JPS62158846A - 靭性の優れた高耐食性Ｎｉ基合金 - Google Patents
靭性の優れた高耐食性Ｎｉ基合金Info
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- JPS62158846A JPS62158846A JP120186A JP120186A JPS62158846A JP S62158846 A JPS62158846 A JP S62158846A JP 120186 A JP120186 A JP 120186A JP 120186 A JP120186 A JP 120186A JP S62158846 A JPS62158846 A JP S62158846A
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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】
〔産業上の利用分野〕
この発明は、腐食環境下、特に従来から注目されていた
所謂サワーガス環境（Ｈ２Ｓ−Ｃｏ。−（Ｊ−環境）よ
りも更に腐食性が苛酷な、イオウ（Ｓ）がＦｅＳやＮｉ
Ｓ等の硫化物としてではなく単体として混入するサワー
ガス環境下においても良好な耐応力腐食割れ性及び耐水
素割れ性を有する。１靭性に優れた油井管用高強度Ｎｉ
基合金に関するものである。
所謂サワーガス環境（Ｈ２Ｓ−Ｃｏ。−（Ｊ−環境）よ
りも更に腐食性が苛酷な、イオウ（Ｓ）がＦｅＳやＮｉ
Ｓ等の硫化物としてではなく単体として混入するサワー
ガス環境下においても良好な耐応力腐食割れ性及び耐水
素割れ性を有する。１靭性に優れた油井管用高強度Ｎｉ
基合金に関するものである。
〔従来技術並びにその間１点〕
近年のエネルギー事情は、油井の深井戸化やサワーガス
環境下での掘井が余儀なくされるところまできており、
高価ではあるが、上記苛酷な環境に十分１討えられるよ
うな油井管用高強度・高１討性Ｎｉ基合金が開発され、
適用されるようになってきた（例えば、特開昭５４−１
０７８２８号公報や特開昭５４−１２７８３１号公報参
照）。
環境下での掘井が余儀なくされるところまできており、
高価ではあるが、上記苛酷な環境に十分１討えられるよ
うな油井管用高強度・高１討性Ｎｉ基合金が開発され、
適用されるようになってきた（例えば、特開昭５４−１
０７８２８号公報や特開昭５４−１２７８３１号公報参
照）。
ところが、最近の油井情報によれば、腐食性が苛酷であ
るとされてきた上記サワーガス環境とは別に、該サワー
ガス環境に更にイオウ（Ｓ）が単体として混入している
環境が見出され、このような環境においては、これまで
に提案された如き耐サワーガス用Ｎｉ基合金なもってし
ても耐食性の点で十分に満足できるものでないことが明
らかとなった。
るとされてきた上記サワーガス環境とは別に、該サワー
ガス環境に更にイオウ（Ｓ）が単体として混入している
環境が見出され、このような環境においては、これまで
に提案された如き耐サワーガス用Ｎｉ基合金なもってし
ても耐食性の点で十分に満足できるものでないことが明
らかとなった。
この点について更に詳述すると、先にも説明した如く、
近年の新しい油井やガス井では油や天然ガスのほか、水
や塩類（ＣＪ、Ｂｒ−等）と−緒にＨ２ＳやＣＯ８等の
腐食性ガスの混在した環境が多くなる傾向にあったが、
地上にて実施されるこれら環境成分の分析結果によると
、最近、上記腐食性ガスや、水、塩類等にまじってイオ
ウ（Ｓ）が単体（ＦｅＳやＮｉＳ等の硫化物形態をとっ
ていない）で認められるような新たな環境に属する油井
の存在も確認されるようになったのである。このような
環境に存在するイオウ（Ｓ）は、地中深くにおいてＨ２
Ｓｘ ：＝’ Ｈ２Ｓ＋５ｘ１ なる式で示される如く、ポリサルファイド（Ｈ２Ｓｘ）
になるとも、Ｓ単体のまま存在するとも言われているが
、温度や圧力（％にＨ２Ｓ分圧）の状態によっては。
近年の新しい油井やガス井では油や天然ガスのほか、水
や塩類（ＣＪ、Ｂｒ−等）と−緒にＨ２ＳやＣＯ８等の
腐食性ガスの混在した環境が多くなる傾向にあったが、
地上にて実施されるこれら環境成分の分析結果によると
、最近、上記腐食性ガスや、水、塩類等にまじってイオ
ウ（Ｓ）が単体（ＦｅＳやＮｉＳ等の硫化物形態をとっ
ていない）で認められるような新たな環境に属する油井
の存在も確認されるようになったのである。このような
環境に存在するイオウ（Ｓ）は、地中深くにおいてＨ２
Ｓｘ ：＝’ Ｈ２Ｓ＋５ｘ１ なる式で示される如く、ポリサルファイド（Ｈ２Ｓｘ）
になるとも、Ｓ単体のまま存在するとも言われているが
、温度や圧力（％にＨ２Ｓ分圧）の状態によっては。
４Ｓ＋４Ｈ２０＝３Ｈ２Ｓ＋Ｈ２ＳＯ４なる式の如くに
Ｓ或いはＨ２ＳＯ４等の形態となっていることも否定で
きない。
Ｓ或いはＨ２ＳＯ４等の形態となっていることも否定で
きない。
このうち、Ｈ２ＳｘはＨ２Ｓガスのりザーバ−（貯蔵役
）としてＨ２Ｓ濃度を増大させる働きがあり、一方、Ｈ
２ＳＯ４はｐＨを低下させる働きがある。
）としてＨ２Ｓ濃度を増大させる働きがあり、一方、Ｈ
２ＳＯ４はｐＨを低下させる働きがある。
ところで、これらの現象を確認するため、本発明者等も
Ｈ２Ｓ −Ｃｏ２− Ｃ１−環境下とＨ２Ｓ−ＣＯ２−
Ｃ１−−８環境下でのＮｉ基合金（含オーステナイト系
合金）に及ぼす耐食性の差異に関する調査実験を行った
が、その結果、イオウ（Ｓ）添加の有無によってＮｉ基
合金の耐食性に及ぼす影響が異なり、イオウ（Ｓ）の存
在がＮｉ基合金の耐食性を著しく劣化すると言う事実の
確認はなされたが、イオウ（Ｓ）が共存した場合を腐食
機構については明断な解明がなされず、大別して ■ Ｈ２Ｓｘ←Ｈ２’Ｓのリザーバー説式「Ｈ２Ｓ＋５
ｘ−１＝Ｈ２Ｓｘ」に従ってポリサルファイド（Ｈ２Ｓ
ｘ）が高温環境で発生し、Ｈ２Ｓのリザーバーとして働
くので、Ｈ２Ｓｘが材料に接すると高Ｈ２Ｓ環境と同様
の作用をする。
Ｈ２Ｓ −Ｃｏ２− Ｃ１−環境下とＨ２Ｓ−ＣＯ２−
Ｃ１−−８環境下でのＮｉ基合金（含オーステナイト系
合金）に及ぼす耐食性の差異に関する調査実験を行った
が、その結果、イオウ（Ｓ）添加の有無によってＮｉ基
合金の耐食性に及ぼす影響が異なり、イオウ（Ｓ）の存
在がＮｉ基合金の耐食性を著しく劣化すると言う事実の
確認はなされたが、イオウ（Ｓ）が共存した場合を腐食
機構については明断な解明がなされず、大別して ■ Ｈ２Ｓｘ←Ｈ２’Ｓのリザーバー説式「Ｈ２Ｓ＋５
ｘ−１＝Ｈ２Ｓｘ」に従ってポリサルファイド（Ｈ２Ｓ
ｘ）が高温環境で発生し、Ｈ２Ｓのリザーバーとして働
くので、Ｈ２Ｓｘが材料に接すると高Ｈ２Ｓ環境と同様
の作用をする。
■ Ｈ２ＳＯ４による低ｐＨ化説
