JP2013049902A - Ni-BASED ALLOY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME - Google Patents

Ni-BASED ALLOY AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME Download PDF

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Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a Ni-based alloy provided with good toughness and a method for producing the Ni-based alloy.SOLUTION: The Ni-based alloy contains, by mass, 0.03-0.09% of C, 0.05-0.4% of Si, 0.01-1.0% of Mn, 0.015% or less of P, 0.005% or less of S, 19-25% of Cr, 5.5-10% of Mo+0.5W, 9-21% of Co, 0.2-2.5% of Ti, 0.3-1.5% of Al, and 0.001-0.005% of B, with the balance comprising Ni and impurities, wherein a precipitation amount of Cr obtained from quantitative analysis of the extraction residue obtained by electrolysis of the Ni-based alloy is 0.3 mass% or less. The production method includes heat treatment of a Ni-based alloy material having the chemical composition, in which the Ni-based alloy material is subjected to soaking treatment by being heated to 1,150°C or higher, and then cooled in the conditions which satisfy ΔT×Δt/2.5≤75, wherein ΔT is a difference (°C) between soaking temperature and quenching start temperature after soaking, and Δt is a time (min) from the end of soaking to the start of quenching.

Description

本発明は、高温構造材料(耐熱材料)として使用される、良好な靱性を備えたNi基合金に関する。また、本発明は、良好な靱性を備えたNi基合金の製造方法に関する。   The present invention relates to a Ni-based alloy having good toughness used as a high-temperature structural material (heat-resistant material). The present invention also relates to a method for producing a Ni-based alloy having good toughness.

別に記載がない限り、本明細書における用語の定義は次のとおりである。
「%」:対象物に含まれる各成分の質量百分率(質量%)を表す。
Unless otherwise stated, the definitions of terms in this specification are as follows.
“%”: Represents a mass percentage (mass%) of each component included in the object.

「Cr析出量」:本発明のNi基合金の製造工程において、熱間加工後または熱間加工に加えて冷間加工を行った後で熱処理を施す際に、主として結晶粒界に析出するCrの析出物(主として、炭化物)中のCr量の当該Ni基合金に対する比率(質量%:質量百分率表示)をいう。この「Cr析出量」は、熱処理を施した後のNi基合金を電解して抽出残渣を得て、この抽出残渣を定量分析することにより求められる。   “Cr precipitation amount”: In the manufacturing process of the Ni-based alloy of the present invention, Cr that is precipitated mainly at the grain boundaries after the hot working or after the cold working in addition to the hot working is performed. The ratio (mass%: mass percentage display) of the amount of Cr in the precipitate (mainly carbide) to the Ni-based alloy. This “Cr precipitation amount” is obtained by electrolyzing the Ni-based alloy after heat treatment to obtain an extraction residue, and quantitatively analyzing the extraction residue.

火力発電用ボイラ、蒸気タービンおよびガスタービン、化学工業用各種反応装置、原子力プラント等において使用される耐熱材料には、高温強度(引張強さ、クリープ強さ)が高く、高温耐酸化性・耐食性に優れていることに加え、延性、靱性も良好であることが要求される。耐熱材料としては、実際の使用環境の温度(使用温度)に応じて、Cr−Mo系低合金鋼、Cr量が9%以上のフェライト系およびマルテンサイト系ステンレス鋼、18Cr−8NiにMo、Nb、Ti等の合金元素を添加し、またはさらにCrやNiを増量したオーステナイト系ステンレス鋼、Niを主成分とし、Cr量を増した高Cr高Ni合金、Feをほとんど含まないNi基合金等が使用されている。   Heat-resistant materials used in thermal power generation boilers, steam turbines and gas turbines, various chemical reactors, nuclear power plants, etc. have high high-temperature strength (tensile strength and creep strength), and high-temperature oxidation and corrosion resistance. It is required that the ductility and toughness are also good. As heat-resistant materials, Cr—Mo low alloy steel, ferritic and martensitic stainless steels with a Cr content of 9% or more, 18Cr-8Ni, Mo, Nb depending on the temperature (operating temperature) of the actual usage environment. An austenitic stainless steel to which an alloying element such as Ti is added or Cr or Ni is further increased, a high Cr high Ni alloy mainly containing Ni and having an increased Cr content, a Ni-based alloy containing almost no Fe, etc. It is used.

Ni基合金は、耐用温度の高い耐熱材料として、従来から火力発電プラントやガスタービンの高温部、原子力プラントの蒸気発生器等において使用されてきた。   Ni-based alloys have been conventionally used as heat-resistant materials with high durability temperatures in thermal power plants, high-temperature parts of gas turbines, steam generators of nuclear power plants, and the like.

Ni基合金のうちでNi−Cr−Co合金では、製造の過程で、耐熱材料に要求される重要な特性の一つである靭性(シャルピー衝撃試験における20℃の衝撃値、以下、「20℃シャルピー衝撃値」、または単に「20℃衝撃値」ともいう)が低くなる場合があった。   Among Ni-based alloys, Ni—Cr—Co alloys have toughness (an impact value at 20 ° C. in a Charpy impact test, hereinafter referred to as “20 ° C.”), which is one of important characteristics required for heat-resistant materials in the course of production. In some cases, the “Charpy impact value” or simply “20 ° C. impact value”) was lowered.

Ni基合金は、合金管の場合、例えば、下記の各工程を経ることにより製造できる。
(1)電気炉により溶製して得られたNi基合金塊に、均熱処理、分塊(鍛造)、熱間での圧延または押出し加工を施してNi基合金素管(Ni基合金素材)とし、
(2)必要に応じて、合金素管(合金素材)に引き抜きまたは圧延による冷間加工を施し、
(3)さらに合金素管(合金素材)に溶体化熱処理およびスケール除去のための酸洗等を施してNi基合金管(成品)とする。
In the case of an alloy tube, the Ni-based alloy can be manufactured, for example, through the following steps.
(1) Ni-based alloy ingot obtained by melting in an electric furnace is subjected to soaking, slabbing (forging), hot rolling or extruding, and Ni-based alloy element tube (Ni-based alloy material) age,
(2) If necessary, subject the alloy base pipe (alloy material) to cold working by drawing or rolling,
(3) Further, the alloy base pipe (alloy material) is subjected to solution heat treatment and pickling for scale removal to obtain a Ni-based alloy pipe (product).

Ni基合金であるNi−Cr−Co合金に関し、従来から種々の提案がなされており、例えば特許文献1〜7がある。特許文献1〜7では、Ni−Cr−Co合金において、Moおよび/またはWを含有させて固溶強化を図り、さらにAlおよびTiを含有させて金属間化合物であるγ‘相、具体的にはNi3(Al,Ti)の析出強化を活用することにより、過酷な温度環境下で使用可能としたNi−Cr−Co合金が開示されている。 Various proposals have heretofore been made with respect to Ni—Cr—Co alloys that are Ni-based alloys. In Patent Documents 1 to 7, in a Ni—Cr—Co alloy, Mo and / or W is included to achieve solid solution strengthening, and Al and Ti are further included to form a γ ′ phase that is an intermetallic compound. Discloses a Ni—Cr—Co alloy that can be used under severe temperature environment by utilizing precipitation strengthening of Ni 3 (Al, Ti).

しかし、上記特許文献1〜7に開示された組成を有するNi基合金からなる合金管(具体的な例をあげると、Crを22.2%、Coを11.9%およびMoを9.1%含有し、C、Si、Mn、Ti、Nb、AlおよびBが特定され、残部がNiおよび不純物であるNi基合金管)では、溶体化熱処理後に靭性(20℃シャルピー衝撃値)が低下する場合がある。靱性の低下は、後に詳述するように、溶体化熱処理の際にCr炭化物が粒界に析出したことによるものである。同様の靭性低下は、Crを20.0%、Coを19.8%およびMoを5.9%含有し、C、Si、Mn、Ti、AlおよびBが特定され、残部がNiおよび不純物であるNi基合金からなる合金素管を、溶体化熱処理した材料でも確認された。   However, an alloy tube made of a Ni-based alloy having the composition disclosed in Patent Documents 1 to 7 (specific examples include 22.2% Cr, 11.9% Co, and 9.1 Mo). %, And C, Si, Mn, Ti, Nb, Al, and B are specified, and the balance is Ni and Ni-based alloy pipes that are impurities, the toughness (20 ° C Charpy impact value) decreases after solution heat treatment. There is a case. The decrease in toughness is due to the precipitation of Cr carbides at the grain boundaries during the solution heat treatment, as will be described in detail later. Similar toughness reductions include 20.0% Cr, 19.8% Co and 5.9% Mo, C, Si, Mn, Ti, Al and B are identified, the balance being Ni and impurities. It was also confirmed with a material obtained by solution heat treatment of an alloy pipe made of a Ni-based alloy.

