JPS6034628B2 - 遠心鋳造管用耐熱合金 - Google Patents
遠心鋳造管用耐熱合金Info
- Publication number
- JPS6034628B2 JPS6034628B2 JP56021714A JP2171481A JPS6034628B2 JP S6034628 B2 JPS6034628 B2 JP S6034628B2 JP 56021714 A JP56021714 A JP 56021714A JP 2171481 A JP2171481 A JP 2171481A JP S6034628 B2 JPS6034628 B2 JP S6034628B2
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- Japan
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- resistant alloy
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- sulfur
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は遠心鋳造管用耐熱合金に関し、特に遠心鋳造管
を突合せ溶接して長尺管を製造する際に、欠陥のない高
性能の溶接継手を得ることができる。
を突合せ溶接して長尺管を製造する際に、欠陥のない高
性能の溶接継手を得ることができる。
０．＊−２４Ｃｒ−２４Ｎｉ−１．印ｂ型（以下Ｃ−Ｃ
ｒ−Ｎｉ−Ｎｂ型と略記する）の遠心鋳造管用耐熱合金
に関するものである。
ｒ−Ｎｉ−Ｎｂ型と略記する）の遠心鋳造管用耐熱合金
に関するものである。
上記Ｃ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｎｂ型の遠心鋳造管用耐熱合金は
、この種用途の汎用耐熱合金（例えばＨＫ−４の材）に
比べて溶接性が悪く、殊に溶接熱影響部に割れが発生し
易いという重大な問題がある。
、この種用途の汎用耐熱合金（例えばＨＫ−４の材）に
比べて溶接性が悪く、殊に溶接熱影響部に割れが発生し
易いという重大な問題がある。
即ち上記耐熱合金は汎用の耐熱合金に比べてＣ量の少な
い完全オーステナィト鋼である為析出する炭化物量が少
なく、従って鋳造ミクロ組識が大きくなるが、これに反
比例して粒界面積が小さくなってこの部分の不純介在物
濃度が高まる煩向がある。この不純介在物は溶接熱によ
る分解及びマトリックスとの反応過程で粒界にミクロ偏
析し、この部分の融点が低下して収縮応力による割れが
発生し易くなる。またＮｂは炭化物をつくりクリープ破
断強度の向上に寄与するが、反面鋼中のＣ，Ｓ，０等と
反応し不純介在物となて結晶粒界に偏折し、溶接熱影響
部の高温割れを助長する作用があり、溶接々続を不可欠
とする遠心鋳造管材として使用した場合いまいま継手部
の高温割れを起こす。例えば第１図は公知のＣ−Ｃｒ一
Ｎｉ−Ｎｂ型耐熱合金を共金系ワイヤでＴＩＧ溶接して
得た溶接部の熱影響部を示す断面顕微鏡写真（１００倍
）であり、結晶粒界に沿って割れが発生している。しか
しながらＣ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｎｂ型耐熱鋼自体の強度、籾
性、延性等は、前記ＨＫ−４０（２４Ｃｒ−２０Ｎｉ）
等の従来材に比べて優れているから、その溶接性を改善
してやれば製管材料としての実用性を大幅に高めること
ができると考えられる。本発明は上記の様な事情に着目
し、Ｃ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｎｂ型耐熱鋼の溶接性を改善し遠
心鋳造管用耐熱合金としての実用性を高めるべく鋭意研
究の結果完成されたものであって、その構成は、Ｃ：０
．２５〜０．３５％（重量％：以下同じ）、Ｓｉ：１％
以下、Ｍｎ：１％以下、Ｎｉ：２３〜２６％、Ｃｒ：２
３〜２６％、Ｎｂ：１〜２％を含有し、残部が実質的に
Ｆｅよりなり、且つ不純物としてのＳを５のｐｍ以下、
０を７０ｐｐｍ以下に調整したところに要旨が存在する
。以下本発明における成分組成設定の理由を説明する。