Ｈ２Ｓが存在しない単体Ｓのみの環境下でも、水があれ
ば「４Ｓ＋４Ｈ２０＝３Ｈ２Ｓ＋Ｈ２ＳＯ４」なる式に
従ってＨ２Ｓが発生すると同時にＨ２ＳＯ４も生成され
、これがＤＨを低下させる。
ば「４Ｓ＋４Ｈ２０＝３Ｈ２Ｓ＋Ｈ２ＳＯ４」なる式に
従ってＨ２Ｓが発生すると同時にＨ２ＳＯ４も生成され
、これがＤＨを低下させる。
と言う２つの説のいずれかが有力であるとの推測の域を
脱することはできなかった。
脱することはできなかった。
本発明者等は、上述のような観点から、通常のサワーガ
ス環境（Ｈ２Ｓ−Ｃｏ□−ＣＪ−環境）のみならず、こ
れにイオウ（Ｓ）が単体で混入している環境においても
十分に満足し得る耐食性を有した。
ス環境（Ｈ２Ｓ−Ｃｏ□−ＣＪ−環境）のみならず、こ
れにイオウ（Ｓ）が単体で混入している環境においても
十分に満足し得る耐食性を有した。
靭性の良好な高強度合金を提供すべく研究を続けた結果
、以下に示される知見を得るに至ったのである。即ち。
、以下に示される知見を得るに至ったのである。即ち。
（ａ） サワーガス環境に更にイオウ（Ｓ）の単体が
混入する環境においては１間違いな〈従来のサワーガス
環境におけるＮｉ基合金の腐食機構と異なりた腐食形態
が存在し、単体Ｓは温度及び圧力（特にＨ２Ｓ分圧）に
依存してｒ Ｓｘ−、＋ Ｈ２Ｓ 、：： Ｈ２ＳｘＪ
の反応に従い３態（Ｓｘ、 、 Ｈ２Ｓ及びＨ２Ｓｘ）
に変化することとなり、Ｓ、、として遊離したイオウ（
Ｓ）若しくはＨ２Ｓｘ が存在すると、これが油井管部
材に局所的に付着し、その部分において著しい孔食が発
生し、応力腐食割れを引き起すこと、（ｂｌ 従来の
サワーガス環境においては上記反応式に示されるような
イオウ（Ｓ）の形♂煕がほとんど認められず、従ってＳ
ｘ−、或いはＨ２Ｓｘによる特異な腐食形態は生じない
が、イオウ（Ｓ）の単体が混入するサワーガス環境で上
記のような特異な腐食形態が起きる理由は、このような
環境中においては「４Ｓ＋４Ｈ２０＝３Ｈ２Ｓ＋Ｈ２Ｓ
Ｏ４」なる反応もなされて、Ｈ２Ｓが発生すると同時に
Ｈ２ＳＯ４も生じることとなり、該環境のｐＨを低下さ
せるためと考えられること、 （ｃ） このような特異な腐食形態を呈する環境にお
いて油井管用材料に十分な腐食性を発揮させるためには
、従来の耐サワーガス用Ｎｉ基合金において形成される
耐食性皮膜よりも更に強硬で、かつ修復性の良好な保護
皮膜を形成させることが不可欠であり、一方では、合金
部材の耐破壊特性（靭性等）を向上させて孔食の進展を
阻止し、５力腐食割れを未然に防ぐ平文て？講じる必要
があること、 （ｄｉ サワーガス環境における従来のＮｉ基基油骨
管用材料保護皮膜強度やその修復能は、概ねＣｒ。
混入する環境においては１間違いな〈従来のサワーガス
環境におけるＮｉ基合金の腐食機構と異なりた腐食形態
が存在し、単体Ｓは温度及び圧力（特にＨ２Ｓ分圧）に
依存してｒ Ｓｘ−、＋ Ｈ２Ｓ 、：： Ｈ２ＳｘＪ
の反応に従い３態（Ｓｘ、 、 Ｈ２Ｓ及びＨ２Ｓｘ）
に変化することとなり、Ｓ、、として遊離したイオウ（
Ｓ）若しくはＨ２Ｓｘ が存在すると、これが油井管部
材に局所的に付着し、その部分において著しい孔食が発
生し、応力腐食割れを引き起すこと、（ｂｌ 従来の
サワーガス環境においては上記反応式に示されるような
イオウ（Ｓ）の形♂煕がほとんど認められず、従ってＳ
ｘ−、或いはＨ２Ｓｘによる特異な腐食形態は生じない
が、イオウ（Ｓ）の単体が混入するサワーガス環境で上
記のような特異な腐食形態が起きる理由は、このような
環境中においては「４Ｓ＋４Ｈ２０＝３Ｈ２Ｓ＋Ｈ２Ｓ
Ｏ４」なる反応もなされて、Ｈ２Ｓが発生すると同時に
Ｈ２ＳＯ４も生じることとなり、該環境のｐＨを低下さ
せるためと考えられること、 （ｃ） このような特異な腐食形態を呈する環境にお
いて油井管用材料に十分な腐食性を発揮させるためには
、従来の耐サワーガス用Ｎｉ基合金において形成される
耐食性皮膜よりも更に強硬で、かつ修復性の良好な保護
皮膜を形成させることが不可欠であり、一方では、合金
部材の耐破壊特性（靭性等）を向上させて孔食の進展を
阻止し、５力腐食割れを未然に防ぐ平文て？講じる必要
があること、 （ｄｉ サワーガス環境における従来のＮｉ基基油骨
管用材料保護皮膜強度やその修復能は、概ねＣｒ。
Ｍｏ、Ｗの含有量に比例して向上するが、単体Ｓを含む
環境では、これらに加えてＣｕの役割が極めて重要であ
り、０．３０％（以下、成分割合を示す％は重量％とす
る）以上のＣｕを含有させた上で、環境温度が２５０℃
以下の場合には Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）≧１４０を確
保し、また環境温度がより高い３００℃以下の場合には Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）≧１８０を確
保しなげれば、十分に強硬でしかも修復性の良好な保護
皮膜が形成されないこと、 （ｅｌ 更に、前記（Ｃ）項でも述べたように１％異
な腐食形態な緩和し合金部材の耐食性を向上させるには
保護皮膜強化策のみでは不十分であり、孔食の進展を阻
止する内質的改善が不可欠であるが、このためには前記
＜ｄ１項で示した成分調整に加えてＮｂの添加をも実施
し、これらによってＭｏ −Ｗ −Ｃｒ−Ｃ系炭化物の
析出及びそのクラスター化を抑制することが極め℃有効
である。
環境では、これらに加えてＣｕの役割が極めて重要であ
り、０．３０％（以下、成分割合を示す％は重量％とす
る）以上のＣｕを含有させた上で、環境温度が２５０℃
以下の場合には Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）≧１４０を確
保し、また環境温度がより高い３００℃以下の場合には Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）≧１８０を確
保しなげれば、十分に強硬でしかも修復性の良好な保護
皮膜が形成されないこと、 （ｅｌ 更に、前記（Ｃ）項でも述べたように１％異
な腐食形態な緩和し合金部材の耐食性を向上させるには
保護皮膜強化策のみでは不十分であり、孔食の進展を阻
止する内質的改善が不可欠であるが、このためには前記
＜ｄ１項で示した成分調整に加えてＮｂの添加をも実施
し、これらによってＭｏ −Ｗ −Ｃｒ−Ｃ系炭化物の
析出及びそのクラスター化を抑制することが極め℃有効
である。
しかしながら、これらの方策に加えて１通常脱酸剤とし
て添加される元素であるＳｉの含有量を翫力（多くとも
０．０５０％まで）低減し、かつｋｉｎｉ有量を特定範
囲に調整すると、合金の凝固時におけるミクロ偏析や金
属間化合物の析出が激減する上、炭・窒化物等の粒界部