特開昭51−84727号公報Japanese Patent Laid-Open No. 51-84727 特開平7−150277号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 7-150277 特開平9−157779号公報JP-A-9-157779 特表2002−518599号公報JP 2002-518599 A 特開2010−150593号公報JP 2010-150593 A 国際公開WO2010/038826号公報International Publication WO2010 / 038826 国際公開WO2011/071054号公報International Publication WO2011 / 071054

前述の通り、耐熱材料として使用されるNi基合金では、製造の過程で靭性(20℃シャルピー衝撃値)が低くなる場合があった。前記特許文献1〜7で開示された組成を有するNi基合金管でも溶体化熱処理後に靭性が低下する場合があることが確認された。   As described above, the Ni-based alloy used as the heat-resistant material sometimes has low toughness (20 ° C. Charpy impact value) during the manufacturing process. It has been confirmed that even Ni-base alloy pipes having the compositions disclosed in Patent Documents 1 to 7 may have reduced toughness after solution heat treatment.

本発明は、このような状況に鑑みてなされたものであり、靭性(20℃シャルピー衝撃値)が低下することなく、良好な靱性を備えたNi基合金およびNi基合金の製造方法を提供することを目的とする。   This invention is made | formed in view of such a condition, and provides the manufacturing method of Ni base alloy provided with favorable toughness, and Ni base alloy, without a toughness (20 degreeC Charpy impact value) falling. For the purpose.

本発明の要旨は、次のとおりである。
(1)質量%で、C:0.03〜0.09%、Si:0.05〜0.4%、Mn:0.01〜1.0%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、Cr:19〜25%、Mo+0.5W:5.5〜10%、Co:9〜21%、Ti:0.2〜2.5%、Al:0.3〜1.5%およびB:0.001〜0.005%を含有し、残部がNiおよび不純物からなるNi基合金であって、当該Ni基合金を電解して得られた抽出残渣の定量分析により求められるCr析出量が0.3質量%以下であることを特徴とするNi基合金。
The gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.03 to 0.09%, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 0.01 to 1.0%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Cr: 19-25%, Mo + 0.5W: 5.5-10%, Co: 9-21%, Ti: 0.2-2.5%, Al: 0.3-1. 5% and B: 0.001 to 0.005%, the balance being Ni-based alloy consisting of Ni and impurities, obtained by quantitative analysis of the extraction residue obtained by electrolyzing the Ni-based alloy A Ni-based alloy having a Cr precipitation amount of 0.3% by mass or less.

(2)Niの一部に代えて、質量%で、下記の第1グループから第3グループまでのいずれかに属する1種以上の元素を含有することを特徴する上記(1)に記載のNi基合金。
第1グループ:Nb:0.2%以下、V:0.2%以下、Ta:0.2%以下およびZr:0.2%以下
第2グループ:Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下およびNd:0.05%以下
第3グループ:Fe:5.0%以下
(2) Ni as described in (1) above, which contains one or more elements belonging to any of the following first group to third group in mass% instead of a part of Ni Base alloy.
First group: Nb: 0.2% or less, V: 0.2% or less, Ta: 0.2% or less, and Zr: 0.2% or less Second group: Ca: 0.005% or less, Mg: 0 0.005% or less and Nd: 0.05% or less Third group: Fe: 5.0% or less

(3)質量%で、C:0.03〜0.09%、Si:0.05〜0.4%、Mn:0.01〜1.0%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、Cr:19〜25%、Mo+0.5W:5.5〜10%、Co:9〜21%、Ti:0.2〜2.5%、Al:0.3〜1.5%およびB:0.001〜0.005%を含有し、残部がNiおよび不純物からなるNi基合金の製造方法であって、熱間加工後または熱間加工に加えて冷間加工を行った後のNi基合金素材の熱処理において、当該Ni基合金素材を1150℃以上に加熱する均熱処理を行った後、下記(1)式を満たす条件で冷却することを特徴とするNi基合金の製造方法。
ΔT×Δt/2.5≦75 ・・・(1)
ただし、ΔT:均熱温度と均熱後の急冷開始温度との差(℃)
Δt:均熱後、急冷開始までの時間(min)
(3) By mass%, C: 0.03-0.09%, Si: 0.05-0.4%, Mn: 0.01-1.0%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Cr: 19-25%, Mo + 0.5W: 5.5-10%, Co: 9-21%, Ti: 0.2-2.5%, Al: 0.3-1. 5% and B: 0.001 to 0.005% in content, and the balance is a Ni-based alloy manufacturing method consisting of Ni and impurities, and cold processing is performed after hot processing or in addition to hot processing In the heat treatment of the Ni-based alloy material after the heat treatment, the Ni-based alloy material is subjected to a soaking treatment in which the Ni-based alloy material is heated to 1150 ° C. or higher, and then cooled under a condition satisfying the following expression (1). Production method.
ΔT × Δt / 2.5 ≦ 75 (1)
However, ΔT: difference between the soaking temperature and the rapid cooling start temperature after soaking (° C)
Δt: Time from soaking to the start of rapid cooling (min)

(4)Niの一部に代えて、質量%で、下記の第1グループから第3グループまでのいずれかに属する1種以上の元素を含有することを特徴する上記(3)に記載のNi基合金の製造方法。
第1グループ:Nb:0.2%以下、V:0.2%以下、Ta:0.2%以下およびZr:0.2%以下
第2グループ:Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下およびNd:0.05%以下
第3グループ:Fe:5.0%以下
(4) Ni as described in (3) above, which contains one or more elements belonging to any of the following first group to third group in mass% instead of a part of Ni A manufacturing method of a base alloy.
First group: Nb: 0.2% or less, V: 0.2% or less, Ta: 0.2% or less, and Zr: 0.2% or less Second group: Ca: 0.005% or less, Mg: 0 0.005% or less and Nd: 0.05% or less Third group: Fe: 5.0% or less

(5)前記熱処理後のNi基合金を電解して得られた抽出残渣の定量分析により求められるCr析出量が0.3質量%以下であることを特徴とする上記(3)または(4)に記載のNi基合金の製造方法。 (5) The above (3) or (4), wherein the Cr precipitation amount obtained by quantitative analysis of the extraction residue obtained by electrolyzing the Ni-base alloy after the heat treatment is 0.3% by mass or less. The manufacturing method of Ni-based alloy as described in 2.

本発明において「Cr析出量」とは、前記定義のとおりである。   In the present invention, the “Cr precipitation amount” is as defined above.

本発明のNi基合金は、下記の顕著な効果を有する。
(1)本発明のNi基合金は、Cr析出量が0.3質量%以下であることから、靭性(20℃シャルピー衝撃値)が低下することなく、良好な靱性を備えたNi基合金である。
(2)このため、本発明のNi基合金は、管、板その他いかなる形状の部材やそれらの加工品であっても良好な靱性を備える。
The Ni-based alloy of the present invention has the following remarkable effects.
(1) The Ni-based alloy of the present invention is a Ni-based alloy having good toughness without lowering toughness (20 ° C. Charpy impact value) because the Cr precipitation amount is 0.3 mass% or less. is there.
(2) For this reason, the Ni-based alloy of the present invention has good toughness even if it is a tube, a plate or any other shape member or a processed product thereof.

