JPS602653A - 析出強化型ニツケル基合金の製造法 - Google Patents
析出強化型ニツケル基合金の製造法Info
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- JPS602653A JPS602653A JP10942283A JP10942283A JPS602653A JP S602653 A JPS602653 A JP S602653A JP 10942283 A JP10942283 A JP 10942283A JP 10942283 A JP10942283 A JP 10942283A JP S602653 A JPS602653 A JP S602653A
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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】
本発明は、腐食環境下、特に硫化水素、二酸化炭素およ
び塩素イオンの１種または２種以上を含む環境下におい
て良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性を示す高
強度、高靭性ニッケル基合金材料の製造法に関する。
び塩素イオンの１種または２種以上を含む環境下におい
て良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性を示す高
強度、高靭性ニッケル基合金材料の製造法に関する。
従来、油井、化学工業、地熱発電等の設備用の構造材な
どのように、高強度でかつ高耐食性を要求される全底部
材は、（固溶強化）＋（冷間加工強化）によって強度上
昇をはかるものが大半であったため、冷間加工等が施せ
ないような複雑なあるいは特殊な形状を有する金属部材
にあっては、上述のような従来の手段では強度上昇が困
難であった。
どのように、高強度でかつ高耐食性を要求される全底部
材は、（固溶強化）＋（冷間加工強化）によって強度上
昇をはかるものが大半であったため、冷間加工等が施せ
ないような複雑なあるいは特殊な形状を有する金属部材
にあっては、上述のような従来の手段では強度上昇が困
難であった。
一方、特殊形状の部材にも適用できる強度上昇手段とし
て従来より知られている手段は合金組成としてＴｉおよ
び八ｌあるいはＮｂを添加してＮｉ ３ （Ｔｉ、 Ａ
Ｉ＞の金属間化合物（γ゛相）あるいはＮｉ ３ Ｎｂ
の金属間化合物（γ”相）を析出させることである。こ
のような析出強化を利用したものとしては、すでに、イ
ンコネル−７１８、インコネル−７５０（商品名）等の
Ｎｉ基合金があるが、従来の合金では低Ｃｒ、高Ｔｉで
あるため耐食性が十分でない。例えばインコネル−７１
８等はＮｂ、 Ｔｉ、ＡＩ添加によるＴ′およびγ”析
出強化型Ｎｉ基合金でγ”相による析出強化を主体とし
ているが、かなりのＴｉ量を含むため耐食性は十分とは
いえない。
て従来より知られている手段は合金組成としてＴｉおよ
び八ｌあるいはＮｂを添加してＮｉ ３ （Ｔｉ、 Ａ
Ｉ＞の金属間化合物（γ゛相）あるいはＮｉ ３ Ｎｂ
の金属間化合物（γ”相）を析出させることである。こ
のような析出強化を利用したものとしては、すでに、イ
ンコネル−７１８、インコネル−７５０（商品名）等の
Ｎｉ基合金があるが、従来の合金では低Ｃｒ、高Ｔｉで
あるため耐食性が十分でない。例えばインコネル−７１
８等はＮｂ、 Ｔｉ、ＡＩ添加によるＴ′およびγ”析
出強化型Ｎｉ基合金でγ”相による析出強化を主体とし
ているが、かなりのＴｉ量を含むため耐食性は十分とは
いえない。
ところで、油井、化学工業および地熱発電環境等のよう
に硫化水素、二酸化炭素および塩素イオンの１種または
２種以上含有する環境下で使用される材料に対しては高
強度・高靭性とともにすぐれた耐食性、すなわち耐応力
腐食割れ性および耐水素割れ性が要求される。このよう
な用途に構造材として使用される材料の場合、板あるい
は管のように比較的成形の容易なものは冷間加工によっ
て強度上昇をはかることが望ましいが、バルブ、継手、
配管等で冷間加工の施せないような特殊形状を有するも
のについては析出強化によって強度上昇をはからなけれ
ばならない。しかしながら、Ｔｉおよび＾１添加による
γ゛析出強化型Ｎｉ基合金が大半を占めている」１述の
ような従来の析出強化合金では、本発明者らの研究の結
果によれば、本質的に耐食性が不良であることを知見し
た。
に硫化水素、二酸化炭素および塩素イオンの１種または
２種以上含有する環境下で使用される材料に対しては高
強度・高靭性とともにすぐれた耐食性、すなわち耐応力
腐食割れ性および耐水素割れ性が要求される。このよう
な用途に構造材として使用される材料の場合、板あるい
は管のように比較的成形の容易なものは冷間加工によっ
て強度上昇をはかることが望ましいが、バルブ、継手、
配管等で冷間加工の施せないような特殊形状を有するも
のについては析出強化によって強度上昇をはからなけれ
ばならない。しかしながら、Ｔｉおよび＾１添加による
γ゛析出強化型Ｎｉ基合金が大半を占めている」１述の
ような従来の析出強化合金では、本発明者らの研究の結
果によれば、本質的に耐食性が不良であることを知見し