への２次析出も抑制されて粒界強度が高まり、この結果
、合金の靭性、加工性並びに耐食性がより一層向上する
こと。
て添加される元素であるＳｉの含有量を翫力（多くとも
０．０５０％まで）低減し、かつｋｉｎｉ有量を特定範
囲に調整すると、合金の凝固時におけるミクロ偏析や金
属間化合物の析出が激減する上、炭・窒化物等の粒界部
への２次析出も抑制されて粒界強度が高まり、この結果
、合金の靭性、加工性並びに耐食性がより一層向上する
こと。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、
Ｎｉ基合金を、
Ｃ：０．１０％以下、 Ｓｉ：０．０５０％以下。
Ｍｎ ： ０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０３０％以
下。
下。
ｓ：ｏ、ｏｏｓｏ％以下、 Ｎｉ ： ４５〜６０％。
Ｃｒ：１５〜３０％。
Ｍｏ及びＷのＴａ以上：
Ｍｏは１６％未満、Ｗは５．０％以下であって、かつ
なｉＩＶ足する量、
Ｃｕ ： ０．３０〜３．０％、 Ｔｉ：０．０５０
％以下。
％以下。
Ｎｂ ： ０．３０〜３．０％、 Ａｌ：１．０％以
下。
下。
Ｎ：０．０５０％以下
を含有し、必要により、更に
Ｃｏ ： ５．０％以下。
Ｖ、 Ｔａ、 Ｚｒ及びＨｆの１２！Ｊ１以上：各々１
．０％以下。
．０％以下。
希土類元素二０１０％以下。
Ｍｇ：０．１０％以下。
Ｃａ ： ０．１０％以下。
Ｙ：０．２０％以下
のうちの１種以上をも含み、
Ｆｅ及び他の不可超的不純物：残り
から成るとともに、
Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）≧１４０なる
式を満足する成分組成に構成することにより、優れた靭
性と高強度とを備えしめるとともに、最近見出された油
井やガス井における如き、イオウ（Ｓ）を単体として含
むところの２５０℃以下程度のサワーガス環境下におい
ても極めて優れた耐応力腐食割れ性及び耐水素割れ性を
発揮せしめるようにした点 に特徴を有するものである。
式を満足する成分組成に構成することにより、優れた靭
性と高強度とを備えしめるとともに、最近見出された油
井やガス井における如き、イオウ（Ｓ）を単体として含
むところの２５０℃以下程度のサワーガス環境下におい
ても極めて優れた耐応力腐食割れ性及び耐水素割れ性を
発揮せしめるようにした点 に特徴を有するものである。
次いで、この発明において、Ｎｉ基合金の成分、組成を
前述のよ５に数値限定した理由？説明する。
前述のよ５に数値限定した理由？説明する。
ア） Ｃ
合金中のＣ含有量が０．１０％を超えるとＭ６Ｃタイプ
の炭化物量（但し、ＭはＭｏ、 Ｎｉ 、 Ｃｒ、 Ｗ
等である）が著しく増加し、合金の延性並びに靭性を劣
化することから、Ｃ含有量は０．１０％以下と定めた。
の炭化物量（但し、ＭはＭｏ、 Ｎｉ 、 Ｃｒ、 Ｗ
等である）が著しく増加し、合金の延性並びに靭性を劣
化することから、Ｃ含有量は０．１０％以下と定めた。
なお、好ましくはＣ含有量を０．０２０％以下にまで低
減することが推奨されるが、特にその含有量を０．０１
０％以下に抑制すると延性、靭性並びに耐食性はより一
層顕著に改善される。
減することが推奨されるが、特にその含有量を０．０１
０％以下に抑制すると延性、靭性並びに耐食性はより一
層顕著に改善される。
イ）Ｓｉ
Ｓｉは、脱酸剤として有効な元素であるため、この種の
合金には普通に添加される成分であるが、Ｓｉの添加に
よってミクロ偏析の増加や、σ ｐ。
合金には普通に添加される成分であるが、Ｓｉの添加に
よってミクロ偏析の増加や、σ ｐ。
Ｌａｖｅｓ相等の延性−靭性に対して好ましくない金属
間化合物（以下、“ＴＣＰ相”と略称する）が生成しや
すくなる。その上、Ｓｉ含有量が多くなると合金凝固時
のミクロ偏析が助長され、前記Ｍ６Ｃ及びＰ相の形成が
著しく促進される傾向がみられる。このような観点から
は、Ｓｉ含有量は０．３０％以下程度に制限すべきと考
えられるが、このＳｉ含有量を特に０．０５０％以下に
まで低減するとともに、鳩の適を添加実施すると、凝固
時におけるミクロ偏析が飛躍的に改善され、しかも炭・
窒化物等の粒界部への２次析出を抑制して粒界強度な高
めろ効果も加わって１合金の靭性、加工性、耐食性並び
に冷間加工に伴う機械的性質の不均一性が一層顕著に向
上することとなる。そして、これらの効果は、Ｓｉ含有
量が０．０５０％を超える領域では十分でないことから
、Ｓｉ含有量は０．０５０％以下と定めた。
間化合物（以下、“ＴＣＰ相”と略称する）が生成しや
すくなる。その上、Ｓｉ含有量が多くなると合金凝固時
のミクロ偏析が助長され、前記Ｍ６Ｃ及びＰ相の形成が
著しく促進される傾向がみられる。このような観点から
は、Ｓｉ含有量は０．３０％以下程度に制限すべきと考
えられるが、このＳｉ含有量を特に０．０５０％以下に
まで低減するとともに、鳩の適を添加実施すると、凝固
時におけるミクロ偏析が飛躍的に改善され、しかも炭・
窒化物等の粒界部への２次析出を抑制して粒界強度な高
めろ効果も加わって１合金の靭性、加工性、耐食性並び
に冷間加工に伴う機械的性質の不均一性が一層顕著に向
上することとなる。そして、これらの効果は、Ｓｉ含有
量が０．０５０％を超える領域では十分でないことから
、Ｓｉ含有量は０．０５０％以下と定めた。
なお、第１図は、この発明で規定される成分内にてＳｉ
量及び当量のみ変化させた合金な調整し、冷開加工によ
って強度（０，２％耐力）を８５〜９０に９ｆ／−とほ
ぼ一定にしたものについて靭性（０℃における衝撃吸収
エネルギー値）な比較したものであるが、この第１図か
らも、Ｓｉ含有量が０．０５０％以下でかつ鳩舎有量が
０．１０〜１．００％の領域になると優れた靭性を発揮
することがわかる。従って、このよっなＮｉ基合金を油
井管用に適用した場合には、寒冷地における油井の一時
生産停止時の靭性保証が確冥になされることも明らかで
ある。
量及び当量のみ変化させた合金な調整し、冷開加工によ
って強度（０，２％耐力）を８５〜９０に９ｆ／−とほ
ぼ一定にしたものについて靭性（０℃における衝撃吸収
エネルギー値）な比較したものであるが、この第１図か
らも、Ｓｉ含有量が０．０５０％以下でかつ鳩舎有量が
０．１０〜１．００％の領域になると優れた靭性を発揮
することがわかる。従って、このよっなＮｉ基合金を油
井管用に適用した場合には、寒冷地における油井の一時
生産停止時の靭性保証が確冥になされることも明らかで
ある。
また、第２図は、同様にＳｉ量及びＭｎｔを変化させた
Ｎｉ基合金を真壁溶製した後高温引張試験片（６１Ｒ１
Ｌφ）を採取し、ε＝１０ ｓｅｃ の歪速度で試
験な行って高温絞り皐を求め、熱間加工性な比較したグ
