特開 2024-113704 ニッケル基鋳造合金、その製造方法、およびそのニッケル基鋳造合金を用いた火格子

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公開特許公報(A)

(11)【公開番号】P2024113704

(43)【公開日】2024-08-23

(54)【発明の名称】ニッケル基鋳造合金、その製造方法、およびそのニッケル基鋳造合金を用いた火格子

(51)【国際特許分類】

   C22C 19/05 20060101AFI20240816BHJP

   C22F 1/10 20060101ALI20240816BHJP

   C22F 1/00 20060101ALN20240816BHJP

【ＦＩ】

C22C19/05 Z

C22F1/10 H

C22F1/00 630D

C22F1/00 681

C22F1/00 691B

C22F1/00 691C

C22F1/00 640B

C22F1/00 602

C22F1/00 611

C22F1/00 630C

C22F1/00 630B

C22F1/00 651Z

【審査請求】未請求

【請求項の数】4

【出願形態】ＯＬ

(21)【出願番号】P 2023018800

(22)【出願日】2023-02-10

(71)【出願人】

【識別番号】000005119

【氏名又は名称】日立造船株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110001298

【氏名又は名称】弁理士法人森本国際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】田中 智大

(72)【発明者】

【氏名】竹内 輝

(72)【発明者】

【氏名】勝木 誠

(72)【発明者】

【氏名】▲高▼見 芳也

(72)【発明者】

【氏名】大西 隆介

(57)【要約】

【課題】高温での腐食環境であって、硬い物質との摩耗が生じるような環境の下、特にごみ焼却炉のような環境下において用いられる、耐食性および耐食性を従来よりも向上させた、ニッケル基鋳造合金、その製造方法、およびそのニッケル基鋳造合金を用いた火格子を提供する。
【解決手段】ニッケル基鋳造合金は、Ｃを０．１５～０．３５質量％、Ｓｉを１．５～３．０質量％、Ｍｎを１．５質量％以下、Ｎｉを５０．０～５５．０質量％、Ｃｒを２０．０～２３．０質量％、Ｍｏを２．０～６．０質量％、Ｗを４．０～５．０質量％、Ｎｂを３．７～５．４質量％、残部がＦｅおよびその他の不可避的不純物を含有することを特徴とする。
【選択図】図１

【特許請求の範囲】

【請求項1】

Ｃを０．１５～０．３５質量％、Ｓｉを１．５～３．０質量％、Ｍｎを１．５質量％以下、Ｎｉを５０．０～５５．０質量％、Ｃｒを２０．０～２３．０質量％、Ｍｏを２．０～６．０質量％、Ｗを４．０～５．０質量％、Ｎｂを３．７～５．４質量％、残部がＦｅおよびその他の不可避的不純物を含有することを特徴とするニッケル基鋳造合金。

【請求項2】

Ｎｂにより析出するδ相（Ｎｉ_３Ｎｂ）の体積率が１０％以上、１５％以下であることを特徴する請求項１に記載のニッケル基鋳造合金。

【請求項3】

請求項１または請求項２に記載のニッケル基鋳造合金の製造方法であって、
ニッケル基鋳造合金を鋳造する工程と、
前記鋳造されたニッケル基鋳造合金に、７４５～７６５℃の温度範囲内で、１０時間以上の熱処理を行う工程とを備えることを特徴とするニッケル基鋳造合金の製造方法。

【請求項4】

焼却炉に使用される火格子であって、請求項１または請求項２に記載のニッケル基鋳造合金を用いた火格子。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、ニッケル基鋳造合金、その製造方法、および前記ニッケル基鋳造合金を用いた火格子に関するものである。

【背景技術】

【0002】

ニッケル基鋳造合金をはじめとする耐熱合金は、一例として、ごみ焼却炉などの火格子の材料として用いられる。火格子は、ごみ焼却設備の炉床部に敷き詰められている。炉床部は、ごみ焼却炉に投入されたごみを載せる部分であり、火格子の上を燃焼したごみが移動する。このため、火格子は、ごみの燃焼による高温に耐える耐熱性を備える必要がある。加えて、火格子は、ごみに含まれる金属または焼却灰などの硬い物質との間の摩耗に耐える耐摩耗性、および、ごみに含まれる塩化物や硫化物による腐食に耐える耐食性を兼ね備える必要がある。