た。
例えば、耐応力腐食割れ性の良い合金として特開昭５７
−２０３７４１号公報の開示するものは、ＮｈおよびＴ
ｉ（またはＡＩ）を複合添加しているため時効処理によ
りγ”−Ｎｉ ３ （Ｔｉ、八ｌ）およびγ”−Ｎｉ
３ Ｎｂの２つの金属間化合物が主に析出するが、Ｔｉ
添加量が多いため過時効となり易く、過時効析出相とし
てη−Ｎｉ３Ｔｉの金属間化合物が析出すると耐食性、
特に耐水素割れ性が著しく劣化する。この耐食性を改善
するには熱処理条件および時効処理条件を厳しく制限す
る必要がある。
−２０３７４１号公報の開示するものは、ＮｈおよびＴ
ｉ（またはＡＩ）を複合添加しているため時効処理によ
りγ”−Ｎｉ ３ （Ｔｉ、八ｌ）およびγ”−Ｎｉ
３ Ｎｂの２つの金属間化合物が主に析出するが、Ｔｉ
添加量が多いため過時効となり易く、過時効析出相とし
てη−Ｎｉ３Ｔｉの金属間化合物が析出すると耐食性、
特に耐水素割れ性が著しく劣化する。この耐食性を改善
するには熱処理条件および時効処理条件を厳しく制限す
る必要がある。
また、同様の合金として、特開昭５７−１２３９４８号
公報記載のものも知られているが、これもＴｉさらには
ＡＩが多量に添加されていて耐食性が不良である。Ｔｉ
およびＡＩ添加量に下限値が設定されていることからも
分かるように、Ｎｉ ３ （Ｔｉ、 ’ＡＩ）つまりγ
９相の析出を意図したものである。
公報記載のものも知られているが、これもＴｉさらには
ＡＩが多量に添加されていて耐食性が不良である。Ｔｉ
およびＡＩ添加量に下限値が設定されていることからも
分かるように、Ｎｉ ３ （Ｔｉ、 ’ＡＩ）つまりγ
９相の析出を意図したものである。
ここに、本発明者らは、Ｔｉ添加系のγ”析出強化型Ｎ
ｉ基合金は本質的に耐食性が不良で、安定性に欠けるこ
と、すなわち、γ’−Ｎｔ ３ Ｔｉが析出するような
Ｔｉ添加合金（Ｔｉ、 Ｎｂ複合添加でも同様である）
では耐食性が著しく劣化することを知見し、さらに研究
を進めた結果、Ｎｉ基合金の成分系の選定および熱間加
工、熱処理および時効処理の各条件を特定することによ
って、種々の強度、延性、靭性を有し、しかも耐応力腐
食割れ性および耐水素割れ性に著しく優れた材料が得ら
れることを見い出し、本発明を完成した。
ｉ基合金は本質的に耐食性が不良で、安定性に欠けるこ
と、すなわち、γ’−Ｎｔ ３ Ｔｉが析出するような
Ｔｉ添加合金（Ｔｉ、 Ｎｂ複合添加でも同様である）
では耐食性が著しく劣化することを知見し、さらに研究
を進めた結果、Ｎｉ基合金の成分系の選定および熱間加
工、熱処理および時効処理の各条件を特定することによ
って、種々の強度、延性、靭性を有し、しかも耐応力腐
食割れ性および耐水素割れ性に著しく優れた材料が得ら
れることを見い出し、本発明を完成した。
ここに、本発明の要旨とするところは、Ｃ： ０．０５
０％以下、Ｓｉ ： ０．５０％以下、Ｍｎ ： ２．
０％以下、 Ｎｉ ： ４５〜６０％、Ｃｒ：１８〜２
７％、 Ｔｉ ： ０．４０％以下、Ｍｏ ： ２．５
〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１種（た
だし、、２．５％≦Ｍｏ＋ ’Ａ’Ａ≦５．５％）、 八１： ６．３０％以下、 Ｐ ：ｏ、ｏｔｓ％以下、
Ｎｂ ７２．５〜５．０％およびＴａ ： ２．０％以
下の少なくとも１種（ただし、２．５％≦Ｎｂ＋ ％Ｔ
ａ≦５．０％）、 Ｓ ：ｏ、ｏｏｓｏ％以下、Ｎ ：ｏ、ｏ３ｏ％以下残
部付随不純物およびＦｅ からなる合金を１２００〜８００℃で断面減少率５０％
以」二の熱間加工を施した後、１０００〜１２００”ｃ
で１ｏ分から５時間保持後、空冷以上の速度で冷却しく
ただし、９゜０〜５００℃の間は１０℃／分以上の冷却
速度で冷却）、この後５００〜７５０℃で１時間〜２０
０時間の時効処理を１回ないし２回以上施すことにより
、硫化水素、二酸化炭素および塩素イオンの１種または
２種以上含有する環境下で耐応力腐食割れ性および耐水
素割れ性に優れたγ”析出強化型ニッケル基合金を製造
する方法である。
０％以下、Ｓｉ ： ０．５０％以下、Ｍｎ ： ２．
０％以下、 Ｎｉ ： ４５〜６０％、Ｃｒ：１８〜２
７％、 Ｔｉ ： ０．４０％以下、Ｍｏ ： ２．５
〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１種（た
だし、、２．５％≦Ｍｏ＋ ’Ａ’Ａ≦５．５％）、 八１： ６．３０％以下、 Ｐ ：ｏ、ｏｔｓ％以下、
Ｎｂ ７２．５〜５．０％およびＴａ ： ２．０％以
下の少なくとも１種（ただし、２．５％≦Ｎｂ＋ ％Ｔ
ａ≦５．０％）、 Ｓ ：ｏ、ｏｏｓｏ％以下、Ｎ ：ｏ、ｏ３ｏ％以下残
部付随不純物およびＦｅ からなる合金を１２００〜８００℃で断面減少率５０％
以」二の熱間加工を施した後、１０００〜１２００”ｃ
で１ｏ分から５時間保持後、空冷以上の速度で冷却しく
ただし、９゜０〜５００℃の間は１０℃／分以上の冷却
速度で冷却）、この後５００〜７５０℃で１時間〜２０
０時間の時効処理を１回ないし２回以上施すことにより
、硫化水素、二酸化炭素および塩素イオンの１種または
２種以上含有する環境下で耐応力腐食割れ性および耐水
素割れ性に優れたγ”析出強化型ニッケル基合金を製造
