CN115298335B - Ni-Cr-Mo-Nb系合金 - Google Patents
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Abstract
为了通过控制碳化物、氮化物的分布，将晶粒直径分布调整为最适范围，控制0.2%耐力，提供Ni‑Cr‑Mo‑Nb系合金，其以质量%计，包含C:0.020%以下、Si:0.02~1.0%、Mn:0.02~1.0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Cr:18.0~24.0%、Mo:8.0~10.0%、Al:0.005~0.4%、Ti:0.1~1.0%、Fe:5.0%以下、Nb:2.5~5.0%、N:0.002~0.02%、以及W:0.02~0.3%和V:0.02~0.3%的至少一种、余部为Ni和不可避免的杂质，合金的任意截面中，NbC碳化物和(Ti,Nb)N氮化物的个数之和为100~1000个/mm2，前述NbC碳化物为40个/mm2以下，前述(Ti,Nb)N氮化物的个数为100~1000个/mm2。
Description
技术领域
本发明涉及以化工厂、天然气管道和容器为代表的要求耐腐蚀性的各种用途中使用的Ni-Cr-Mo-Nb合金。
背景技术
Ni-Cr-Mo-Nb合金是耐腐蚀性极为优异的Ni基合金。因此，广泛用作处于严苛的腐蚀环境中的化工厂、天然气田、油田等的原材料。在这样的领域使用时需要各种各样的加工。因此，要求使作为塑性变形开始的应力的0.2%耐力为合适的值。对于这样的要求，对过去关于Ni-Cr-Mo-Nb合金的各种技术公开的发明进行说明。
如上所述，Ni-Cr-Mo-Nb合金用于以化工厂、天然气管道为代表的要求耐腐蚀性的严苛的用途中。为此，表面的耐腐蚀性受到重视。因此，公开了控制表面的致密的钝化膜的形成(参照例如专利文献1)、影响耐腐蚀性的碳化物的技术(参照例如专利文献2)。
进一步地，公开了对Ni-Cr-Mo-Nb合金的疲劳强度和抗拉强度进行研究的结果(例如参照专利文献3)。但是，此处公开的技术中，对于如何控制0.2%耐力没有任何公开。
另外，公开了通过添加稀土元素提高热加工性的技术(例如参照专利文献4)。但是，对于室温下的加工性没有任何陈述。
另外，最近，有公开如果以MgO夹杂物为核的(Ti,Nb)N在熔融合金中生成，则冷轧板中形成表面缺陷的文献(例如参照专利文献5)。该研究中提供了控制Mg、Ca等的微量成分、表面清洁性优异的Ni-Cr-Mo-Nb合金，但是对于0.2%耐力没有任何陈述。
作为机械性质，0.2%耐力是重要的特性，如上所述，实际情况是还没有提出将该机械性质控制在规定范围内的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1 : 日本特开2015-183290号公报
专利文献2 : 日本特开2019-52349号公报
专利文献3 : 日本特开昭63-50440号公报
专利文献4 : 日本特开昭61-153251号公报
专利文献5 : 日本特开2019-39021号公报。
发明内容
发明要解决的课题
如上所述，实际情况是没有完成控制0.2%耐力的技术。为此，本申请发明的目的在于，通过控制碳化物、氮化物的分布，将晶粒直径分布调整到最适范围，提供具有控制的0.2%耐力的Ni-Cr-Mo-Nb系合金。
用于解决课题的手段
发明人为了解决上述课题进行了深入研究。在实验室中，将具有各种成分的Ni-Cr-Mo-Nb系合金在20kg尺寸的高频感应炉中熔解，浇注到铸模中得到合金锭。将其通过热锻造制成厚度6mm的锻造材料，通过冷轧得到厚度2mm的冷轧板。将这些冷轧材料进行热处理，作为用于进行各种观察、试验的供试材料。首先，切出JIS 13B号平型拉伸试验片进行拉伸试验，求出0.2%耐力。进一步地，使用FE-SEM观察合金截面的组织和析出物。通过这些实验得到以下的发现。
即，得到了下述发现：为了将Ni-Cr-Mo-Nb系合金的0.2%耐力控制为270~400MPa，需要在最终退火温度1150~1220℃的范围抑制晶粒过度生长的二次粒子。
