JPS6112980B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は、時効後の常温延性にすぐれた含Nb
高Ni−高Cr耐熱合金に関する。 石油工業におけるリフオーマチユーブやクラツ
キングチユーブは、加熱炉内で、通常約500〜
1100℃の広範囲の温度に曝されるので、高温度域
においても高いクリープ破断強度が確保されねば
ならず、このためその材料として、例えば、
HK40（0.4％Ｃ−25％Cr−20％Ni）やHP50（0.5
％Ｃ−25％Cr−35％Ni）あるいはこれにNbを添
加したものなどの高Ni−高Cr耐熱合金が用いら
れている。 しかしながら、上記HK40やHP50は、Ｃ含有量
が高いために、一度加熱炉内において上記温度に
加熱されると、多量の二次炭化物が析出する結
果、常温から約650℃の温度域おける延性が著し
く劣化する。この二次炭化物の析出による脆化
は、特に800〜900℃において最も短時間にかつ顕
著に現われる。 従来のクラツキングチユーブ等は、このような
時効による延性の著しい低下を伴なうため、わず
かな曲げ、引張変形、あるいは熱衝撃などによつ
て容易に破損するという欠点がある。とりわけ、
新設加熱炉の稼動開始、あるいは既設加熱炉での
新品チユーブとの交換の場合、スタートアツプ
（火入れ）から数百時間のあいだ、該チユーブの
種々の残留応力（例えば、製管工程における溶接
あるいは鋳造などに由来する残留応力）や配管系
におけるなじみ（熱膨張による寸法的安定化）を
伴なうため、炉の運転に際してチユーブにこのよ
うな無理がかからぬよう細心の注意を必要とす
る。 しかし、かかる立上りの時期に何らかのトラブ
ルにより運転を緊急停止するような場合にはチユ
ーブの破損を回避することは極めて難しい。 本発明は、上記にかんがみ、時効による脆化を
防ぎ、特に脆化傾向の顕著な約800〜900℃の温度
域での加熱をうけたのちにも、常温ないし約650
℃における延性のすぐれた耐熱合金を提供するも
のであり、その特徴とするところは、Ｃ約0.12〜
0.33％（重量％、以下同じ）、Si約1.2％以下、Mn
約1.5％以下、Cr約23〜25％、Ni約37〜40％、Nb
約0.5〜1.8％、Ｎ約0.04〜0.15％、残部鉄および
不純物からなり、かつＣおよびSi含有量を相互の
関係において後記第１図に示す一定範囲に特定し
たことに存する。 以下、本発明の化学成分組成限定理由を説明す
る。 Ｃは、耐熱合金としての用途に要求される高温
度でのクリープ破断強度を確保するために必要で
ある。その量が約0.12％に満たないと、1000℃以
上におけるクリープ破断強度が不足する。但し、
約0.33％をこえると、時効の過程で二次炭化物の
析出量が過剰になり、時効後の延性の確保が困難
となる。よつて、下限値を約0.12％、上限値を約
0.33％とする。 Siは、加熱炉内の浸炭性雰囲気におけるチユー
ブの耐浸炭性向上に有効であるが、約1.2％をこ
えると、時効後の延性が低下する。従つて、約
1.2％を上限とする。 ＣおよびSiの含有量は、上記規定に加えて、さ
らに両者の相互関係において制限されねばならな
い。第１図は、含Nb高Ni−高Cr耐熱合金につい
て、常温延性の最も顕著な劣化を引起す温度、す
なわち800℃ないし900℃で100時間保持する時効
後の常温引張伸び値（％）とＣおよびSi含有量の
関係を示すグラフである。図中、「Ｏ」は伸び値
10％以上、「Ｘ」は同10％未満の場合である。一
般に、時効後の常温延性は、Ｃ量が少ないほど高
くなると考えられるが、Nbを含む本発明の高Ni
−高Cr合金においては図示のようにＣとSiとの
相互の関係により特異な傾向を示し、曲線で画成
される領域ａを逸脱すると、常温延性の低下が大
きくなる。この原因は、加熱過程で結晶粒界近傍
におけるＣ、SiおよびNbのバランスがくずれて
SiおよびNbの偏析帯が生じ、これが800〜900℃
における二次炭化物の析出を著しく加速すること
によるという事実が判明した。よつて本発明は、
ＣおよびSi量を領域ａ内に限定する。これによ
り、結晶粒界近傍でのNb、Siの偏析帯の生成お
よび二次炭化物の析出が抑制され、高い常温延性
が得られる。この領域ａは、Ａ（0.12，1.01）、
Ｂ（0.21，1.18）、Ｃ（0.31，0.96）、Ｄ（0.33，
0.90）、Ｅ（0.33，０）およびＦ（0.12，０）の各
点を結ぶ直線の線分で画成される内側の斜線部領
域である。 また、上記Nb、Siの偏析帯は変形能が小さい
ため、従来材は加工性に劣り、リターンベンド
（180゜曲げ管）や90゜エルボ（90゜曲げ管）を目
的として高周波加熱加工を行なうと管表面に割れ
が発生し易く、特に管径の５倍以上の曲率半径を
持つリターンベンドの製造は困難であつたが、本
発明合金は加工性を阻害する上記偏析帯の生成が
抑制されるので、加工性も良好で叙上のごとき問
題も解消される。 Mnは、溶湯の精錬工程での脱酸剤として有効
であるが、多くなると耐酸化抵抗が低くなるので
約1.5％以下とする。 Crは、耐酸化性の改善のために加えられる。
但し、約23％未満では、1000℃以上における耐酸
化性が十分でなく、一方約25％をこえると、時効
後の常温延性が低下するほか、溶接性も悪くな
る。従つて、約23〜25％とする。 Niは、耐浸炭性、耐酸化性を改善し、またク
リープ破断強度、機械的性質を高める効果を有す
る。但し、約37％に満たないと、耐浸炭性が不十
分である。含有量の増加とともに上記諸性質は向
上するが、約40％をこえて加えても、クリープ、
機械的性質および耐酸化性の改善効果はほぼ飽和
するので不経済である。よつて、約37〜40％とす
る。 Nbは、炭化物、炭室化物を形成してクリープ
破断強度の改善に寄与するが、約0.5％に満たな
いと、その効果が十分でなく、また前記Ｃ量範囲
において時効後の延性を確保することができな
い。但し、約1.8％をこえると、上記化合物の析
出が過剰となるため、却つてクリープ破断強度の
低下を招き、また耐酸化性も悪くなる。従つて、
約0.5〜1.8％とする。 Ｎは、Ｃとともに、前記Cr、Nb等の炭室化物
を形成しクリープ破断強度を高める。このため少
くとも約0.04％を要するが、約0.15％をこえる
と、溶接性の劣化を引起すので、約0.04〜0.15％
とする。 Ｐ、Ｓ、その他の不純物は、この種合金に通常
許容される範囲内で存在してかまわない。 次に、本発明耐熱合金の実施例について説明す
る。 実施例 第１表に示す各種成分組成の含Nb高Ni−高Cr
合金を溶製し、これを遠心鋳造に付し、外径130
mm、長さ2550mm、肉厚21mmの遠心鋳造管を製造し
た。供試材No.１〜６は本発明耐熱合金、No.７〜13
は、Ｃおよび／またはSiの含有量が本発明規定の
範囲から逸脱した比較材である。 各遠心鋳造管より試験片を採取し、それぞれの
機械的性質を測定した。第２表に鋳放し材の常温
引張試験結果、第３表に、700〜1000℃での時効
処理（但し、処理時間はいづれも100時間）後の
常温引張試験による破断伸びを示す。

