JPS6053108B2 - 耐応力腐食割れ性にすぐれたニツケル基高クロム合金の製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性にすぐれたニツケル基高クロム合金の製造方法Info
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- JPS6053108B2 JPS6053108B2 JP16601881A JP16601881A JPS6053108B2 JP S6053108 B2 JPS6053108 B2 JP S6053108B2 JP 16601881 A JP16601881 A JP 16601881A JP 16601881 A JP16601881 A JP 16601881A JP S6053108 B2 JPS6053108 B2 JP S6053108B2
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Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、耐応力腐食割れ性にすぐれ、しかもすぐ
れた耐応力腐食割れ性が溶接やその後のＳＥ（Ｓｔｒｅ
ｓｓｒｅｌｉｅｆ）熱処理によつても低下しないニッケ
ル基高クロム合金の製造方法に関する。
れた耐応力腐食割れ性が溶接やその後のＳＥ（Ｓｔｒｅ
ｓｓｒｅｌｉｅｆ）熱処理によつても低下しないニッケ
ル基高クロム合金の製造方法に関する。
純水またはＣｌ−イオンを含む高温高圧環境に使用さ
れる化学設備の配管や熱交換器などの材料として、近年
３０％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系合金が注目され、現在その実
用化が進められている。３０％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系は、
他の鋼や合金材料に較べ応力腐食割れに対する抵抗性が
すぐれる特徴を有しているとの理由からである。
れる化学設備の配管や熱交換器などの材料として、近年
３０％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系合金が注目され、現在その実
用化が進められている。３０％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系は、
他の鋼や合金材料に較べ応力腐食割れに対する抵抗性が
すぐれる特徴を有しているとの理由からである。
この材料のかかる有利性は確かであるがしかし、この材
料を用いてもなお、上記環境下での使用中、溶接熱影響
部、更には母材部分にも応力腐食割れ（以下、ＳＣＣと
略す）の生じる危険は避けられない。これは、成品の製
造工程で、または機器組立時の溶接及びその後のＳＲ処
理（５５（）Ｃに加時間程度加熱保持）により、粒界に
Ｃｒカーバイドが析出して粒界近傍にＣｒ欠乏層が生じ
、ＳＣＣを生じる結果、圓％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系本来の
性能が損われるためと考えられる。 本発明は、製造直
後の成品段階で圓％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系本来のすぐれた
耐ＳＣＣ性を備えるのはもとより、その後の溶接、ＳＲ
処理によつてもＳＣＣに対し鋭敏化しないＮｉ基合金成
品の製造方法を提供しようとするものである。すなわち
本発明は、 １Ｃ０．０４％以下、Ｓｉｌ．Ｏ％以下、Ｍｎｌ．Ｏ％
以下、ＰＯ．Ｏ３％以下、ＳＯ．ＯＯ５％以下、Ｎｉ５
Ｏ〜８０％、Ｃｒｌ５〜３５％、ＡｌＯ．５Ｏ％以下で
、ＭＯＯ．５〜２．０％、ＷＯ．５〜２．０％の一方又
は双方を含有し、残部は実質的にＦｅからなる合金、２
Ｃ０．０４％以下、Ｓｉｌ．Ｏ％以下、Ｍｎｌ．Ｏ％以
下、ＰＯ．Ｏ３％以下、ＳＯ．ＯＯ５％以下、Ｎｉ５Ｏ
〜８０％、Ｃｒｌ５〜３５％、ＡｌＯ．５Ｏ％以下、Ｔ
ｉＯ．２〜１．０％を含み、更にＭＯＯ．５〜２．０％
、ＷＯ．５〜２．０％の一方又は双方を含有し、残部は
