JPS63137135A

JPS63137135A - 熱処理合金

Info

Publication number: JPS63137135A
Application number: JP62291671A
Authority: JP
Inventors: エドワード、フレデリック、クラトワージー; パサパシー、ガネサン; ジェリー、アードン、ハリス
Original assignee: Inco Alloys International Inc
Current assignee: Huntington Alloys Corp
Priority date: 1986-11-19
Filing date: 1987-11-18
Publication date: 1988-06-09
Also published as: EP0268241A2; US4750950A; BR8706191A; NO874804L; NO874804D0; CA1313110C; EP0268241A3

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。

Description

【発明の詳細な説明】産業上の利用分野本発明は、室温における０、２％降伏強さが少なくとも
約５１７ＭＰ　ａ、さらに好ましくは約６８９ＭＰａで
ある、本質的にσ（シグマ））目のない組織の、冷間加
工されていない合金に関する。

従来の技術米国特許第４．３５８，５１１号の範囲に含まれる合金
であって、市販されている合金は、一般的に溶体化され
冷間加工された後、約７３２〜７３３℃の温度で、１時
間から約２４時間時効処理し、つぎに約６２１〜６２２
℃まで炉冷し、その温度において約８時間保持し、続い
て空冷するという熱処理がされている。我々の知るとこ
ろによれば、この方法によれば、大きな応力が働くよう
な、サワーガス油田の環境においても、応力腐蝕割れが
なく使用できるような、組成、その他が改良された合金
を得ることが出来る。溶体化処理、冷間加工および時効
された合金は、一般に、少なくも６８９ＭＰａの室温に
おける０、　２％降伏強さくｏｆｆｓｅｔ　　ｙｉｅｌ
ｄｓｔｒｅｎｇｔｈ）を示す。

もし溶体化処理の後に、合金が冷間加工されないならば
、様相は異なった状況を呈する。温度を２０４℃に保ち
ながら、酢酸によってわずかに酸性化された硫化水素を
含む水性塩化物媒体中において、一定の割合いでゆっく
り引張る引張試験は、室温における０、２％降伏強さが
５９０ＭＰａよりも大きく、例えば６８９ＭＰａより太
き（なるように、７３２℃で時効された市販の合金であ
る冷間加工していない試験体が、応力腐蝕割れに敏感で
あることを示している。この実験室的な観察結果は、上
述した様な加熱処理がされ、冷間加工されていない市販
の合金で作られたバルブ本体の応力腐蝕割れの、実際的
な実験により再現することができる。

ここで課題となるのは、広い範囲の合金材、例えばバル
ブ本体、チューブハンガー、ドリル継ぎ輪、その他の油
田で用いられる様々な物であって、これらには溶体化処
理の後の冷間加工はなされておらず、また室温における
０、　　２％降伏強さが少なくとも５１７ＭＰａと成る
よう時効され、さらに応力腐蝕割れに耐え得るもの、を
供給することである。この問題を解決するために用いら
れる、いかなる方法によっても、市販されている合金の
工学的に重要な他の機械的特性、例えば極限引張強さ、
延性、耐衝撃性その他が、悪影響を受けるべきではない
ことは言うまでもない。具体的には、σ（シグマ）相の
ような有害な相のない合金部材であるべきである。

発明の概要本発明は溶体化焼きなましと時効を、途中で冷１ｕ１加
工せずに、行った結果の合金の組織を意図したものであ
る。この合金の組織は、重量％で、ニッケル約３８〜４
６％、クロム約１９〜２４％、モリブデン約２〜４％、
銅約１〜３．５％、チタン約１〜２．３％、アルミニウ
ム約０．１〜０．６９ｇ、前記チタンとアルミニウムの
総量が１．５〜２．８％、モリブデン約３．５％まで、
炭集約０．１５％、窒集約０．１％、本質的に鉄からな
る残部、を含有、包含、ｇ替えるならばこれ等の成分か
ら本質上なる合金から作られるものである。また、この
合金はコバルト約５９６まで、ケイ集約０．５％まで、
マグネシウム約１％までを含むこともできる。硫黄、リ
ン、ヒ素、鉛、アンチモン等のような有害な元素は実際
上最少限の値とされているべきである。合金は鋳造によ
り、さらに必要ならば熱間または冷間加工によって、目
的の合金が必要とする形状にし、その後、９５５℃を超
え１１００℃まで、例えば９６０〜１１００℃、の範囲
での溶体化処理され、その後少なくとも８時間、例えば
約８〜３０時間の間、約７００℃を超え約７３２℃未満
、例えば約７００℃を超え約７２０℃未満の温度で、室
温における０、　　２％降伏強さが少なくとも５１７Ｍ
Ｐａ、好ましくは約６８９　Ｍ　Ｐ　ａとなるのに十分
な時間、時効処理されることによりこの合金組織は得ら
れる。有利的には、この７００〜７２０℃の時効のあと
に約６２０〜６２５℃に炉冷して、その温度を約４〜１
２時間保持し、その後空冷する。