本発明のNi基合金の製造方法によれば、溶体化熱処理の際にCr炭化物の粒界析出によって靭性が低下しないことから、良好な靱性を備えたNi基合金を製造することができる。   According to the method for producing a Ni-based alloy of the present invention, since the toughness does not decrease due to grain boundary precipitation of Cr carbide during the solution heat treatment, a Ni-based alloy having good toughness can be produced.

Cr析出量と20℃衝撃値の関係を示し、図1(a)は試験片Aにおける関係を、図1(b)は試験片Bにおける関係をそれぞれ示す。FIG. 1A shows the relationship between the Cr precipitation amount and the 20 ° C. impact value, FIG. 1A shows the relationship in the test piece A, and FIG. ΔT×Δt/2.5とCr析出量の関係を示す図であり、図2(a)は試験片Aにおける関係を、図2(b)は試験片Bにおける関係をそれぞれ示す。It is a figure which shows the relationship between (DELTA) Tx (DELTA) t / 2.5 and Cr precipitation amount, FIG.2 (a) shows the relationship in the test piece A, FIG.2 (b) shows the relationship in the test piece B, respectively. 熱処理における合金素管の経時的な温度変化を模式的に示す図である。It is a figure which shows typically the time-dependent temperature change of the alloy element pipe | tube in heat processing.

本発明者らは、靭性(20℃シャルピー衝撃値)の低下を抑えて良好な靱性を備えたNi基合金を得るために、靱性が低下した材料について第1および第2の調査を行った。靱性が低下した材料は、溶体化熱処理により、シャルピー衝撃試験における20℃の衝撃値が、一般に良好とされている範囲(150J/cm2以上)から外れて100J/cm2程度まで低下したNi基合金の小径管(外径50.8mm)とした。調査では、材料表面およびその近傍の組織を観察した。 In order to obtain a Ni-based alloy having good toughness while suppressing a decrease in toughness (20 ° C. Charpy impact value), the present inventors conducted first and second investigations on the material having lowered toughness. The material whose toughness has decreased is a Ni base whose impact value at 20 ° C. in the Charpy impact test has fallen from the generally considered good range (150 J / cm 2 or more) to about 100 J / cm 2 by solution heat treatment. An alloy small-diameter tube (outer diameter 50.8 mm) was used. In the investigation, the material surface and the structure in the vicinity were observed.

第1の調査に用いたNi基合金管は、化学組成が質量%で、C:0.07%、Si:0.10%、Mn:0.10%、P:0.010%、S:0.0004%、Cr:22.2%、Co:11.9%、Mo+0.5W:9.1%、Ti:0.41%、Al:1.01%およびB:0.0023%を含有し、残部がNiおよび不純物であり、すなわち、Ni−Cr−Co合金管であった。第1の調査の結果、光学顕微鏡観察による組織観察から、結晶粒界に比較的粗大な析出物が析出していることが判明した。この粗大な析出物が靭性低下の一因になっていると推定された。   The Ni-based alloy tube used in the first investigation has a chemical composition of mass%, C: 0.07%, Si: 0.10%, Mn: 0.10%, P: 0.010%, S: Contains 0.0004%, Cr: 22.2%, Co: 11.9%, Mo + 0.5W: 9.1%, Ti: 0.41%, Al: 1.01% and B: 0.0023% The balance was Ni and impurities, that is, a Ni—Cr—Co alloy tube. As a result of the first investigation, it was found from the structure observation by optical microscope observation that a relatively coarse precipitate was deposited at the crystal grain boundary. It was estimated that this coarse precipitate contributed to the decrease in toughness.

また、第1の調査に用いたNi基合金管の材料表面を観察したところ、酸洗による材料表面の荒れ(以下、「酸荒れ」という)が認められた。   Further, when the material surface of the Ni-based alloy tube used in the first investigation was observed, the material surface was roughened by pickling (hereinafter referred to as “acid rough”).

第2の調査に用いたNi合金管は、化学組成が、質量%で、C:0.07%、Si:0.12%、Mn:0.11%、P:0.009%、S:0.0005%、Cr:20.0%、Co:19.8%、Mo+0.5W:5.9%、Ti:2.29%、Al:0.48%およびB:0.0026%を含有し、残部がNiおよび不純物であり、すなわち、Ni−Cr−Co合金管であった。第2の調査の結果、光学顕微鏡による組織観察から、結晶粒界に比較的粗大な析出物が析出していることが判明した。この粗大な析出物が靭性低下の一因になっていると推定された。   The Ni alloy tube used in the second investigation has a chemical composition of mass%, C: 0.07%, Si: 0.12%, Mn: 0.11%, P: 0.009%, S: Contains 0.0005%, Cr: 20.0%, Co: 19.8%, Mo + 0.5W: 5.9%, Ti: 2.29%, Al: 0.48% and B: 0.0026% The balance was Ni and impurities, that is, a Ni—Cr—Co alloy tube. As a result of the second investigation, it was found from the observation of the structure with an optical microscope that relatively coarse precipitates were deposited at the grain boundaries. It was estimated that this coarse precipitate contributed to the decrease in toughness.

また、第2の調査に用いたNi基合金管の材料表面を観察したところ、酸荒れが認められた。   Further, when the material surface of the Ni-based alloy pipe used in the second investigation was observed, acid roughening was observed.

そこで、材料を10%アセチルアセトン−1%テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液で電解して析出物を残渣として抽出し、抽出残渣の定量分析を実施した。分析の結果、Cr析出量(すなわち、析出物中のCr量の材料質量に対する百分率)は、第1の調査に用いた材料では0.42%、第2の調査に用いた材料では0.39%であることが明らかになった。また、分析結果から、粒界に析出している炭化物はM236などのCr炭化物と推定された。 Therefore, the material was electrolyzed with a 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol solution to extract the precipitate as a residue, and the extraction residue was quantitatively analyzed. As a result of the analysis, the Cr precipitation amount (that is, the percentage of the Cr amount in the precipitate with respect to the material mass) is 0.42% for the material used in the first investigation and 0.39 for the material used in the second investigation. % Became clear. From the analysis results, the carbides precipitated at the grain boundaries were estimated to be Cr carbides such as M 23 C 6 .

以上の結果を総合すると、以下のように結論づけることができる。
(a)調査に用いたNi基合金管では、溶体化熱処理の際にCr炭化物が粒界に析出して靭性が低下する。
(b)炭化物の周囲(粒界近傍)にはCr濃度の低い領域(以下、「Cr欠乏領域」という)が形成されると推定される。材料中のCr濃度が25%以下の材料ではCr欠乏領域の形成により、酸洗処理の際に粒界近傍の酸による腐食が促進され、酸荒れや粒界に沿った割れが生じることがある。
By summing up the above results, we can conclude as follows.
(A) In the Ni-based alloy pipe used for the investigation, Cr carbide precipitates at the grain boundary during the solution heat treatment, and the toughness decreases.
(B) It is presumed that a region having a low Cr concentration (hereinafter referred to as “Cr-deficient region”) is formed around the carbide (near the grain boundary). In a material having a Cr concentration of 25% or less in the material, formation of a Cr-deficient region promotes corrosion by an acid near the grain boundary during pickling, and may cause acid roughening or cracking along the grain boundary. .

したがって、Ni基合金の靭性を確保するためには、溶体化熱処理後の粒界への炭化物の析出を抑制することが重要であると考えられる。   Therefore, in order to ensure the toughness of the Ni-based alloy, it is considered important to suppress the precipitation of carbides at the grain boundaries after the solution heat treatment.

そこで、溶体化熱処理後の結晶粒界への炭化物の析出を抑制するために、具体的にどのような熱処理が必要であるかを検討した。   Therefore, in order to suppress the precipitation of carbides at the grain boundaries after the solution heat treatment, what kind of heat treatment is necessary was examined.