実質的にＦｅからなる合金、上記何れかの合金を、熱間
加工後、加工率詔％以上て冷間圧延し、引き続き添付図
面の第１図に示すＡ（０．５、８００）、Ｂ（０．５、
７５０）、Ｃ（１０１６７５）、Ｄ（１００、６７５）
、Ｅ（１００１８００）の５点を結ぶ直線で囲まれる範
囲内で、かつ８００℃を含まない加熱温度及び保持時間
で最終焼鈍を行うことを特徴とする耐ＳＣＣ性にすぐれ
たニッケル基高クロム合金の製造方法、を要旨とする。
料を用いてもなお、上記環境下での使用中、溶接熱影響
部、更には母材部分にも応力腐食割れ（以下、ＳＣＣと
略す）の生じる危険は避けられない。これは、成品の製
造工程で、または機器組立時の溶接及びその後のＳＲ処
理（５５（）Ｃに加時間程度加熱保持）により、粒界に
Ｃｒカーバイドが析出して粒界近傍にＣｒ欠乏層が生じ
、ＳＣＣを生じる結果、圓％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系本来の
性能が損われるためと考えられる。 本発明は、製造直
後の成品段階で圓％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系本来のすぐれた
耐ＳＣＣ性を備えるのはもとより、その後の溶接、ＳＲ
処理によつてもＳＣＣに対し鋭敏化しないＮｉ基合金成
品の製造方法を提供しようとするものである。すなわち
本発明は、 １Ｃ０．０４％以下、Ｓｉｌ．Ｏ％以下、Ｍｎｌ．Ｏ％
以下、ＰＯ．Ｏ３％以下、ＳＯ．ＯＯ５％以下、Ｎｉ５
Ｏ〜８０％、Ｃｒｌ５〜３５％、ＡｌＯ．５Ｏ％以下で
、ＭＯＯ．５〜２．０％、ＷＯ．５〜２．０％の一方又
は双方を含有し、残部は実質的にＦｅからなる合金、２
Ｃ０．０４％以下、Ｓｉｌ．Ｏ％以下、Ｍｎｌ．Ｏ％以
下、ＰＯ．Ｏ３％以下、ＳＯ．ＯＯ５％以下、Ｎｉ５Ｏ
〜８０％、Ｃｒｌ５〜３５％、ＡｌＯ．５Ｏ％以下、Ｔ
ｉＯ．２〜１．０％を含み、更にＭＯＯ．５〜２．０％
、ＷＯ．５〜２．０％の一方又は双方を含有し、残部は
実質的にＦｅからなる合金、上記何れかの合金を、熱間
加工後、加工率詔％以上て冷間圧延し、引き続き添付図
面の第１図に示すＡ（０．５、８００）、Ｂ（０．５、
７５０）、Ｃ（１０１６７５）、Ｄ（１００、６７５）
、Ｅ（１００１８００）の５点を結ぶ直線で囲まれる範
囲内で、かつ８００℃を含まない加熱温度及び保持時間
で最終焼鈍を行うことを特徴とする耐ＳＣＣ性にすぐれ
たニッケル基高クロム合金の製造方法、を要旨とする。
３０％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系合金の場合、板及び管などの
成品は一般に、熱間加工後、３０％以下の冷延加工を施
し、最終熱処理として、加熱温度９５０〜１１００℃、
保持時間２〜３紛程度の短時間焼鈍を行つて製造される
。
成品は一般に、熱間加工後、３０％以下の冷延加工を施
し、最終熱処理として、加熱温度９５０〜１１００℃、
保持時間２〜３紛程度の短時間焼鈍を行つて製造される
。
このような鋼種では、ＳＲ処理での鋭敏化を避けるため
、できるだけ焼鈍後の炭化物の析出を抑えなければなら
ないというのが一．般の常識的な見方である。すなわち
、炭化物の析出量が多いと、ＳＲ処理によるＣｒカーバ
イド析出が加速され、Ｃｒ欠乏による鋭敏化の原因とな
り易いのである。未固溶炭化物の析出は、焼鈍温度が高
い程、Ｃの固溶度が増す関係で、少なくな一る。また、
焼鈍前の冷間加工についてみれば、加工度が小さい程、
炭化物析出の核となるスリップバンドが小さいために炭
化物の析出は抑制される傾向となる。このような訳で、
３０％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系合金には、先述の如き製造方
法が適用されてい・たわけであるが、しかしこの方法で
は焼鈍温度が高くなる関係上、一方では焼鈍の冷却過程
において鋭敏化する虞れもあり、更には高温焼鈍を経た
成品は、Ｃ固溶度の低い温度で実施されるＳＲ処理によ
つて粒界に析出する炭化物の量が多いから、もしＣｒカ
ーバイドの析出域に入つた場合には、確実に鋭敏化して
しまうという危険をはらんでいるのである。しかるに、