する方法である。
さらに、本発明においては、前記合金が、必要により、
Ｃｕ ： ２．０％以下および／またはＣｏ：２．０％
以下を含んでもよく、あるいは、これとは別にまたは同
時ニＲＥＭ ： ０．１０％以下、Ｍｇ ： ０．１０
％以下、Ｃａ ： ０゜１０％以下およびＹ：０．２０
％以下の１種または２種以上を含んでいてもよい。
Ｃｕ ： ２．０％以下および／またはＣｏ：２．０％
以下を含んでもよく、あるいは、これとは別にまたは同
時ニＲＥＭ ： ０．１０％以下、Ｍｇ ： ０．１０
％以下、Ｃａ ： ０゜１０％以下およびＹ：０．２０
％以下の１種または２種以上を含んでいてもよい。
すなわち、このように本発明によれば、硫化水素、二酸
化炭素および塩素イオンの１種または２種以」二を含む
、例えば油井、化学工業および地熱発電環境において良
好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性を有し、しか
も油井用バルブボディのようにその特殊形状の故に冷間
加工の施せない部材に使用しても高強度が得られるよう
、従来よりも高ＣｒでかつＴｉ添加量を抑えてＮｂ添加
を主体とした合金組成を構成し、これに特定の熱間加工
と熱処理とを組合せて施すことにより耐食性の著しく良
好な高強度、高靭性を示すγ”析出強化型Ｎｉ基合金が
得られるのである。
化炭素および塩素イオンの１種または２種以」二を含む
、例えば油井、化学工業および地熱発電環境において良
好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性を有し、しか
も油井用バルブボディのようにその特殊形状の故に冷間
加工の施せない部材に使用しても高強度が得られるよう
、従来よりも高ＣｒでかつＴｉ添加量を抑えてＮｂ添加
を主体とした合金組成を構成し、これに特定の熱間加工
と熱処理とを組合せて施すことにより耐食性の著しく良
好な高強度、高靭性を示すγ”析出強化型Ｎｉ基合金が
得られるのである。
したがって、本発明の一つの特徴によれば、従来の析出
強化型Ｎｉ基合金の耐食性改善法として、前述の知見に
基づき、従来法よりもＴｉ添加量を抑えて、Ｔ゛相では
な（γ”−Ｎｉ ３ Ｎｂによる析出強化を図り、さら
に有効な析出強化を得るための熱処理条件および時効条
件を特定するのである。
強化型Ｎｉ基合金の耐食性改善法として、前述の知見に
基づき、従来法よりもＴｉ添加量を抑えて、Ｔ゛相では
な（γ”−Ｎｉ ３ Ｎｂによる析出強化を図り、さら
に有効な析出強化を得るための熱処理条件および時効条
件を特定するのである。
以下に本発明にあって合金組成および加工条件を上述の
ように附定した理由についてさらに詳しく説明をする。
ように附定した理由についてさらに詳しく説明をする。
１）化学成分
Ｎｉ、、、、、、本合金はオーステナイト基地にＮｉ３
Ｎｂの金属間化合物γ゛相が時効により析出し強化する
ことを基本としており、Ｃｒおよびと〇との添加量のバ
ランスによってσ、μ、Ｐ、Ｌａｖｅｓ相などの延性、
靭性、耐食性に対して好ましくない金属間化合物を生成
しないようにオーステナイト基地を安定化するに足るＮ
ｉ量が必要であり、そのためにはＮｉ≧４５％となる。
Ｎｂの金属間化合物γ゛相が時効により析出し強化する
ことを基本としており、Ｃｒおよびと〇との添加量のバ
ランスによってσ、μ、Ｐ、Ｌａｖｅｓ相などの延性、
靭性、耐食性に対して好ましくない金属間化合物を生成
しないようにオーステナイト基地を安定化するに足るＮ
ｉ量が必要であり、そのためにはＮｉ≧４５％となる。
またＮｉが６０％を越えると耐水素割れ性が著しく劣化
するためＮ４６６０％が望ましいが、好ましくは、５０
％≦Ｎｉ≦５５％とする。
するためＮ４６６０％が望ましいが、好ましくは、５０
％≦Ｎｉ≦５５％とする。
Ｃｒ、、、、、、Ｍｏとともに耐食性を向上させる。こ
のためには１８％以上必要であるが２７％を越えると熱
間加工性が低下し、さらに延性、靭性、耐食性に対して
好ましくない金属間化合物（σ、μ、Ｐ 、 Ｌａｖｅ
ｓ相など）が生成し易くなる。好ましくは、Ｃｒは２２
〜２７％である。
のためには１８％以上必要であるが２７％を越えると熱
間加工性が低下し、さらに延性、靭性、耐食性に対して
好ましくない金属間化合物（σ、μ、Ｐ 、 Ｌａｖｅ
ｓ相など）が生成し易くなる。好ましくは、Ｃｒは２２
〜２７％である。
ＭＯ％ Ｗ、 、 、 、 、Ｃｒとの共存によって特
に耐孔食性を向上させる。この効果は例えばＭｏ２．５
％以上の添加で顕著となるがＣｒ同様多量添加によって
延性、靭性、耐食性に対して好ましくない金属間化合物
（σ、μ、Ｐ 、 Ｌａｖｅｓ相など）が生成し易くな
ることがらＭｏ５．５％以下の添加が望ましい。讐はＭ
ｏと同様な作用を示すが、同じ効果を得るにはＭｏ量の
２倍量の添加を要する。したがって、その割合で所要Ｍ
ｏ量を少なくとも一部判で置換しても良い。見は１１％
を越えて添加するとＭｏと同様に上述のような金属間化
合物が生成し易くなることから、１１％以下に制限する
。
に耐孔食性を向上させる。この効果は例えばＭｏ２．５
％以上の添加で顕著となるがＣｒ同様多量添加によって
延性、靭性、耐食性に対して好ましくない金属間化合物
（σ、μ、Ｐ 、 Ｌａｖｅｓ相など）が生成し易くな