い完全オーステナィト鋼である為析出する炭化物量が少
なく、従って鋳造ミクロ組識が大きくなるが、これに反
比例して粒界面積が小さくなってこの部分の不純介在物
濃度が高まる煩向がある。この不純介在物は溶接熱によ
る分解及びマトリックスとの反応過程で粒界にミクロ偏
析し、この部分の融点が低下して収縮応力による割れが
発生し易くなる。またＮｂは炭化物をつくりクリープ破
断強度の向上に寄与するが、反面鋼中のＣ，Ｓ，０等と
反応し不純介在物となて結晶粒界に偏折し、溶接熱影響
部の高温割れを助長する作用があり、溶接々続を不可欠
とする遠心鋳造管材として使用した場合いまいま継手部
の高温割れを起こす。例えば第１図は公知のＣ−Ｃｒ一
Ｎｉ−Ｎｂ型耐熱合金を共金系ワイヤでＴＩＧ溶接して
得た溶接部の熱影響部を示す断面顕微鏡写真（１００倍
）であり、結晶粒界に沿って割れが発生している。しか
しながらＣ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｎｂ型耐熱鋼自体の強度、籾
性、延性等は、前記ＨＫ−４０（２４Ｃｒ−２０Ｎｉ）
等の従来材に比べて優れているから、その溶接性を改善
してやれば製管材料としての実用性を大幅に高めること
ができると考えられる。本発明は上記の様な事情に着目
し、Ｃ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｎｂ型耐熱鋼の溶接性を改善し遠
心鋳造管用耐熱合金としての実用性を高めるべく鋭意研
究の結果完成されたものであって、その構成は、Ｃ：０
．２５〜０．３５％（重量％：以下同じ）、Ｓｉ：１％
以下、Ｍｎ：１％以下、Ｎｉ：２３〜２６％、Ｃｒ：２
３〜２６％、Ｎｂ：１〜２％を含有し、残部が実質的に
Ｆｅよりなり、且つ不純物としてのＳを５のｐｍ以下、
０を７０ｐｐｍ以下に調整したところに要旨が存在する
。以下本発明における成分組成設定の理由を説明する。
Ｃ：０．２５〜０．３５
本発明合金に優れた高温強度を与えるのに不可欠の元素
であり、０．２５％未満では満足な高温強度を得ること
ができず、一方０．３５％を越えると炭化物量が多くな
って硬質化し靭性が乏しくなる。
であり、０．２５％未満では満足な高温強度を得ること
ができず、一方０．３５％を越えると炭化物量が多くな
って硬質化し靭性が乏しくなる。
より好ましい含有率は０．３０〜０．３５％である。Ｓ
ｉ：１％以下Ｓｉは酸素を吸収して不純介在物となり結
晶粒界に析出するから、溶接性改善の目的からすれば極
めて有害な元素である。
ｉ：１％以下Ｓｉは酸素を吸収して不純介在物となり結
晶粒界に析出するから、溶接性改善の目的からすれば極
めて有害な元素である。
しかし種々実験の結果１％以下、より好ましくは０．５
％以下であれば溶接性に殆んど悪影響を及ぼさないこと
が確認された。Ｍｎ：１％以下 ・脱酸剤として有効であると共に強度を高める作用があ
るが、１％を越えると延性が乏しくなると共に、耐熱性
が悪化する。
％以下であれば溶接性に殆んど悪影響を及ぼさないこと
が確認された。Ｍｎ：１％以下 ・脱酸剤として有効であると共に強度を高める作用があ
るが、１％を越えると延性が乏しくなると共に、耐熱性
が悪化する。
Ｎｉ：２３〜２６％
オーステナィト組識を安定にすると共に耐熱性を高める
のに極めて重要な成分であり、２３％未満ではこれらの
効果が有効に発揮されない。
のに極めて重要な成分であり、２３％未満ではこれらの
効果が有効に発揮されない。
しかしこれらＮｉの効果は２６％程度で飽和状態に達し
、それ以上添加しても改善効果はそれほど発揮されず経
済的損失を招くだけである。Ｃｒ：２３〜２６％ 耐熱性、耐食性、抗クリープ性、耐酸化性等を高めるの
に重要な元素であり、２３％未満ではこれらの効果が有
効に発揮されない。
、それ以上添加しても改善効果はそれほど発揮されず経
済的損失を招くだけである。Ｃｒ：２３〜２６％ 耐熱性、耐食性、抗クリープ性、耐酸化性等を高めるの
に重要な元素であり、２３％未満ではこれらの効果が有
効に発揮されない。
しかし２６％を越えると高温加熱時における異相析出の
恐れが生じ、脆化傾向が現われる。Ｎｂ：１〜２％炭化
物を形成してクリープ破壊強度を向上させる作用があり
、これらの効果を得る為には１％以上添加しなければな