【0003】

耐熱性を確保しつつ、耐摩耗性および耐食性を備えた耐熱合金には、オーステナイト系ステンレス鋼（特許文献１参照）が知られている。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0004】

【特許文献1】特開昭６０－１６２７５７号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0005】

しかしながら、特許文献１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼は、ごみ焼却炉用の火格子のような硬い物質との間の摩耗が生じるケースの少ない火力発電ボイラ等の用途に開発されており、耐摩耗性よりも、高温での耐食性を向上させることを目的としている。このような背景もあって特許文献１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼は、１０５０℃の温度条件での溶体化処理が行われた鍛造材であり、火格子としての用途に耐える程度の耐摩耗性を備えていない。このため、特許文献１のオーステナイト系ステンレス鋼を用いた火格子では、ごみに含まれる硬い物質との間で生じる摩耗により、短期間で減耗してしまう問題が生じる。

【0006】

そこで、本発明は、高温での腐食環境であって、硬い物質との間で摩耗が生じるような環境の下、特にごみ焼却炉のような環境下において用いられる、耐食性および耐摩耗性を従来よりも向上させた、ニッケル基鋳造合金、その製造方法、およびそのニッケル基鋳造合金を用いた火格子を提供することを目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0007】

上記課題を解決するために、第１の発明に係るニッケル基鋳造合金は、Ｃを０．１５～０．３５質量％、Ｓｉを１．５～３．０質量％、Ｍｎを１．５質量％以下、Ｎｉを５０．０～５５．０質量％、Ｃｒを２０．０～２３．０質量％、Ｍｏを２．０～６．０質量％、Ｗを４．０～５．０質量％、Ｎｂを３．７～５．４質量％、残部がＦｅおよびその他の不可避的不純物を含有することを特徴とする。

【0008】

第２の発明に係るニッケル基鋳造合金は、Ｎｂにより析出するδ相（Ｎｉ_３Ｎｂ）の体積率が１０％以上、１５％以下であることを特徴する。

【0009】

第３の発明に係るニッケル基鋳造合金の製造方法は、第１の発明または第２の発明に係るニッケル基鋳造合金の製造方法であって、ニッケル基鋳造合金を鋳造する工程と、前記鋳造されたニッケル基鋳造合金に、７４５～７６５℃の温度範囲内で、１０時間以上の熱処理を行う工程とを備えることを特徴とする。

【0010】

第４の発明に係る火格子は、焼却炉用の火格子であって、第１の発明または第２の発明に係るニッケル基鋳造合金を用いた物であることを特徴する。

【発明の効果】

【0011】

本発明によれば、高温での腐食環境であって、硬い物質との間で摩耗が生じるような環境の下、特にごみ焼却炉のような環境下において用いられる、耐食性および耐摩耗性を向上させたニッケル基鋳造合金、その製造方法、およびそのニッケル基鋳造合金を用いた火格子を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0012】

【図1】本発明の実施形態に係るニッケル基鋳造合金が用いられる火格子を備えるストーカ式のごみ焼却炉の概略を示す図である。

【図2】本発明の実施形態に係るニッケル基鋳造合金に含有するＭｏの量を決定するにあたって行った炭化物析出量の計算結果を示すグラフである。

【図3】本発明の実施形態に係るニッケル基鋳造合金に含有するＮｂの量を決定するにあたって行ったδ相析出量の計算結果を示すグラフである。

【図4】実施例のサンプルにおける熱処理前の金属組織を示す図である。

【図5】実施例のサンプルにおける熱処理後の金属組織を示す図である。

【図6】実施例のサンプルおよび比較例のサンプルのそれぞれの硬さを計測した結果であり、各サンプルにおける、Ｗの含有量と、硬さとの関係を示すグラフである。

【図7】実施例の試験片における、δ相の面積率と、その面積率での硬さとの関係を示すグラフである。

【図8】実施例の試験片における、δ相の面積率と、その面積率での衝撃値との関係を示すグラフである。

【図9】実施例のサンプルおよび比較例のサンプルを用いて行った腐食試験の結果を示すグラフである。

【図10】実施例の試験片における、熱処理の温度範囲と、その温度範囲での硬さとの関係を示すグラフである。

【図11】実施例の試験片における、熱処理時間と、その熱処理時間でのδ相の面積率との関係を示すグラフである。

【図12】実施例の試験片における、熱処理時間と、その熱処理時間での硬さとの関係を示すグラフである。

【図13】実施例の試験片における、熱処理時間と、その熱処理時間での衝撃値との関係を示すグラフである。

【発明を実施するための形態】

【0013】

以下、本発明の実施形態に係るニッケル基鋳造合金が用いられるごみ焼却炉１の火格子１１について図１を参照して説明する。図１には、火格子の一例として、ストーカ式のごみ焼却炉１で用いられる火格子１１が示されている。