ることがらＭｏ５．５％以下の添加が望ましい。讐はＭ
ｏと同様な作用を示すが、同じ効果を得るにはＭｏ量の
２倍量の添加を要する。したがって、その割合で所要Ｍ
ｏ量を少なくとも一部判で置換しても良い。見は１１％
を越えて添加するとＭｏと同様に上述のような金属間化
合物が生成し易くなることから、１１％以下に制限する
。
よって、本発明にあっては、Ｍｏ ： ２．５〜５゜５
％およびＷ：１１％以下の少なくとも１種（ただし、２
．５％≦Ｍｏ＋ ！４Ｗ≦５．５％）を添加する。これ
らの範囲を外れると耐食性改善が十分でなく、また延性
、靭性が劣化する。
％およびＷ：１１％以下の少なくとも１種（ただし、２
．５％≦Ｍｏ＋ ！４Ｗ≦５．５％）を添加する。これ
らの範囲を外れると耐食性改善が十分でなく、また延性
、靭性が劣化する。
Ｔｉ、、、、、、Ｔｉは０．４％を越えるとＮｉ ３
Ｔｉとして析出するが、耐食性を著しく劣化させるため
脱酸効果のみを考慮してＴｉ ： ０．４０％以下とし
、好ましくは、Ｔｉ ： ０．２０％以下とする。
Ｔｉとして析出するが、耐食性を著しく劣化させるため
脱酸効果のみを考慮してＴｉ ： ０．４０％以下とし
、好ましくは、Ｔｉ ： ０．２０％以下とする。
Δ］、、、、、、ＡＩはＮｉ基合金の脱酸剤として最も
適しており、添加量の増加とともに脱酸効果は向上する
が０．３０％を越えるとその効果は飽和するため、Ａｌ
７０．３０％以下とし、好ましくは０．１５％以下と
する。
適しており、添加量の増加とともに脱酸効果は向上する
が０．３０％を越えるとその効果は飽和するため、Ａｌ
７０．３０％以下とし、好ましくは０．１５％以下と
する。
Ｎｂ、 Ｔａ、、、、 Ｔ ” −Ｎｉ ３ （Ｎｂ、
Ｔａ ）として析出し強度上昇に寄与する。その効果は
、Ｎｂ＋％Ｔａが２．５％以上で顕著となるが、５．０
％を越えると熱間加工性が低下し、また、延性、靭性、
耐食性に対して好ましくない金属間化合物（ｆ・μ・Ｐ
％ Ｌａｖｅｓ相など）が生成し易くなる。ただし、
Ｎｂ ７２．５％〜５．０％、Ｔａ ： ２．０％以下
である。これらの範囲を外れると強度上昇に効果がなく
、むしろ延性、靭性が劣化する。Ｔａの場合、その添加
効果はＮｂのほぼ１／２となる。よって、本発明にあっ
ては、Ｎｂ ： ２．５〜５．０％およびＴａ：２．０
％以下の少なくとも１種を２．５％≦Ｎｂ”ＡＴａ≦５
．０％の範囲内で添加する。
Ｔａ ）として析出し強度上昇に寄与する。その効果は
、Ｎｂ＋％Ｔａが２．５％以上で顕著となるが、５．０
％を越えると熱間加工性が低下し、また、延性、靭性、
耐食性に対して好ましくない金属間化合物（ｆ・μ・Ｐ
％ Ｌａｖｅｓ相など）が生成し易くなる。ただし、
Ｎｂ ７２．５％〜５．０％、Ｔａ ： ２．０％以下
である。これらの範囲を外れると強度上昇に効果がなく
、むしろ延性、靭性が劣化する。Ｔａの場合、その添加
効果はＮｂのほぼ１／２となる。よって、本発明にあっ
ては、Ｎｂ ： ２．５〜５．０％およびＴａ：２．０
％以下の少なくとも１種を２．５％≦Ｎｂ”ＡＴａ≦５
．０％の範囲内で添加する。
ｃ、、、、００．析出強化の妨げとなり、また、０．０
５０％を越えるとＮｂＣ、Ｔｉｃ等の介在物量が増加し
延性、靭性、耐食性が劣化する。好ましくはＣ≦０．０
２０ ％Ｔ：あるがＣ５０，０１０％では延性、靭性は
さらに向上する。
５０％を越えるとＮｂＣ、Ｔｉｃ等の介在物量が増加し
延性、靭性、耐食性が劣化する。好ましくはＣ≦０．０
２０ ％Ｔ：あるがＣ５０，０１０％では延性、靭性は
さらに向上する。
Ｓｉｓ Ｍｎ、、、、Ｓｉ、 Ｍｎは脱酸剤および脱硫
剤として添加するが、Ｓｔは０．５０％を越えるとσ相
などの延性、靭性に対して好ましくない金属間化０ 合物が生成し易くなるため、Ｓｉ ： ０．５％以下と
する。溶接性を考慮するとＳｉＳ２．１０％が好ましい
。さらにＭｎについても同様にＭｎＳ２．０％が望まし
いが、好ましくはＭｎＳ２゜８０％とする。
剤として添加するが、Ｓｔは０．５０％を越えるとσ相
などの延性、靭性に対して好ましくない金属間化０ 合物が生成し易くなるため、Ｓｉ ： ０．５％以下と
する。溶接性を考慮するとＳｉＳ２．１０％が好ましい
。さらにＭｎについても同様にＭｎＳ２．０％が望まし
いが、好ましくはＭｎＳ２゜８０％とする。
ｐ 、 ｓ、０．、、ｐ 、 ｓは粒界偏析により熱間
加工性を低下させ、また、耐食性も劣化するため、Ｐ≦
０．０１５％、Ｓ≦０．００５０％、好ましくは、Ｓ≦
０．００１０％とする。
加工性を低下させ、また、耐食性も劣化するため、Ｐ≦
０．０１５％、Ｓ≦０．００５０％、好ましくは、Ｓ≦
０．００１０％とする。
Ｎ 、、、、、、、、Ｎは介在物量を増加させ材料特性
の異方性の要因となるため、Ｎ≦０．０３０％、好まし
くはＮ≦０．０１０％とする。
の異方性の要因となるため、Ｎ≦０．０３０％、好まし
くはＮ≦０．０１０％とする。
Ｆｅ’、、、、、、、、Ｎｉ添加量とのバランスにより
析出強化を促進するため適当量必要であり、合金組成の
残部は付随不純物を除いてＦｅである。好ましくは、３
．０％≦Ｆｅ≦２５％とする。
析出強化を促進するため適当量必要であり、合金組成の
残部は付随不純物を除いてＦｅである。好ましくは、３
