CN117651784A - 加工性、耐腐蚀性优异的焊接管用Ni-Cr-Mo系合金 - Google Patents

加工性、耐腐蚀性优异的焊接管用Ni-Cr-Mo系合金 Download PDF

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CN117651784A CN202280049165.0A CN202280049165A CN117651784A CN 117651784 A CN117651784 A CN 117651784A CN 202280049165 A CN202280049165 A CN 202280049165A CN 117651784 A CN117651784 A CN 117651784A
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Abstract

[课题]提供焊接部的加工性、耐腐蚀性优异的Ni‑Cr‑Mo系合金。[解决手段]Ni‑Cr‑Mo系合金，其按质量％计由以下成分构成：C：0.002～0.020％，Si：0.02～1.00％，Mn：0.02～1.00％，P：0.030％以下，S：0.005％以下，Cr：18.0～24.0％，Mo：7.5～9.0％，Cu：0.01～0.20％，Al：0.005～0.400％，Ti：0.1～1.0％，Fe：3.0～6.0％，Nb：2.5～4.0％，Co：0.01～0.50％，V：0.05～0.50％，N：0.002～0.020％，Sn：0.003～0.030％，W：0.05～0.50％，Nb+Ti+V：2.5～4.5％，Cu+10Sn：0.40以下，余量为Ni和不可避免的杂质。

Description

加工性、耐腐蚀性优异的焊接管用Ni-Cr-Mo系合金
技术领域
本发明涉及Ni-Cr-Mo合金，特别是涉及在焊接后也可维持加工性和耐腐蚀性的Ni-Cr-Mo合金。
背景技术
Ni-Cr-Mo合金是耐腐蚀性极其优异的材料，因此被广泛用于化工厂、天然气田、油田等严酷的腐蚀环境下。另外，也用于加热器的包覆管等，这些也在容易腐蚀的严酷环境中使用。为了在这样的领域中使用，需要各种焊接或加工，对焊接部实施加工的情况也多。因此，与母材部同样，在焊接部也要求加工性、耐腐蚀性。但是，由于焊接部为凝固组织，因此耐腐蚀性降低，并且加工性因裂纹的产生或焊接部的延展性降低而降低，因此要求改善。
对于这样的Ni-Cr-Mo合金，示出了为了改善耐腐蚀性而减少Mo的偏析的制造方法(例如，参照专利文献1)和控制对耐腐蚀性造成影响的碳化物的技术(例如，参照专利文献2)。但是，在这些文献中，对于焊接性或焊接部的加工性没有任何叙述。
另一方面，关于焊接部的加工性或耐腐蚀性，虽然已知铁素体系不锈钢的文献(例如参照专利文献3、4)，但由于合金体系不同，因此不能将这些技术直接应用于Ni-Cr-Mo合金。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2019/107456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2002-275590号公报，
专利文献4：日本特开2008-231542号公报。
发明内容
发明所要解决的课题
鉴于上述技术，本发明的目的在于提供焊接部的加工性、耐腐蚀性优异的Ni-Cr-Mo系合金。
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。其结果发现，为了在焊接部形成优异的加工性，需要提高焊接部自身的延展性，而控制Cu、Co、C、N量用于提高材料自身的延展性，并且适量添加Nb、Ti、V用于使焊接部的凝固组织细化是有效的。此外还知晓，通过在焊接部抑制碳化物或碳氮化物、低熔点化的共晶析出物，可减少裂纹的产生。特别是知晓，通过对Cu和Sn控制添加量以达到适当的量，可提高焊接部的延展性。进而发现，在耐腐蚀性方面，添加Sn、W这样的元素，减少导致耐腐蚀性劣化的碳化物或成为腐蚀的起点的氧化物是有效的。