らない。
恐れが生じ、脆化傾向が現われる。Ｎｂ：１〜２％炭化
物を形成してクリープ破壊強度を向上させる作用があり
、これらの効果を得る為には１％以上添加しなければな
らない。
しかし２％を越えると含Ｎｂ系化合物の偏折が起こって
結晶粒界の不純介在物濃度が増加し、溶接性（溶接部の
耐割れ性）が極端に劣化する。特に好ましい含有率は１
．０〜１．５％の範囲である。本発明における必須構成
元素は上記の通り（但し残部は実質的にＦｅ）であるが
、目的達成の為には不純物として含まれる硫黄及び酸素
を極力低レベルに抑えなければならず、本発明最大の特
徴はこの点に存在するものである。
結晶粒界の不純介在物濃度が増加し、溶接性（溶接部の
耐割れ性）が極端に劣化する。特に好ましい含有率は１
．０〜１．５％の範囲である。本発明における必須構成
元素は上記の通り（但し残部は実質的にＦｅ）であるが
、目的達成の為には不純物として含まれる硫黄及び酸素
を極力低レベルに抑えなければならず、本発明最大の特
徴はこの点に存在するものである。
即ち遠心鋳造管用の従来材においても、酸素や硫黄が不
純介在物の発生源となることが確認されており、不純物
として含まれる酸素や硫黄は少ないほど好ましいとされ
ている。
純介在物の発生源となることが確認されており、不純物
として含まれる酸素や硫黄は少ないほど好ましいとされ
ている。
しかしながら上記した様なＣ−Ｃｒ−Ｎｉ−Ｎｂ型耐熱
合金においては、相当量の含Ｎｂ系化合物が不純介在物
として結晶粒界に不可避的に偏折するから、溶製段階等
における脱酸・脱硫法の改善によって硫黄及び酸素の含
有率を大幅に低減してみてもそれ程の溶接性改善効果は
得られないと考えられており、実用されている従来材の
両元素含有率の下限値はせし・ぜし、硫黄で０．０１３
％程度、酸素で０．０１３％程度である。ところが本発
明者等が種々実験を行なったところでは、相当量のＣや
Ｎｂを含む耐熱合金の場合でも、硫黄及び酸素類を極低
レベルに抑えてやれば溶接性が大幅に改善されることを
つきとめた。
合金においては、相当量の含Ｎｂ系化合物が不純介在物
として結晶粒界に不可避的に偏折するから、溶製段階等
における脱酸・脱硫法の改善によって硫黄及び酸素の含
有率を大幅に低減してみてもそれ程の溶接性改善効果は
得られないと考えられており、実用されている従来材の
両元素含有率の下限値はせし・ぜし、硫黄で０．０１３
％程度、酸素で０．０１３％程度である。ところが本発
明者等が種々実験を行なったところでは、相当量のＣや
Ｎｂを含む耐熱合金の場合でも、硫黄及び酸素類を極低
レベルに抑えてやれば溶接性が大幅に改善されることを
つきとめた。
即ち第１表に示す如く硫黄及び酸素量の異なるＣ−Ｃｒ
−Ｎｉ−Ｎｂ型の耐熱合金を溶製し、下記の条件で溶接
して得た溶接部の耐割れ性の有無を調べたところ、第１
表に併記する結果が得られた。〔溶接条件〕ワイヤ ：
共金ワイヤ 溶接法 ：ホットＴＩＧ溶接法 開先形状：第２図 電 流 ：２００Ａ 電 圧 ：１０〜１２Ｖ 速 度 ：１０肌／分 第１表 また下記第２表のものを基本組成とし硫黄含有率の異な
る多種類の耐熱合金を溶製し、硫黄含有率と高温延性お
よび実際の溶接熱影響部に発生する割れとの関係を調べ
たところ、第３図の結果が得られた。
−Ｎｉ−Ｎｂ型の耐熱合金を溶製し、下記の条件で溶接
して得た溶接部の耐割れ性の有無を調べたところ、第１
表に併記する結果が得られた。〔溶接条件〕ワイヤ ：
共金ワイヤ 溶接法 ：ホットＴＩＧ溶接法 開先形状：第２図 電 流 ：２００Ａ 電 圧 ：１０〜１２Ｖ 速 度 ：１０肌／分 第１表 また下記第２表のものを基本組成とし硫黄含有率の異な
る多種類の耐熱合金を溶製し、硫黄含有率と高温延性お
よび実際の溶接熱影響部に発生する割れとの関係を調べ
たところ、第３図の結果が得られた。
尚高温延性の値は下記の方法で得たものである。〔高温
延性測定法〕 母材より引張試験片を採取し、これに溶接熱影響部に相
当する熱履歴（最高加熱温度：１３２０ｑｏ＝粒界液化
温度）を加え、その冷却過程の１１００ｑｏで引張試験
したときの破断時の断面減少率を測定する。
延性測定法〕 母材より引張試験片を採取し、これに溶接熱影響部に相
当する熱履歴（最高加熱温度：１３２０ｑｏ＝粒界液化
