウムの相対比を調整す
ることによって解決できた。

即座に適用可能な本発明の鋳造部材は２０〜３５重量％
、好ましくは２０〜３２重量％、最も好ましくは２４〜
３０重量％のマンガンを含有する。

炭素 炭素も、本発明の合金の機械的特性を改善するオーステ
ナイト安定化物質として本発明合金に用いる。ニオブ及
びモリブデンといった任意の炭化物生成物質を添加する
場合は、それに比例させて炭素含量を増加しなければな
らない。

先に述べたように、従来の合金では炭素含量が高すぎる
と腐食耐性が低下する。この問題点は、マンガン、炭素
及びアルミニウムの相対比を調整することによって解決
できた。

即座に適用可能である本発明の鋳造部材は０．５〜１．
４重量％、好ましくは０．５〜１．２重量％、最も好ま
しくは０．５〜１．１重量％の炭素を含有する。

アルミニウム アルミニウムは、高温で酸化して酸化アルミニウム膜を
形成し、主要な熱腐食耐性をもたらし得る０本発明の合
金中でアルミニウムはフェライト生成物質としても機能
し、従ってアルミニウムとマンガンその他の合金元素と
の相対比を適当に平衡させなければならない、他の元素
の相対比を適当に定めることによりきわめて有効な酸化
アルミニウム保護膜を得ることができ、また母材中にＦ
ｅ、＾ＩＣ，炭化物を規則的に生じさせて、合金を更に
強化することも可能である６ 即座に適用可能である本発明の鋳造部材は５〜１３重量
％、好ましくは８〜１２重量％、最も好ましくは８〜１
１重量％のアルミニウムを含有する。

クロム クロムは、高温で酸化して酸化クロム膜を形成し、熱腐
食耐性を更に高め得る。酸化クロムのもならす腐食耐性
は、室温でより有効である。クロムはフェライト生成物
質であり、かつ有効な炭化物生成物質でもある。クロム
が合金の機械的特性に及ぼす悪影響を防止するため、ク
ロムの相対比調整は入念に行なわなければならない。

即座に適用可能な本発明の鋳造部材は０〜５重量％、好
ましくは１〜５重量％、最も好ましくは２〜４重量％の
クロムを含有する。

ケイ素 ケイ素は自然に酸化ケイ素保護膜を形成し得る。

ケイ素酸化の酸化速度及び解離圧は酸化マンガン（Ｍｎ
Ｏ）のものより低いので、本発明の合金ではケイ素を主
としてマンガンの酸化並びに酸化マンガンの核形成及び
成長の抑制物質として用いる。その結果、酸化アルミニ
ウムが生成する機会が大幅に増大する。しかし、ケイ素
は強力なフェライト生成物質であり、鋳造部材の爆接の
可能性を甚だしく低下させるであろうから、その相対比
はこのことを考慮して入念に設定しなければならない。

即座に適用可能な本発明の鋳造部材は０〜２．５重量％
、好ましくは０．５〜２重量％、最も好ましくは０．５
〜１．５重量％のケイ素を含有する。

補助元素 本発明の鋳造部材は、様々な特定用途における特別の必
要性に合致させるべく、上記主要な合金元素に少量のホ
ウ素、タングステン、モリブデン、ニオブ、チタン、バ
ナジウム、窒素、銅、ニッケル、イツトリウム、スカン
ジウム、ハフニウム及びタンタルといった他の元素を加
えて合金することもできる。上記のような補助元素の添
加は当業者に公知であり、ここでは本発明の他の構成を
示すべく述べである０個々の補助元素を以下に説明する
。

ホウ素 ホウ素の添加によって粒界の表面自由エネルギーが低下
し、その結果粒界での炭化物析出が更に減少する。ホウ
素を添加すると母材中で均等に析出が起こるため、より
優れた機械的特性が達成される。