如此，本申请发明是通过实验完成的，即，本发明为Ni-Cr-Mo系合金，其按质量％计由以下成分构成：
C：0.002～0.020％，Si：0.02～1.00％，Mn：0.02～1.00％，P：0.030％以下，S：0.005％以下，Cr：18.0～24.0％，Mo：7.5～9.0％，Cu：0.01～0.20％，Al：0.005～0.400％，Ti：0.1～1.0％，Fe：3.0～6.0％，Nb：2.5～4.0％，Co：0.01～0.50％，V：0.05～0.50％，N：0.002～0.020％，Sn：0.003～0.030％，W：0.05～0.50％，Nb+Ti+V：2.5～4.5％，Cu+10Sn：0.40以下，余量为Ni和不可避免的杂质。
在本发明中，优选O：0.005％以下、Mg：0.001～0.010％、Ca：0.0001～0.0100％。
附图说明
[图1]表示本发明的预备实验中的Co量与伸长率比的关系的图表。
[图2]表示本发明的预备实验中的Cu量与伸长率比的关系的图表。
[图3]表示本发明的预备实验的弯曲试验中的Sn量和Cu量与有无缺陷的关系的标绘图。
[图4]实施例中的试验片采集的示意图。
具体实施方式
发明人为了解决上述课题进行了以下实验1～实验3，从而完成了本发明。以下对该研究进行说明。
<实验1>
焊接部的延展性评价
在实验室中，将Ni-Cr-Mo系合金用高频感应炉熔化，浇铸到铸模中，得到合金块，所述Ni-Cr-Mo系合金具有以Ni-21％Cr-8％Mo-4.5％Fe为基本组成，并在其中添加C、N、Mn、Cu、Ti、Nb、Co、V、Sn、W而得的各种成分。将其通过热锻制成厚度8mm的锻材，在1100℃下退火，然后进行酸洗，通过冷轧得到厚度3mm冷轧板。进而，将其在1100℃下进行退火后，制作仅有母材部的试验片和包含焊接部的试验片。试验片为板厚3mm、宽度30mm、长度100mm的尺寸，并以拉伸方向与轧制方向平行的方向进行采集。通过下述定义的伸长率比评价焊接后的加工性。需说明的是，伸长率比表示焊接部的延展性相对于母材维持了何种程度。
伸长率比＝(包含焊接部的试验片的伸长率％)/(仅有母材部的试验片的伸长率％)
焊接部通过无填充等离子焊接制作。焊接条件为：电流100A、电压30V、速度500mm/min、中心气体和背面保护气使用100％Ar、表面保护气使用93％Ar+7％H2、坡口形状为I型。另外，焊接部通过焊道切割而变得平滑。以使得焊接焊道与拉伸方向垂直、并且焊接部处于试验片平行部中央的方式采集试验片。
在表1中示出上述的试验结果。调查了各种成分的影响，其结果，在未添加Ti、Nb、V中的任一种的试样(编号8、9、10)以及即使含有Ti、Nb、V全部但Nb+Ti+V总量低的试样(编号11)中，伸长率显著降低。另外，在C量、N量高(编号12、13)的情况下，伸长率也显著降低。
[表1]
在图1中示出编号1～7的试样的Co量与伸长率比的关系，在图2中示出编号1～6的Cu量与伸长率比的关系。与不添加Cu或Co(编号6、7)相比，在添加它们的情况下，确认伸长率得到改善，可见焊接部的伸长率随着Cu量和Co量的增加而提高。
发现为了提高焊接部的延展性，控制Cu、Co、C、N量用于确保材料自身的延展性是有效的。此外，在焊接部，碳化物或碳氮化物、低熔点化的共晶析出物成为裂纹的起点，可能降低加工性。因此，如下所述进行焊接部的裂纹的评价。
<实验2>
焊接部的裂纹评价