【0014】

図１に示すストーカ式のごみ焼却炉１は、ごみＧが投入されるホッパー２と、ホッパー２から投入されたごみＧを送り出すとともに燃焼させて焼却灰にする炉床部３と、ごみＧを焼却させた焼却灰を排出する排出口７とを備える。炉床部３は、ごみＧの送り出し方向に沿った上流側から、ごみＧを乾燥させる乾燥段４と、乾燥段４よりも下流側の位置でごみＧを燃焼させる燃焼段５と、ごみＧの固定炭素残留物をさらに燃焼させる後燃焼段６とを有する。炉床部３には、多数の火格子１１が敷き詰められている。このように炉床部３に敷き詰められた多数の火格子１１の上では、塩化物および硬い物質を含むごみＧが燃焼して灰になっている。したがって、火格子１１は、腐食環境にあって高温となり、さらに、硬い物質との間で摩耗が生じる。

【0015】

燃焼段５に敷き詰められた火格子１１は、炉床部３に敷き詰められている多数の火格子１１の中でも特に温度が高くなる。具体的には、燃焼段５に敷き詰められた火格子１１の温度は、６００℃以上に達する場合もある。したがって、このような高温の環境下で使用された火格子１１においては、高温腐食および摩耗による減耗が大きく、寿命の観点から問題となっている。

【0016】

本発明のニッケル基鋳造合金は、高温環境下における耐摩耗性および耐食性を従来よりも向上させた。高温環境下における耐摩耗性は、Ｎｂ（ニオブ）を含有させることによって析出するδ相（Ｎｉ_３Ｎｂ）による析出強化、および、Ｗ（タングステン）を含有させることによる固溶強化によって向上させた。また、高温環境下における耐食性は、Ｎｉ（ニッケル）およびＣｒ（クロム）に加えて、耐食性が低下しない程度のＭｏ（モリブデン）を含有させることによって、ニッケル基鋳造合金の表面で形成される酸化皮膜を安定させることで向上させた。

【0017】

以下、本発明の要旨であるニッケル基鋳造合金の組成について詳細に説明する。

【0018】

本発明のニッケル基鋳造合金は、Ｃ（炭素）を０．１５～０．３５質量％、Ｓｉ（ケイ素）を１．５～３．０質量％、Ｍｎ（マンガン）を１．５質量％以下、Ｎｉ（ニッケル）を５０．０～５５．０質量％、Ｃｒ（クロム）を２０．０～２３．０質量％、Ｍｏ（モリブデン）を２．０～６．０質量％、Ｗ（タングステン）を４．０～５．０質量％、Ｎｂ（ニオブ）を３．７～５．４質量％、残部がＦｅ（鉄）およびその他の不可避的不純物を含有する。

【0019】

Ｃは、耐摩耗性の向上に有効であるが、耐食性を低下させる。したがって、Ｃの含有量は、耐摩耗性を向上させるために、０．１５質量％を下限値とし、耐食性の低下を防ぐために、０．３５質量％を上限値とする。

【0020】

Ｓｉは、鋳造性および耐食性の向上に有効であるが、脆化させる。したがって、Ｓｉの含有量は、鋳造性および耐食性を向上させるために、１．５質量％を下限値とし、脆化を防ぐために、３．０質量％を上限値とする。

【0021】

Ｍｎは、鋳造性の向上に有効であり、Ｓ（硫黄）などの不純物による害を除くが、耐食性を低下させる。したがって、Ｍｎの含有量は、耐食性の低下を防ぐために、１．５質量％を上限値とする。

【0022】

Ｎｉは、オーステナイト相を安定させ、耐酸化性および高温強度を向上させる。したがって、Ｎｉの含有量は、耐酸化性および高温強度を向上させるために、５０．０質量％を下限値とし、耐酸化性および高温強度との費用対効果を考慮して、５５．０質量％を上限値とする。