前記第1の調査に用いたNi基合金管と同様の合金素材から試験片Aを採取し、前記第2の調査に用いたNi基合金管と同様の合金素材から試験片Bを採取した。採取した試験片AおよびBの寸法は、肉厚11mm×幅11mm×長さ55mmであった。これらの試験片に熱処理を施し、熱処理では、試験片の中央部10mmを高周波誘導加熱した後で均熱処理し、その後、急冷した。均熱処理の均熱温度は1180℃とし、急冷はヘリウムガスによる制御冷却を実施し、均熱処理終了から急冷開始までの温度勾配は、時間に対して直線関係になるように設定した。表1に試験片Aに施した熱処理条件を、表2に試験片Bに施した熱処理条件をそれぞれ示す。   A test piece A was collected from the same alloy material as the Ni-based alloy tube used in the first investigation, and a test piece B was obtained from the same alloy material as the Ni-based alloy tube used in the second investigation. The dimensions of the collected test pieces A and B were 11 mm thick × 11 mm wide × 55 mm long. These test pieces were subjected to heat treatment. In the heat treatment, the central portion 10 mm of the test piece was subjected to high-frequency induction heating, soaking, and then rapidly cooled. The soaking temperature of the soaking was 1180 ° C., the rapid cooling was controlled cooling with helium gas, and the temperature gradient from the end of soaking to the start of quenching was set to have a linear relationship with time. Table 1 shows the heat treatment conditions applied to the test piece A, and Table 2 shows the heat treatment conditions applied to the test piece B, respectively.

熱処理後の試験片から衝撃試験片(JIS Z 2202で規定されるVノッチシャルピー試験片)を採取して20℃で衝撃試験を行うとともに、抽出残渣を採取してCr析出量を調査した。試験片Aの結果を表1に示し、試験片Bの結果を表2にそれぞれ併せて示す。   An impact test piece (V-notch Charpy test piece defined in JIS Z 2202) was taken from the heat-treated test piece and subjected to an impact test at 20 ° C., and an extraction residue was taken to investigate the Cr precipitation amount. The result of the test piece A is shown in Table 1, and the result of the test piece B is also shown in Table 2.

表1および表2の「20℃衝撃値」欄の記号の意味は次のとおりである。
○:良好。20℃衝撃値が150J/cm2以上であることを示す。
×:不良。20℃衝撃値が150J/cm2未満であることを示す。
The meanings of the symbols in the “20 ° C. impact value” column of Tables 1 and 2 are as follows.
○: Good. The 20 ° C. impact value is 150 J / cm 2 or more.
X: Defect. The 20 ° C. impact value is less than 150 J / cm 2 .

図1は、表1および表2に示した結果を図示したものであり、Cr析出量と20℃衝撃値の関係を示し、図1(a)は試験片Aにおける関係を、図1(b)は試験片Bにおける関係をそれぞれ示す。図1(a)および(b)によれば、Cr析出量と20℃衝撃値の間には明瞭な相関関係がある。20℃衝撃値が150J/cm2以上であれば、Ni基合金系耐熱材料の靱性として良好であるといえる。 FIG. 1 illustrates the results shown in Tables 1 and 2, and shows the relationship between the Cr precipitation amount and the 20 ° C. impact value. FIG. 1 (a) shows the relationship in the test piece A, and FIG. ) Shows the relationship in the test piece B, respectively. According to FIGS. 1A and 1B, there is a clear correlation between the Cr precipitation amount and the 20 ° C. impact value. If the 20 ° C. impact value is 150 J / cm 2 or more, it can be said that the toughness of the Ni-base alloy heat resistant material is good.

図1(a)および(b)から、20℃シャルピー衝撃値が150J/cm2以上のときのCr析出量は0.3質量%以下であることが分かる。したがって、溶体化熱処理後の粒界への炭化物の析出をCr析出量で0.3質量%以下とすることにより、靭性の低下を抑えた良好な靱性を備えるNi基合金を得ることができる。 1 (a) and 1 (b), it can be seen that the amount of Cr deposited when the 20 ° C. Charpy impact value is 150 J / cm 2 or more is 0.3 mass% or less. Therefore, by setting the carbide precipitation at the grain boundaries after the solution heat treatment to 0.3 mass% or less in terms of the Cr precipitation amount, it is possible to obtain a Ni-based alloy having good toughness with suppressed toughness reduction.

図2は、前記図1と同じく表1および表2に示した結果を図示したものであり、ΔT×Δt/2.5とCr析出量の関係を示す図であり、図2(a)は試験片Aにおける関係を、図2(b)は試験片Bにおける関係をそれぞれ示す。図2(a)および(b)によれば、ΔT×Δt/2.5とCr析出量の間には明瞭な相関関係が認められる。   FIG. 2 illustrates the results shown in Table 1 and Table 2 in the same manner as FIG. 1 and shows the relationship between ΔT × Δt / 2.5 and the amount of Cr deposited. FIG. FIG. 2B shows the relationship in the test piece A, and FIG. According to FIGS. 2A and 2B, there is a clear correlation between ΔT × Δt / 2.5 and the amount of Cr deposited.

図2(a)および(b)から、Cr析出量を0.3質量%以下とするためには、溶体化熱処理後の冷却条件を制御して、ΔT×Δt/2.5を75℃・min以下とすればよいことが分かる。   2 (a) and 2 (b), in order to reduce the Cr precipitation amount to 0.3% by mass or less, the cooling condition after the solution heat treatment is controlled, and ΔT × Δt / 2.5 is set to 75 ° C. · It can be seen that it may be less than min.

本発明は、上記の知見に基づきなされたものである。   The present invention has been made based on the above findings.

以下に、本発明において、Ni基合金の化学組成、冷間加工後の熱処理条件、さらには当該合金の電解抽出残渣中のCr析出量を上記のように定めた理由について詳細に説明する。   Hereinafter, the reason why the chemical composition of the Ni-based alloy, the heat treatment conditions after cold working, and the Cr precipitation amount in the electrolytic extraction residue of the alloy are determined as described above in the present invention will be described in detail.

1.Ni基合金の化学組成
C:0.03〜0.09%
Cは炭化物を形成してNi基合金として必要な高温引張強さ、高温クリープ強度を確保する上で必要な成分であり、0.03%以上含有させることが必要である。しかし、その含有量が0.09%を超えると、Crの炭化物が増えてNi基合金の靱性に悪影響を及ぼすおそれがあるので上限は0.09%とした。望ましいC含有量は0.05〜0.085%である。
1. Chemical composition of Ni-based alloy C: 0.03 to 0.09%
C is a component necessary for forming carbides and ensuring high-temperature tensile strength and high-temperature creep strength necessary as a Ni-based alloy, and it is necessary to contain 0.03% or more. However, if the content exceeds 0.09%, Cr carbide increases, which may adversely affect the toughness of the Ni-based alloy, so the upper limit was made 0.09%. A desirable C content is 0.05 to 0.085%.

Si:0.05〜0.4%
Siは、溶製時の脱酸剤として必要な元素であり、最低でも0.05%含有させることが必要である。しかし、その含有量が過剰になると当該合金の加工性が低下するので上限は0.4%とした。望ましいSi含有量は0.08〜0.3%である。
Si: 0.05-0.4%
Si is an element necessary as a deoxidizer at the time of melting, and it is necessary to contain at least 0.05%. However, if the content is excessive, the workability of the alloy decreases, so the upper limit was made 0.4%. A desirable Si content is 0.08 to 0.3%.

Mn:0.01〜1.0%
Mnは、当該合金中に含まれる不純物のSと結合してMnSを形成し、熱間加工性を向上させるが、その含有量が0.01%未満ではこの効果が十分ではない。一方、その含有量が過剰になると合金が硬くなり、加工性や溶接性が損なわれるので上限は1.0%とした。望ましいMn含有量は0.05〜0.8%である。
Mn: 0.01 to 1.0%
Mn combines with the impurity S contained in the alloy to form MnS to improve hot workability, but this effect is not sufficient if its content is less than 0.01%. On the other hand, if the content is excessive, the alloy becomes hard and the workability and weldability are impaired, so the upper limit was made 1.0%. A desirable Mn content is 0.05 to 0.8%.

P:0.015%以下
Pは不純物として不可避的に混入する。過剰なPは溶接性および加工性を害するので、上限は0.015%とする。望ましい上限は0.012%である。
P: 0.015% or less P is inevitably mixed as an impurity. Since excess P impairs weldability and workability, the upper limit is made 0.015%. A desirable upper limit is 0.012%.