在实验室中，将Ni-Cr-Mo系合金用高频感应炉熔化，浇铸到铸模中，得到合金块，所述Ni-Cr-Mo系合金具有以Ni-21％Cr-8％Mo-4.5％Fe-3.5％Nb-0.010％C-0.010％N为基本组成，并在其中添加Mn、Cu、Ti、Nb、Co、V、Sn、W而得的各种成分。将其通过热轧制成厚度8mm的卷材，在1100℃下退火，然后进行酸洗，通过冷轧制成厚度0.7mm。进而，将其在1100℃下进行退火后，进行切割，制成窄幅卷材(31.4mm)。对其在连续生产线中实施成型、焊接。焊接部通过无填充等离子焊接制作。焊接条件为：电流100A、电压10V、速度1000mm/min、中心气体和背面保护气使用100％Ar、表面保护气使用93％Ar+7％H2。如此操作，制作外径10mm的管并实施弯曲试验。
即，在管的制管方向上采集500mm长的试验片，对钢铁制的135R(mm)的圆筒基于压弯方式进行弯曲试验。需说明的是，配置成焊道在管的下侧，并从上侧压入圆筒。
对于弯曲部的缺陷(裂纹)的确认，使用光学显微镜放大到20～400倍，确认有无缺陷。需说明的是，在裂纹超过0.1mm的情况下，认为有缺陷。
在表2中示出上述的试验结果。另外，图3是将利用135R的弯曲试验结果进行标绘而得到的图，横轴表示Sn量，纵轴表示Cu量。无缺陷的用〇表示，观察到缺陷的用×表示。在图中，在Cu+10×Sn为0.40以下的区域中没有观察到裂纹的产生，但在超过0.40的Cu和Sn较高的情况下，观察到裂纹的产生。因此，在限制Cu量和Sn量的同时，需要使Cu+10×Sn为0.40以下。
[表2]
<实验3>
焊接部的耐腐蚀性评价
使用与实验1相同的试样，实施了腐蚀试验作为焊接部的耐腐蚀性的评价。在焊接部通过焊道切削变得平滑后，用120号的砂纸研磨抛光。将该试验片在由6％FeCl3和1％HCl构成的600ml的溶液中浸渍120小时。在试验温度为80、85、90、95℃下进行试验，测定临界点蚀温度(CPT)。将点蚀为25μm以上的试验片视为产生点蚀。将结果一并记载于表1中。
在未添加W、Sn的编号1、编号3以及C量、N量高的编号12、编号13中，即使在试验温度为80℃下也确认到产生点蚀。另一方面，在W、Sn的添加量高的编号5中CPT为95℃，在编号6中CPT也为90℃，确认了耐腐蚀性的提高。根据该结果，在焊接部的耐腐蚀性方面，添加Sn、W这样的元素，减少导致耐腐蚀性劣化的碳化物或成为腐蚀的起点的氧化物是有效的。
接下来，对限定本发明的Ni-Cr-Mo系合金的成分组成的理由进行说明。需说明的是，％均为mass％(质量％)。
C：0.002～0.020％
C是影响加工性和耐腐蚀性的元素。在Ni-Cr-Mo系合金中，C与Nb、Ti、V结合，形成碳化物。焊接部的过量的碳化物使延展性降低，并且成为焊接时的裂纹的起点。此外，在热处理工序或焊接所致的热影响部，容易与有效于维持耐腐蚀性的Cr、Mo结合，形成M6C(M主要为Mo、Ni、Cr、Si)、M23C6(M主要为Cr、Mo、Fe)的碳化物。在这些碳化物的周围产生Cr、Mo的缺乏层，使所需的耐腐蚀性降低，因此设为0.020％以下。另一方面，焊接部的碳化物通过使凝固组织细化而提高延展性，因此需要含有0.002％以上。
出于上述理由，将C规定为0.002～0.020％。优选为0.003～0.015％。最优选为0.003～0.010％。
Si：0.02～1.00％
Si是用于脱氧的有效元素，并且提高焊接时的熔液流动性，因此需要为0.02％以上。但是，若熔液流动性变得过好，则在焊接部形状方面不能确保凸焊道，因此必须控制在1.00％以下。另外，是促进M6C、M23C6的形成，使耐晶界腐蚀性降低的元素。因此，将Si规定为0.02～1.00％。优选为0.03～0.80％，更优选为0.05～0.50％。
Mn：0.02～1.00％