关于什么样的粒子合适进行了深入研究，首先发现作为第一候补的NbC由于固溶而无法利用。接着，着眼于氮化物进行开发，结果发现(Ti,Nb)N氮化物最有效。
即，得到了在1150~1220℃的热处理时，不固溶而稳定地含有的(Ti,Nb)N氮化物最有效的发现。
进一步，为了控制晶粒过度生长，最低需要100个/mm2，发现由此可确保0.2%耐力的下限值270MPa。相反，发现如果超过1000个/mm2，则0.2%耐力的值超过400MPa。这样，本申请发明通过实验完成，即本发明如下:
Ni-Cr-Mo-Nb系合金，其以以下质量%含有C:0.020%以下、Si:0.02~1.0%、Mn:0.02~1.0%、P:0.03%以下、S:0.005%以下、Cr:18.0~24.0%、Mo:8.0~10.0%、Al:0.005~0.4%、Ti:0.1~1.0%、Fe:5.0%以下、Nb:2.5~5.0%、N:0.002~0.02%、以及W:0.02~0.3%和V:0.02~0.3%的至少一者，余部为Ni和不可避免的杂质，在合金的任意截面中，NbC碳化物和(Ti,Nb)N氮化物的个数之和为100~1000个/mm2，NbC碳化物为40个/mm2以下，(Ti,Nb)N氮化物的个数为100~1000个/mm2。
另外，更优选(Ti,Nb)N氮化物中的Nb为5.0~40%。进一步地，优选氮化物的平均粒径为0.10~3.00μm。
更优选晶粒直径具有如下的晶粒直径分布。即、1μm以上且小于20μm的为10%以下、20μm以上且小于40μm的为20%以下、40μm以上且小于60μm的为30%以下、60μm以上且小于80μm的为15~40%、80μm以上且小于100μm的为15~40%、100μm以上且小于120μm的为10~90%，且120μm以上的为30%以下的分布。
由此，可将0.2%耐力控制为270~400MPa。
具体实施方式
对限定本发明的Ni-Cr-Mo-Nb系合金的成分组成的理由进行说明。要说明的是，%全部为mass%(质量%)。
C:0.020%以下
C在本申请发明中是重要的元素。C如果超过0.020%而大量含有，则在熔融合金凝固时与Nb结合，形成NbC。但是，NbC具有优选在1150~1220℃的温度范围进行的最终退火时固溶的性质。因此，在合金的任意的截面中，NbC粒子数少，为40个/mm2以下，由于该现象而过度促进热处理时的粒生长，因此是有害的碳化物。即，晶粒直径分布向粗大的方向转移，超出本申请发明的范围。结果，0.2%耐力变低，小于270MPa。因此，需要极力抑制NbC的形成。
另外，如果Nb与C结合，大量形成NbC，则该碳化物消耗Nb。后面将详细说明，由于妨碍在本申请发明中有效的氮化物(Ti,Nb)N氮化物的形成，因此需要将C限制为0.020%以下。
进一步地，在受热处理步骤、熔接的热影响的部分中，与对耐腐蚀性的维持有效的Cr、Mo结合，容易形成碳化物。在这些碳化物的周围生成Cr、Mo的缺乏层，使得必要的耐腐蚀性降低。
要说明的是，C有固溶于合金而提高强度的效果，因此没有限定，但含有0.002%以上是优选的方式。由于以上的原因，将C规定为0.020%以下。优选为0.015%以下，进一步优选为0.002~0.015%。最优选为0.002~0.010%。
Si:0.02~1.0%
Si是对脱氧有效的元素，因此需要为0.02%以上。但是，Si促进M6C(M主要为Mo、Ni、Cr、Si)、M23C6(M主要为Cr、Mo、Fe)的形成，因此是使耐晶间腐蚀性降低的元素，因此必须控制在1.0%以下。因此，规定Si为0.02~1.0%。
Mn:0.02~1.00%
Mn是对脱氧有效的元素，因此需要为0.02%以上。但是，由于是促进MnS的形成、使耐点状腐蚀性降低的元素，因此需要为1.0%以下。因此，规定Mn为0.02~1.00%。
P:0.03%以下
P是使热加工性降低的元素，因此期望降低。因此，使P为0.03%以下。
S:0.005%以下
S与P同样是使热加工性降低的元素，同时形成MnS使耐腐蚀性降低，因此期望极力降低。因此，规定S为0.005%以下。
Cr:18.0~24.0%