前記本発明の方法に基いて、焼鈍前の冷間加工を従来よ
り高い加工度にて行うと、合金中には著しく多くのスリ
ップバンドが生じることとなる。
、できるだけ焼鈍後の炭化物の析出を抑えなければなら
ないというのが一．般の常識的な見方である。すなわち
、炭化物の析出量が多いと、ＳＲ処理によるＣｒカーバ
イド析出が加速され、Ｃｒ欠乏による鋭敏化の原因とな
り易いのである。未固溶炭化物の析出は、焼鈍温度が高
い程、Ｃの固溶度が増す関係で、少なくな一る。また、
焼鈍前の冷間加工についてみれば、加工度が小さい程、
炭化物析出の核となるスリップバンドが小さいために炭
化物の析出は抑制される傾向となる。このような訳で、
３０％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系合金には、先述の如き製造方
法が適用されてい・たわけであるが、しかしこの方法で
は焼鈍温度が高くなる関係上、一方では焼鈍の冷却過程
において鋭敏化する虞れもあり、更には高温焼鈍を経た
成品は、Ｃ固溶度の低い温度で実施されるＳＲ処理によ
つて粒界に析出する炭化物の量が多いから、もしＣｒカ
ーバイドの析出域に入つた場合には、確実に鋭敏化して
しまうという危険をはらんでいるのである。しかるに、
前記本発明の方法に基いて、焼鈍前の冷間加工を従来よ
り高い加工度にて行うと、合金中には著しく多くのスリ
ップバンドが生じることとなる。
ここで、８００℃未満、すなわち従来より可成り低目の
温度での焼鈍を実施すれば、従来ｌの場合とは全く逆に
短時間内で合金中には多量の炭化物が粒内に微細に分散
析出することとなる。焼鈍温度を低くするためにＣの固
溶度が小さくなることによつて、炭化物の析出すべき量
が多くなるに加え、析出の核となるスリップバンドが予
め多量に発生しているため粒内ての枡出が効果的に保進
される結果である。しかもこの場合、鋭敏化の原因にな
るＣｒカーバイドの析出についてみれば、多量のスリッ
プバンドによつて析出が早められるにつれ、その析出に
よつて生じたＣｒ欠乏層“の回復も有効に加速されるこ
とになり、このため焼鈍時、第１図のＡＢＣラインをこ
える程度の比較的短時間内にＣｒ欠乏層の回復は完了す
る。Ｃｒ欠乏層の回復した成品は、少なくともその段階
では鋭敏化しておらず、合金本来の高耐ＳＣＣ性を備え
ている。上記により得られた成品をＳＲ処理した場合、
更に炭化物が析出するが、この量としてはきわめて少な
く止められる。
温度での焼鈍を実施すれば、従来ｌの場合とは全く逆に
短時間内で合金中には多量の炭化物が粒内に微細に分散
析出することとなる。焼鈍温度を低くするためにＣの固
溶度が小さくなることによつて、炭化物の析出すべき量
が多くなるに加え、析出の核となるスリップバンドが予
め多量に発生しているため粒内ての枡出が効果的に保進
される結果である。しかもこの場合、鋭敏化の原因にな
るＣｒカーバイドの析出についてみれば、多量のスリッ
プバンドによつて析出が早められるにつれ、その析出に
よつて生じたＣｒ欠乏層“の回復も有効に加速されるこ
とになり、このため焼鈍時、第１図のＡＢＣラインをこ
える程度の比較的短時間内にＣｒ欠乏層の回復は完了す
る。Ｃｒ欠乏層の回復した成品は、少なくともその段階
では鋭敏化しておらず、合金本来の高耐ＳＣＣ性を備え
ている。上記により得られた成品をＳＲ処理した場合、
更に炭化物が析出するが、この量としてはきわめて少な
く止められる。
すなわち、ＳＲ処理により析出する炭化物の量は、基本
的には当該処理温度と前回の焼鈍温度のＣ固溶度の差に
比例的であり、従つて焼鈍温度が低ければ低い程ＳＲ処
理での析出量は少なくなる。また同時に、焼鈍段階で既
にＣｒカーバイドの析出が十分行なわれていると、析出
量は一段と低減されるのである。このようにＳＲ処理に
よる炭化物の析出量が少なく、しかも前記の如く予め合
金中に炭化物が微細分散している場合は、たとえＳＲ処
理によつてＣｒカーバイドが析出してもＣｒ欠乏層は粒
内に分散した炭化物の周囲に生じるだけである。本来鋭
敏化とは、周知の如く粒界に沿つてＣｒ欠乏層が連続発
生してはじめて起こる現象であり、前記ような分散状態