Mn在晶界偏析，固定引起焊接裂纹的P、S而抑制焊接裂纹，因此需要为0.02％以上。但是，由于是促进MnS的形成，使耐点蚀性降低的元素，因此需要设为1.00％以下。因此，将Mn规定为0.02～1.00％。优选为0.03～0.80％，更优选为0.05～0.50％。
P：0.030％以下
P是在晶界偏析以及使热加工性和耐腐蚀性劣化的元素。另外，通过与Ni生成低熔点的共晶而提高焊接裂纹敏感性。因此，优选减少P。因此，将P设为0.030％以下。优选为0.028％以下，更优选为0.020％以下。
S：0.005％以下
S与P同样，是在晶界偏析而使热加工性降低的元素，并且形成MnS而使耐腐蚀性降低，因此优选尽可能减少。另外，虽然在焊接时使熔液流动性变好，但若熔液流动性变得过好，则在焊接部形状方面不能确保凸焊道。因此，将S规定为0.005％以下。优选为0.002％以下，更优选为0.0015％以下。
Cr：18.0～24.0％
Cr是用于在合金的表面形成钝化覆膜以维持耐腐蚀性的非常重要的元素。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，将Cr规定为18.0～24.0％。优选为20.0～24.0％，更优选为21.0～23.0％。
Mo：7.5～9.0％
Mo与Cr同样，是用于形成钝化覆膜以维持耐腐蚀性的重要元素。但是，过量的Mo的添加由于促进M6C的析出而引起耐腐蚀性的降低。另外，过量的Mo的添加使强度上升的另一方面是使延展性降低。因此，将Mo规定为7.5～9.0％。优选为8.0～9.0％，更优选为8.0～8.5％。
Cu：0.01～0.20％
Cu是提高母材部和焊接部的延展性的重要元素，因此需要为0.01％。但是，过度的添加使热加工性降低，引起焊接裂纹。另外，虽然在焊接时使熔液流动性变好，但若熔液流动性变得过好，则在焊接部形状方面不能确保凸焊道。因此，将Cu规定为0.01～0.20％。优选为0.02～0.15％，更优选为0.02～0.10％。
Al：0.005～0.400％
Al是对脱氧有效的元素，因此需要为0.005％。通过使Al为0.005％以上，可使O为0.005％以下。但是，过度的添加使热加工性降低。另外，形成氧化铝的团簇，会在合金板表面产生线状的缺陷。因此，将Al规定为0.005～0.400％。优选为0.020～0.300％，更优选为0.050～0.300％。
Ti：0.1～1.0％
Ti通过与C、N结合形成碳化物(TiC)、氮化物(TiN)而使焊接部的凝固组织细化，提高延展性，并且抑制引起耐腐蚀性降低的M6C、M23C6的形成。另一方面，过量的添加会形成大量的碳化物(TiC)、氮化物(TiN)和氧化物(TiO2)而引起热加工性、延展性的降低。因此，将Ti规定为0.1～1.0％。优选为0.1～0.8％，更优选为0.1～0.5％。
Fe：3.0～6.0％
Fe是为了降低制造成本而添加的，同时具有降低合金中的O量的效果。但是，过量的添加会引起耐腐蚀性的降低，因此规定为3.0～6.0％以下。优选为3.0～5.0％，更优选为3.0～4.5％。
Nb：2.5～4.5％
Nb与Ti同样，通过与C、N结合形成碳化物(NbC)、氮化物(NbN)而使焊接部的凝固组织细化，提高延展性。另外，抑制引起耐腐蚀性降低的M6C、M23C6的形成。另一方面，固溶后使强度上升的同时使延展性降低。另外，Nb的过量添加使展现延展性的温度降低，由此引起热加工性降低。因此，将Nb规定为2.5～4.5％。优选为2.8～4.0％，更优选为2.8～3.8％。
Co：0.01～0.50％
Co是提高母材部和焊接部的延展性的重要元素，因此需要为0.01％。但是，过度的添加使热加工性降低，引起焊接裂纹。因此，将Co规定为0.01～0.50％。优选为0.01～0.30％。更优选为0.01～0.20％。
V：0.05～0.50％