S:0.005%以下
SもPと同様に不純物として不可避的に混入する。過剰なSは溶接性および加工性を害するので、上限は0.005%とする。望ましい上限は0.0015%である。
S: 0.005% or less S, like P, is inevitably mixed as an impurity. Since excessive S impairs weldability and workability, the upper limit is made 0.005%. A desirable upper limit is 0.0015%.

Cr:19〜25%
Crは、高温耐酸化性・耐食性を確保するための重要な合金元素である。高温下での十分な耐食性を確保するためには19%以上含有させることが必要である。一方、Cr含有量が25%を超えるとオーステナイト組織が不安定になりクリープ強度の低下を招くので上限は25%とした。
Cr: 19-25%
Cr is an important alloying element for ensuring high-temperature oxidation resistance and corrosion resistance. In order to ensure sufficient corrosion resistance at high temperatures, it is necessary to contain 19% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 25%, the austenite structure becomes unstable and the creep strength is lowered, so the upper limit was made 25%.

Mo+0.5W:5.5〜10%
MoおよびWは固溶強化作用によりクリープ強度を向上させる元素である。MoとWの効果は似通っており、その含有量からMo+0.5Wで計算される値でその効果を整理することができる。含有量がMo+0.5Wで5.5%未満ではこの効果が得られない。一方、その含有量が過剰になると当該合金を著しく硬化させ、加工性および溶接性を劣化させるので、Mo+0.5Wで上限を10%とした。望ましい含有量はMo+0.5Wで5.5〜9.5%である。MoおよびWは、両方を含有させても、MoまたはWの一方のみを含有させてもよく、Mo+0.5Wで計算される値が上記の範囲内であればよい。
Mo + 0.5W: 5.5-10%
Mo and W are elements that improve the creep strength by the solid solution strengthening action. The effect of Mo and W is similar, and the effect can be arranged by the value calculated by Mo + 0.5W from the content. If the content is Mo + 0.5W and less than 5.5%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the content is excessive, the alloy is remarkably hardened and the workability and weldability are deteriorated, so the upper limit was made 10% with Mo + 0.5W. A desirable content is 5.5 to 9.5% at Mo + 0.5W. Mo and W may contain both, or may contain only one of Mo or W, and the value calculated by Mo + 0.5W should just be in said range.

Co:9〜21%
Coは、Niと同様オ−ステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。高温強度と耐食性に優れた耐熱合金においてCoの効果を確実に得るためには、9%以上を含有させることが必要である。Co含有量は、9.5%を超えることが望ましく、10%以上とするのがより望ましい。一方、Co含有量が21%を超えると熱間加工性が低下するうえ、Ni基合金の価格が極めて高くなり実用的でなくなるため、その上限は21%とした。なお、Co含有量は20.5%以下とすることが望ましい。
Co: 9-21%
Co, like Ni, is an austenite-forming element and contributes to the improvement of creep strength by increasing the stability of the austenite phase. In order to reliably obtain the effect of Co in a heat resistant alloy having excellent high temperature strength and corrosion resistance, it is necessary to contain 9% or more. The Co content is preferably more than 9.5%, and more preferably 10% or more. On the other hand, if the Co content exceeds 21%, the hot workability deteriorates and the price of the Ni-based alloy becomes extremely high and becomes impractical, so the upper limit was made 21%. The Co content is preferably 20.5% or less.

Ti:0.2〜2.5%
Al:0.3〜1.5%
TiおよびAlは、高温域で使用中にNiとNi3(Al,Ti)などの金属間化合物を作成してクリープ強度に寄与する。その効果を得るためにはTiが0.2%以上、Alが0.3%以上含有させることが必要である。一方、その含有量が過剰になると不均一なクリープ変形や延性低下の原因となるのでその上限はTiが2.5%、Alが1.5%とした。
Ti: 0.2 to 2.5%
Al: 0.3 to 1.5%
Ti and Al contribute to the creep strength by creating intermetallic compounds such as Ni and Ni 3 (Al, Ti) during use in a high temperature range. In order to acquire the effect, it is necessary to contain Ti 0.2% or more and Al 0.3% or more. On the other hand, if the content is excessive, it causes non-uniform creep deformation and ductility reduction, so the upper limit was made 2.5% for Ti and 1.5% for Al.

B:0.001〜0.005%
Bは、クリープ抑制作用を有する元素であるが、その含有量が0.001%未満ではこの効果が得られない。一方、その含有量が過剰になると溶接性が損なわれるのでその上限は0.005%とした。望ましいB含有量は0.001〜0.003%である。
B: 0.001 to 0.005%
B is an element having a creep inhibiting action, but if its content is less than 0.001%, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the content is excessive, weldability is impaired, so the upper limit was made 0.005%. A desirable B content is 0.001 to 0.003%.

本発明のNi基合金の残部における「Ni」は、オーステナイト組織を安定にする元素であり、本発明のNi基耐熱合金において、耐食性を確保するためにも重要な元素である。なお、本発明においては、Niの含有量については特に規定する必要はなく、残部のうちで不純物の含有量を除いたものとする。しかしながら、残部におけるNiの含有量は50%を超えることが望ましい。   “Ni” in the balance of the Ni-based alloy of the present invention is an element that stabilizes the austenite structure, and is also an important element for ensuring corrosion resistance in the Ni-based heat-resistant alloy of the present invention. In the present invention, the Ni content does not need to be specified, and the impurity content is excluded from the remainder. However, the Ni content in the balance is desirably over 50%.

また、本発明のNi基合金の残部における「不純物」は、合金を工業的に製造する際に、鉱石あるいはスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入するものをいう。このような化学組成を有する本発明のNi基合金は、Ni−Cr−Co合金である。   Further, the “impurities” in the balance of the Ni-based alloy of the present invention refers to those mixed due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ore or scrap, when the alloy is manufactured industrially. . The Ni-based alloy of the present invention having such a chemical composition is a Ni—Cr—Co alloy.

本発明のNi基合金は、Niの一部に代えて、下記の第1グループから第3グループまでのいずれかに属する1種以上の元素を含有することが望ましい。
第1グループ:Nb:0.2%以下、V:0.2%以下、Ta :0.2%以下およびZr:0.2%以下
第2グループ:Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下およびNd:0.05%以下
第3グループ:Fe:5.0%以下
The Ni-based alloy of the present invention preferably contains one or more elements belonging to any of the following first group to third group, instead of a part of Ni.
First group: Nb: 0.2% or less, V: 0.2% or less, Ta: 0.2% or less and Zr: 0.2% or less Second group: Ca: 0.005% or less, Mg: 0 0.005% or less and Nd: 0.05% or less Third group: Fe: 5.0% or less

以下、上記の任意元素に関して説明する。
第1グループ:Nb:0.2%以下、V:0.2%以下、Ta :0.2%以下およびZr:0.2%以下
第1グループの元素であるNb、V、TaおよびZrは、いずれも高温での強度を向上させる作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、第1グループの元素について詳しく説明する。
Hereinafter, the above optional elements will be described.
First group: Nb: 0.2% or less, V: 0.2% or less, Ta: 0.2% or less, and Zr: 0.2% or less Nb, V, Ta and Zr as elements of the first group are Since both have the effect of improving the strength at high temperatures, the above elements may be contained in order to obtain this effect. Hereinafter, the elements of the first group will be described in detail.