本発明の鋳造部材は、５０〜２００ｐｐｍのホウ素を任
意に含有し得る。

タングステン、モリブデン及びニオブ これらの元素は本発明の合金では、精細な炭化物強化合
金の生成、侵食耐性の増大、炭素拡散の阻止、並びに脱
炭（ｄｅｃａｒｂｕｒａｔ　１ｏｎ）に起因する酸化物
保護膜の損傷の防止に用いる。

本発明の鋳造部材は、０．１〜１．０重量％のタングス
テンを任意に含有し得る。

本発明の鋳造部材は、０．１〜２．１重量％のモリブデ
ンを任意に含有し得る。

本発明の鋳造部材は、０．１〜１．０重量％のニオブを
任意に含有し得る。

チタン及びバナジウム チタン及びバナジウムは、タングステン、モリブデン及
びニオブと同様に機能する。そのうえ、チタン及びバナ
ジウムは僅かな窒化物しか生成せず、窒化に起因する損
傷を阻止し得、かつ窒化を表面硬化に役立て得る。

本発明の鋳造部材は、０．１〜２．０重量％のチタンを
任意に含有し得る。

本発明の鋳造部材は、０．１〜１．０重量％のバナジウ
ムを任意に含有し得る。

窒素 窒素も、強力なオーステナイト生成物質である。

窒素を添加することにより、オーステナイト相をより少
量の炭素で安定化することができ、その結果より良好な
熱腐食耐性が得られる。

本発明の鋳造部材は、０６０５〜０．２重量％の窒素を
任意に含有し得る。

銅は、比較的低温での腐食耐性を高めるのに用い得る。

銅はまた、鋳造部材中で残留リンとの化合物を生成させ
て、残留リンに起因する熱脆性を防止するべく用いるこ
とができる。

本発明の鋳造部材は、０．５〜１．５重量％の銅を任意
に含有し得る。

ニッケル 上記のようなリンと銅との化合物は、温度次第でなお熱
脆性を導く。このような問題の回避にニッケルを用いる
ことができる。ニッケルはそのうえ、合金の光沢の改善
に用いることも可能である。過剰なニッケルは、合金に
有害であるアルミニウムとの金属化合物γ′、相を生成
する。ニッケル及び銅の添加量は、残留リン含量に従っ
て入念に調整しなければならない。

本発明の鋳造部材は、０．５〜２．５重量％のニッケル
を任意に含有し得る。

イツトリウム、スカンジウム、ハフニウム及びり定する
ものと看做されるべきではない。別様に指ンタル これらの希少元素は、強度の潜在酸化力を有するため、
合金内部での酸化を導いて酸化皮膜形成中に生じた空格
子点を吸収し、キー機構を実現し、更に中間層機構を実
現することにより酸化皮膜の付着性を、温度が繰り返し
上下する間に酸化皮膜が容易に剥離しないように高める
べく添加し得る。

本発明の鋳造部材は、０．０１〜１．０重量％のイツト
リウムを任意に含有し得る。

本発明の鋳造部材は、０１０１〜１．０重量％のスカン
ジウムを任意に含有し得る。

本発明の鋳造部材は、０．０１〜０．５重量％のハフニ
ウムを任意に含有し得る。

本発明の鋳造部材は、０．０１〜０．８重量％のタンタ
ルを任意に含有し得る。

本発明の理解の一助となすべく以下の実施例を提示する
が、これらの実施例は本発明の範囲を限示しないかぎり
、部及びパーセンテージは総て重量に基づく。

（以下余白） 衷１」ＬＬ この実施例は、本発明の鋳造部材の製造方法の一例を示
す。

鉄、マンガン、アルミニウム、ケイ素及び炭素の混合物
を高周波誘導炉で融解させ、公知組成のメルトを調製し
た。得られたメルトを、異なる物質から成る複数種の鋳
型を用いて鋳造して、異なる表面状態を有する複数種の
鋳造部材を製造した。