V与Nb、Ti同样，通过与C、N结合形成碳化物(VC)、氮化物而使焊接部的凝固组织细化，提高延展性。另外，抑制引起耐腐蚀性降低的M6C、M23C6的形成。另一方面，固溶后使强度上升的同时使延展性降低。将V规定为0.05～0.50％。优选为0.10～0.50％。更优选为0.10～0.30％。
N：0.002～0.020％
N与Nb、Ti、V结合，形成氮化物或碳氮化物。最适宜量的氮化物、碳氮化物通过使焊接部的凝固组织细化，提高延展性。另一方面，焊接部的过量的氮化物、碳氮化物使延展性降低，并且成为焊接时的裂纹的起点。另外，若N量升高，则焊接部处的气孔(blow hole)数增加。因此，将N规定为0.002～0.020％。优选为0.002～0.016％。进一步优选为0.002～0.010％。
Sn：0.003～0.030％
Sn是通过微量的添加而使耐腐蚀性提高的元素。另一方面，通过形成低熔点的化合物，导致焊接部的裂纹。因此，将Sn规定为0.003～0.030％。优选为0.004～0.020％，更优选为0.006～0.010％。
W：0.05～0.50％
W与Mo同样，具有提高耐腐蚀性的效果，但过度的添加会形成碳化物，降低耐腐蚀性。因此，将W规定为0.05～0.50％。优选为0.10～0.40％。更优选为0.10～0.30％。
Nb+Ti+V：2.5～4.5％
Nb、Ti、V与C、N结合，形成碳化物、氮化物和碳氮化物。最适宜量的氮化物、碳氮化物通过使焊接部的凝固组织细化，提高焊接部的延展性。另一方面，焊接部的过量的氮化物、碳氮化物使延展性降低，并且成为焊接时的裂纹的起点。设为Nb+Ti+V：2.5～4.5％。优选为2.8～4.5％，更优选为3.0～4.0％。
Cu+10Sn：0.40以下
在添加了Cu和Sn的情况下，若Sn相对于Cu的添加量增多，则形成低熔点的化合物，由此导致焊接部处的裂纹。因此，设为0.40以下。优选为0.35以下，更优选为0.30以下。
在本合金中优选如下所述地控制O、Mg、Ca的浓度。
O：0.005％以下
O形成氧化物，使焊接性、热加工性降低。另外，形成焊接时的气孔，另外，虽然在焊接时使熔液流动性变好，但若熔液流动性变得过好，则在焊接部形状方面不能确保凸焊道。因此，优选减少。此外，会通过形成Al2O3的团簇或Ti的氧化物而使热加工性降低，并且产生线状的缺陷。由此，将O设为0.005％以下。优选为0.004％以下，更优选为0.003％以下。
Mg：0.001～0.010％
Mg与Mn同样，在晶界偏析，固定引起焊接裂纹的P、S而抑制焊接裂纹。另一方面，若含有一定量以上的Mg，则夹杂物在焊接焊道上凝聚，导致加工性劣化或成为腐蚀的起点，由此引起耐腐蚀性的降低。另外，通过形成MgO的夹杂物并团簇化，在制品中导致表面缺陷。因此，将Mg规定为0.001～0.010％。优选为0.002～0.008％。更优选为0.002～0.005％。
Ca：0.0010～0.0100％、
Ca与Mn同样，在晶界偏析，固定引起焊接裂纹的P、S而抑制焊接裂纹。另一方面，若含有一定量以上的Ca，则夹杂物在焊接焊道上凝聚，导致加工性劣化或成为腐蚀的起点，由此引起耐腐蚀性的降低。另外，通过形成CaO的夹杂物并团簇化，在制品中导致表面缺陷。因此，将Ca规定为0.0010～0.0100％。优选为0.0020～0.0070％。更优选为0.0020～0.0050％。
焊接后的母材部、焊接部、热影响部的维氏硬度分别为280HV以下
在焊接后的焊接部、热影响部中，由于碳化物或碳氮化物的形成或组织的变化，硬度有可能变大，但若硬度上升，则加工性变差。因此，焊接的状态下的母材部、焊接部、热影响部的维氏硬度分别设为280HV以下。优选为270HV以下，进一步优选为260以下。在这里没有特别限定，但从保持强度的观点出发，优选为180HV以上。