．０％≦Ｆｅ≦２５％とする。
Ｃｕ、 Ｃｏ、、、、耐食性の向上に有効であるがその
効果は２．０％を越えると飽和するためＣｕ、Ｇｏ≦２
゜０％とする。
効果は２．０％を越えると飽和するためＣｕ、Ｇｏ≦２
゜０％とする。
ＲＥＭ 、Ｍｇ、 Ｃａ、 Ｙ、、、、、微量添加によ
り熱間加工性を向上させるがそれぞれ０．１０％、０．
１０％、０゜１０％および０．２０％の各上限を越える
と逆に１ 低融点化合物を生成し易くなり加工性が低下する。
り熱間加工性を向上させるがそれぞれ０．１０％、０．
１０％、０゜１０％および０．２０％の各上限を越える
と逆に１ 低融点化合物を生成し易くなり加工性が低下する。
その他、、、、Ｂ ％ Ｓｎｓ Ｚｎ、Ｐｂ等は＠量で
は本発明合金の特性に何ら影Ｂを与えないので不純物と
してそれぞれ０．１０％まで許容されるが上限を越える
と加工性あるいは耐食性が劣化する。
は本発明合金の特性に何ら影Ｂを与えないので不純物と
してそれぞれ０．１０％まで許容されるが上限を越える
と加工性あるいは耐食性が劣化する。
２）熱間加工
本発明におけるようにＮｂを添加した場合、凝固時に粒
界部に低融点化合物が生成し易くなる傾向があり、熱間
加工時の加熱温度および加工温度範囲を制限する必要が
ある。熱間加工の開始温度が１２００”Ｃを越えると粒
界の脆弱化がみられる。一方、仕上げ温度が８００°Ｃ
未満では加工が困￥Ｗになる。本発明では、シタがって
、１２００〜８００℃の温度範囲、好ましくは、１１５
０〜８５０℃で熱間加工を行う。
界部に低融点化合物が生成し易くなる傾向があり、熱間
加工時の加熱温度および加工温度範囲を制限する必要が
ある。熱間加工の開始温度が１２００”Ｃを越えると粒
界の脆弱化がみられる。一方、仕上げ温度が８００°Ｃ
未満では加工が困￥Ｗになる。本発明では、シタがって
、１２００〜８００℃の温度範囲、好ましくは、１１５
０〜８５０℃で熱間加工を行う。
さらにＮｂ、 Ｍｏ等は凝固時におけるマクロ偏析の原
因になり易く、このような偏析が製品においても残存す
ると厚肉材等では靭性および耐食性劣化の要因となる。
因になり易く、このような偏析が製品においても残存す
ると厚肉材等では靭性および耐食性劣化の要因となる。
このためインゴットから製品までの熱間加工度を断面減
少率で５０％以上としてＮｂ、 Ｍｏ等のマクロ偏析を
防止する。
少率で５０％以上としてＮｂ、 Ｍｏ等のマクロ偏析を
防止する。
２
３）熱処理
時効によるγ”−Ｎｉ ３ Ｎｂの析出を有効に行わせ
るためには完全溶体化処理が必要であり、そのため本発
明にあっては時効に先だって１０００℃〜１２００℃、
好ましくは１０５０〜１１５０℃で１０分間〜５．０時
間保持後空冷以上の冷却速度で冷却する。特に９００℃
〜５００℃の間は脆化相が析出し易いので１０℃／分以
上の冷却速度で冷却して析出を抑制する。
るためには完全溶体化処理が必要であり、そのため本発
明にあっては時効に先だって１０００℃〜１２００℃、
好ましくは１０５０〜１１５０℃で１０分間〜５．０時
間保持後空冷以上の冷却速度で冷却する。特に９００℃
〜５００℃の間は脆化相が析出し易いので１０℃／分以
上の冷却速度で冷却して析出を抑制する。
４）時効処理
本発明により得られる合金にあっては時効によりγ”−
Ｎｉ ３ Ｎｂが粒内に均一に分散析出するため高強度
と良好な延性、靭性および耐食性が得られる。しかし、
時効温度が５００°Ｃ未満、１．０時間未満では十分な
強度が得られず、一方、７５０℃を越える高温では過時
効となり、γ”−Ｎｉ ３ Ｎｂの粗大化あるいはδ−
Ｎｉ３Ｎｂの生成およびσ相等の金属間化合物の生成等
により強度、靭性が低下してしまう。時効時間は最大２
００時間で十分である。
Ｎｉ ３ Ｎｂが粒内に均一に分散析出するため高強度
と良好な延性、靭性および耐食性が得られる。しかし、
時効温度が５００°Ｃ未満、１．０時間未満では十分な
強度が得られず、一方、７５０℃を越える高温では過時
効となり、γ”−Ｎｉ ３ Ｎｂの粗大化あるいはδ−
Ｎｉ３Ｎｂの生成およびσ相等の金属間化合物の生成等
により強度、靭性が低下してしまう。時効時間は最大２
００時間で十分である。
安定した強度、延性、靭性および耐食性を得るにはオー
ステナイト基地にγ”−Ｎｉ ３ Ｎｂのみが微細にか
つ均一に分散析出することが望ましいが、このためには
６００℃〜７００℃での時効処理が好ましい。
ステナイト基地にγ”−Ｎｉ ３ Ｎｂのみが微細にか
つ均一に分散析出することが望ましいが、このためには
６００℃〜７００℃での時効処理が好ましい。
３
かくして、本発明方法によれば、機械的性質として、０
．２％耐力≧６３ｋ［ｒｆ ／ ｍｍ （好ましくは≧
７７ ｋｇ ｆ／、％）、伸び≧２０％、絞り１３０％
および衝撃値≧５ｋｇｆ−ｍ ／ｃＪ （好ましくは≧
１０ｋｇｆ−ｍ ／ｃＪ）を有し、かつ耐食性、つまり
、ＳＣＣおよび水素脆性に対する抵抗性が非常に優れた
製品を得ることが出来る。本発明による合金は、Ｎｉ
３ Ｎｂの金属間化合物であるγ”相の析出強化により
、高い強度を得ることが出来るので、冷間加工等による
強化が出来ない油井管用バルブボディのような特殊形状
品であっても、良好な強度、靭性および耐食性を備えた
ものを製造することができる。