温度）を加え、その冷却過程の１１００ｑｏで引張試験
したときの破断時の断面減少率を測定する。
高温延性（断面頭減少率）主云三×・〇ｏ（％）Ａ：試
験前の供試片の断面積（松）Ａ：彼断後の供謙片の断面
積（秘） 第２表 第１表及び第３図からも明らかな様に、Ｃ−Ｃｒ−Ｎｉ
一Ｎｂ系耐熱合金中に不純物として混入する酸素を７０
ｐｐｍ以下、より好ましくは５のｐｍ以下にすると共に
、硫黄を５ｏｐｐｍ以下に激減してやれば、溶接熱影響
部の耐割れ性を大幅に高めることができる。
験前の供試片の断面積（松）Ａ：彼断後の供謙片の断面
積（秘） 第２表 第１表及び第３図からも明らかな様に、Ｃ−Ｃｒ−Ｎｉ
一Ｎｂ系耐熱合金中に不純物として混入する酸素を７０
ｐｐｍ以下、より好ましくは５のｐｍ以下にすると共に
、硫黄を５ｏｐｐｍ以下に激減してやれば、溶接熱影響
部の耐割れ性を大幅に高めることができる。
ちなみに第４図は第１表の符号４を用いて得た熱影響部
を示す図面代用断面顕微鏡写真（１０Ｍ音）であり、第
１図と対比すれば明らかな様に割れは全く認められない
。従ってこの耐熱合金を用いて得た遠心鋳造管を溶接継
ぎしたものは、継手部の高温割れに起因する問題を生じ
る恐れがなく、たとえばリフオーマチューブ（天然ガス
やナフサにスチームを加えて日２とＣＯを製造するとき
に用いる反応管）の如く苛酷な条件下で使用される管材
に適用した場合でも、何ら問題を起こす恐れがない。尚
本発明に係る耐熱合金の製造法としては、高周波譲導溶
解炉にて所定の化学組成に成分調整した後、幻等の脱酸
剤を用いて強力に脱酸し、更にＣａ−Ｓｉ等の脱酸剤を
用いて脱硫を行なえばよいが、本発明では酸素及び硫黄
を極低レベルに抑えることが必要であるから、脱酸・脱
硫は効率のよい条件を採用すべきである。
を示す図面代用断面顕微鏡写真（１０Ｍ音）であり、第
１図と対比すれば明らかな様に割れは全く認められない
。従ってこの耐熱合金を用いて得た遠心鋳造管を溶接継
ぎしたものは、継手部の高温割れに起因する問題を生じ
る恐れがなく、たとえばリフオーマチューブ（天然ガス
やナフサにスチームを加えて日２とＣＯを製造するとき
に用いる反応管）の如く苛酷な条件下で使用される管材
に適用した場合でも、何ら問題を起こす恐れがない。尚
本発明に係る耐熱合金の製造法としては、高周波譲導溶
解炉にて所定の化学組成に成分調整した後、幻等の脱酸
剤を用いて強力に脱酸し、更にＣａ−Ｓｉ等の脱酸剤を
用いて脱硫を行なえばよいが、本発明では酸素及び硫黄
を極低レベルに抑えることが必要であるから、脱酸・脱
硫は効率のよい条件を採用すべきである。
この様な溶製法を採用すれば、同種の耐熱合金スクラッ
プを溶製煉料の一部として使用した場合でも、目的にか
なう成分組成の耐熱合金を得ることができ、溶製原料費
の低減も可能になる。ちなみに従来材の溶製法として不
純物元素含有量の低い厳選した原料を用いて溶解及び成
分調整を行なった後、脱酸・脱硫処理を行なうことなく
そのまま鋳造する方法が採用されていたが、それでも本
発明で要求される様な低レベルの酸素・硫黄含有率は確
保し難く、且つスクラップ等の併用は不可能である。本
発明は概略以上の様に構成されており、酸素及び硫黄の
含有率を極低レベルに抑えることによって、溶接性能の
卓越したＣ一Ｃｒ‐Ｎｉ−Ｎｂ型耐熱合金を提供し得る
ことになった。
プを溶製煉料の一部として使用した場合でも、目的にか
なう成分組成の耐熱合金を得ることができ、溶製原料費
の低減も可能になる。ちなみに従来材の溶製法として不
純物元素含有量の低い厳選した原料を用いて溶解及び成
分調整を行なった後、脱酸・脱硫処理を行なうことなく
そのまま鋳造する方法が採用されていたが、それでも本
発明で要求される様な低レベルの酸素・硫黄含有率は確
保し難く、且つスクラップ等の併用は不可能である。本
発明は概略以上の様に構成されており、酸素及び硫黄の
含有率を極低レベルに抑えることによって、溶接性能の
卓越したＣ一Ｃｒ‐Ｎｉ−Ｎｂ型耐熱合金を提供し得る
ことになった。
第１図は従来材を用いて溶接したときの溶接熱影響部の
割れ状況を示す図面代用断面顕微鏡写真、第２図は熔接
実験で採用した開先形状を示す説明図、第３図は耐熱合