在本发明的Ni-Cr-Mo系合金中，上述余量由Ni和不可避免的杂质构成。在这里，不可避免的杂质是在工业上制造Ni基合金时由于各种原因而混入的成分，是指在不对本发明的作用效果造成不良影响的范围内容许含有的成分。
另外，为了提高加工性，更优选对受到加工的整个部分以及包含焊接部的部分实施热处理。若是本发明合金，则在大气气氛中进行1000℃×1min左右的热处理也是足够的。即，可避免高温(例如最高达1160℃)、长时间(例如最长1h左右)的热处理。具有可避免以下情况的优点：在这样的高温、长时间的热处理的情况下，在大气气氛中生成氧化皮，从而需要通过酸洗或机械研磨等将其除去。
接下来，对本发明的Ni-Cr-Mo系合金的制造方法进行说明。本发明的Ni-Cr-Mo系合金的制造方法没有特别限定，优选用以下方法制造。首先，将废铁、Ni、Cr、Mo等原料在电炉中熔化，通过AOD(氩氧脱碳，Argon Oxygen Decarburization)和/或VOD(真空吹氧脱碳，Vacuum Oxygen Decarburization)来吹氧精炼以进行脱碳。然后，投入Al和石灰石进行Cr还原，进而投入石灰石和萤石，以在熔融合金上形成CaO-SiO2-Al2O3-MgO-F系熔渣，进行脱氧、脱硫，用连铸机对所得熔融合金进行铸造而制造板坯，然后，进行热轧，根据需要进行冷轧，制成厚板或热轧钢板、冷轧钢板等薄板。
实施例
通过以下实施例来更详细地说明本发明。但是，本发明只要不超出其主旨，就不限定于这些实例。首先，将废铁、Ni、Cr、Mo等原料在电炉中熔化，通过AOD和VOD来吹氧精炼以进行脱碳。然后，投入Al和石灰石进行Cr还原，进而投入石灰石和萤石，以在熔融合金上形成CaO-SiO2-Al2O3-MgO-F系熔渣，进行脱氧、脱硫。用连铸机对这样精炼过的熔融合金进行铸造，得到板坯。然后，用斯特克尔式轧机对板坯进行热轧，接着进行冷轧，制造板厚3mm的冷轧板。在表3中示出所制造的合金的化学成分，在表4中示出测定条件、评价结果。
焊接部的延展性评价
在1100℃下对3mm厚(mmt)的冷轧板进行退火后，进行焊接部的延展性评价。在图4中示出试验片采集的示意图。冷轧板1包含焊接焊道2。由该焊接后的冷轧板1制作仅包含母材部的试验片3和包含母材部和焊接部的试验片4，实施拉伸试验。焊接部通过无填充等离子焊接制作。焊接条件为：电流100A、电压30V、速度500mm/min、中心气体和背面保护气使用100％Ar、表面保护气使用93％Ar+7％H2、坡口形状为I型。另外，焊接部通过焊道切割而变得平滑。以使得焊接焊道与拉伸方向垂直、并且焊接部处于试验片平行部中央的方式采集试验片4。需说明的是，试验片3、4均为板厚3mm、宽度30mm、长度100mm的尺寸，并以拉伸方向与轧制方向平行的方向进行采集。用下述定义的伸长率比，评价焊接后的加工性。将伸长率比低于0.6的情况评价为D，将0.6以上且低于0.7评价为C，将0.7以上且低于0.8评价为B，将0.8以上评价为A。
伸长率比＝(包含焊接部的试验片的伸长率％)/(仅有母材部的试验片的伸长率％)
焊接部的裂纹评价
在1100℃下对3mmt的冷轧板进行退火，然后进行酸洗，进而通过冷轧轧制到厚度0.7mmt。然后，在连续生产线中实施成型、焊接，从而进行管的制造。作为焊接部的裂纹的评价，使用0.7mm材料制作直径10mm的管，实施弯曲试验。焊接条件为：电流100A、电压10V、速度1000mm/min、中心气体和背面保护气使用100％Ar、表面保护气使用93％Ar+7％H2。另外，在管的制管方向上采集500mm长的试验片，使用钢铁制的圆筒，基于压弯方式进行135R、115R、95R的弯曲试验。需说明的是，配置成焊道在管的下侧，并从上侧压入圆筒。