【表】

【表】

【表】

【表】 なお、前記第１図にプロツトされた点は、上記
第３表の試験結果のうち800℃および900℃の破断
伸びを10％を境いに２分類して示したものである
（「Ｏ」は破断伸び10％以上、「Ｘ」は同10％未
満）。図中、各点の数字は供試材No.である。 上記試験結果から明らかなように、本発明の耐
熱合金は、時効をうけたのちにも、すぐれた常温
延性を有し、しかも時効温度の高低にかかわらず
安定した高延性を呈する。特に、脆化傾向の最も
強く現われる800℃ないし900℃における時効をう
けたのちの常温延性は比較材とくらべ極めて高
い。 このように、本発明の耐熱合金は時効後の延性
にすぐれるので、これを例えば遠心鋳造法等によ
り製管してリフオーマチユーブやクラツキングチ
ユーブとして用いれば、炉の立上り時期のように
各種応力や歪みをうけ、あるいは運転緊急停止な
どの突発事態に際しても、従来材のように容易に
破損することがなく、安定した耐久性を発揮す
る。 また、本発明合金は、曲げ加工性にすぐれるの
で、熱間もしくは冷間加工によく耐え、任意の形
状を有する各種異形管を製造することができる。 本発明合金は、このほか例えばラジアントチユ
ーブなど各種熱交換器用配管材料として用いて、
上記と同様の効果を奏することは言うまでもな
い。

【図面の簡単な説明】

第１図は含Nb高Ni−高Cr耐熱合金の時効後の
常温引張伸び値とＣ−Si含有量の関係を示すグラ
フである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １ C0.12〜0.33％（重量％、以下同じ）、Si1.2
   ％以下、Mn1.5％以下、Cr23〜25％、Ni37〜40
   ％、Nb0.5〜1.8％、N0.04〜0.15％、残部鉄およ
   び不純物からなり、かつＣとSiの相互の含有量
   が、第１図に示す、Ａ（0.12、1.01）、Ｂ（0.21，
   1.18）、Ｃ（0.31，0.96）、Ｄ（0.33，0.90）、Ｅ
   （0.33，０）およびＦ（0.12，０）の各点を順次
   結ぶ直線分で画成される内側の領域ａ内にあるこ
   とを特徴とする時効延性にすぐれた耐熱合金。