金中の硫黄含有率と耐割れ性（断面減少率）の関係を示
すグラフ、第４図は本発明材を用いて得た溶接熱影響部
を示す図面代用断面顕微鏡写真である。 第１図 第２図 第３図 第４図
割れ状況を示す図面代用断面顕微鏡写真、第２図は熔接
実験で採用した開先形状を示す説明図、第３図は耐熱合
金中の硫黄含有率と耐割れ性（断面減少率）の関係を示
すグラフ、第４図は本発明材を用いて得た溶接熱影響部
を示す図面代用断面顕微鏡写真である。 第１図 第２図 第３図 第４図
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：０．２５〜０．３５％（重量％：以下同じ）、
Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：１％以下、Ｎｉ：２３〜２６％
、Ｃｒ：２３〜２６％、Ｎｂ：１〜２％を含有し、残部
が実質的にＦｅよりなり、且つ不純物としてのＳを５０
ｐｐｍ以下、Ｏを７０ｐｐｍ以下に調整してなることを
特徴とする遠心鋳造管用耐熱合金。 ２ 特許請求の範囲第１項において、Ｃ：０．３０〜０
．３５％、Ｓｉ０．５％以下、Ｎｂ：１．０〜１．５％
にすると共に、Ｏを５０ｐｐｍ以下にしてなる遠心鋳造
管用耐熱合金。 ３ 特許請求の範囲第１又は２項において、遠心鋳造管
がリフオーマチユーブである耐熱合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56021714A JPS6034628B2 (ja) | 1981-02-16 | 1981-02-16 | 遠心鋳造管用耐熱合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP56021714A JPS6034628B2 (ja) | 1981-02-16 | 1981-02-16 | 遠心鋳造管用耐熱合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57134547A JPS57134547A (en) | 1982-08-19 |
| JPS6034628B2 true JPS6034628B2 (ja) | 1985-08-09 |
Family
ID=12062727
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56021714A Expired JPS6034628B2 (ja) | 1981-02-16 | 1981-02-16 | 遠心鋳造管用耐熱合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6034628B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS59219451A (ja) * | 1983-05-25 | 1984-12-10 | Kubota Ltd | 溶接性にすぐれた耐熱鋳鋼 |
| FR3015527A1 (fr) * | 2013-12-23 | 2015-06-26 | Air Liquide | Alliage avec microstructure stable pour tubes de reformage |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5816377B2 (ja) * | 1974-07-10 | 1983-03-31 | 橋本コ−ポレイシヨン株式会社 | デンワタンマツソウチニオケル オンセイスイツチカイロ |
| JPS5424366A (en) * | 1977-07-27 | 1979-02-23 | Mitsubishi Kakoki Kk | Centrifugal separator |
-
1981
- 1981-02-16 JP JP56021714A patent/JPS6034628B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57134547A (en) | 1982-08-19 |
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