ラフであるが、この第２図からも、Ｓｉ含有量が０．０
５０％以下でかつ鳩舎有量が０．１０〜１．００％の領
域の合金が良好な熱間加工性を示すことを確認できろ。
Ｎｉ基合金を真壁溶製した後高温引張試験片（６１Ｒ１
Ｌφ）を採取し、ε＝１０ ｓｅｃ の歪速度で試
験な行って高温絞り皐を求め、熱間加工性な比較したグ
ラフであるが、この第２図からも、Ｓｉ含有量が０．０
５０％以下でかつ鳩舎有量が０．１０〜１．００％の領
域の合金が良好な熱間加工性を示すことを確認できろ。
更に、第３図は、同様にＳｉ量及び当量を変化させたＮ
ｉ基合金を３５銀厚にまで熱間加工後１表面脱スケール
して３１＋ｍ厚とし、その後冷間圧延を飛して得られた
２５ｍ厚の板材について、その肉淳方向の硬度分布を比
較したものであり（なお。
ｉ基合金を３５銀厚にまで熱間加工後１表面脱スケール
して３１＋ｍ厚とし、その後冷間圧延を飛して得られた
２５ｍ厚の板材について、その肉淳方向の硬度分布を比
較したものであり（なお。
板材の“０，２％耐力”は約８５〜９０ ｋｇ ｆ ／
ｍａ程度であった）５次に示す第１表は、この版材のシ
ャルピー衝撃試験での吸収エネルギーの異方性を比較し
たものである。
ｍａ程度であった）５次に示す第１表は、この版材のシ
ャルピー衝撃試験での吸収エネルギーの異方性を比較し
たものである。
この第３図及び第１表からも、Ｓｉ含有量が０、０５０
％以下でかつＭｎ含有量が０．１０〜１．００％の領域
のＮｉ基合金では冷間加工に伴う不均一性の少ないこと
がわかり、厚肉太径材として使用しでも、また極薄材と
して使用しても極めて優れた均一性な確保し得ることが
明らかである。
％以下でかつＭｎ含有量が０．１０〜１．００％の領域
のＮｉ基合金では冷間加工に伴う不均一性の少ないこと
がわかり、厚肉太径材として使用しでも、また極薄材と
して使用しても極めて優れた均一性な確保し得ることが
明らかである。
つ）Ｍｎ
■は、通常、脱硫剤として添加される成分であるが、そ
の含有量が０．１０％を下回っても、また１、００％を
上回っても、極低Ｓｉ化とともに相乗的に醸し出される
前記効果を確保できないばかりか、■含有量が１．００
％な超えた場合にはＴＣＰ相の生成が促進される傾向が
みられることから１ＭｎＭｎ含有量、１０〜１．００％
と定めた。
の含有量が０．１０％を下回っても、また１、００％を
上回っても、極低Ｓｉ化とともに相乗的に醸し出される
前記効果を確保できないばかりか、■含有量が１．００
％な超えた場合にはＴＣＰ相の生成が促進される傾向が
みられることから１ＭｎＭｎ含有量、１０〜１．００％
と定めた。
工） Ｐ、及びＳ
Ｐ及びＳは不可避的に混入してくる不純物であり１合金
中に多量に存在すると粒界偏析により熱間加工性な低下
させ、また耐食性をも劣化させることから、Ｐ含有量は
０．０３０％以下、Ｓ含ｉｔは０．００５０％以下とそ
れぞれ定めた。
中に多量に存在すると粒界偏析により熱間加工性な低下
させ、また耐食性をも劣化させることから、Ｐ含有量は
０．０３０％以下、Ｓ含ｉｔは０．００５０％以下とそ
れぞれ定めた。
しかしながら、Ｓ含有量を特に０．０００７％以下に抑
制すると合金の熱間加工性が飛躍的に向上し、またＰ含
有量を０．００３０％に抑ｉ！ＩＪすることで合金の耐
水素割れ性が著しく改善されるので。
制すると合金の熱間加工性が飛躍的に向上し、またＰ含
有量を０．００３０％に抑ｉ！ＩＪすることで合金の耐
水素割れ性が著しく改善されるので。
好ましくはＰ及びＳの含有量をこのようなレベルにまで
低減するのが良い。
低減するのが良い。
なお、第４図は、この発明で規定される成分内にてＰｔ
のみ変化させた合金を調整し、３０％程度の冷間加工に
よって高強度としたものより、平行部が４０ｍφでＧＬ
（ゲージレンクス）が３゜ｎの試験片を採取し、これに
対して１０気圧でＨ２Ｓを飽和させたところのＨ２Ｓ−
５％Ｎａ Ｃ１溶液（２５℃）中にて５ｍＡ／ｃｎＬの
陰極電流な付加した状態でＩ Ｘ １０−７１／ｓｅｃ
の定歪速度での引張試験を行い、その耐水素割れ性を
評価したものである。
のみ変化させた合金を調整し、３０％程度の冷間加工に
よって高強度としたものより、平行部が４０ｍφでＧＬ
（ゲージレンクス）が３゜ｎの試験片を採取し、これに
対して１０気圧でＨ２Ｓを飽和させたところのＨ２Ｓ−
５％Ｎａ Ｃ１溶液（２５℃）中にて５ｍＡ／ｃｎＬの
陰極電流な付加した状態でＩ Ｘ １０−７１／ｓｅｃ
の定歪速度での引張試験を行い、その耐水素割れ性を
評価したものである。
また、第５図は、この発明で規定される成分内にてＳ量
のみ変化させた合金を調整し、１１５０℃にて高温延性
試験（試験片１０耀φ、歪み速度： １５ｅｃ−１）を
行って熱間加工性に及ぼす影響を示したものである。
のみ変化させた合金を調整し、１１５０℃にて高温延性
試験（試験片１０耀φ、歪み速度： １５ｅｃ−１）を
行って熱間加工性に及ぼす影響を示したものである。
この第４図及び第５図からも、Ｐ及びＳ含有量は、でき
れば極低域にまで低減するのが好ましいことが明らかで
ある。
れば極低域にまで低減するのが好ましいことが明らかで
ある。
オ）Ｎｉ
この発明の合金は、Ｎｉマ） ＩＪラックス固溶強化及
び加工硬化能の良好な元素たるＭｏ 、 Ｃｒ 、 Ｗ
、 Ｎｂ等ｌ￥添加して強化することを基本としている
が、上記元素の多量添加はオーステナイトの不安定化を
招くため、オーステナイト基地を安定化するに足るＮｉ
ｔである４５％をその含有量の下限と定めた。一方、Ｎ
ｉはそれ自身加工硬化能を向上させる元素であるが、６
０％を超えて含有させろと耐水素割れ性が劣化すること
から、Ｎｉ含有量の上限を６０％と定めた。
び加工硬化能の良好な元素たるＭｏ 、 Ｃｒ 、 Ｗ
、 Ｎｂ等ｌ￥添加して強化することを基本としている
が、上記元素の多量添加はオーステナイトの不安定化を
招くため、オーステナイト基地を安定化するに足るＮｉ
ｔである４５％をその含有量の下限と定めた。一方、Ｎ
ｉはそれ自身加工硬化能を向上させる元素であるが、６
０％を超えて含有させろと耐水素割れ性が劣化すること
から、Ｎｉ含有量の上限を６０％と定めた。
力） Ｃｒ
Ｃｒは、Ｍｏと共に合金の耐食性及び強度な向上させろ
成分であるが、この効果は１５％以上の割合で含有させ
ることにより顕著する。一方、３０％を超えてＣｒｔ含
有させると合金の熱間加工性が低下し、更にＴＣＰ相が
生成しやすくなることから、Ｃｒ含有量は１５〜３０％
と定めた。
成分であるが、この効果は１５％以上の割合で含有させ
ることにより顕著する。一方、３０％を超えてＣｒｔ含
有させると合金の熱間加工性が低下し、更にＴＣＰ相が
生成しやすくなることから、Ｃｒ含有量は１５〜３０％
と定めた。