では鋭敏化の懸念は全くない。また、前記焼鈍後、溶接
とＳＲ処理を受けた場合でも、合金中のＣ量が本発明の
ように０．０４％以下のときには、鋭敏化は避けられる
。
的には当該処理温度と前回の焼鈍温度のＣ固溶度の差に
比例的であり、従つて焼鈍温度が低ければ低い程ＳＲ処
理での析出量は少なくなる。また同時に、焼鈍段階で既
にＣｒカーバイドの析出が十分行なわれていると、析出
量は一段と低減されるのである。このようにＳＲ処理に
よる炭化物の析出量が少なく、しかも前記の如く予め合
金中に炭化物が微細分散している場合は、たとえＳＲ処
理によつてＣｒカーバイドが析出してもＣｒ欠乏層は粒
内に分散した炭化物の周囲に生じるだけである。本来鋭
敏化とは、周知の如く粒界に沿つてＣｒ欠乏層が連続発
生してはじめて起こる現象であり、前記ような分散状態
では鋭敏化の懸念は全くない。また、前記焼鈍後、溶接
とＳＲ処理を受けた場合でも、合金中のＣ量が本発明の
ように０．０４％以下のときには、鋭敏化は避けられる
。
溶接によつて高温に加熱された場合、析出炭化物は再度
その加熱温度に対応するＣ固溶度に従つて溶け込み、次
のＳＲ処理によつて再び析出する軌跡を辿るが、このＳ
Ｒ処理の際、Ｃ量が０．０４％をこえると、適切な加工
及び熱処理を施しても粒界にＣｒ欠乏層を生じて割れ発
生の原因となる。以下、本発明における製造条件と使用
合金成分限定の理由について説明する。
その加熱温度に対応するＣ固溶度に従つて溶け込み、次
のＳＲ処理によつて再び析出する軌跡を辿るが、このＳ
Ｒ処理の際、Ｃ量が０．０４％をこえると、適切な加工
及び熱処理を施しても粒界にＣｒ欠乏層を生じて割れ発
生の原因となる。以下、本発明における製造条件と使用
合金成分限定の理由について説明する。
第１図は、最終焼鈍における加熱温度と保持時間がＳＲ
処理後の耐ＳＣＣ性に及ぼす影響を示す図表である。
処理後の耐ＳＣＣ性に及ぼす影響を示す図表である。
これは実験により得られたものであるが、実験は基本的
には後述の実施例に示す方法に則つた。実験に用いた合
金は、後述の第１表の成分をもつものであり、冷間加工
度としては羽％とした。図中０Δ口◇：割れ深さ０．０
５７ｖｎ未満、●Ａ？◆：同じく０．０５Ｗｒ！ｎ以上
、を各々示し、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅの各点を結んで囲ん
だところが本発明範囲である。加熱温度が８００℃をこ
えると、Ｃ固溶度が高すぎて焼鈍による炭化物の析出が
不十分となり、その後のＳＲ処理での析出量が増し粒界
への連続析出による鋭敏化を通して耐ＳＣＣ性が劣化す
る。他方、６７５℃を下廻ると、いくら長時間保持ても
焼鈍本来の目的てある再結晶が十分達成されない。保持
時間については、０．５時間未満では、８００℃未満の
加熱温度の場合は再結晶が十分進展し得ないととも、Ｃ
ｒカーバイド析出によるＣｒ欠乏層の回復が不足しＳＲ
処理後において耐ＳＣＣ性が低下する。１００時間をこ
えると、経済性の面で不利が大きい。
には後述の実施例に示す方法に則つた。実験に用いた合
金は、後述の第１表の成分をもつものであり、冷間加工
度としては羽％とした。図中０Δ口◇：割れ深さ０．０
５７ｖｎ未満、●Ａ？◆：同じく０．０５Ｗｒ！ｎ以上
、を各々示し、Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｄ，Ｅの各点を結んで囲ん
だところが本発明範囲である。加熱温度が８００℃をこ
えると、Ｃ固溶度が高すぎて焼鈍による炭化物の析出が
不十分となり、その後のＳＲ処理での析出量が増し粒界
への連続析出による鋭敏化を通して耐ＳＣＣ性が劣化す
る。他方、６７５℃を下廻ると、いくら長時間保持ても
焼鈍本来の目的てある再結晶が十分達成されない。保持
時間については、０．５時間未満では、８００℃未満の
加熱温度の場合は再結晶が十分進展し得ないととも、Ｃ
ｒカーバイド析出によるＣｒ欠乏層の回復が不足しＳＲ
処理後において耐ＳＣＣ性が低下する。１００時間をこ
えると、経済性の面で不利が大きい。
更に、加熱温度６７５〜８００℃、保持時間０．５〜１
０ＣＪＩｆｆ間を満たしても、図中Ｂ点（イ）．峙間、