．２％耐力≧６３ｋ［ｒｆ ／ ｍｍ （好ましくは≧
７７ ｋｇ ｆ／、％）、伸び≧２０％、絞り１３０％
および衝撃値≧５ｋｇｆ−ｍ ／ｃＪ （好ましくは≧
１０ｋｇｆ−ｍ ／ｃＪ）を有し、かつ耐食性、つまり
、ＳＣＣおよび水素脆性に対する抵抗性が非常に優れた
製品を得ることが出来る。本発明による合金は、Ｎｉ
３ Ｎｂの金属間化合物であるγ”相の析出強化により
、高い強度を得ることが出来るので、冷間加工等による
強化が出来ない油井管用バルブボディのような特殊形状
品であっても、良好な強度、靭性および耐食性を備えた
ものを製造することができる。
次に、本発明を実施例にもとづいてさらに説明する。な
お、本明細書において特にことわりがない限り「％」は
「重量％」である。
お、本明細書において特にことわりがない限り「％」は
「重量％」である。
実施例
下掲の第１表に示す化学組成を有する各合金について、
同じく第２表に示す熱間加工条件、熱処理条件そして時
効処理条件で析出強化型ニッケル基合金を製造した。
同じく第２表に示す熱間加工条件、熱処理条件そして時
効処理条件で析出強化型ニッケル基合金を製造した。
得られた合金の機械的性質および耐食性試験の結果を同
じく第２表にまとめて示す。
じく第２表にまとめて示す。
４
引張試験は直径３．５ｍｍ 、標点間距離２０．０ｍｍ
の試験棒を使用して行った。衝撃値はシャルピー衝撃試
験によるものであって、５．０印ｍ Ｘ １０ｍｍ Ｘ
５５ｍｍのサイズのものに２ 、０ｍｍのり一ノソチ
を付けた試験片を使用した。試験温度は０°Ｃであった
。
の試験棒を使用して行った。衝撃値はシャルピー衝撃試
験によるものであって、５．０印ｍ Ｘ １０ｍｍ Ｘ
５５ｍｍのサイズのものに２ 、０ｍｍのり一ノソチ
を付けた試験片を使用した。試験温度は０°Ｃであった
。
耐食性はＳＣＣについては、２５％ＮａＣ］−０，５％
ＣＣＨ３Ｃ００Ｈ−１５ａｔ ｌ（２Ｓ５−１Ｏａｔ
Ｃｏ ２の溶液（ｐＨ＝２ ）を使用して、２５０°Ｃ
で行った。また、水素脆性については、ＮＡＣＥ条件下
（５％ＮａＣ＋−０，５％ＣＨ３Ｃ００Ｈ−１ａｔｍ＋
１２Ｓ）で炭素鋼カップリングを使い、ＲＯ，２５Ｕノ
ツチ付きの試験片を使い、２５℃で行った。
ＣＣＨ３Ｃ００Ｈ−１５ａｔ ｌ（２Ｓ５−１Ｏａｔ
Ｃｏ ２の溶液（ｐＨ＝２ ）を使用して、２５０°Ｃ
で行った。また、水素脆性については、ＮＡＣＥ条件下
（５％ＮａＣ＋−０，５％ＣＨ３Ｃ００Ｈ−１ａｔｍ＋
１２Ｓ）で炭素鋼カップリングを使い、ＲＯ，２５Ｕノ
ツチ付きの試験片を使い、２５℃で行った。
なお、第２表において、“０”は割れのなかった場合を
、Ｘ”は割れの発生した場合をそれぞれ示す。
、Ｘ”は割れの発生した場合をそれぞれ示す。
比較例は、本発明方法において使用する合金の成分範囲
内ではあるが、熱間加工、熱処理、時効処理の各条件を
はずれたものをＮｏ、２９〜３４に、また、処理条件は
範囲内であるが、合金成分のはずれたものを尚３５〜４
４に示す。比較例にあっては、いずれも強度、延性、靭
性あるいは耐食性のうち１つまたは２つ以上が良好でな
い。
内ではあるが、熱間加工、熱処理、時効処理の各条件を
はずれたものをＮｏ、２９〜３４に、また、処理条件は
範囲内であるが、合金成分のはずれたものを尚３５〜４
４に示す。比較例にあっては、いずれも強度、延性、靭
性あるいは耐食性のうち１つまたは２つ以上が良好でな
い。
Ｎｏ、４５〜５６はＴｉおよびＡＩ添加系の従来の析出
強化型５ 合金について本発明方法により得られた合金との比較を
するために示したものである。これらの従来合金では強
度的には良好なものも多いが耐食性がその性質上劣化し
ており、そのような耐食性を改善するためには強度を犠
牲にしなければならず、両者ともに良好なものは得られ
ない。
強化型５ 合金について本発明方法により得られた合金との比較を
するために示したものである。これらの従来合金では強
度的には良好なものも多いが耐食性がその性質上劣化し
ており、そのような耐食性を改善するためには強度を犠
牲にしなければならず、両者ともに良好なものは得られ
ない。
添伺図面は第１表および第２表のＮｏｓ 、 １〜１４
およびＮｏｓ 、 ２９〜３４の合金についての高温ね
じり試験の結果をグラフにまとめて示すものである。図
中、白丸は捻回値を、白玉角はそのときのトルクを表す
。試験温度が１２００℃を越えると捻回値は著しく低下
しているのが分かる。これは、本発明の場合、Ｎｂを比
較的多量に添加しているため、１２００℃を越える高温
で加工されると粒界に低融点化合物が生成するためであ
る。
およびＮｏｓ 、 ２９〜３４の合金についての高温ね
じり試験の結果をグラフにまとめて示すものである。図
中、白丸は捻回値を、白玉角はそのときのトルクを表す
。試験温度が１２００℃を越えると捻回値は著しく低下
しているのが分かる。これは、本発明の場合、Ｎｂを比
較的多量に添加しているため、１２００℃を越える高温
で加工されると粒界に低融点化合物が生成するためであ
る。
このようにして、本発明における如く合金の成分範囲な
らびに熱間加工、熱処理、時効処理の各条件を限定する
ことによって、耐食性の抜群に優れた高強度、高靭性材
料が得られる。
らびに熱間加工、熱処理、時効処理の各条件を限定する