融解は容量２０ｋｇの高周波誘導炉で実現した０合金元
素の比率、形態及び重量を表■に示す。

アルミニウム　　１０１゜５　　市販純粋アルミニウム なるまで １００８番コイル巻き線 鉄及びケイ素鉄を、冷たいうちに炉に装填した。

炉の電力を２０ｋＨに設定して１０分間維持し、その後
電力を４０に−に調節した。７分後、約１５５０℃で鉄
及びケイ素鉄は完全に融解した。次に電力を２０に−に
調節してマンガン２．２５ｋｇとクロム全量とを添加し
た後、電力を４０ｋｌ（に調節し戻した。添加したマン
ガン及びクロムが融解してから、残りのマンガン２．２
５ｋｇと炭素０．１５ｋｇとを添加した。１０分後、ス
ラグを除去した。１．５ｋｇのアルミニウムを添加した
。

スラグ生成及び除去作業をアルミニウム融解後に実施し
た。温度が１５８０℃に達した後メルトの上澄みを容量
３０ｋｇの取鍋に取り、温度が１４８０　’Ｃに低下し
た後、異なる物質から成る４個の別個の鋳型で鋳造した
。４１１１ｉ１の鋳型は、それぞれ４ｋｇの容量を有す
るシェル鋳型、砂型、セラミック型及び調合型である。

得られた鋳造部材の表面状態を観察した。製品の形状に
関してはシェル鋳型において最良の結果が得られ、次い
で砂型、セラミック型、調合型の順で良い結果であった
。表面の平滑さに間しては、調合型、シェル鋳型、セラ
ミック型、砂型の順で良好な結果が得られた。しかし、
いずれの鋳造部材も適用の許容範囲内であると考えられ
る。

セラミック型で鋳造した鋳造部材を１２００℃で４時間
均質化し、化学分析用の試料をドリルで採取した０分析
結果を表■に示す。

なるまで 夾１Ｊ［と 本発明の範囲内である一連の鋳造部材を実施例１と同様
の方法で製造し、合金の機械的特性（引っ張り強さ、伸
び及び硬度）を試験して、通常の高温用途用鋳造部材と
比較した。

ニオブ、モリブデン及び窒素といった他の合金元素を任
意に添加したＦｅ−Ｎｎ−へ１ｃベースの合金から成る
１７種の鋳造部材を、実施例１で述べたのと同じ方法で
製造した。

メルトをセラミック型で鋳造して、直径８０ｍｍ、長さ
２５０鴫−並びに重さ約１５ｋｇの円柱形インゴットを
得た。インゴットを高さ４ｃｍの円柱に切断し、その後
１２００℃で鍛造して高さを２０−に減少した。

鍛造したインゴットを室温に冷却し、かつ切断して、平
均長１インチの引っ張り特性試験用試料を得た。試験試
料の引っ張り強さ、伸び及び硬度を試験し、その結果を
表■のように記録した。試験の間中全試料において−様
な変形を観察した。くびれ速度は比較的低がっな、比較
のため、表１に掲げた通常の高温用途用鋳造部材の幾っ
がの典型的な機械的特性を表Ｖに示す。表■と表Ｖとの
比較から明らかなように、本発明の鋳造部材の機械的特
性は市販されている通常の高温用途用鋳造部材の機械的
特性より優れている。特に、本発明の鋳造部材は、高温
用途のための加工用鋼である＾ＩＳＩ　３１０の仕様基
準のものより高い伸び及び靭性を示す。

衣−■ 憩ム　の の型ｔ ＪＩＳ　ＳＣＩ！−１２＞７０　　　　　　　　　　　
ツノ　　　　　　　ツノＪＩＳＳＣＨ−１３＞７０ｊ）
ｎ ＪＩＳ　５ＣＨ−１４＞６５　　　　　　　　　　　ツ
ノ　　　　　　　　ツノＪＩＳＳＣＨ−１５＞５７ノｌ
Ｈ を光学顕微鏡で観察した。機械的特性の向上は少量のＦ
ｅ−＾Ｉ−Ｃ炭化物（Ｆｅａ＾Ｉｃ、）が生成した結果
であることが、顕微鏡組織分析によって観察できた。