キ）Ｍｏ９及びＷ
これらの成分は、Ｃｒとの共存下で合金の強度と耐食性
、特に耐孔食性を著しく向上させる作用を有しているの
で１種以上添加含有せしめられるものであるが、その含
有量が〔ＭＯ（％）＋−！１／２Ｗ（％〕〕の値で１２
未満であると上記作用に所望の効果が得られず、他方、
Ｍｏ含含有跡１６％以上であったり、Ｗ含有量が５．０
％を超えたり、或いは（Ｍｏ（％）＋１／２Ｗ（％）〕
の値が１６以上である場合には、Ｃｒの多量添加の場合
にみられるよ５なオーステナイト基地の不安定化を招く
。従って、ＭｏとＷの添加においては、Ｍｏは１６％未
満、Ｗは５．０％以下であって、かつ １２≦Ｍｏ （％）＋１／２Ｗ（％）〈１６な満足する
値にその含有量を定めた。
、特に耐孔食性を著しく向上させる作用を有しているの
で１種以上添加含有せしめられるものであるが、その含
有量が〔ＭＯ（％）＋−！１／２Ｗ（％〕〕の値で１２
未満であると上記作用に所望の効果が得られず、他方、
Ｍｏ含含有跡１６％以上であったり、Ｗ含有量が５．０
％を超えたり、或いは（Ｍｏ（％）＋１／２Ｗ（％）〕
の値が１６以上である場合には、Ｃｒの多量添加の場合
にみられるよ５なオーステナイト基地の不安定化を招く
。従って、ＭｏとＷの添加においては、Ｍｏは１６％未
満、Ｗは５．０％以下であって、かつ １２≦Ｍｏ （％）＋１／２Ｗ（％）〈１６な満足する
値にその含有量を定めた。
り） Ｃｕ
イオウ（Ｓ）が単体で認められるサワーガス環境下では
、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗと共にＣｕは耐食性向上に極めて有効
な成分であるが、Ｃｕ含有量が０．３０％未満では所望
の耐食性が得られず、一方、３．０％を超えてＣｕを含
有させてもその効果が飽和してしまうことから、Ｃｕ含
有量は０．３０〜３．０％と定めた。
、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗと共にＣｕは耐食性向上に極めて有効
な成分であるが、Ｃｕ含有量が０．３０％未満では所望
の耐食性が得られず、一方、３．０％を超えてＣｕを含
有させてもその効果が飽和してしまうことから、Ｃｕ含
有量は０．３０〜３．０％と定めた。
ケ）Ｔｉ
Ｔｉは、合金中の微量Ｃの安定化に有効であるが、その
含有量が２．０％を超えるとＴＣＰ相が生成し易くなる
ことから、Ｔｉ含有量は２．０％以下と定めた。なお、
必要Ｔｉ量はＣ含有量に応じて定まるものであり、特に
その下限値が定まるものではない。
含有量が２．０％を超えるとＴＣＰ相が生成し易くなる
ことから、Ｔｉ含有量は２．０％以下と定めた。なお、
必要Ｔｉ量はＣ含有量に応じて定まるものであり、特に
その下限値が定まるものではない。
コ） Ｎｂ
Ｎｂは、イオウ（Ｓ）が単体で認められるサワーガス環
境下での合金の耐食性能な著しく向上させる成分であり
、その上Ｔｉと同様にＣの安定化作用な有し、また強度
上昇にも寄与するものであるが、その含有量が０．３０
％未満では上記作用に所望の効果が得られず、一方、３
．０％を超えて含有させるとＴＣＰ相が生成しやす゛く
なることから、 Ｎｂ含有竣は０．３０〜３．０％と定
めた。
境下での合金の耐食性能な著しく向上させる成分であり
、その上Ｔｉと同様にＣの安定化作用な有し、また強度
上昇にも寄与するものであるが、その含有量が０．３０
％未満では上記作用に所望の効果が得られず、一方、３
．０％を超えて含有させるとＴＣＰ相が生成しやす゛く
なることから、 Ｎｂ含有竣は０．３０〜３．０％と定
めた。
なお、第６図は、この発明で規定される成分内にてＮｂ
！のみを変化させ、耐応力腐食割れに及ぼすＮｂの効果
をみたものである。供試材は、強度（０，２％耐力）な
８０〜８５ｋｇｆ／−にほぼ一定としたものを用い、４
．０ ｍｘφ、Ｇ Ｌ ： ３０ ｍｍの試鋏片を作成
した後、２０％ＮａＣ７！−０，５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ−
Ｉ Ｆ ／ ｌ Ｓ −１０ａ ｔｍＨｚｓ ２０
ａ １ｍ ＣＯｚの溶液（２５０℃）中にてｌＸｌ０
１／ｓｅｃの定歪速度引張試験な行って伸びを測定
し、これな大気中での伸びと比戦して耐応力腐食割れ性
を評価した。
！のみを変化させ、耐応力腐食割れに及ぼすＮｂの効果
をみたものである。供試材は、強度（０，２％耐力）な
８０〜８５ｋｇｆ／−にほぼ一定としたものを用い、４
．０ ｍｘφ、Ｇ Ｌ ： ３０ ｍｍの試鋏片を作成
した後、２０％ＮａＣ７！−０，５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ−
Ｉ Ｆ ／ ｌ Ｓ −１０ａ ｔｍＨｚｓ ２０
ａ １ｍ ＣＯｚの溶液（２５０℃）中にてｌＸｌ０
１／ｓｅｃの定歪速度引張試験な行って伸びを測定
し、これな大気中での伸びと比戦して耐応力腐食割れ性
を評価した。
この第６図からも、Ｎｂ含有量が０．３０％を超えた場
合に優れた耐厄力腐食割れ性が得られることは明らかで
ある。
合に優れた耐厄力腐食割れ性が得られることは明らかで
ある。
す） Ａｌ
Ａｌは有効な脱酸剤として添加されるものであるが、そ
の含有量が１．０％を超えるとＴＣＰ相が生成しやす（
なることから、Ａｌ含有量は１．０％以下と定めた。
の含有量が１．０％を超えるとＴＣＰ相が生成しやす（
なることから、Ａｌ含有量は１．０％以下と定めた。
シ） Ｎ
合金中のＮ含有量が０．０５０％を超えると粗大な窒化
物が形成されて延性並びに靭性が劣化するようになるこ
とから、Ｎ含有量は０．０５０％以下と定めた。
物が形成されて延性並びに靭性が劣化するようになるこ
とから、Ｎ含有量は０．０５０％以下と定めた。
ス）ｃｏ、ｖ、Ｔａ、ｚｒ、及び）Ｔｆこれらの成分に
は、合金の延性・靭性な改善するとともに耐食性をも改
善する作用があるので、必要により１８１以上含有せし
められるものであるが、以下１個々の元素について含有
割合を限定した理由を特徴的な作用とともに説明する。
は、合金の延性・靭性な改善するとともに耐食性をも改
善する作用があるので、必要により１８１以上含有せし
められるものであるが、以下１個々の元素について含有
割合を限定した理由を特徴的な作用とともに説明する。
１） Ｃ０
Ｃｏ成分は、特に合金の耐水素割れ性の向上に有効なも
のであるが、その含有量が５．０％を超えるとＴＣＰ相
が生成しやすくなることから、Ｃｏ含有量は５． （）
％以下と定めた。
のであるが、その含有量が５．０％を超えるとＴＣＰ相
が生成しやすくなることから、Ｃｏ含有量は５． （）
％以下と定めた。
１） Ｖ、 Ｔａ、 Ｚｒ＊及びＨｆこれらの成分は
Ｃの安定化に有効なものであるが、それぞれ１％を超え