【0023】

Ｃｒは、Ｃｒ_２Ｏ_３を主成分とする安定なスピネル型の酸化物を形成して、耐食性を向上させる。一方で、Ｃｒは、ごみＧに含まれる塩化物と反応して、塩化クロム（ＣｒＣｌ_２）などの塩化物を形成する。このため、Ｃｒは、塩化物の多い高温環境下において、耐食性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量は、耐食性を向上させるために、２０．０質量％を下限値とし、塩化物の多い高温環境下における耐食性の低下を防ぐために、２３．０質量％を上限値とする。

【0024】

Ｍｏは、ＮｉおよびＣｒを含有する金属に含有することで、耐食性を向上させる。一方で、Ｍｏは、炭化物を析出させる。この炭化物は、過剰に析出することで、耐食性を低下させる。そこで、Ｍｏの含有量の下限値は、耐食性の向上させるために、２．０質量％とする。また、Ｍｏの含有量の上限値は、耐食性の低下を防ぐために、Ｍｏにより析出する前述の炭化物の体積率が１０％以下となるように決定した。析出する炭化物の体積率が１０％となるためのＭｏの含有量は、平衡状態計算ソフト（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ ｖｅｒｓｉｏｎ ２０２２ａ）、および、平衡状態計算用データベース（Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ Ｓｏｆｔｗａｒｅ ＴＣＮＩ１０ Ｎｉ－ｂａｓｅｄ Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ Ｄａｔａｂａｓｅ）を用いた炭化物析出量の計算により算出した。

【0025】

図２は、本発明の実施形態に係るニッケル基鋳造合金のＭｏの含有量を決定するにあたって行った炭化物析出量の計算結果を示すグラフである。実施形態のニッケル基鋳造合金が用いられる６００℃の条件（高温の環境の一例）における、Ｍｏの含有量と、析出する炭化物の体積率との関係が図２に示されている。図２に示す計算結果から、Ｍｏの含有量が６．０質量％以下であれば、Ｍｏによって析出する炭化物の体積率が１０．０％以下となる。よって、Ｍｏの含有量の上限値は、６．０質量％とする。

【0026】

Ｍｏの含有量は、２．０質量％以上４．０質量％以下であることが好ましい。図２に示す炭化物析出量の計算結果から、Ｍｏの含有量が２．０質量％以上４．０質量％以下であれば、Ｍｏの含有量の増加に対する炭化物の増加量が僅かである。一方で、Ｍｏの含有量が４．０質量％よりも大きくなると、Ｍｏの含有量の増加に対する炭化物の増加量が、Ｍｏの含有量が２．０質量％以上４．０質量％以下の場合よりも大きくなる。したがって、本発明のニッケル基鋳造合金を量産したときに、Ｍｏの含有量が４．０質量％よりも大きければ、量産された各個体間でのＭｏの含有量のばらつきによる、各個体間での炭化物の析出量のばらつきが大きくなる。ところが、Ｍｏの含有量が２．０質量％以上４．０％以下であれば、本発明のニッケル基鋳造合金を量産したときに、量産された各個体間でのＭｏの含有量のばらつきによる、各個体間での炭化物の析出量のばらつきを小さく抑えることができる。

【0027】

Ｗは、Ｗを含有する合金を固溶強化させるとともに、その合金の金属組織を安定化させる。これにより、Ｗを含有する合金は、耐摩耗性が向上する。一方で、Ｗを含有させることによる耐摩耗性の向上の効果は、Ｗを一定量以上含有させると飽和する。したがって、Ｗの含有量は、耐摩耗性の費用対効果の観点から、Ｗの含有量が異なる複数のサンプルの硬さを計測した結果に基づいて決定した。この結果から、Ｗの含有量は、耐摩耗性を向上させるために、４．０質量％を下限値とし、耐摩耗性の向上の効果が飽和する５．０質量％を上限値とする。

【0028】

Ｎｂは、δ相を析出させることによる析出強化によって、耐摩耗性を向上させる。一方で、δ相が過剰に析出されると靭性が低下する。したがって、Ｎｂの含有量は、Ｎｂによって析出するδ相の体積率に基づいて決定した。実施形態のニッケル基鋳造合金は、火格子として用いられていた従来の材料と同等以上の耐摩耗性を確保するため、高温の環境下における、δ相の体積率の下限値を１０％とし、靭性の低下を防ぐために、δ相の体積率の上限値を１５％とした。δ相の体積率が１０～１５％となるＮｂ含有量も、前述の平衡状態計算ソフト、および、前述の平衡状態計算用データベースを用いたδ相析出量の計算により算出した。