Cr由于在合金的表面形成钝化覆膜而维持耐腐蚀性，因此是非常重要的元素。但是，过量的Cr的添加由于促进M23C6的析出，会引起耐腐蚀性的降低。因此，规定Cr为18.0~24.0%。
Mo:8.0~10.0%
Mo与Cr同样是对于形成钝化覆膜而维持耐腐蚀性而言重要的元素。但是，过量的Mo的添加促进M6C的析出，引起耐腐蚀性的降低。因此，规定Mo为8.0~10.0%。
Al:0.005~0.4%
Al是对脱氧和脱硫重要的元素，因此0.005%是必要的。但是，过量的添加形成氧化铝的团簇，有在合金板表面形成缺陷的风险。因此，规定Al为0.005~0.4%。
Ti:0.1~1.0%
Ti是本申请发明中极其重要的元素。即，Ti是与后述Nb一起与氮结合，形成在本申请发明中具有有益的效果的(Ti,Nb)N氮化物的元素。在熔融合金凝固时形成(Ti,Nb)N氮化物，在1150~1220℃的温度也不固溶，分布在合金中，具有抑制合金的晶粒生长的作用，因此可将晶粒直径分布控制在本申请发明的范围中。结果，可将0.2%耐力控制为270~400MPa。即，Ti如果低至小于0.1%，则(Ti,Nb)N氮化物的个数在合金的任意截面中少至小于100个/mm2，晶粒直径分布向粗大的方面转移，0.2%耐力降低，小于270MPa。因此Ti含有0.1%是必要的。
另一方面，如果Ti高得超过1.0%，则在合金的任意截面中超过1000个/mm2而大量形成。由此妨碍晶粒的生长，晶粒直径分布向细小的方向转移，0.2%耐力高得超过400MPa。为此，规定Ti为0.1~1.0%。优选为0.13~0.80%。进一步优选为0.15~0.70%。
Nb:2.5~5.0%
Nb与Ti同样也是在本申请发明中极为重要的元素。即，Nb如上所述，与Ti一起形成(Ti,Nb)N氮化物，具有抑制热处理时的晶粒生长的作用。由此，具有将晶粒直径分布调整得适当的效果，因此必须添加2.5%以上。另外，如果大量添加Nb而超过5.0%，则在合金的任意截面中超过1000个/mm2而大量形成。由此，妨碍晶粒的生长，晶粒直径分布向细小的方向转移，0.2%耐力高得超过400MPa。
另外，Nb的添加超过5.0%，则延性表达温度降低，热加工性降低。为此，规定Nb为2.5~5.0%。优选为2.6~4.7%。进一步优选为2.9~4.5%。
N:0.002~0.02%
N与Ti和Nb结合，形成(Ti,Nb)N氮化物，如上述的Ti和Nb的效果，可满足本申请发明的晶粒直径分布的范围。结果，可将0.2%耐力控制为270~400MPa。因此，规定N为0.002~0.02%。优选为0.002~0.017%。进一步优选为0.002~0.014%。
Fe:5.0%以下
Fe为了降低制造成本而添加，但过量添加会引起耐腐蚀性降低，因此规定为5.0%以下。
W:0.3%以下
W具有提高强度的效果，但过量添加会形成碳化物，降低耐腐蚀性，因此规定为0.3%以下。
V:0.3%以下
V具有固溶而提高强度的效果，过量添加会形成碳化物，降低耐腐蚀性，因此规定为0.3%以下。
进一步地，本申请发明中说明了规定NbC碳化物以及(Ti,Nb)N氮化物的个数的理由。要说明的是，下述的个数分布是合金的任意截面中的个数。
NbC碳化物和(Ti,Nb)N氮化物的个数之和:100~1000个/mm2
在1150~1220℃热处理时，需要抑制晶粒过度生长的二次粒子。为了抑制晶粒过度生长，最低需要100个/mm2，由此，可确保0.2%耐力的下限值270MPa。相反，如果超过1000个/mm2，则0.2%耐力的值超过400MPa。
NbC碳化物:40个/mm2以下
如上所说明的，Nb在熔融合金的凝固时与C结合形成NbC。但是，NbC有在1150~1220℃热处理时固溶的性质。因此，作为二次粒子有不稳定的因素，难以控制个数分布。因此，适用于抑制晶粒生长是困难的。
由于该现象，有使晶粒过度粗大化的不良影响。即，晶粒直径分布向粗大的方向转移，因此NbC是有害的碳化物。晶粒直径分布向粗大的方向转移的结果是， 0.2%耐力低至小于270MPa。
除了上述以外，不能将形成(Ti,Nb)N氮化物所需要的Nb完全供给该氮化物，所述(Ti,Nb)N氮化物对将0.2%耐力控制为本申请发明的范围有益。因此，本申请中NbC是有害的碳化物。