７５０℃）とＣ点（１０時間、６７５℃）を結ふ直線０
の下の領域では、再結晶、Ｃｒ欠乏層の回復がともに不
足する。第２図は、上記焼鈍前の冷間加工率と合金中Ｃ
量の溶接＋ＳＲ処理後の酵℃Ｃ性に対する影響を示す図
である。
０ＣＪＩｆｆ間を満たしても、図中Ｂ点（イ）．峙間、
７５０℃）とＣ点（１０時間、６７５℃）を結ふ直線０
の下の領域では、再結晶、Ｃｒ欠乏層の回復がともに不
足する。第２図は、上記焼鈍前の冷間加工率と合金中Ｃ
量の溶接＋ＳＲ処理後の酵℃Ｃ性に対する影響を示す図
である。
この結果を得た実験も、前記同様基本的には後述の実施
例と同じ方法によつたもので、最終焼鈍は８００℃×１
０ｈ１使用合金は第１図の場合と同様である。図中、実
線にて囲んだところが本発明範囲を示す。記号の表わす
意味は、第１図と同じである。冷間加工率は、３８％未
満では十分な量のスリップバンドが確保し得ず、焼鈍時
炭化物が粒内に分散した析出状態が得られないとともに
Ｃｒ欠乏層の回復促進の効果が不足して、前記の如き低
温で比較的短時間の焼鈍ではＣｒ欠乏層の回復が望めな
いため、溶接＋ＳＲ処理後は云うに及ばず焼鈍後の段階
ですでに鋭敏化の懸念がある。冷間加工率が詔％以上て
も、合金中Ｃ量が多すぎるときは、溶接＋ＳＲ処理後良
好な耐ＳＣＣ性が期待できない。一般にＣ量が多に程、
焼鈍によつて多量の炭化物が得られ易いが、反面、前記
冷間加工＋焼鈍によつて析出した炭化物が溶接を受けて
再度溶け、ＳＲ処理によつて再析出する炭化物の量が増
し、Ｃｒカーバイドの析出による粒界近傍でのＣｒ欠乏
が回避し難くなる。鋭敏化の原因になるこの粒界近傍で
のＣｒ欠乏を防ぐためには、Ｃ量０．０４％以下が必要
である。次に、本発明対象合金の成分限定（Ｃを除く）
について記す。Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ：何れも脱酸元素であ
り、各下限値以下では効果がなく、また同じく上限値を
こえると、効果が飽和する許りか、合金の清浄度の劣化
を来たす。
例と同じ方法によつたもので、最終焼鈍は８００℃×１
０ｈ１使用合金は第１図の場合と同様である。図中、実
線にて囲んだところが本発明範囲を示す。記号の表わす
意味は、第１図と同じである。冷間加工率は、３８％未
満では十分な量のスリップバンドが確保し得ず、焼鈍時
炭化物が粒内に分散した析出状態が得られないとともに
Ｃｒ欠乏層の回復促進の効果が不足して、前記の如き低
温で比較的短時間の焼鈍ではＣｒ欠乏層の回復が望めな
いため、溶接＋ＳＲ処理後は云うに及ばず焼鈍後の段階
ですでに鋭敏化の懸念がある。冷間加工率が詔％以上て
も、合金中Ｃ量が多すぎるときは、溶接＋ＳＲ処理後良
好な耐ＳＣＣ性が期待できない。一般にＣ量が多に程、
焼鈍によつて多量の炭化物が得られ易いが、反面、前記
冷間加工＋焼鈍によつて析出した炭化物が溶接を受けて
再度溶け、ＳＲ処理によつて再析出する炭化物の量が増
し、Ｃｒカーバイドの析出による粒界近傍でのＣｒ欠乏
が回避し難くなる。鋭敏化の原因になるこの粒界近傍で
のＣｒ欠乏を防ぐためには、Ｃ量０．０４％以下が必要
である。次に、本発明対象合金の成分限定（Ｃを除く）
について記す。Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ：何れも脱酸元素であ
り、各下限値以下では効果がなく、また同じく上限値を
こえると、効果が飽和する許りか、合金の清浄度の劣化
を来たす。
Ｎｉ：耐食性向上の効果著しく、Ｃ１−を含む高温水中
およびアルカリ溶液（ＮａＯＦＩ）環境下でのＳＣＣに
対する抵抗性を改善する基幹元素であり、５０％以上の
含有できわめて高い耐食性が期待できる。
およびアルカリ溶液（ＮａＯＦＩ）環境下でのＳＣＣに
対する抵抗性を改善する基幹元素であり、５０％以上の
含有できわめて高い耐食性が期待できる。
一方８０％をこえるとその効果は飽和し、添加できるＣ
ｒ量が制限を受けるので、８０％以下とした。Ｃｒ：Ｎ
ｉ同様、耐食性向上に必須の元素である。
ｒ量が制限を受けるので、８０％以下とした。Ｃｒ：Ｎ
ｉ同様、耐食性向上に必須の元素である。
１５％未満では効果が不足し、他方３５％をこえ”ると