即ち、本発明の鋳造部材の機械的特性は高温での析出物
の形態を制御することによって改善できることが判明し
た。

夾１ｊしト 実施例２の合金＃１０の、同一方法で製造した６個の鍛
造インゴットを冷間圧延し、その厚みを９０％減少して
０．２ｃｍとした。圧延して得た部材を１０５０℃で１
時間溶液処理し、ギヤオイル中で室温まで急冷した。６
個の圧延部材のうちの５個を５５０℃で、異なる期間エ
ージングした。６個の圧延部材の引っ張り強さ、伸び及
び硬度を試験し、表■に示したような結果を得た０表■
から明らかなように、引っ張り強さは著しく増大し、伸
びは限られたレベルまで低下し、硬度は上昇した。これ
らの圧延部材５５０℃でエージング　１時間　　１３８
．５　　　３９．６　６４．５Ｒａ５５０℃でエージン
グ　１６時間　　１５１．７　　　４４．０　６５．Ｏ
Ｒａ夾１ｊ１Ｌ この実施例では、本発明の合金の熱腐食耐性を説明する
。

表■に示した組成を有する合金から成る複数種の鋳造部
材を、実施例１〜３で述べたように融解ｆＩｉ１２００
℃で鍛造し、かつ１０５０℃で８時間均質化して製造し
た。得られた部材を切断し、２Ｘ４Ｘ８ｍｍの大きさの
試験試料を作製した。試験試料の表面を１２００番Ｓｉ
Ｃ研磨紙で研磨した。研磨済み試料を熱重量分析機（Ｔ
Ｃ＾）に設置して、その酸化重量利得を調べた。　ＴＧ
＾の乾燥空気流速は１００ｃｃ／ｓｉｎ、とし、また温
度は７００．９００及び１１００℃、実験時間は２４時
間とした。試験試料の酸化重量利得を表■に示す。

＃２０ １０．０ ０．５２ 衣−１ 改化里Ｕｌ遵恒Ｃ視σ ＃１９　　　　　１．１９　　　０．４６　　　　０．
８９＃２０　　　　　＜０．０５　　　０．２９　　　
　１．２２表■及び■から明らかなように、アルミニウ
ムを添加することによって、本発明の鋳造部材の腐食耐
性に対する炭素の悪影響を抑制することができる。この
実施例によって、アルミニウムの添加により炭素含有合
金の腐食耐性を制御し得るという本発明の開示の真であ
ることが立証された。

え１１１ 表ＩＭに示した組成を有する合金から成る複数個の鋳造
部材を、実施ＦＡＩ及び２で述べたような方法で製造し
た。得られた鋳造部材を実施ＰＡ４で述べたように処理
し、４００〜７００　’Ｃに設定した管炉内に＾ＩＳ１
３０４から成る鋳造部材と共に設置した。乾燥空気を管
炉内に流速２００ｃｍ３７ｓｉｎ、で導入し、試験部材
を酸化させた。２４時間酸化させた後、試験部材を室温
にまで空冷し、試験部材の表面状態を観察した。＾ＩＳ
１３０４の色は温度が高いほど暗くなり、温度が６００
℃を越えると完全に黒変したことを観察した。これに対
し、本発明の鋳造部材は、比較的高温では黄みを帯びる
ものの光沢を失わなかった。温度が上昇するにつれて、
本発明の鋳造部材の色は黄色から褐色へと変化した。本
発明の鋳造部材でも＾ＩＳＩ　３０４から成る鋳造部材
でも、剥離は観察しなかった。

上記と同じ操作を、今度は温度を１１００℃にして繰り
返しな。本発明の鋳造部材の表面では剥離は観察せず、
また顕著な酸化物生成も観察しなかった０本発明の鋳造
部材の色は光沢の有る褐色であった。これに対して、＾
Ｉ８１３０４表面には黒色の拘置な酸化物膜を観察し、
また室温に冷却後は亀裂も観察した。この実施例は、合
金の組成を調整すれば炭素あるいはマンガン含量が非常
に高くとも優れたＩＫ食耐性が実現可能であるという本
発明の開示の正１５．さを立証している。