因此，有必要极力抑制NbC的形成。因此，合金的任意截面中，规定NbC粒子数为40个/mm2以下。优选为30个/mm2以下。更优选为20个/mm2以下。
(Ti,Nb)N氮化物的个数:100~1000个/mm2
在1150~1220℃热处理时，需要抑制晶粒过度生长的二次粒子。本申请中，如上所述，NbC固溶而无法利用。本申请中，发现(Ti,Nb)N氮化物是最有效的。即，着眼于在1150~1220℃热处理时不固溶而稳定地含有的(Ti,Nb)N氮化物。为了抑制晶粒过度生长，最低100个/mm2是必要的，由此可确保0.2%耐力的下限值270MPa。相反如果超过1000个/mm2，则0.2%耐力的值超过400MPa。因此，规定(Ti,Nb)N氮化物的个数为100~1000个/mm2。优选为110~900个/mm2。更优选为140~900个/mm2。
接着，说明规定(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量、氮化物的平均粒径和晶粒直径分布的理由。
(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量:5.0~40%
(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量小于5.0%时，凝固时形成的(Ti,Nb)N氮化物即使经过1150~1220℃的热处理，分布也没有大的改变，因此平均粒径变得比较大。即，即使是相同的N量，由于(Ti,Nb)N氮化物的分散程度降低，因此氮化物的个数变少。由此，晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力有降低的倾向。
另一方面，(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量超过40%时，经过1150~1220℃的热处理时，除了凝固时形成的(Ti,Nb)N氮化物以外，NbC也固溶而作为(Ti,Nb)N氮化物再析出。因此，即使是相同的N量，也有(Ti,Nb)N氮化物分散的倾向。由于该效果，氮化物的平均粒径变小，(Ti,Nb)N氮化物的个数变多。结果，晶粒直径分布向细小的方向转移，0.2%耐力有提高的倾向。因此，(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量为5~40%是优选的方式。要说明的是，(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量为了满足5~40%，将Ti、Nb、N量控制为本申请发明的范围即可。
氮化物的平均粒径:0.10~3.00μm
如上所述，(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量小于5%的情况下，凝固时形成的(Ti,Nb)N氮化物即使经过1150~1220℃的热处理，分布也没有大的改变，因此平均粒径变得比较大，超过3.00μm。并且，即使是相同的N量，由于(Ti,Nb)N氮化物的分散程度降低，因此氮化物的个数变少。由此，晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力有降低的倾向。
另一方面，(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量超过40%时，经过1150~1220℃的热处理时，除了凝固时形成的(Ti,Nb)N氮化物以外，NbC也固溶而作为(Ti,Nb)N氮化物再析出。因此，即使是相同的N量，也有(Ti,Nb)N氮化物分散的倾向。由于该效果，氮化物的平均粒径小至小于0.1μm，(Ti,Nb)N氮化物的个数变多。结果，晶粒直径分布向细小的方向转移，0.2%耐力有提高的倾向。因此，(Ti,Nb)N氮化物的尺寸为0.1~3μm是优选的方式。为了满足其，如上所说明的，(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量为5~40%即可。要说明的是，为了(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量满足5~40%，将Ti、Nb、N量控制为本申请发明的范围即可。