ことによって、耐食性の抜群に優れた高強度、高靭性材
料が得られる。
６
添付図面は、本発明方法により得られた合金の高温ねじ
り試験結果を示すグラフである。 Ｉ出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 試験温度（’Ｃ） ３ 手−系売ネｌｉ正書（自発） 昭和５９年 １月１２日 特許庁長官若杉和夫殿 １、事件の表示 昭和５８年特許願第１０９４２２号 ２、発明の名称 析出強化型ニッケル基合金の製造法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 大阪市東区北浜５丁目１５番地 名称 （２１１）住友金属工業株式会社４、代理人 明細書の発明の詳細な説明のｔｌｔｌ１６、補正の内容 別紙のとおり 補正の内容 明細書の下記の箇所の記載を次の通り訂正する。 Ｘ 行 玉上■■載 酊」裁９尤載 ３ ５〜６ Ｎ＋３（Ｔｉ、 ＡＩ） Ｎｉ３（Ｔｉ、
Ａ１）の を主体とする ６ Ｎｉ ３ Ｎｈの Ｎｉ ３ Ｎｂを主体とする ４ ２１〜２２ さらにはＡ１ −削除−５１およびＡ
Ｉ ２ つまりｒ°相 ７ １４ γ°相ではなく １４ ５ ｓｅｃ 応力腐食割れ 水素脆性 水素割れ １５ ６ ３ＣＣ応力腐食割れ試験 ８ 水素脆性 水素割れ試験 ２０ 第２表の 「耐食性」のＷＩＳＣＣ耐応力腐食割れ水素脆性 耐水
素割れ ２１ ５ＣＣ耐応力腐食割れ 水素脆性 耐水素割れ ２２ ３ＣＣ耐応力腐食割れ Ｗ Ｊ〒４＞諸１１昧ｎＬｕ１４７） 置載２２ 第２
表の 「耐食性」の欄 水素脆性 耐水素割れ以上 ３０９−
り試験結果を示すグラフである。 Ｉ出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 試験温度（’Ｃ） ３ 手−系売ネｌｉ正書（自発） 昭和５９年 １月１２日 特許庁長官若杉和夫殿 １、事件の表示 昭和５８年特許願第１０９４２２号 ２、発明の名称 析出強化型ニッケル基合金の製造法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 大阪市東区北浜５丁目１５番地 名称 （２１１）住友金属工業株式会社４、代理人 明細書の発明の詳細な説明のｔｌｔｌ１６、補正の内容 別紙のとおり 補正の内容 明細書の下記の箇所の記載を次の通り訂正する。 Ｘ 行 玉上■■載 酊」裁９尤載 ３ ５〜６ Ｎ＋３（Ｔｉ、 ＡＩ） Ｎｉ３（Ｔｉ、
Ａ１）の を主体とする ６ Ｎｉ ３ Ｎｈの Ｎｉ ３ Ｎｂを主体とする ４ ２１〜２２ さらにはＡ１ −削除−５１およびＡ
Ｉ ２ つまりｒ°相 ７ １４ γ°相ではなく １４ ５ ｓｅｃ 応力腐食割れ 水素脆性 水素割れ １５ ６ ３ＣＣ応力腐食割れ試験 ８ 水素脆性 水素割れ試験 ２０ 第２表の 「耐食性」のＷＩＳＣＣ耐応力腐食割れ水素脆性 耐水
素割れ ２１ ５ＣＣ耐応力腐食割れ 水素脆性 耐水素割れ ２２ ３ＣＣ耐応力腐食割れ Ｗ Ｊ〒４＞諸１１昧ｎＬｕ１４７） 置載２２ 第２
表の 「耐食性」の欄 水素脆性 耐水素割れ以上 ３０９−
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （］） Ｃ４０，０５０％以下、Ｓｔ ： ０．５０％
以下、Ｍｎ ： ２．０％以下、 Ｎｉ ： ４５〜６
０％、Ｃｒ ： １８〜２７％、 Ｔｉ ： ０．４０
％以下、Ｍｏ ： ２．５〜５．５％およびＷ：１１％
以下の少なくとも１種（ただし、２．５％≦Ｍｏ＋ ！
４Ｗ≦５．５％）、 ＾１ Ｆ ０．３０％以下、 Ｐ ：ｏ、ｏｔｓ％以下
、Ｎｂ ： ２．５〜５．０％およびＴａ ： ２．０
％以下の少なくとも１種（ただし、２．５％≦Ｎｂ＋％
Ｔａ≦５．０％）、 Ｓ ：０．００５０％以下、Ｎ ：ｏ、ｏ３ｏ％以下残
部付随不純物およびＦｅ からなる合金を１２００〜８００℃で断面減少率５０％
以上の熱間加工を施した後、１０００〜１２００℃で１
０分から５時間保持後、空冷以上の冷却速度で冷却しく
ただし、９００〜５００℃の間は１０℃／分以上の冷却
速度で冷却し）、次いで５００〜７５０℃で１時間〜２
００時間時効処理を１回ないし２回以上施すことから成
る、硫化水素、二酸化炭素および塩素イオンの１種また
は２種以上含有する環境下で耐応力腐食割れ性および耐
水素割れ性に優れたγ”析出強化型ニッケル基合金を製
造する方法。 （２）前記合金が、さらに、Ｃｕ ： ２．０％以下お
よび／またはＣｏ：２．０％以下を含む、特許請求の範
囲第（１）項記載の方法。 （３）前記合金が、さらに、ＲＥＭ ：ｏ、ｔｏ％以下
、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ ： ０．１０％以下お
よびＹ：０．２０％以下の１種または２種以上を含む特
許請求の範囲第（１）項または第（２）項記載の方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10942283A JPS602653A (ja) | 1983-06-20 | 1983-06-20 | 析出強化型ニツケル基合金の製造法 |