て含有させるとＴＣＰ相が生成しやすくなることから、
Ｖ、 Ｔａ、 Ｚｒ及びＨｆのうちの１８１以上の含有
量は１，０％以下と定めた。
Ｃの安定化に有効なものであるが、それぞれ１％を超え
て含有させるとＴＣＰ相が生成しやすくなることから、
Ｖ、 Ｔａ、 Ｚｒ及びＨｆのうちの１８１以上の含有
量は１，０％以下と定めた。
セ）希土類元素（ＲＥＭ ） ％Ｍｇ、 Ｃａ、及びＹ
これらの成分は、少なくとも１種の微量添加により合金
の熱間加工性な向上させる作用を有しているめで、必要
により１ｍ以上含有せしめられろものであるが、希土類
元素含有量が０．１０％な、Ｍｇ含有量が０．１０％を
、 Ｃａ含有量が０．１０％を、モしてＹ含有量が０．
２０％をそれぞれ超えた場合には、低融点化合物を生成
しやすくなって逆に熱間加工性な劣化するようになるこ
とから、希土類元素含有量は０．１０％以下と、Ｍｇ含
有量は０．ｌＯ・％以下と、 Ｃａ含有量は０．１０％
以下と、セしてＹ含有量は０．２０％以下とそれぞれ定
めた。
これらの成分は、少なくとも１種の微量添加により合金
の熱間加工性な向上させる作用を有しているめで、必要
により１ｍ以上含有せしめられろものであるが、希土類
元素含有量が０．１０％な、Ｍｇ含有量が０．１０％を
、 Ｃａ含有量が０．１０％を、モしてＹ含有量が０．
２０％をそれぞれ超えた場合には、低融点化合物を生成
しやすくなって逆に熱間加工性な劣化するようになるこ
とから、希土類元素含有量は０．１０％以下と、Ｍｇ含
有量は０．ｌＯ・％以下と、 Ｃａ含有量は０．１０％
以下と、セしてＹ含有量は０．２０％以下とそれぞれ定
めた。
力Ｆｅ
Ｆｅには、合金の強度を確保するとともに、Ｎｉ含有量
を低減ならしめて合金価格を引き下げる効果があるので
、残部成分は実質的にＦｅとした。
を低減ならしめて合金価格を引き下げる効果があるので
、残部成分は実質的にＦｅとした。
り）Ｃｒ、Ｍｏ及びＷの含有量バランスＨ２Ｓ −Ｃ０
２−ＣＡ’−−８環境でのＮｉ合金の溶出（腐食）は、
Ｃｒ、 Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｗ、並びにＣｕ及びＮｂＫ
依存する。即ち、耐食性はこれらの元素から成る表面皮
膜によって確保されるものであり、この表面皮膜中のこ
れらの元素の含有バランスが耐食性な左右する上で最も
重要な因子となる。上記油井環境下での応力腐食割れに
対しては、ＭｏはＣｒの１０倍の効果があり、またＷは
Ｃｒの５倍の効果をもっており、このＣｒ、Ｍｏ及びＷ
が１式 ％式％） なそれぞれ満たすとともに、Ｃｒが１５〜３０％。
２−ＣＡ’−−８環境でのＮｉ合金の溶出（腐食）は、
Ｃｒ、 Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｗ、並びにＣｕ及びＮｂＫ
依存する。即ち、耐食性はこれらの元素から成る表面皮
膜によって確保されるものであり、この表面皮膜中のこ
れらの元素の含有バランスが耐食性な左右する上で最も
重要な因子となる。上記油井環境下での応力腐食割れに
対しては、ＭｏはＣｒの１０倍の効果があり、またＷは
Ｃｒの５倍の効果をもっており、このＣｒ、Ｍｏ及びＷ
が１式 ％式％） なそれぞれ満たすとともに、Ｃｒが１５〜３０％。
Ｃｕが０．３０〜３．０％、 Ｎｂが０．３０〜３．０
％、 Ｎｉが４５％以上であれば、単体イオウ（Ｓ）？
含んだ環境においても３力腐食割れに対して優れた抵抗
性を有する耐食性皮膜を得ることができる。
％、 Ｎｉが４５％以上であれば、単体イオウ（Ｓ）？
含んだ環境においても３力腐食割れに対して優れた抵抗
性を有する耐食性皮膜を得ることができる。
つまり、Ｃｒ、Ｍｏ及びＷの含有量バランスがＣｒ（％
）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）＜１４０の範囲では、
２５０℃以下程度のＨ２Ｓ−Ｃ０２−ＣＪ”−−８環境
において十分な耐食性能を示さなくなる。
）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）＜１４０の範囲では、
２５０℃以下程度のＨ２Ｓ−Ｃ０２−ＣＪ”−−８環境
において十分な耐食性能を示さなくなる。
なお、その他のＢ、 Ｓｎ、 Ｚｎ、 Ｐｂ等の元素は
、微量ではこの発明の合金の特性に何ら悪影響を与える
ことがないので、不純物としてそれぞれ０．１０％まで
許容されるが、この上限値を超えると加工性や耐食性に
悪影響を与えることになるので注意を要する。
、微量ではこの発明の合金の特性に何ら悪影響を与える
ことがないので、不純物としてそれぞれ０．１０％まで
許容されるが、この上限値を超えると加工性や耐食性に
悪影響を与えることになるので注意を要する。
続いて、この発明を、実施例によって比戦例と対比しな
がら説明する。
がら説明する。
まず、第２表に示される化学成分組成の各合金を溶製し
た後、熱間加工によって板材とし、これに２０％程度の
冷間加工を捲して所望の強度（室温での０．２％耐力に
て７０〜１００ ｋｇｆ／ｍｎ ） を得た。この板
材から、引張試験、衝撃試験及び腐食試験に供する各試
験片を採取し、下記要領にて各種試験を実施した。
た後、熱間加工によって板材とし、これに２０％程度の
冷間加工を捲して所望の強度（室温での０．２％耐力に
て７０〜１００ ｋｇｆ／ｍｎ ） を得た。この板
材から、引張試験、衝撃試験及び腐食試験に供する各試
験片を採取し、下記要領にて各種試験を実施した。
なお、耐水素割れ試験に供した材料は、３００℃にて１
０００ ｈｒの長時間加熱処理？施した後試験片とした
。
０００ ｈｒの長時間加熱処理？施した後試験片とした
。
（Ａｌ 引張試験
試験温度：室温、
試験片： ４． Ｏｔｎｖｔφで、ＧＬが２０ｍ、（Ｂ
ｌ シャルピー衝撃試験 試験温度二〇℃、 試験片：１０輯ＸＩＯ朋Ｘ ５５ ｍｘの２朋Ｖノツチ
付、 （０耐応力腐食割れ試験 腐食溶液＝２０％ＮａＣ１−１ｉｌｌ Ｓ −（０，１
，１，１０）ａｔｍＨ２Ｓ −２０ａ ｔ ｍ Ｃ０２、 試験温度：２５０℃ 浸漬時間：５００ｈｒ 付加応力＝１σｙ。
ｌ シャルピー衝撃試験 試験温度二〇℃、 試験片：１０輯ＸＩＯ朋Ｘ ５５ ｍｘの２朋Ｖノツチ
付、 （０耐応力腐食割れ試験 腐食溶液＝２０％ＮａＣ１−１ｉｌｌ Ｓ −（０，１
，１，１０）ａｔｍＨ２Ｓ −２０ａ ｔ ｍ Ｃ０２、 試験温度：２５０℃ 浸漬時間：５００ｈｒ 付加応力＝１σｙ。
試験片：１０ａｇ幅×２朋厚Ｘ７５ｍｍ長のＲｏ、２５
Ｕノツチ付、 旧 耐水素割れ試験 ＮＡＣＥ条件：５％Ｎａ Ｃ１−０，５％ＣＨ３ＣＣＨ
３Ｃ００Ｈ−１ａｔ、 試験温度＝２５℃、 浸漬時間ニア２０ｈｒ。