Nb:0.2%以下、V:0.2%以下、Ta :0.2%以下およびZr:0.2%以下
第1グループの元素であるNb、V、TaおよびZrは、マトリックスであるオーステナイト組織に固溶あるいは炭化物として析出し、高温での強度向上に寄与するので、こうした効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。しかしながら、これらの元素を過剰に含有すると炭化物の析出量が多くなり、特に、いずれの元素についても、その含有量が0.2%を超えると、多量の炭化物が析出して靱性の低下を招く。そのため、含有させる場合のNb、V、TaおよびZrの含有量は、いずれも0.2%以下とする。なお、含有量の望ましい上限は、いずれの元素についても0.1%である。一方、前記したNb、V、TaおよびZrの効果を確実に得るためには、含有量の下限はいずれの元素についても0.003%とすることが望ましく、0.005%とすればより望ましい。
Nb: 0.2% or less, V: 0.2% or less, Ta: 0.2% or less, and Zr: 0.2% or less Nb, V, Ta, and Zr as elements of the first group are matrices. Since it precipitates as a solid solution or carbide in the austenite structure and contributes to the improvement of strength at high temperatures, the above-described elements may be contained in order to obtain such an effect. However, if these elements are contained excessively, the amount of carbides precipitated increases. In particular, if the content of any element exceeds 0.2%, a large amount of carbides precipitate and the toughness decreases. . Therefore, the contents of Nb, V, Ta, and Zr in the case of inclusion are all 0.2% or less. The desirable upper limit of the content is 0.1% for any element. On the other hand, in order to reliably obtain the effects of Nb, V, Ta, and Zr, the lower limit of the content is preferably 0.003% for any element, and more preferably 0.005%. .

第2グループ:Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下およびNd:0.05%以下
第2グループの元素であるCa、MgおよびNdは、いずれも熱間加工性を向上させる作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。以下、第2グループの元素について詳しく説明する。
Second group: Ca: 0.005% or less, Mg: 0.005% or less, and Nd: 0.05% or less The Ca, Mg, and Nd elements of the second group all improve hot workability. Since it has an effect | action, in order to acquire this effect, you may contain said element. Hereinafter, the elements of the second group will be described in detail.

Ca:0.005%以下およびMg:0.005%以下
CaおよびMgは、熱間加工性を向上させる作用を有するので、この効果を得るために上記の元素を含有させてもよい。しかしながら、これらの元素を過剰に含有するとOと結合して合金の清浄性が低下し、特に、いずれの元素についても、その含有量が0.005%を超えると、合金の清浄性が著しく低下して却って熱間加工性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のCaおよびMgの含有量は、いずれも0.005%以下とする。なお、含有量の望ましい上限は、いずれの元素についても0.004%である。一方、前記したCaおよびMgの効果を確実に得るためには、含有量の下限はいずれの元素についても0.0005%とすることが望ましく、0.001%とすればより望ましい。
Ca: 0.005% or less and Mg: 0.005% or less Since Ca and Mg have an effect of improving hot workability, the above-described elements may be contained in order to obtain this effect. However, when these elements are contained excessively, the cleanliness of the alloy is reduced by combining with O. In particular, when the content of any element exceeds 0.005%, the cleanliness of the alloy is significantly reduced. On the other hand, hot workability is reduced. Therefore, when Ca is contained, the contents of Ca and Mg are both 0.005% or less. In addition, the upper limit with preferable content is 0.004% about any element. On the other hand, in order to reliably obtain the effects of Ca and Mg, the lower limit of the content is preferably 0.0005% for any element, and more preferably 0.001%.

Nd:0.05%以下
Ndは、熱間加工性を向上させる作用を有するので、この効果を得るためにNdを含有させてもよい。しかしながら、過剰に含有するとOと結合して合金の清浄性が低下し、特に、Nd含有量が0.05%を超えると、合金の清浄性が著しく低下して却って熱間加工性の低下をきたす。したがって、含有させる場合のNd含有量は、0.05%以下とする。なお、Nd含有量の望ましい上限は、0.04%である。一方、前記したNdの効果を確実に得るためには、Nd含有量の下限は0.003%とすることが望ましく、0.005%とすればより望ましい。
Nd: 0.05% or less Since Nd has an action of improving hot workability, Nd may be contained in order to obtain this effect. However, if it is contained excessively, it will combine with O and the cleanliness of the alloy will be reduced. In particular, if the Nd content exceeds 0.05%, the cleanliness of the alloy will be significantly reduced and the hot workability will be reduced. Come on. Therefore, the Nd content in the case of inclusion is 0.05% or less. A desirable upper limit of the Nd content is 0.04%. On the other hand, in order to surely obtain the above-described effect of Nd, the lower limit of the Nd content is desirably 0.003%, and more desirably 0.005%.

第3グループ:Fe:5.0%以下
第3グループの元素であるFeは、Ni基合金の熱間加工性を改善する作用を有するため必要に応じて含有させてもよい。なお、実際の製造工程では電気炉等の炉壁からの汚染等により、不純物として0.5〜1%程度のFeを含有することがある。Feを含有させる場合、Fe含有量が5.0%を超えると、合金の熱膨張係数が大きくなり、また耐酸化性も劣化する。そのため、Feを含有させる場合の含有量の上限は5.0%とする。一方、上記Feの効果を得るためには、Fe含有量の下限を1.2%とすることが望ましい。
Third group: Fe: 5.0% or less Fe, which is an element of the third group, has an effect of improving the hot workability of the Ni-based alloy, and may be contained as necessary. In an actual manufacturing process, about 0.5 to 1% Fe may be contained as an impurity due to contamination from a furnace wall such as an electric furnace. When Fe is contained, if the Fe content exceeds 5.0%, the thermal expansion coefficient of the alloy increases and the oxidation resistance also deteriorates. Therefore, the upper limit of the content when Fe is contained is 5.0%. On the other hand, in order to obtain the effect of Fe, the lower limit of the Fe content is desirably 1.2%.

2.Cr析出量
前述したように、Ni基合金は、溶体化熱処理時の冷却過程でCr炭化物が粒界に析出して靭性が低下することがある。本発明のNi基合金は、上記の化学組成を有し、Ni基合金を電解して得られた抽出残渣の定量分析により求められるCr析出量が0.3質量%以下である。前記図1(a)および(b)に示したように、Cr析出量が0.3質量%以下であれば、20℃シャルピー衝撃値が150J/cm2以上となるので、本発明のNi基合金は、良好な靱性を備える。
2. Cr Precipitation Amount As described above, in Ni-based alloys, Cr carbide may precipitate at grain boundaries during the cooling process during solution heat treatment, and the toughness may be reduced. The Ni-based alloy of the present invention has the above-described chemical composition, and the Cr precipitation amount obtained by quantitative analysis of the extraction residue obtained by electrolyzing the Ni-based alloy is 0.3% by mass or less. As shown in FIGS. 1 (a) and 1 (b), when the Cr precipitation amount is 0.3 mass% or less, the 20 ° C. Charpy impact value is 150 J / cm 2 or more. The alloy has good toughness.

Ni基合金の電解および抽出残渣の定量分析(Crの定量)は、常法に準じて行えばよい。例えば、Ni基合金の電解は、10%アセチルアセトン−1%テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液を用い、常温で電解することにより行うことができる。また、抽出残渣中のCrの定量は、ICP分光分析法(誘導結合高周波プラズマ分光分析)等により行うことができる。   The electrolysis of Ni-based alloy and the quantitative analysis of the extraction residue (Cr quantitative) may be performed according to a conventional method. For example, electrolysis of a Ni-based alloy can be performed by electrolysis at room temperature using a 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol solution. The amount of Cr in the extraction residue can be determined by ICP spectroscopy (inductively coupled high-frequency plasma spectroscopy) or the like.

3.熱間加工または冷間加工後の熱処理条件
本発明のNi基合金の製造では、上記の化学組成を有する合金を溶製する。次いで、得られた合金塊を均熱し、分塊(鍛造)、熱間加工(圧延または押出など)の順に処理した後、必要に応じて冷間加工を実施し、熱処理を行う管や板形状のNi基合金素材を得る。冷間加工としては管の場合は引抜または圧延、板や棒材の場合は圧延による加工が挙げられる。その後、Ni基合金素材に熱処理(すなわち、均熱後、急冷する溶体化熱処理)を実施する。必要に応じて、熱処理を実施したNi基合金素材に酸洗または機械的処理(工具による内外削やショットブラストなど)を施し、Ni基合金とする。
3. Heat treatment conditions after hot working or cold working In the production of the Ni-based alloy of the present invention, an alloy having the above chemical composition is melted. Next, the obtained alloy ingot is soaked, processed in the order of ingot (forging) and hot working (rolling or extrusion, etc.), and then cold-worked as necessary to perform heat treatment. A Ni-based alloy material is obtained. Examples of cold working include drawing or rolling in the case of tubes, and rolling in the case of plates and bars. Thereafter, the Ni-based alloy material is subjected to a heat treatment (that is, a solution heat treatment for rapid cooling after soaking). If necessary, the heat-treated Ni-based alloy material is subjected to pickling or mechanical treatment (internal / external cutting with a tool, shot blasting, etc.) to obtain a Ni-based alloy.