| US06/622,288 US4652315A (en) | 1983-06-20 | 1984-06-19 | Precipitation-hardening nickel-base alloy and method of producing same |
| DE8484304165T DE3461106D1 (en) | 1983-06-20 | 1984-06-20 | Precipitation-hardening nickel-base alloy and method of producing same |
| EP84304165A EP0132055B1 (en) | 1983-06-20 | 1984-06-20 | Precipitation-hardening nickel-base alloy and method of producing same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10942283A JPS602653A (ja) | 1983-06-20 | 1983-06-20 | 析出強化型ニツケル基合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS602653A true JPS602653A (ja) | 1985-01-08 |
| JPS631387B2 JPS631387B2 (ja) | 1988-01-12 |
Family
ID=14509834
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10942283A Granted JPS602653A (ja) | 1983-06-20 | 1983-06-20 | 析出強化型ニツケル基合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS602653A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61119641A (ja) * | 1984-11-16 | 1986-06-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 |
| JPS61288041A (ja) * | 1985-06-14 | 1986-12-18 | Babcock Hitachi Kk | 耐粒界型応力腐食割れ性、耐孔食性に優れたＮｉ基合金 |
| JPS62174343A (ja) * | 1985-10-01 | 1987-07-31 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 硫黄含有環境用合金 |
| JPS63145740A (ja) * | 1986-05-27 | 1988-06-17 | シーアールエス ホールディングス，インコーポレイテッド | 耐食性時効硬化ニッケル基合金 |
| JPH0594811U (ja) * | 1992-11-07 | 1993-12-24 | キヤノン株式会社 | プリント基板を内蔵したレンズ鏡筒 |
| JP2002268354A (ja) * | 2001-03-09 | 2002-09-18 | Ricoh Co Ltd | トナー補給器 |
-
1983
- 1983-06-20 JP JP10942283A patent/JPS602653A/ja active Granted
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61119641A (ja) * | 1984-11-16 | 1986-06-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 |
| JPS61288041A (ja) * | 1985-06-14 | 1986-12-18 | Babcock Hitachi Kk | 耐粒界型応力腐食割れ性、耐孔食性に優れたＮｉ基合金 |
| JPS62174343A (ja) * | 1985-10-01 | 1987-07-31 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 硫黄含有環境用合金 |
| JPS63145740A (ja) * | 1986-05-27 | 1988-06-17 | シーアールエス ホールディングス，インコーポレイテッド | 耐食性時効硬化ニッケル基合金 |
| JPH0594811U (ja) * | 1992-11-07 | 1993-12-24 | キヤノン株式会社 | プリント基板を内蔵したレンズ鏡筒 |
| JP2565557Y2 (ja) * | 1992-11-07 | 1998-03-18 | キヤノン株式会社 | レンズ鏡筒 |
| JP2002268354A (ja) * | 2001-03-09 | 2002-09-18 | Ricoh Co Ltd | トナー補給器 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS631387B2 (ja) | 1988-01-12 |
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