表Ｘに示した組成を有する合金から成る複数個のクロム
含有鋳造部材を実施例１及び２でのようにして製造し、
その後冷間圧延して該部材の厚みを９０％減少し、２−
一とした。得られた部材を１１５０℃で５０時間均質化
して、加工応力を完全に排除し、結晶粒子の完全な成長
を促進した。圧延部材を切断し、粉砕し、かつ研磨して
０．０５Ｂ酸化アルミニウム粉末にし、酸化試験用の試
料を得た。上述の場倉と同じ操作及び装置で酸化試験を
実施したが、ただしその際酸化温度は１０５０℃に設定
し、また室温からの温度上昇速度は毎分１００℃とした
。熱雷■分析を１０５０℃で４８時間実施した。全体の
酸化重量利得は０．４２Ｂ／ｃｍｆｆでしがながった。

酸化重量利得の増大を観察したのは初めの３時間のみで
あり、その後は酸化重量利得の増大を観察しなかった点
が留意された。Ｘ線分析機及び電子マイクロ１０−ブで
の分析によって、上記試験条件下に酸化アルミニウム結
晶が初めの３時間の間に完全に成長したことが判明した
。試験試料を室温まで空冷して観察したところ、酸化物
は剥離しておらず、また試験試料の色は褐色みを帯びた
銀色に変化していた。

この実施例によって、本発明の鋳造部材にクロムを適当
に添加し、がっ温度上昇の速度を適当に制御すれば、冷
却後に剥離しない完璧な酸化アルミニウム保護膜が得ら
れることが証明された。

衣−に なるまで 夾１」ＬＬ 表Ｘ１に示した組成を有するＦｅ−Ｍｎ−Ａｌベース合
金から成る複数種の鋳造部材を、実施例１で述べたのと
同じ方法で製造した。得られた鋳造部材を１２００℃で
・を時間均コ化し、続いて９００〜１０００’Ｃで熱間
圧延した。圧延した部材を１０５０℃で１時間溶液処理
し、その後オイル急冷した。次に、部材を８ｘ８ｘｌＯ
鎮論の大きさに切断し、１２００番ＳｉＣ研磨紙で１ｉ
Ｊｆ＠して、熱腐食試験用の試験部材を得た。鋳造試料
即ち試験部材を、本質的に［ｔａＣＩ□、ＫＣＩ及びＬ
ｉＣ１を含有する市販のＱ−６熱処理塩溶液に２６８時
間浸清１゛る。ごとによって、熱腐食試験を実施した。

合一〇Ｎ４において腐食生成物の厚みは血が３０Ｈであ
り、フェライト相沿いに腐食が進行したことを観察した
。

この実施例は、本発明の鋳造部材が熱腐食耐性を示すこ
とを証明している。

＃２４　　　３０．８　　９．８　　１．Ｏｎ犬１」１
１ ごみの分別が普及していない地域では、酸性廃棄物と塩
基性廃棄物との両方を含めたあらゆる種類のごみがごみ
焼却炉に送られる。台湾のごみ焼却炉から採取した試料
を分析したところ、焼却炉に送られるごみは平均で５６
％の水と、１５％の塵埃と、１５％の炭素と、１１％の
酸素と、０．１％の硫黄と、その他の未確認物質とから
成る。含水量が高いため、上記のような地域のごみはそ
れ自体のみで燃焼し得す、従って焼却な容易にするべく
しばしばごみに燃料が吹き付けられる。このような場合
の焼却炉内の環境は、高温用途用合金にとってきわめて
大きい脅威となる。

純粋な電解質材料を容量５００に、の高周波誘導炉で融
解させ、得られたメルトを砂型で鋳造して所望のベース
プレートを得ることによって、表■に示した組成を有す
るＦｅ−Ｍｎ−Ｍ−Ｃ−Ｃｒ−Ｓｉベース合金から成る
複数種の鋳造部材即ち焼却炉用火格子（ｇｒａ１６ｓ）
を製造した。焼却炉用火格子は、焼却炉残留物を受ける
固定火格子と、燃焼する廃棄物を支持して熱気の通りを
良くする可動火格子との２種類を製造した。これら２種
の火格子はいずれも、燃焼温度での腐食雰囲気中で多大
の荷重を受ける。