【0029】

図３は、本発明の実施形態に係るニッケル基鋳造合金に含有するＮｂの量を決定するにあたって行ったδ相析出量の計算結果を示すグラフである。実施形態のニッケル基鋳造合金が用いられる６００℃の条件（高温の環境の一例）における、Ｎｂの含有量と、析出するδ相の体積率との関係が図３に示されている。図３に示す計算結果から、Ｎｂの含有量が３．７質量％以上であれば、Ｎｂによって析出するδ相の体積率が１０％以上となる。したがって、Ｎｂの含有量の下限値は、３．７質量％とする。また、Ｎｂの含有量が５．４質量％以下であれば、Ｎｂによって析出するδ相の体積率が１５％以下となる。したがって、Ｎｂの含有量の上限値は、５．４質量％とする。

【0030】

不可避的不純物元素は、例えば、通常のニッケル基鋳造合金と同様に、鋳造性確保のために混入する元素である。上記不可避的不純物には、例えば、Ｐ（リン）またはＳなどがある。

【0031】

以下、本発明のニッケル基鋳造合金の好ましい製造方法について詳細に説明する。

【0032】

実施形態のニッケル基鋳造合金の製造方法は、ニッケル基鋳造合金を鋳造する工程と、鋳造されたニッケル基鋳造合金に、７４５～７６５℃の温度範囲内で熱処理する工程（熱処理工程）とを備えることが好ましい。このようにすると、δ相の析出が促進されるため、実施形態のニッケル基鋳造合金の耐摩耗性を向上させることができる。

【0033】

熱処理工程での熱処理時間は、１０時間以上であることが好ましい。このような条件で熱処理された実施形態のニッケル基鋳造合金は、耐摩耗性が向上する。

【0034】

さらに、熱処理工程での熱処理時間は、２０時間以上であることが好ましい。このような条件で熱処理された実施形態のニッケル基鋳造合金では、析出するδ相の体積率が１０％以上となる。このようなニッケル基鋳造合金は、高温の環境下で使用されなくとも、従来の火格子と同等以上の耐摩耗性を確保できる。

【0035】

加えて、熱処理工程での熱処理時間は、２４時間以上３０時間以下であることが好ましい。熱処理時間が２４時間以上になると、熱処理時間の変化に対するδ相の体積率の変化量が僅かとなる。つまり、熱処理時間が２４時間以上になると、熱処理時間の変化に対する耐摩耗性への影響が僅かとなる。したがって、実施形態のニッケル基鋳造合金を量産したときに、量産された各個体間での熱処理時間のばらつきによる、各個体間での耐摩耗性のばらつきが小さくなる。一方で、熱処理時間の上限値が３０時間であると、火格子として用いられていた従来の材料よりも高い靭性を確保できるとともに、製造効率の良い時間内で実施形態のニッケル基鋳造合金を製造できる。

【実施例0036】

実施例として、本発明品１のＹ形供試材（本発明品１のサンプル）を鋳造した。Ｙ形供試材は、ＪＩＳ Ｇ ０３０７：２０１４の形状ａに相当する形状の供試材を意味する。本発明品１のサンプルの組成は、以下の表１に示す通りである。また、本発明のニッケル基鋳造合金は、鋳造された後に高温になることで、δ相の析出が促進される。高温になることによるδ相の析出量を確認するため、加熱用のサンプルが、本発明品１のＹ形供試材から採取された。この加熱用サンプルには、７５０℃で２４時間の加熱が行われた。加熱が行われた加熱用サンプルは、本発明品２のサンプルとした。そして、本発明品１のサンプルおよび本発明品２のサンプルのそれぞれから試験片を採取して、炭化物の析出量、δ相の析出量、耐摩耗性、靭性、および耐食性を調べるための材料試験を実施した。

【0037】

【表1】

【0038】

炭化物の析出量は、本発明品１のサンプルから採取した試験片の断面に対してミクロ組織観察を行い、δ相の析出量は、本発明品２のサンプルから採取した試験片の断面に対してミクロ組織観察を行って測定した。本発明品１および本発明品２のサンプルに対するミクロ組織観察を行うにあたって、本発明品１および本発明品２のサンプルから採取した試験片において観察される対象の断面は、研磨された後に、クロム酸を１０質量％濃度含有した水溶液で電解エッチング処理が行われた。そして、このような処理が行われた各サンプルから採取された試験片の断面は、光学顕微鏡により観察された。