晶粒直径分布:晶粒直径分布为:1μm以上且小于20μm的为10%以下、20μm以上且小于40μm的为20%以下、40μm以上且小于60μm的为30%以下、60μm以上且小于80μm的为15~40%、80μm以上且小于100μm的为15~40%、100μm以上且小于120μm的为10~90%，且120μm以上的为30%以下
晶界是位错移动的障碍，因此晶粒直径分布对0.2%耐力的影响大。晶粒直径粗大的情况下，一定的单位体积的晶界变少，因此位错的移动变得容易。由此，0.2%耐力的值低。另一方面，晶粒直径细小的情况下，一定的单位体积的晶界变多，因此妨碍位错的移动，变形需要更大的应力，因此0.2%耐力的值高。要说明的是，在此定义的晶粒直径为除去双晶晶界的晶粒的面积率。
考虑以上，晶粒直径分布的最优选的方式为：1μm以上且小于20μm的为10%以下、20μm以上且小于40μm的为20%以下、40μm以上且小于60μm的为30%以下、60μm以上且小于80μm的为15~40%、80μm以上且小于100μm的为15~40%、100μm以上且小于120μm的为10~90%且120μm以上的为30%以下。
由此，可将0.2%耐力控制为270~400MPa。
本申请发明中没有特别限定，希望在以下的热处理温度下控制晶粒直径。
热处理温度:1150~1220℃
热处理温度低到小于1150℃的温度下，晶界的移动困难，晶粒不生长，晶粒直径分布向细小的方向转移，因此有0.2%耐力变高的倾向。
另一方面，如果热处理温度高得超过1220℃，则不仅NbC碳化物，(Ti,Nb)N氮化物也固溶的倾向变强。因此，晶粒变得非常粗大，晶粒直径分布向粗大的方向转移，因此有0.2%耐力变低的倾向。而且，由于异常氧化，表面形成厚厚的氧化皮，还有其后难以除去皮的问题。因此，为了实现上述的晶粒直径分布，使0.2%耐力为270~400MPa，在热处理温度1150~1220℃进行是优选的方式。
实施例
以下通过实施例更详细地说明本发明。
在电炉中将废料(scrap)、Ni、Cr、Mo等原料熔解，以达到表1中记载的化学成分，利用AOD(Argon Oxygen Decarburization)和/或VOD(Vacuum Oxygen Decarburization)通过吹氧沸腾进行脱碳。然后，投入Al和石灰石、萤石，在熔融合金上形成CaO-SiO2-Al2O3-MgO-F系熔渣，进行脱氧、脱硫。进一步地，添加Nb、Ti，将成分调整了的熔融合金通过连续铸造机进行铸造，得到厚度为200mm的厚块。
然后，将厚块用可逆式炉卷轧机进行热轧、冷轧，制造冷轧板。表1示出制造的合金的化学成分、表2示出压延的压下率、板厚、最终退火温度和评价结果。要说明的是，最终退火实施4分钟。
关于这些供试材料，将垂直于压延方向的截面切出1mm的厚度，将截面用#800的砂纸研磨，然后通过电解研磨抛光。对该样品通过以下的观察和测定方法进行评价。
<NbC碳化物的个数>
首先，通过安装于FE-SEM的能量色散X射线 (EDS) 分析装置，确定是NbC碳化物。这样确定的NbC碳化物的个数、粒子尺寸使用FE-SEM通过1mm×1mm的范围的测定求出。
<(Ti,Nb)N氮化物的个数>
首先，通过安装于FE-SEM的能量色散X射线 (EDS) 分析装置，确定是NbC碳化物。这样确定的(Ti,Nb)N氮化物的个数、粒子尺寸使用FE-SEM通过1mm×1mm的范围的测定求出。
<(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量>
(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量通过安装于FE-SEM的能量色散X射线(EDS)分析装置通过1mm×1mm的范围的测定求出。
<晶粒直径分布>
晶粒直径分布通过安装于FE-SEM的电子背散射衍射(EBSD)测定1000μm2的区域10处，由此求出。
<拉伸试验>