発明の詳細な説明本発明の合金は、有利的には、重量％で第１表に示した
組成を持ち、また具体的な合金（実施例）の組成を同じ
く重量％で第１表に示す。

第１表Ｃｒ　　　　ｔ９．５〜２２．５　　　　２１．９８Ｍ
ｏ　　　　２．５〜３．５　　　　２．７０Ｃｕ　　　
　１．５〜３．０　　　　　１．８１Ｔｉ　　　　１．
９〜２．３　　　　　１．９７Ａｌ　　　　０．１〜０
．５　　　　　０．２２Ａ　Ｉ　＋Ｔ　ｉ　　　２．０
〜２．８　　　　　２．１９Ｎｂ　（＋Ｔａ）　　　　
　　　　　０．２３Ｃ０，０３Ｉｌａｘ、　　　　　　
０．０１Ｓ　ｉ　　　　Ｏ，５ｍａｘ　　　　　　０．
２６Ｍｎ　　　　１．Ｏｍａｘ　　　　　　Ｏ，６２Ｂ
　　　　　　　　　　　Ｏ，００４Ｆｅ　　　　Ｂａ１ａｎｃｃ　２２．０ｍ１ｎ　　　　
２８．３４Ｓ　　　　Ｏ，０３ｎ＋ａｘ＊０．３２％　ＣＯを含む。

第１表に示した具体例（実施例）としての合金を、鋳造
し、そして断面が１５Ｘ１００ｍｍの平板に熱間圧延し
た。試験体を横長に切取り、そして１０１０℃の温度で
１時間焼きなましし、その後水鈍した。引張試験片は、
直径９１、長さ３５．６１！Ｉ＋１であった。

表中に示した温度と時間で恒温時効処理し、その後空冷
した試験片の、室温における引張試験の結果は、第２表
に示す通りである。また、さまざまな条件によって得ら
れた合金のシャルピー試験の結果も、第２表に示す通り
である。

第２表によると、熱処理された合金の室温における機械
的特性に関しては、本発明の範囲外で熱処理されたＡな
いしＦと、本発明の範囲内で熱処理されたユないし３と
の間には優劣はほとんどない。ただし、降伏強さが５５
０ＭＰ　ａを超える場合では、７３２℃の温度のでの時
効は、７０４℃の温度で同様の降伏強さを持つように時
効された合金に比べて、シャルピー試験による衝撃値が
いくぶん低い合金をつくるという例外が実際上ありうる
（。

第３表は、温度をオートクレーブ中で２０４℃に保ち、
試験片を、塩化ナトリウム２０％、酢酸０．５％を含Ｈ
する水溶液に浸し、かつ硫化水素圧０．８３ＭＰａの条
件において、ゆっくりした一定速度で引張る引張試験で
得た結果を示したものである。この試験では、第２表で
述べた試験体合金（直径３．　５＋ａｍ、長さ２５ｍ＋
＠）を４Ｘ１０’／秒の一定速度で引張った。

第３表は、本発明の基礎を形成する発見であるところの
時効温度の、わずかな違いによって得られた、冷間処理
されていない合金に、明白な差異が生じていることを明
らかに示している。３およびＦの熱処理の場合は、合金
は、第２表から明らかなように、室温の降伏強さが６８
９　Ｍ　Ｐ　ａを超　　　　　′える様に硬化されてい
る。しかし、熱処理３の場合は得られた合金には、計測
部位における応力腐蝕割れが見られず、一方、Ｆの場合
は、この応力腐蝕割れがはっきりと見られる。同様の現
象は、熱処理１とＣとを比較した場合にも観察される。

５５０〜６００ＭＰ　ａの範囲の室温における降伏強さ
は、このような熱間加工によって得られる。

しかし、方法Ｃによる熱処理によって得られた合金は、
応力腐蝕割れを受けやすく、一方、方法１の熱処理によ
って得られた合金は、応力腐蝕割れを受けにくい。７３
２℃で時効された合金と、これに対立するものとしての
７０４℃で時効された゛合金との間の破壊エネルギー（
曲線下の領域）において差異が著しい。この破壊エネル
ギーにおける差異は、応力腐蝕割れがまったくないとい
う改良点の他に、本発明の目的物たる合金の機械的特性
の重要な改良点をも暗示している。

本発明におけるより好ましい熱処理は、７０４℃を超過
７３２℃未満の温度で、８時間以上、例えば８〜２４時
間（低めの温度で行う場合にはより長い時間で行い、高
めの温度で行う場合は短い時間にする）、９５５℃を超
える温度で容体化焼きなましした合金を保持する。この
時効の後、この合金は空冷することもできるが、もしく
はより好ましくは、時効処理後、続けて約６２１℃、例
えば６１０〜６５０℃、に炉冷し、その温度で約４〜１
２時間の間保持することもできる。その後、合金を空冷
する。下記第４表は、応力腐蝕割れに耐え得る合金製品
を提供する、冷間加工されない、容体化処理のされた合
金に用いられた、二つの満足し得る加熱処理を示す。