Ｕノツチ付、 旧 耐水素割れ試験 ＮＡＣＥ条件：５％Ｎａ Ｃ１−０，５％ＣＨ３ＣＣＨ
３Ｃ００Ｈ−１ａｔ、 試験温度＝２５℃、 浸漬時間ニア２０ｈｒ。
付加応力＝１σｙ。
試験片： １０ｍｚ＠ｘ ２＋１１１１厚Ｘ ７ Ｓ
ｍｔｎ長のＲ０，２５Ｕノツチ付。
ｍｔｎ長のＲ０，２５Ｕノツチ付。
このようにして得られた試験結果を、第１表に併せて示
す。
す。
なお、腐食試験の結果は、１割れ又は孔食のみられなか
ったもの″を「Ｏ」、“試験後に割れ又は孔食の発生し
たもの”をｒＸＪで示した。
ったもの″を「Ｏ」、“試験後に割れ又は孔食の発生し
たもの”をｒＸＪで示した。
第２表に示される結果からも、本発明合金は苛酷な腐食
環境下であっても優れた耐食性を示すことが明らかであ
るのに対して、合金の成分組成が本発明で規定する条件
から外れた比較合金では、いずれも十分な耐食性な示さ
ないことがわかる。
環境下であっても優れた耐食性を示すことが明らかであ
るのに対して、合金の成分組成が本発明で規定する条件
から外れた比較合金では、いずれも十分な耐食性な示さ
ないことがわかる。
また、同時に、本発明合金が極めて優れた靭性を有して
いることも確認できる。
いることも確認できる。
以上に説明した如く、この発明によれば、イオウ（Ｓ）
が単体として存在するサワーガス環境下においても抜群
に優れた耐食性、特に耐石力腐食割れ性及び耐水素割れ
性な示し、しかも良好な靭性を有していて、油井管用と
して好適な高強度Ｎｉ基合金が得られるなど、産業上の
有用性は極めて大きなものである。
が単体として存在するサワーガス環境下においても抜群
に優れた耐食性、特に耐石力腐食割れ性及び耐水素割れ
性な示し、しかも良好な靭性を有していて、油井管用と
して好適な高強度Ｎｉ基合金が得られるなど、産業上の
有用性は極めて大きなものである。
第１図は、Ｓｉ及びＭｎを除いては本発明と同様組成の
合金におけるＳｉ量及びＭｎ量と靭性（ｖＥｏ）との関
係を示すグラフ。 第２図は、同様合金における熱間加工性（高諦絞り率）
を比較したグラフ、 第３図は、同様合金から得た冷延板におけろ肉厚方向の
硬度分布を、Ｓｉ量及びＭｎ量とて整理して比較したグ
ラフ、 第４図は、本発明合金におけるＰ含有量と１酎水素割れ
性（腐食性溶液中での伸び／大気中での伸び）との関係
を示すグラフ、 第５図は、本発明合金におけるＳ含有量と熱間加工性（
１１５０°Ｃにおける絞り率）との関係を示すグラフ、 第６図は、Ｎｂを除いては本発明と同様組成の合金にお
けるＮｂ含有量と耐応力腐食割れ性（ｇ食性溶液中での
伸び／大気中での伸び）との関係を示すグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１名０
０．０５ ０．＋０ ０．１５ ０．２０
５ｉ含清量（１１％） Ｔテ（、、うｊミノＨシヴぞ （０Ｃ）竿３図 １θ′ ツ、８（ｍｍ） ヂ３（ワ 、轡は２ （％） ｔｓＲす７°のイナび°／２大夕しすｌ・クイナび。
合金におけるＳｉ量及びＭｎ量と靭性（ｖＥｏ）との関
係を示すグラフ。 第２図は、同様合金における熱間加工性（高諦絞り率）
を比較したグラフ、 第３図は、同様合金から得た冷延板におけろ肉厚方向の
硬度分布を、Ｓｉ量及びＭｎ量とて整理して比較したグ
ラフ、 第４図は、本発明合金におけるＰ含有量と１酎水素割れ
性（腐食性溶液中での伸び／大気中での伸び）との関係
を示すグラフ、 第５図は、本発明合金におけるＳ含有量と熱間加工性（
１１５０°Ｃにおける絞り率）との関係を示すグラフ、 第６図は、Ｎｂを除いては本発明と同様組成の合金にお
けるＮｂ含有量と耐応力腐食割れ性（ｇ食性溶液中での
伸び／大気中での伸び）との関係を示すグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほか１名０
０．０５ ０．＋０ ０．１５ ０．２０
５ｉ含清量（１１％） Ｔテ（、、うｊミノＨシヴぞ （０Ｃ）竿３図 １θ′ ツ、８（ｍｍ） ヂ３（ワ 、轡は２ （％） ｔｓＲす７°のイナび°／２大夕しすｌ・クイナび。
Claims (4)
- （１）重量割合にて、 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５０％以下、Ｍｎ：
０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．
００５０％以下、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１５〜３
０％、 Ｍｏ及びＷの１種以上： Ｍｏは１６％未満、Ｗは５．０％以下であつて、かつ １２≦Ｍｏ（％）＋１／２Ｗ（％）＜１６ を満足する量、 Ｃｕ：０．３０〜３．０％、Ｔｉ：２．０％以下、Ｎｂ
：０．３０〜３．０％、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．
０５０％以下、 Ｆｅ及び他の不可避的不純物：残り から成るとともに、 Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）≧１４０なる
式を満足する成分組成に構成されたことを特徴とする、
靭性の優れた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （２）重合割合にて、 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５０％以下、Ｍｎ：
０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．
００５０％以下、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１５〜３
０％、 Ｍｏ及びＷの１種以上： Ｍｏは１６％未満、Ｗは５．０％以下であつて、かつ １２≦Ｍｏ（％）＋１／２Ｗ（％）＜１６ を満足する量、 Ｃｕ：０．３０〜３．０％、Ｔｉ：２．０％以下、Ｎｂ
：０．３０〜３．０％、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．
０５０％以下 を含有し、更に Ｃｏ：５．０％以下、 Ｖ、Ｔａ、Ｚｒ及びＨｆの１種以上：各々１．０％以下
のうちの１種以上をも含み、 Ｆｅ及び他の不可避的不純物：残り から成るとともに、 Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）≧１４０なる
式を満足する成分組成に構成されたことを特徴とする、
靭性の優れた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （３）重量割合にて、 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５０％以下、Ｍｎ：