将上述冷压延材料在拉伸方向与压延方向垂直的方向上切出JIS 13B号平型拉伸试验片，进行拉伸试验，求出0.2%耐力。
以下对表1、2中示出的实施例进行说明。
要说明的是，表中，对不满足本发明的独立权利要求范围的数值加( )，对满足独立权利要求的范围但不满足优选的从属权利要求范围的数值加[ ]。
作为发明例的No.1、3、4、6~9中，由于均满足本发明的优选范围，因此为适当的组织，由拉伸试验得到的0.2%耐力满足270~400MPa的范围。要说明的是，附有※的No.2、5、10~13虽然大致为优选的评价结果，但是严格地说特性的一部分超出发明范围，因此作为参考例。
要说明的是，发明例No.3的合金的Ti量较高，但是Nb量较低，N量较高。因此，(Ti,Nb)N氮化物的个数较多，同时(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量为4%，不在范围内。而且，粒子尺寸变大。结果，晶粒直径分布向细小的方向转移，0.2%耐力为385MPa，显示较高的值。
发明例No.5的合金中，C和N量较低，因此NbC的个数少，且(Ti,Nb)N氮化物的个数也少，合计可确保范围的下限值100个/mm2以上。结果，晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力为272MPa，显示比较低的值。
发明例No.9的合金中，C量较高的同时，Ti量低，Nb量高。因此，NbC的个数形成得比较多，但并不是影响(Ti,Nb)N的个数的程度，可确保合适的个数。而且，(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量为41%，不在范围内。结果，晶粒直径分布向细小的方向转移，0.2%耐力为391MPa，显示比较高的值。
发明例No.10~13的合金中，N量较低，因此NbC的个数少，且(Ti,Nb)N氮化物的个数也少，合计可确保范围的下限值100个/mm2以上。结果，晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力为271~280MPa，显示比较低的值。
以下对比较例进行说明。
No.14的合金的C量高，NbC超出范围地大量形成。因此，(Ti,Nb)N的个数少，且(Ti,Nb)N的Nb量低于本发明的范围，晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力低于本发明的范围。
No.15的合金的Ti量和Nb量高于本发明的范围，因此(Ti,Nb)N的个数多于本发明的范围。进一步地，(Ti,Nb)N的Nb量提高，氮化物的尺寸小于本发明的范围。因此，晶粒直径分布向细小的方向转移，0.2%耐力高于本发明的范围。
No.16的合金的化学成分的Nb量高于本发明的范围，同时热处理温度低，因此NbC的个数多，(Ti,Nb)N的个数少于本发明的范围。进一步地，(Ti,Nb)N的Nb量提高，氮化物的尺寸小于本发明的范围。因此，晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力低于本发明的范围。
No.17的合金的N量低，(Ti,Nb)N的个数少于本发明的范围，晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力低于本发明的范围。
No.18的合金的Ti量低，Nb量和N量高于本发明的范围，因此(Ti,Nb)N中的Nb量高于本发明的范围。因此， (Ti,Nb)N粒子尺寸小于本发明的范围，同时(Ti,Nb)N粒子多于本发明的范围。结果，晶粒直径分布向细小的方向转移，0.2%耐力高于本发明的范围。
No.19的合金的Nb量和N量低于本发明的范围。而且退火温度高，因此(Ti,Nb)N变得粗大。进一步地，(Ti,Nb)N的个数少于本发明的范围，因此晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力低于本发明的范围。