そのうえ、これらの火格子は、ごみの出し入れによって
惹起される不断の侵食に耐えなければならない。重量的
１２．５ｋｇの可動火格子は、３９Ｅｈｍの長さ並びに
２４５ｍｆｉの幅を有する。寸法６０ＩＩＩＩｌｌ×１
２１Ｉ１１の矩形の穴が火格子全体に均等に明いており
、これらの穴によって焼却時の焼却炉残留物の落下、並
びに熱気の通過が可能となる。可動火格子と同様の形状
を有する固定火格子の寸法は、長さが３９８剖＾、幅が
２８９１１ＩＩ１１である。これらの火格子の使用温度
は７００〜９５０°Ｃである。これらの火格子を焼却炉
内で６０日間及び１．５年間試験し、試験期間中焼却炉
には毎日一定量、即ち２００トンのごみを装填した。試
験期間終了後の反応生成物膜の厚みは、表ｘ■に示した
ようなものであった。表Ｘ　ＩＩＩは、本発明のＦｅ−
Ｍｎ−Ａｌｃベース合金から成る焼却炉用火格子が高ク
ロム鋳鋼から成る焼却炉用火格子の品質基準を満たすこ
とを証明している。クロム、ケイ素あるいはチタンをよ
り多く添加すれば、火格子の特性は更に向上する。

１量皿 の′ の　　生 み 合金番号 第一の試料 第二の試料 ＃２４　　　　　　　　　７０ｎ　　　　　　　　　１
２５μ輪＃２７　　　　　　　　　１８ｕＩ＠２６四火
１」［匹 表ＸＩＶに示した組成を有するＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃベ
ース合金の１５ｋｇインゴットを、材料を高周波誘導炉
で融解させ、かつセラミック型で鋳造することによって
製造した。融解させる材料は総て純粋な電解質物質の形
態であるが、ただしマンガンは低炭素マンガン鉄によっ
て得られるものであってもよい（表ＸＩＶにおいて３印
で示す）。製造したインゴットを切断し、切断面の硬度
を測定した。インゴットの一部を更に切断して、実施例
２で行なったような引っ張り強さ試験のための試料を得
な。試験結果の硬度及び引っ張り強さの値を表Ｘ■に掲
げる。

表ＸＶによって、本発明の鋳造部材を構成する合金が、
インゴットの形態であっても市販のＡｌ５Ｉ系ステンレ
ス鋼より高い引っ張り強さ及び硬度を呈することが証明
された。また、本発明の鋳造部材は加工工程において１
量れた靭性を示す。例えば、本発明の鋳造部材に穿孔す
るのに、炭化タングステンから成る穿孔ヘッドと、高出
力の穿孔機と、適当な穿孔用オイルとを適宜組み合わせ
ることが必要となる。試験では本実施例の合金＃３１を
切断するのにＪＩＳ　ＳＫ系合金製の鋸を用いたが、こ
の鋸は僅か５１切り込んだだけで摩耗してしまった。

このような現象から、本発明の鋳造部材を鋳物として更
に加工することが殆ど不可能であることは明らかである
。

表ＸＶ 合金番号 硬度（Ｒｅ） 引っ張り強さ（ｋｓｉ） ３２．８±０９ ３１．２±０．８ ３０．５±０．７ ３０．４±１．０ ３１．４±０．４ ３０．４±１．０ ３０．１±２．３ ３７５±０．８ ３５．７±０．９ ３６．２±２．１　　　　　　　　１１５±３３８．０
±１．４　　　　　　　　８０±５３６．７±０．８　
　　　　　　　８４±４３１．１±１．２　　　　　　
　　１１７±６幾つかの好ましい実施例に基づいて本発
明を説明したが、本発明の範囲はこれらの実施例によっ
ては限定されず、ただ特許請求の範囲各項によってのみ
限定される。