本発明のNi基合金の製造方法では、熱間加工後または熱間加工に加えて冷間加工を行った後のNi基合金素材に実施する熱処理において、Ni基合金素材を1150℃以上に加熱する均熱処理を行う。これは、Ni基合金素材中の析出物を十分に固溶させるためである。均熱温度が1150℃未満の場合には、処理後の合金素材中に安定なTi、AlやB、およびCrを含む未固溶の炭化物や酸化物が存在するようになり、均質化しない。なお、加熱温度の上限は特に限定しないが、1270℃を超える温度まで加熱すると、粒界溶融が生じるので、加熱温度の上限は1270℃とするのがよい。   In the Ni-based alloy manufacturing method of the present invention, the Ni-based alloy material is heated to 1150 ° C. or higher in the heat treatment performed on the Ni-based alloy material after hot working or after cold working in addition to hot working. Perform soaking. This is to sufficiently dissolve the precipitate in the Ni-based alloy material. When the soaking temperature is less than 1150 ° C., stable solid carbides and oxides containing Ti, Al, B, and Cr are present in the alloy material after treatment, and the alloy material is not homogenized. In addition, although the upper limit of heating temperature is not specifically limited, If it heats to the temperature exceeding 1270 degreeC, a grain boundary melting will arise, Therefore It is good for the upper limit of heating temperature to be 1270 degreeC.

加熱時間は特に規定しない。従来の作業管理基準等を勘案して、均熱の目的が達せられるよう適宜定めればよい。   The heating time is not specified. What is necessary is just to determine suitably so that the objective of heat equalization may be achieved in consideration of the conventional work management standard.

本発明のNi基合金の製造方法では、前記の熱処理において、均熱処理後、下記(1)式を満たす条件で冷却する。溶体化熱処理後の結晶粒界への炭化物の析出を抑制するためである。(1)式のΔTおよびΔtについての下記定義において、「均熱温度」とは、実際に均熱処理を行った温度である。「急冷開始温度」とは、水冷を開始する温度である(次に述べる図3参照)。
ΔT×Δt/2.5≦75 ・・・(1)
ただし、ΔT:均熱温度と均熱後の急冷開始温度との差(℃)
Δt:均熱後、急冷開始までの時間(min)
In the Ni-based alloy manufacturing method of the present invention, in the heat treatment, after the soaking, cooling is performed under a condition satisfying the following expression (1). This is to suppress the precipitation of carbides on the grain boundaries after the solution heat treatment. In the following definitions of ΔT and Δt in the equation (1), “soaking temperature” is the temperature at which the soaking is actually performed. The “rapid cooling start temperature” is a temperature at which water cooling is started (see FIG. 3 described below).
ΔT × Δt / 2.5 ≦ 75 (1)
However, ΔT: difference between the soaking temperature and the rapid cooling start temperature after soaking (° C)
Δt: Time from soaking to the start of rapid cooling (min)

図3は、熱処理における合金素管の経時的な温度変化を模式的に示す図である。この図は、溶体化熱処理を実施したときの合金素管の温度を示し、溶体化熱処理は、Ni基合金素材である合金素管を、送管速度1000mm/分で連続式均熱炉内を通過させつつ1150℃以上に均熱した後で急冷することにより実施した。   FIG. 3 is a diagram schematically showing a change in temperature of the alloy base pipe over time during the heat treatment. This figure shows the temperature of the alloy base tube when solution heat treatment is performed. The solution heat treatment is performed in the continuous soaking furnace at a feed rate of 1000 mm / min. It was carried out by quenching after soaking to 1150 ° C. or higher while passing.

図3において、破線Aが連続式均熱炉の出口位置を表す。連続式均熱炉内を通過した合金素管は急冷されるが、急冷の過程を詳細に述べると、合金素管が連続式均熱炉から排出された直後の「放冷」過程(図3中の破線Aと破線Bの間)と、放冷過程に続く「水冷」過程(図3中の破線B以降)とがある。図3に示すように、合金素管が連続式均熱炉内を通過した後放冷過程おかれる時間がΔt(min)である。また、均熱温度と均熱後の急冷開始温度(つまり、「水冷」を開始する温度)との差がΔT(℃)である。   In FIG. 3, the broken line A represents the exit position of the continuous soaking furnace. The alloy pipe that has passed through the continuous soaking furnace is rapidly cooled, but the rapid cooling process is described in detail. The “cooling” process immediately after the alloy pipe is discharged from the continuous soaking furnace (FIG. 3). Between the broken line A and broken line B) and the “water cooling” process (after broken line B in FIG. 3) following the cooling process. As shown in FIG. 3, Δt (min) is the time during which the alloy base tube is allowed to cool after passing through the continuous soaking furnace. Further, the difference between the soaking temperature and the rapid cooling start temperature after soaking (that is, the temperature at which “water cooling” starts) is ΔT (° C.).

前記(1)式の関係は、前述したように、Ni基合金素材から採取した試験片を用いて、前記表1および表2に示した条件で(すなわち、ΔTおよびΔtを変化させて)熱処理を行い、20℃シャルピー衝撃値およびCr析出量を調査した結果導き出された関係である。   As described above, the relationship of the formula (1) is that heat treatment is performed under the conditions shown in Tables 1 and 2 (that is, by changing ΔT and Δt) using a test piece taken from a Ni-based alloy material. The relationship was derived as a result of investigating the 20 ° C. Charpy impact value and the Cr precipitation amount.

すなわち、前記図2(a)および(b)に示したように、ΔT×Δt/2.5が75℃・min以下であれば、Cr析出量が0.3質量%以下となる。そして、前記図1(a)および(b)に示したように、Cr析出量が0.3質量%以下であれば、20℃シャルピー衝撃値が150J/cm2以上となるので、前記(1)式を満たす条件で冷却することにより、Cr炭化物の結晶粒界への析出を抑制して良好な靱性を備えたNi基合金を得ることができる。 That is, as shown in FIGS. 2A and 2B, when ΔT × Δt / 2.5 is 75 ° C. · min or less, the Cr precipitation amount is 0.3 mass% or less. As shown in FIGS. 1A and 1B, when the Cr precipitation amount is 0.3 mass% or less, the 20 ° C. Charpy impact value becomes 150 J / cm 2 or more. The Ni-based alloy having good toughness can be obtained by cooling under the conditions satisfying the above formula while suppressing the precipitation of Cr carbide on the crystal grain boundaries.

本発明のNi基合金の製造方法で規定する熱処理は、必ずしも前述した連続式均熱炉で実施する必要はなく、バッチ式の熱処理炉を用いて均熱後水冷する場合にも、前述の定義と同様のΔTおよびΔtを制御すれば良好な靭性が得られる。   The heat treatment defined by the method for producing a Ni-based alloy of the present invention does not necessarily have to be performed in the above-described continuous soaking furnace, and the above-mentioned definition also applies to water cooling after soaking using a batch-type heat treating furnace. Good toughness can be obtained by controlling the same ΔT and Δt.

本発明のNi基合金の製造方法は、上述の熱処理を実施することから、熱処理後のNi基合金を電解して得られた抽出残渣の定量分析により求められるCr析出量が0.3質量%以下である。このため、本発明のNi基合金の製造方法は、靱性が低下することなく、安定して良好な靱性を備えるNi基合金を得ることができる。   Since the Ni-based alloy production method of the present invention performs the above-described heat treatment, the Cr precipitation amount obtained by quantitative analysis of the extraction residue obtained by electrolyzing the Ni-based alloy after the heat treatment is 0.3% by mass. It is as follows. For this reason, the Ni-based alloy manufacturing method of the present invention can stably obtain a Ni-based alloy having good toughness without lowering toughness.