熱間加工性の劣化が著しい。
熱間加工性の劣化が著しい。
Ｔｉ：炭化物形成元素であり、鋭敏化処理によつてＣを
ＴｉＣとして固定するため、有害なＣｒカーバイドの析
出抑制に有効てある。
ＴｉＣとして固定するため、有害なＣｒカーバイドの析
出抑制に有効てある。
０．２％未満てはその効果が十分には期待できず、１．
０％を上廻ると合金清浄度の点で問題となる。
０％を上廻ると合金清浄度の点で問題となる。
合金成分中、Ｃ，Ｃｒが比較的低い合金の場合は、特に
Ｔｉを添加する必要はない。ＭＯ，Ｗ：これらは不働態
皮膜の強化に有効な成分であり、その添加は耐食性改善
をもたらす、・とくに、濃化Ｃ卜によるＳＣＣの発生を
遅延させるのに効果的であるが、何れも０．５％以上添
加しないとこのような効果の発現はみられず、２．０％
をこえると合金の清浄度の悪化を惹起する。
Ｔｉを添加する必要はない。ＭＯ，Ｗ：これらは不働態
皮膜の強化に有効な成分であり、その添加は耐食性改善
をもたらす、・とくに、濃化Ｃ卜によるＳＣＣの発生を
遅延させるのに効果的であるが、何れも０．５％以上添
加しないとこのような効果の発現はみられず、２．０％
をこえると合金の清浄度の悪化を惹起する。
Ｐ，Ｓ：何れも不純物成分であつて、Ｐは０．０３０％
を、Ｓは０．００５％をこえると熱間加工性を害する。
を、Ｓは０．００５％をこえると熱間加工性を害する。
次に、本発明の実施例について説明する。
第１表に示す（４）〜（Ｌ）の各成分をもつ合金を３０
ｋｇ真空溶製し、鍛伸、軟化処理後、第２表に示す各条
件にて冷間加工、最終焼鈍を施した。
ｋｇ真空溶製し、鍛伸、軟化処理後、第２表に示す各条
件にて冷間加工、最終焼鈍を施した。
その後更に、５５０℃、２Ｃ＠間の低温熱処理（ＳＲ処
理に相当）を施し、またはＴＩＧ溶接（ナメ付、６０Ａ
１フエラーなし）を行なつてからＳＲ処理として上記同
様の低温熱処理を施し、これらの材料から２順厚×１０
ｍ巾×７５ｗｍ長の試験片を２枚ずつ採取した。この２
枚の試験片を重ね合せてＵ字型に曲げ、これをさらに５
ＴｎＩｎ拘束して、いわゆる二重Ｕ字曲げ試験片となし
、これを３ｅのオートクレーブに貯めた、３００ｐｐｍ
Ｃ１−を含有する非脱気３００℃の高温水中に１００時
間浸漬した。試験後、Ｕ字型の内側の試験片について断
面の割れ深さを調査した。結果をまとめて第２表１〜■
に示す。第２表１及び■，■において、冷延加工度、焼
鈍条件が本発明範囲内のもの（１）〜（５４）は、ＳＣ
Ｃの最大深さが低温熱処理材、溶接＋ＳＲ処理材の何れ
の状態ででも０．０３Ｔｍ以下というきわめて小さな値
を示した。
理に相当）を施し、またはＴＩＧ溶接（ナメ付、６０Ａ
１フエラーなし）を行なつてからＳＲ処理として上記同
様の低温熱処理を施し、これらの材料から２順厚×１０
ｍ巾×７５ｗｍ長の試験片を２枚ずつ採取した。この２
枚の試験片を重ね合せてＵ字型に曲げ、これをさらに５
ＴｎＩｎ拘束して、いわゆる二重Ｕ字曲げ試験片となし
、これを３ｅのオートクレーブに貯めた、３００ｐｐｍ
Ｃ１−を含有する非脱気３００℃の高温水中に１００時
間浸漬した。試験後、Ｕ字型の内側の試験片について断
面の割れ深さを調査した。結果をまとめて第２表１〜■
に示す。第２表１及び■，■において、冷延加工度、焼
鈍条件が本発明範囲内のもの（１）〜（５４）は、ＳＣ
Ｃの最大深さが低温熱処理材、溶接＋ＳＲ処理材の何れ
の状態ででも０．０３Ｔｍ以下というきわめて小さな値
を示した。
これに対し、比較例では、（５５）〜（８２）は焼鈍条
件が本発明範囲外のため低温熱処理材でのＳＣＣが本発
明例より格段に大きく、また（７５）〜（８２）は冷延
加工度が本発明範囲を下廻るため、溶接＋ＳＲ処理材の
耐ＳＣＣ性が著しく劣つている。更に（５５）〜（５８
）は合金中のＣ量が高すぎて、溶接＋ＳＲ処理材のＳＣ
Ｃが悪くなつている。因みに、常法によつて製造した従
来例（８３）〜（８４）より、例え合金中Ｃ量を低くし
ても、低温熱処理材、溶接＋ＳＲ処理材の耐．５ＣＣ性
は殆んど改善されないことが判る。以上の説明から明ら
かなように本発明の製造方法によれば、耐応力腐食割れ