０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．
００５０％以下、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１５〜３
０％、 Ｍｏ及びＷの１種以上： Ｍｏは１６％未満、Ｗは５．０％以下であつて、かつ １２≦Ｍｏ（％）＋１／２Ｗ（％）＜１６ を満足する量、 Ｃｕ：０．３０〜３．０％、Ｔｉ：２．０％以下、Ｎｂ
：０．３０〜３．０％、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．
０５０％以下 を含有し、更に 希土類元素：０．１０％以下、 Ｍｇ：０．１０％以下、 Ｃａ：０．１０％以下、 Ｙ：０．２０％以下 のうちの１種以上をも含み、 Ｆｅ及び他の不可避的不純物：残り から成るとともに、 Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）≧１４０なる
式を満足する成分組成に構成されたことを特徴とする、
靭性の優れた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （４）重量割合にて、 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５０％以下、Ｍｎ：
０．１０〜１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．
００５０％以下、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１５〜３
０％、 Ｍｏ及びＷの１種以上： Ｍｏは１６％未満、Ｗは５．０％以下であつて、かつ １２≦Ｍｏ（％）＋１／２Ｗ（％）＜１６ を満足する量、 Ｃｕ：０．３０〜３．０％、Ｔｉ：０．０５０％以下、
Ｎｂ：０．３０〜３．０％、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：
０．０５０％以下 を含有し、更に Ｃｏ：５．０％以下、 Ｖ、Ｔａ、Ｚｒ及びＨｆの１種以上：各々１．０％以下
のうちの１種以上、並びに 希土類元素：０．１０％以下、 Ｍｇ：０．１０％以下、 Ｃａ：０．１０％以下、 Ｙ：０．２０％以下 のうちの１種以上をも含み、 Ｆｅ及び他の不可避的不純物：残り から成るとともに、 Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）≧１４０なる
式を満足する成分組成に構成されたことを特徴とする、
靭性の優れた高耐食性Ｎｉ基合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61001201A JPH0639649B2 (ja) | 1986-01-07 | 1986-01-07 | 靭性の優れた高耐食性Ｎｉ基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61001201A JPH0639649B2 (ja) | 1986-01-07 | 1986-01-07 | 靭性の優れた高耐食性Ｎｉ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62158846A true JPS62158846A (ja) | 1987-07-14 |
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Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5529642A (en) * | 1993-09-20 | 1996-06-25 | Mitsubishi Materials Corporation | Nickel-based alloy with chromium, molybdenum and tantalum |
| CN104878249A (zh) * | 2015-05-15 | 2015-09-02 | 新奥科技发展有限公司 | 一种镍基合金及其制备方法和应用 |
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Citations (2)
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| JPS57203740A (en) * | 1981-06-11 | 1982-12-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Precipitation hardening alloy of high stress corrosion cracking resistance for high strength oil well pipe |
| JPS60110856A (ja) * | 1983-11-21 | 1985-06-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 析出強化型ニッケル基合金の製造法 |
-
1986
- 1986-01-07 JP JP61001201A patent/JPH0639649B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
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| WO2019146504A1 (ja) | 2018-01-26 | 2019-08-01 | 日本製鉄株式会社 | Ｃｒ－Ｎｉ合金及びＣｒ－Ｎｉ合金からなる継目無鋼管 |
| US11286545B2 (en) | 2018-01-26 | 2022-03-29 | Nippon Steel Corporation | Cr-Ni alloy and seamless steel pipe made of Cr-Ni alloy |
| CN113646458A (zh) * | 2019-03-18 | 2021-11-12 | Vdm金属国际有限公司 | 具有良好耐腐蚀性和高拉伸强度的镍合金以及制造半成品的方法 |
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| Publication number | Publication date |
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