Claims (17)

【特許請求の範囲】
1. （１）高温下で用いるのに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃ
   ｒ−Ｓｉ−Ｃをベースとする鋳造部材であって、本質的
   に２０〜３５重量％のマンガンと、５〜１３重量％のア
   ルミニウムと、０〜５重量％のクロムと、０〜２．５重
   量％のケイ素と、０．５〜１．４重量％の炭素と、残り
   の鉄とから成る鋳造部材。
2. （２）本質的に２０〜３２重量％のマンガンと、８〜１
   ２重量％のアルミニウムと、１〜５重量％のクロムと、
   ０．５〜２重量％のケイ素と、０．５〜１．２重量％の
   炭素と、残りの鉄とから成ることを特徴とする、請求項
   １に記載の高温下で用いるのに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ
   −Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベースとする鋳造部材。
3. （３）本質的に２４〜３０重量％のマンガンと、８〜１
   １重量％のアルミニウムと、２〜４重量％のクロムと、
   ０．５〜１．５重量％のケイ素と、０．５〜１．１重量
   ％の炭素と、残りの鉄とから成ることを特徴とする、請
   求項１に記載の高温下で用いるのに適したＦｅ−Ｍｎ−
   Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベースとする鋳造部材。
4. （４）ホウ素、タングステン、モリブデン、ニオブ、チ
   タン、バナジウム、窒素、銅、ニッケル、イットリウム
   、スカンジウム、ハフニウム及びタンタルから成るグル
   ープの中から選択された１種以上の補助元素を更に含有
   することを特徴とする、請求項１に記載の高温下で用い
   るのに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベー
   スとする鋳造部材。
5. （５）５０〜２００ｐｐｍのホウ素を更に含有すること
   を特徴とする、請求項１に記載の高温下で用いるのに適
   したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベースとする
   鋳造部材。
6. （６）０．１〜１．０重量％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に記載の高温下で用い
   るのに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベー
   スとする鋳造部材。
7. （７）０．１〜２．１重量％のモリブデンを更に含有す
   ることを特徴とする、請求項１に記載の高温下で用いる
   のに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベース
   とする鋳造部材。
8. （８）０．１〜１．０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に記載の高温下で用いるのに
   適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベースとす
   る鋳造部材。
9. （９）０．１〜２．０重量％のチタンを更に含有するこ
   とを特徴とする、請求項１に記載の高温下で用いるのに
   適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベースとす
   る鋳造部材。
10. （１０）０．１〜１．０重量％のバナジウムを更に含有
    することを特徴とする、請求項１に記載の高温下で用い
    るのに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベー
    スとする鋳造部材。
11. （１１）０．０５〜０．２重量％の窒素を更に含有する
    ことを特徴とする、請求項１に記載の高温下で用いるの
    に適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベースと
    する鋳造部材。
12. （１２）０．５〜１．５重量％の銅を更に含有すること
    を特徴とする、請求項１に記載の高温下で用いるのに適
    したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベースとする
    鋳造部材。
13. （１３）０．５〜２．５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１に記載の高温下で用いる
    のに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベース
    とする鋳造部材。
14. （１４）０．０１〜１．０重量％のイットリウムを更に
    含有することを特徴とする、請求項１に記載の高温下で
    用いるのに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃを
    ベースとする鋳造部材。
15. （１５）０．０１〜１．０重量％のスカンジウムを更に
    含有することを特徴とする、請求項１に記載の高温下で
    用いるのに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃを
    ベースとする鋳造部材。
16. （１６）０．０１〜０．５重量％のハフニウムを更に含
    有することを特徴とする、請求項１に記載の高温下で用
    いるのに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベ
    ースとする鋳造部材。
17. （１７）０．０１〜０．８重量％のタンタルを更に含有
    することを特徴とする、請求項１に記載の高温下で用い
    るのに適したＦｅ−Ｍｎ−Ａｌ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｃをベー
    スとする鋳造部材。