【0039】

本発明品１および本発明品２のサンプルから採取した試験片の断面に対して行ったミクロ組織観察における炭化物の析出形態を図４に、δ相の析出形態を図５に示す。炭化物Ｂの析出量およびδ相Ｄの析出量は、それぞれの面積率で計測した。

【0040】

図４に示す、本発明品１のサンプルにおける炭化物Ｂの面積率は、５．９％であった。炭化物Ｂの面積率の計測は、本発明品１のサンプルの任意の断面で行っており、面積率と体積率とは、ほぼ等価と考えられる。ここで、本発明のニッケル基鋳造合金では、炭化物の体積率が１０％以下となるようにＭｏの含有量を計算により決定している。図４に示す結果から、本発明のニッケル基鋳造合金であれば、炭化物の体積率が、実際に１０％以下になることが確認された。

【0041】

図５に示す、本発明品２のサンプルにおけるδ相Ｄの面積率は、１３．７％であった。δ相の体積率の計測は、本発明品２のサンプルの任意の断面で行っており、面積率と体積率とは、ほぼ等価と考えられる。ここで、本発明のニッケル基鋳造合金では、δ相の体積率が１０～１５％となるようにＮｂの含有量を決定している。図５に示す結果から、本発明のニッケル基鋳造合金であれば、δ相の体積率が、実際に１０～１５％の範囲内になることが確認された。

【0042】

次に、耐摩耗性、靭性および耐食性について、本発明品１との比較のために、比較例１および比較例２のＹ形供試材（比較例１および比較例２のサンプル）、ならびに、比較例３の火格子ブロック（比較例３のサンプル）をそれぞれ鋳造した。比較例１から比較例３のサンプルの組成は、以下の表２に示す通りである。表２に示すように、比較例１および比較例２のサンプルは、Ｗの含有量のみが本発明のニッケル基鋳造合金と異なる。すなわち、比較例１のサンプルは、本発明のニッケル基鋳造合金の含有するＷの下限値よりもＷの含有量を少なくしたものである。また、比較例２のサンプルは、本発明のニッケル基鋳造合金の含有するＷの上限値よりもＷの含有量を多くしたものである。比較例３のサンプルは、火格子に用いられている従来の材料の一例である。

【0043】

【表2】

【0044】

本発明のニッケル基鋳造合金の耐摩耗性について評価するために、本発明品１のサンプルおよび比較例１および比較例２のサンプルの硬さを計測した。各サンプルの硬さの計測は、試験力４９Ｎとして、ビッカース硬さ試験機により行った。図６に本発明品１のサンプルおよび比較例１から比較例２のサンプルの硬さを計測した結果を示す。図６には、各サンプルにおける、Ｗの含有量と、硬さとの関係を示している。図６に示す計測結果より、本発明品１のサンプルの硬さは、比較例１のサンプルの硬さよりも大きな値となり、比較例２のサンプルの硬さよりも小さな値となった。加えて、Ｗの含有量が５質量％よりも大きくなると、硬さ、すなわち耐摩耗性の向上の効果が飽和することが確認された。

【0045】

本発明のニッケル基鋳造合金の耐摩耗性についてさらに評価するために、ニッケル基鋳造合金において析出するδ相の体積率と、そのニッケル基合金の耐摩耗性との関係を確認した。このために、δ相の面積率のみが互いに異なる試験片を複数製造し、各試験片の硬さを計測した。各試験片の硬さは、前述のビッカース硬さ試験機により計測した。図７には、各試験片のδ相の面積率と、各試験片の硬さとが示されている。図７より、火格子として用いられていた従来の材料の硬さである２５０ＨＶよりも、δ相の面積率が１０％以上である本発明のニッケル基鋳造合金の硬さの方が大きな値になることが確認された。すなわち、δ相の体積率が１０％以上である本発明のニッケル基鋳造合金は、火格子として用いられていた従来の材料よりも高い耐摩耗性を備えていることが確認された。