性にすぐれる３０％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系合金のその本来
の特性を備えしかもその特性が成品段階のみならず、そ
の後溶接または更にＳＲ処理の影響を受けた場合も良好
なまた維持される合金成品を得ることができ、したがつ
て本発明は溶接組立される耐食機器に６０％Ｎ１一３０
％Ｃｒ合金のすぐれた耐食性能をそのまま生かすことを
可能にするという意味で、きわめて利用価値の高い発明
ということができる。
件が本発明範囲外のため低温熱処理材でのＳＣＣが本発
明例より格段に大きく、また（７５）〜（８２）は冷延
加工度が本発明範囲を下廻るため、溶接＋ＳＲ処理材の
耐ＳＣＣ性が著しく劣つている。更に（５５）〜（５８
）は合金中のＣ量が高すぎて、溶接＋ＳＲ処理材のＳＣ
Ｃが悪くなつている。因みに、常法によつて製造した従
来例（８３）〜（８４）より、例え合金中Ｃ量を低くし
ても、低温熱処理材、溶接＋ＳＲ処理材の耐．５ＣＣ性
は殆んど改善されないことが判る。以上の説明から明ら
かなように本発明の製造方法によれば、耐応力腐食割れ
性にすぐれる３０％Ｃｒ−６０％Ｎｉ系合金のその本来
の特性を備えしかもその特性が成品段階のみならず、そ
の後溶接または更にＳＲ処理の影響を受けた場合も良好
なまた維持される合金成品を得ることができ、したがつ
て本発明は溶接組立される耐食機器に６０％Ｎ１一３０
％Ｃｒ合金のすぐれた耐食性能をそのまま生かすことを
可能にするという意味で、きわめて利用価値の高い発明
ということができる。
第１図は６０％Ｎ１−３０％Ｃｒ合金の最終焼鈍の加熱
温度と保持時間力δＲ処理後の耐ＳＣＣ性に及ぼす影響
を示す図、第２図は同じく冷延加工度と合金中Ｃ量の溶
接＋ＳＲ処理後の耐ＳＣＣ性に対する影響を表わす図で
ある。
温度と保持時間力δＲ処理後の耐ＳＣＣ性に及ぼす影響
を示す図、第２図は同じく冷延加工度と合金中Ｃ量の溶
接＋ＳＲ処理後の耐ＳＣＣ性に対する影響を表わす図で
ある。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ０．０４％以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ１．０
％以下、Ｐ０．０３％以下、Ｓ０．００５％以下、Ｎｉ
５０％〜８０％、Ｃｒ１５〜３５％、Ａｌ０．５０％以
下で、Ｍｏ０．５〜２．０％、Ｗ０．５〜２．０％の一
方または双方を含有し、残部は実質的にＦｅからなる合
金を、熱間加工後、加工率３８％以上で冷間圧延し、引
き続き添付図面の第１図に示すＡ（０．５、８００）、
Ｂ（０．５、７５０）、Ｃ（１０、６７５）、Ｄ（１０
０、６７５）、Ｅ（１００、８００）の５点を結ぶ直線
で囲まれる範囲内で、かつ８００℃を含まない加熱温度
及び保持時間で最終焼鈍を行うことを特徴とする耐応力
腐食割れ性にすぐれたニッケル基高クロム合金の製造方
法。 ２ Ｃ０．０４％以下、Ｓｉ１．０％以下、Ｍｎ１．０
％以下、Ｐ０．０３％以下、Ｓ０．００５％以下、Ｎｉ
５０〜８０％、Ｃｒ１５〜３５％、Ａｌ０．５０％以下
、Ｔｉ０．２〜１．０％を含み、更にＭｏ０．５〜２．
０％、Ｗ０．５〜２．０％の一方または双方を含有し残
部は実質的にＦｅからなる合金を、熱間加工後、加工率
３８％以上で冷間圧延し、引き続き添付図面の第１図に
示すＡ（０．５、８００）、Ｂ（０．５、７５０）、Ｃ
（１０、６７５）、Ｄ（１００、６７５）、Ｅ（１００
、８００）の５点を結ぶ直線で囲まれる範囲内で、かつ
８００℃を含まない加熱温る耐応力腐食割れ性にすぐれ
たニッケル基高クロム合金の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16601881A JPS6053108B2 (ja) | 1981-10-16 | 1981-10-16 | 耐応力腐食割れ性にすぐれたニツケル基高クロム合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP16601881A JPS6053108B2 (ja) | 1981-10-16 | 1981-10-16 | 耐応力腐食割れ性にすぐれたニツケル基高クロム合金の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5867854A JPS5867854A (ja) | 1983-04-22 |