No.20的合金的Ti量低，因此(Ti,Nb)N 中的Nb量高于本发明的范围。因此，(Ti,Nb)N的粒子尺寸小于本发明的范围，同时C比较高，因此NbC的个数变多，(Ti,Nb)N的个数少于本发明的范围。结果，晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力低于本发明的范围。
No.21的合金的Ti量高，Nb量和N量低，因此(Ti,Nb)N氮化物中的Nb量低于本发明的范围。(Ti,Nb)N的粒子尺寸大，其个数也少于本发明的范围。因此，晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力低于本发明的范围。
No.22的合金的Nb量和N量低于本发明的范围，(Ti,Nb)N的个数少于本发明的范围。因此，晶粒直径分布向粗大的方向转移，0.2%耐力低于本发明的范围。
No.23的合金的N量高于本发明的范围，因此(Ti,Nb)N的个数多于本发明的范围。结果，晶粒直径分布向细小的方向转移，0.2%耐力高于本发明的范围。
产业实用性
可用于化工厂、天然气管道、油田等的具有严酷的腐蚀环境的产业中。
Claims (7)
1.Ni-Cr-Mo-Nb系合金，其以质量％计，包含C:0.020％以下、Si:0.02～1.0％、Mn:0.02～1.0％、P:0.03％以下、S:0.005％以下、Cr:18.0～24.0％、Mo:8.0～10.0％、Al:0.005～0.4％、Ti:0.1～1.0％、Fe:5.0％以下、Nb:2.5～5.0％、N:0.002～0.02％、以及W:0.02～0.3％和V:0.02～0.3％的至少一种、余部为Ni和不可避免的杂质，
合金的任意截面中，NbC碳化物和(Ti,Nb)N氮化物的个数之和为100～1000个/mm2，前述NbC碳化物为40个/mm2以下，前述(Ti,Nb)N氮化物的个数为100～1000个/mm2。
2.根据权利要求1所述的Ni-Cr-Mo-Nb系合金，其中，前述(Ti,Nb)N氮化物中的Nb为5.0～40质量％。
3.根据权利要求1所述的Ni-Cr-Mo-Nb系合金，其中，前述氮化物的平均粒径为0.10～3.00μm。
4.根据权利要求2所述的Ni-Cr-Mo-Nb系合金，其中，前述氮化物的平均粒径为0.10～3.00μm。
5.根据权利要求1所述的Ni-Cr-Mo-Nb系合金，其中，晶粒直径中，
1μm以上且小于20μm的为10％以下、
20μm以上且小于40μm的为20％以下、
40μm以上且小于60μm的为30％以下、
60μm以上且小于80μm的为15～40％、
80μm以上且小于100μm的为15～40％、
100μm以上且小于120μm的为10～90％且
120μm以上的为30％以下。
6.根据权利要求2所述的Ni-Cr-Mo-Nb系合金，其中，晶粒直径中，
1μm以上且小于20μm的为10％以下、
20μm以上且小于40μm的为20％以下、
40μm以上且小于60μm的为30％以下、
60μm以上且小于80μm的为15～40％、
80μm以上且小于100μm的为15～40％、
100μm以上且小于120μm的为10～90％且
120μm以上的为30％以下。
7.根据权利要求3所述的Ni-Cr-Mo-Nb系合金，其中，晶粒直径中，
1μm以上且小于20μm的为10％以下、
20μm以上且小于40μm的为20％以下、40μm以上且小于60μm的为30％以下、60μm以上且小于80μm的为15～40％、80μm以上且小于100μm的为15～40％、100μm以上且小于120μm的为10～90％且120μm以上的为30％以下。
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| CN103173658A (zh) * | 2011-12-22 | 2013-06-26 | 株式会社日立制作所 | Ni基锻造合金和使用其的燃气轮机 |
| CN105723009A (zh) * | 2013-11-12 | 2016-06-29 | 新日铁住金株式会社 | Ni-Cr合金材料以及使用其的油井用无缝管 |
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