【0046】

また、本発明品１のサンプルの靭性について評価するために、本発明品１のサンプルおよび比較例１から比較例３のサンプルのそれぞれから採取した試験片でシャルピー衝撃試験を行った。シャルピー衝撃試験を行うにあたり、各サンプルから採取した試験片には、深さ２ｍｍのＵノッチを設けた。表３に、本発明品１のサンプル、および比較例１から比較例３のサンプルのそれぞれから採取した試験片のシャルピー衝撃試験の結果を示す。表３に示す試験結果より、本発明品１のサンプル、ならびに、比較例１および比較例２のサンプルで計測された衝撃値は、比較例３のサンプルで計測された衝撃値よりも大きな値となった。ここで、シャルピー衝撃試験により計測された各試験片の衝撃値は、各試験片の靭性とみなせる。このため、表３に示すシャルピー衝撃試験の結果により、本発明のニッケル基鋳造合金の靭性は、火格子として用いられていた従来の材料よりも高いことが確認された。

【0047】

【表3】

【0048】

本発明品のサンプルの靭性についてさらに評価するために、ニッケル基鋳造合金において析出するδ相の体積率と、そのニッケル基鋳造合金の靭性との関係を確認した。このために、δ相の面積率のみが互いに異なる試験片を複数製造し、各試験片の衝撃値を計測した。各試験片の衝撃値は、前述のシャルピー衝撃試験により計測した。図８には、各試験片のδ相の面積率と、各試験片の衝撃値とが示されている。図８より、火格子として従来用いられていた従来の材料の衝撃値である２．２Ｊ／ｃｍ^２（表３の比較例３の衝撃値）よりも、δ相の面積率が１５％以下である本発明のニッケル基鋳造合金の衝撃値の方が大きな値になることが確認された。すなわち、δ相の体積率が１５％以下の本発明のニッケル基鋳造合金は、火格子として用いられていた従来の材料よりも高い靭性を備えていることが確認された。

【0049】

本発明のニッケル基鋳造合金の高温での耐食性を評価するために、本発明品１のサンプル、本発明品２のサンプル、および比較例３のサンプルのそれぞれから採取した板状試験片でＪＩＳ Ｚ ２２９３：２００４に基づく高温腐食試験を行った。各サンプルから採取した板状試験片の形状は、長さが１５ｍｍ、幅が１０ｍｍ、かつ厚さが２ｍｍとした。高温腐食試験では、ごみ焼却炉から採取した焼却灰に各サンプルから採取した板状試験片を埋没させた状態で、全体の温度を上げて保持した。各試験片を埋没させた焼却灰に対するＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ－ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）元素分析の結果を表４に示す。高温腐食試験の保持温度は、あらかじめ示差熱分析を焼却灰に対して行って検討した。示差熱分析の詳細については述べないが、表４に示す焼却灰は、示差熱分析結果より６６０℃で溶融する形跡が見られた。ここで、Ｃｌ（塩素）およびＳを含む焼却灰は、溶融した状態において、試験片の腐食を促進させる。したがって、高温腐食試験において保持する温度は、６６０℃とした。

【0050】

【表4】

【0051】

高温腐食試験では、各試験片を表４に示す焼却灰に埋没させた状態で、６６０℃の温度で１００時間保持した。この後、各試験片の減肉量（ｍｍ）を計測した。図９に、高温腐食試験の結果を示す。高温腐食試験の結果から、本発明品１のサンプルから採取した試験片と、本発明品２のサンプルから採取した試験片とでは、１００時間当たりの減肉量に有意な差は認められなかった。言い換えると、本発明のニッケル基鋳造合金は、熱処理の有無では、耐食性に差がないことが確認された。また、本発明品１のサンプルから採取された試験片の減肉量は、比較例３のサンプルから採取された試験片に対して０．２倍以下の減肉量であった。すなわち、本発明品１のサンプルは、比較例３のサンプルよりも５倍以上の耐食性があった。

【0052】

上記にて、本発明品１および本発明品２のサンプル、ならびに比較例１から比較例３のサンプルを用いて、本発明のニッケル基鋳造合金の耐摩耗性および耐食性を評価した。本発明のニッケル基鋳造合金は、高温の条件下において使用されることで、火格子として用いられていた従来の材料と同等以上の耐摩耗性を確保できる。加えて、本発明のニッケル基鋳造合金は、火格子として用いられていた従来の材料よりも高い耐食性を備えていることが確認された。