对于弯曲部的缺陷(裂纹)的确认，使用光学显微镜放大到20～400倍，确认有无缺陷。需说明的是，在裂纹超过0.1mm的情况下，认为有缺陷。将在135R下产生裂纹的试验片评价为D，将在135R下未产生裂纹而在115R下产生裂纹的试验片评价为C，将在115R下未产生裂纹而在95R下产生裂纹的试验片评价为B，将在95R下也未产生裂纹的试验片评价为A。
焊接部的耐腐蚀性评价
作为焊接部的耐腐蚀性的评价，实施腐蚀试验。试验片使用3mm材料。另外，在焊接部通过焊道切割变得平滑后，用120号的砂纸研磨抛光。将该试验片在由6％FeCl3和1％HCl构成的600ml的溶液中浸渍120小时。在试验温度为80、85、90、95℃下进行试验，测定临界点蚀温度(CPT)。将点蚀为25μm以上的视为产生点蚀。将CPT为80℃的试验片评价为D，将CPT为85℃的试验片评价为C，将CPT为90℃的试验片评价为B，将CPT为95℃的试验片评价为A。
焊接部的硬度评价
作为焊接部的硬度评价，测定母材和焊接部、热影响部的维氏硬度。试验片使用3mm材料，对断面用120号的砂纸研磨抛光。在测定时的负荷1kgf下，分别对母材和焊接部、热影响部进行三点测定，对平均硬度进行评价。
[表3]
[表4]
以下对表3、4所示的实施例进行说明。编号1～20是判定中C最多只有1个的在容许范围内的发明例，由于满足本发明的范围，因此即使在焊接部的加工性、耐腐蚀性也优异。
编号21～38是包含D、或即使不包含D也有2个以上C的在容许范围外的比较例。以下对编号21～38的比较例进行说明。
编号21未添加Co，因此延展性为D，在范围外。
编号22的C量高，因此延展性、裂纹、耐腐蚀性为C，焊接部的硬度也高，在范围外。
编号23的Nb+Ti+V偏高，因此裂纹为D，焊接部的硬度也偏高，在范围外。
编号24的Nb低，Nb+Ti+V偏低，因此延展性为D，在范围外。
编号25的Co偏高，因此裂纹为D，在范围外。
编号26的Sn偏低，因此耐腐蚀性为D，在范围外。
编号27未添加Cu，因此延展性为D，在范围外。
编号28的Cu偏高，因此裂纹为D，在范围外。
编号29的Nb偏高，延展性和裂纹为D，焊接部的硬度也偏高，在范围外。
编号30的V偏高，延展性和裂纹为D，在范围外。
编号31未添加V，因此延展性为D，在范围外。
编号32的N偏高，延展性和裂纹为D，在范围外。
编号33、34的Cu+10Sn偏高，因此裂纹为D，在范围外。
编号35的W偏低，耐腐蚀性为D，在范围外。
编号36的W偏高，耐腐蚀性为D，在范围外。
编号37的Cu+10Sn偏高，因此裂纹为D，在范围外。
编号38的C、N偏低，因此延展性为D，在范围外。
符号说明
1：(退火后的)冷轧板，2：焊接焊道，3：仅包含母材部的试验片，4：包含母材部和焊接部的试验片。

Claims (2)

1.Ni-Cr-Mo系合金，其按质量％计由以下成分构成：
C：0.002～0.020％，Si：0.02～1.00％，Mn：0.02～1.00％，P：0.030％以下，S：0.005％以下，Cr：18.0～24.0％，Mo：7.5～9.0％，Cu：0.01～0.20％，Al：0.005～0.400％，Ti：0.1～1.0％，Fe：3.0～6.0％，Nb：2.5～4.0％，Co：0.01～0.50％，V：0.05～0.50％，N：0.002～0.020％，Sn：0.003～0.030％，W：0.05～0.50％，Nb+Ti+V：2.5～4.5％，Cu+10Sn：0.40以下，余量为Ni和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的Ni-Cr-Mo系合金，其特征在于，O：0.005％以下，Mg：0.001～0.010％，Ca：0.0001～0.0100％。
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