５Ｉ寸い例示したように、本発明に従って得られる合金は、通常
の溶融、鋳造および加工操作によって得られたものであ
るということが、知られるべきである。もし必要ならば
、目的合金は、粉末冶金法によって作ることが出来る。

ここで、合金の粉末は、噴霧化、急冷凝固の手法により
、または成分合金または母合金の粉末物を、例えば、熱
間等静圧法（ｈｏｔ　　１ｓｏｔａｔｉｃ　　ｐｒｅｓ
ｓ　−ｉｎｇ）で成形して、はぼ目的の合金の形状に成
形する。合金は通常のまたはその他の鋳造によっても得
られる。

上記の様な変更および応用は、当該技術分野において通
常容易な変更および応用と同様に本願の特許請求の範囲
に含まれることを、当業者は理解するであろう。

Claims

【特許請求の範囲】１、組成が、重量％でニッケル約３８〜４６％、クロム
約１９〜２４％、モリブデン約２〜４％、銅約１．５〜
３％、チタン約１〜２．３％、アルミニウム約０．１〜
０．６％、該アルミニウムと該チタンが総量として約１
．５〜２．８％、モリブデン約３．５％まで、炭素約０
．１５％まで、窒素０．１％まで、コバルト約５％まで
、ケイ素０．５％まで、マンガン約１％まで、残部本質
上鉄、からなる合金であって、少なくとも約９５５℃以
上の温度で焼きなまされ、途中で冷間加工することなく
続いて、約７００℃超過約７３２℃未満の温度で、室温
における０．２％降伏強さが少なくとも５１７ＭＰａと
なるよう、かつ応力腐蝕割れに対する抵抗が得られるの
に十分な時間、少なくとも８時間、時効処理を行い得ら
れる合金内部組織を有することを特徴とする、冷間加工
されていない熱処理合金組織。２、室温における降伏強さが少なくとも６８９ＭＰａであるように時効処理された合金内部組織
である、特許請求の範囲第１項記載の熱処理合金組織。３、時効処理の前に、約９６０〜１１００℃での溶体化
処理によって得られた合金内部組織である、特許請求の
範囲第１項記載の熱処理合金組織。４、時効温度から６２０〜６２５℃の温度に炉冷し、そ
の温度で約４〜１２時間保持し、その後空冷された合金
内部組織である、特許請求の範囲第１項記載の熱処理合
金組織。５、重量％でニッケル４２〜４６％、クロム１９．５〜
２２．５％、モリブデン２．５〜３．５％、銅１．５〜
３．０％、チタン１．９〜２．３％、アルミニウム０．
１〜０．５％、炭素０．０３％まで、ケイ素０．５％ま
で、マグネシウム１％まで、硫黄０．０３％まで、鉄よ
りなる残部２２．０％、からなる合金である、特許請求
の範囲第１項記載の熱処理合金組織。６、組成が、重量％でニッケル約３８〜４６％、クロム
約１９〜２４％、モリブデン約２〜４％、銅約１．５〜
３％、チタン約１〜２．３％、アルミニウム約０．１〜
０．６％、該アルミニウムと該チタンが総量として約１
．５〜２．８％、モリブデン約３．５％まで、炭素約０
．１５％まで、窒素０．１％まで、コバルト約５％まで
、ケイ素０．５％まで、マンガン約１％まで、残部本質
上鉄、からなる合金を、少なくとも約９５５℃以上の温
度で焼きなまし、途中で冷間加工することなく続いて、
約７００℃超過約７３２℃未満の温度で、室温における
０．２％降伏強さが少なくとも５１７ＭＰａとなるよう
、かつ応力腐蝕割れに対する抵抗が得られるのに十分な
時間、少なくとも８時間、時効処理を行うことを特徴と
する、熱処理合金組織の製造方法。７、室温における降伏強さが少なくとも６８９ＭＰａであるように時効処理する、特許請求の範
囲第６項記載の熱処理合金組織の製造方法。８、時効処理の前の、溶体化処理を約９６０〜１１００
℃の温度で行う、特許請求の範囲第６項記載の熱処理合
金の製造方法。９、時効温度から６２０〜６２５℃の温度に炉冷し、そ
の温度で約４〜１２時間保持する、特許請求の範囲第６
項記載の熱処理合金組織の製造方法。１０、合金が重量％でニッケル４２〜４６％、クロム１
９．５〜２２．５％、モリブデン２．５〜３．５％、銅
１．５〜３．０％、チタン１．９〜２．３％、アルミニ
ウム０．１〜０．５％、炭素０．０３％まで、ケイ素０
．５％まで、マグネシウム１％まで、硫黄０．０３％ま
で、鉄よりなる残部２２．０％からなる、特許請求の範
囲第６項記載の熱処理合金組織の製造方法。