【0053】

ニッケル基鋳造合金を鋳造する工程と、鋳造されたニッケル基鋳造合金に熱処理する工程とを備える製造方法によって製造された本発明のニッケル基鋳造合金の熱処理温度と、その耐摩耗性との関係を確認するために、鋳造された後に、７３０～７７０℃の温度範囲で１０時間または２４時間熱処理した試験片を製造し、それぞれの硬さを計測した。具体的には、図１０に示すように、鋳造された後に、７３０℃、７４０℃、７４５℃、７５０℃、７６０℃、７６５℃、または７７０℃の各温度条件で１０時間または２４時間熱処理した試験片を製造した。各温度条件で１０時間または２４時間熱処理された試験片の硬さは、ビッカース硬さ試験機により試験力４９Ｎで計測された。

【0054】

図１０には、前述の各試験片で計測された硬さ以外にも、本発明品１のサンプルの硬さが示されている。図１０に示すように、７４５～７６５℃の温度範囲内で１０時間の熱処理を行った試験片の硬さは、本発明品１のサンプルの硬さよりも大きな値となった。つまり、７４５～７６５℃の温度範囲内で１０時間の熱処理を行った試験片の方が、熱処理を行わなかった場合よりも耐摩耗性が向上した。同様に、７４５～７６５℃の温度範囲内で２４時間の熱処理を行った試験片の方が、熱処理を行わなかった場合よりも耐摩耗性が向上した。

【0055】

さらに、ニッケル基鋳造合金を鋳造する工程と、鋳造されたニッケル基鋳造合金に熱処理する工程とを備える製造方法によって製造された本発明のニッケル基鋳造合金において析出するδ相の体積率を確認するために、鋳造された後に、熱処理時間のみが異なる複数の試験片を製造した。具体的には、熱処理の温度が７５０℃で、１０時間、２０時間、２４時間、または３０時間の熱処理を行った試験片を製造した。そして、各条件で製造された試験片の面積率が計測された。

【0056】

図１１には、前述の各試験片におけるδ相の面積率以外にも、本発明品１のサンプルにおけるδ相の面積率が示されている。図１１に示すように、７５０℃で２０時間の熱処理を行った試験片では、δ相の面積率が、１０％よりも大きな値となった。

【0057】

加えて、ニッケル基鋳造合金を鋳造する工程と、鋳造されたニッケル基鋳造合金に熱処理する工程とを備える製造方法によって製造された本発明のニッケル基鋳造合金における、熱処理時間と耐摩耗性との関係、および、熱処理時間と靭性との関係を確認するために、上述の、熱処理の温度が７５０℃で、１０時間、２０時間、２４時間、または３０時間の熱処理を行った試験片の硬さおよび衝撃値を計測した。これらの試験片の硬さは、前述と同様にビッカース硬さ試験機で計測され、試験片の衝撃値は、前述と同様にシャルピー衝撃試験機により計測された。

【0058】

図１２には、前述の各試験片におけるビッカース硬さ以外にも、本発明品１のサンプルにおけるビッカース硬さが示されている。図１２に示すように、７５０℃で２４時間の熱処理を行った試験片の硬さは、７５０℃で３０時間の熱処理を行った試験片の硬さと同等であった。また、図１３には、前述の各試験片における衝撃値以外にも、本発明品１のサンプルにおける衝撃値が示されている。図１３に示すように、熱処理時間が長くなる程、衝撃値が低下する傾向にあった。そして、熱処理時間が３０時間の試験片では、比較例３のサンプルの衝撃値よりも高い衝撃値となった。

【0059】

以上により、本発明のニッケル基鋳造合金は、７４５～７６５℃の温度範囲の中で、１０時間以上の熱処理を行うことで耐摩耗性が向上し、２４時間以上の熱処理を行うことで、火格子に用いられる従来の材料と同等以上の耐摩耗性が確保でき、２４時間以上３０時間以下の熱処理では、熱処理時間の変化に対する耐摩耗性への影響が僅かであることが確認された。

【符号の説明】

【0060】

Ｂ ：炭化物
Ｄ ：δ相
Ｇ ：ごみ
１ ：ごみ焼却炉
２ ：ホッパー
３ ：炉床部
４ ：乾燥段
５ ：燃焼段
６ ：後燃焼段
７ ：排出口
１１ ：火格子

【図1】

【図2】

【図3】

【図4】

【図5】

【図6】

【図7】

【図8】

【図9】

【図10】

【図11】

【図12】

【図13】