| JPS6053108B2 true JPS6053108B2 (ja) | 1985-11-22 |
Family
ID=15823384
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16601881A Expired JPS6053108B2 (ja) | 1981-10-16 | 1981-10-16 | 耐応力腐食割れ性にすぐれたニツケル基高クロム合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6053108B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10550451B2 (en) | 2015-06-26 | 2020-02-04 | Nippon Steel Corporation | Ni-based alloy pipe or tube for nuclear power |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6050134A (ja) * | 1983-08-29 | 1985-03-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 伝熱管用合金およびその製造方法 |
| JPS59229457A (ja) * | 1983-06-13 | 1984-12-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基高Ｃｒ合金 |
| JPS59211545A (ja) * | 1983-05-18 | 1984-11-30 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐応力腐食割れ性の優れたニツケル基合金 |
| JPS60100655A (ja) * | 1983-11-04 | 1985-06-04 | Mitsubishi Metal Corp | 耐応力腐食割れ性のすぐれた高Ｃｒ含有Νｉ基合金部材の製造法 |
| JPS60100640A (ja) * | 1983-11-07 | 1985-06-04 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐熱耐食性の優れた高クロム合金 |
| JP3976003B2 (ja) | 2002-12-25 | 2007-09-12 | 住友金属工業株式会社 | ニッケル基合金およびその製造方法 |
| JP4433230B2 (ja) | 2008-05-22 | 2010-03-17 | 住友金属工業株式会社 | 原子力用高強度Ｎｉ基合金管及びその製造方法 |
| CN112813369B (zh) * | 2020-12-31 | 2022-04-12 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 一种高强高弹高塑性镍基高温合金带材及其制备工艺 |
-
1981
- 1981-10-16 JP JP16601881A patent/JPS6053108B2/ja not_active Expired
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US10550451B2 (en) | 2015-06-26 | 2020-02-04 | Nippon Steel Corporation | Ni-based alloy pipe or tube for nuclear power |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5867854A (ja) | 1983-04-22 |
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