本発明のNi基合金の製造方法における「熱処理後のNi基合金」とは、上述の熱処理を実施した後のものであればよく、合金管の場合は、酸洗処理前の合金素管であっても、酸洗処理後の成品としての合金管であってもよい。   The “Ni-base alloy after heat treatment” in the method for producing the Ni-base alloy of the present invention may be one after the above-mentioned heat treatment, and in the case of an alloy pipe, an alloy base pipe before pickling treatment. It may be an alloy tube as a product after pickling treatment.

本発明のNi基合金およびNi基合金の製造方法による効果を検証するため、外径:50.8mm、内径:33.2mm、肉厚:8.8mm、長さ:7000mmであるNi基合金管を製造し、製造された合金管のCr析出量および靱性を調査する試験を行った。   In order to verify the effects of the Ni-based alloy and the Ni-based alloy manufacturing method of the present invention, an Ni-based alloy tube having an outer diameter of 50.8 mm, an inner diameter of 33.2 mm, a wall thickness of 8.8 mm, and a length of 7000 mm A test was conducted to investigate the Cr precipitation amount and toughness of the manufactured alloy pipe.

[試験方法]
表3に、本試験に用いた供試材1〜4の化学組成をそれぞれ示す。
[Test method]
Table 3 shows the chemical compositions of the test materials 1 to 4 used in this test.

本試験では、合金管の製造に際し、ビレットから熱間押出しにより合金素管を製造し、一部はそのままNi合金素材として熱処理に供した。また、一部は、熱間押出しに加えて冷間圧延を行って前記寸法の合金素管とし、Ni合金素材として熱処理に供した。   In this test, an alloy tube was manufactured by hot extrusion from a billet when manufacturing the alloy tube, and a part of the alloy tube was directly subjected to heat treatment as a Ni alloy material. Moreover, a part was subjected to heat treatment as a Ni alloy material by performing cold rolling in addition to hot extrusion to form an alloy pipe of the above dimensions.

熱処理は、連続式均熱炉またはバッチ式熱処理炉を用いて実施した。連続式均熱炉は、加熱帯:15m、加熱帯から水冷帯までの距離:750mmであった。加熱帯では、均熱温度を1180℃に設定した。バッチ式熱処理炉は長さ9000mmのガス焚き雰囲気炉であり、均熱温度を1180℃に設定した。   The heat treatment was performed using a continuous soaking furnace or a batch heat treatment furnace. The continuous soaking furnace had a heating zone of 15 m and a distance from the heating zone to the water cooling zone of 750 mm. In the heating zone, the soaking temperature was set to 1180 ° C. The batch heat treatment furnace was a gas-fired atmosphere furnace having a length of 9000 mm, and the soaking temperature was set to 1180 ° C.

均熱処理後の冷却過程では、ΔTを70〜252℃の範囲内で、Δtを0.25〜1.80分の範囲内で変化させた。また、連続式均熱炉を用いた試験では、送管速度を300〜1500mm/分の範囲内で変化させた。表4に各試験の熱処理条件を示す。   In the cooling process after soaking, ΔT was changed within a range of 70 to 252 ° C., and Δt was changed within a range of 0.25 to 1.80 minutes. Moreover, in the test using a continuous soaking furnace, the pipe feeding speed was changed within a range of 300 to 1500 mm / min. Table 4 shows the heat treatment conditions for each test.

熱処理後、酸洗または機械加工により脱スケールを行った。酸洗は、合金素管を弗硝酸(弗酸:5%、硝酸:10%)に浸漬することにより行った。   After the heat treatment, descaling was performed by pickling or machining. The pickling was performed by immersing the alloy pipe in hydrofluoric acid (hydrofluoric acid: 5%, nitric acid: 10%).

脱スケール後の合金管から、JIS Z 2202で規定されるVノッチシャルピー試験片を採取し、20℃でシャルピー衝撃試験を行った。また、当該合金管を10%アセチルアセトン−1%テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール溶液を用いて電解し、抽出残渣に含まれるCrをICP分光分析法により定量してCr析出量を求めた。20℃シャルピー衝撃値およびCr析出量の調査結果を表4に併せて示す。   A V-notch Charpy test piece defined by JIS Z 2202 was taken from the descaled alloy tube and subjected to a Charpy impact test at 20 ° C. Further, the alloy tube was electrolyzed using a 10% acetylacetone-1% tetramethylammonium chloride-methanol solution, and Cr contained in the extraction residue was quantified by ICP spectroscopic analysis to obtain a Cr precipitation amount. The investigation results of the 20 ° C. Charpy impact value and the Cr precipitation amount are also shown in Table 4.

[評価基準]
表4の「20℃衝撃試験」欄の記号の意味は、前記表1および表2の場合と同様で、次のとおりである。
○:良好。20℃衝撃値が150J/cm2以上であることを示す。
×:不良。20℃衝撃値が150J/cm2未満であることを示す。
[Evaluation criteria]
The meanings of the symbols in the “20 ° C. impact test” column of Table 4 are the same as in Tables 1 and 2, and are as follows.
○: Good. The 20 ° C. impact value is 150 J / cm 2 or more.
X: Defect. The 20 ° C. impact value is less than 150 J / cm 2 .

[試験結果]
表4の結果から、本発明のNi基合金の製造方法で規定するΔT×Δt/2.5≦75の条件が満たされる場合、Cr析出量がいずれも0.3質量%以下となった。また、本発明のNi基合金で規定するCr析出量が0.3質量%以下という条件が満たされる場合、20℃シャルピー衝撃値がいずれも150J/cm2以上であり、Ni基合金は良好な靱性を備えることが確認できた。これらの場合、酸洗による酸荒れも認められなかった。
[Test results]
From the results of Table 4, when the condition of ΔT × Δt / 2.5 ≦ 75 defined by the method for producing the Ni-based alloy of the present invention is satisfied, the Cr precipitation amount is 0.3% by mass or less. Further, when the condition that the Cr precipitation amount defined by the Ni-based alloy of the present invention is 0.3% by mass or less is satisfied, the 20 ° C. Charpy impact values are all 150 J / cm 2 or more, and the Ni-based alloy is good. It was confirmed to have toughness. In these cases, acid roughening due to pickling was not observed.

本発明のNi基合金は、Cr析出量が0.3質量%以下であり、良好な靱性を備えることから、火力発電用ボイラや蒸気タービンおよびガスタービン、化学工業用各種反応装置、原子力プラントにおいて使用される耐熱材料として好適である。本発明のNi基合金の製造方法は、熱処理条件を規定することにより、Cr析出量が0.3質量%以下であり、良好な靱性を備えたNi基合金を得ることができる。   The Ni-based alloy of the present invention has a Cr precipitation amount of 0.3 mass% or less and has good toughness. Therefore, in a thermal power generation boiler, a steam turbine and a gas turbine, various reactors for the chemical industry, and a nuclear power plant It is suitable as a heat resistant material to be used. The method for producing a Ni-based alloy of the present invention can provide a Ni-based alloy having a good toughness with a Cr precipitation amount of 0.3% by mass or less by defining heat treatment conditions.

Claims (5)

質量%で、C:0.03〜0.09%、Si:0.05〜0.4%、Mn:0.01〜1.0%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、Cr:19〜25%、Mo+0.5W:5.5〜10%、Co:9〜21%、Ti:0.2〜2.5%、Al:0.3〜1.5%およびB:0.001〜0.005%を含有し、残部がNiおよび不純物からなるNi基合金であって、
当該Ni基合金を電解して得られた抽出残渣の定量分析により求められるCr析出量が0.3質量%以下であることを特徴とするNi基合金。
By mass%, C: 0.03 to 0.09%, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 0.01 to 1.0%, P: 0.015% or less, S: 0.005 % Or less, Cr: 19-25%, Mo + 0.5W: 5.5-10%, Co: 9-21%, Ti: 0.2-2.5%, Al: 0.3-1.5% and B: a Ni-based alloy containing 0.001 to 0.005%, the balance being Ni and impurities,
A Ni-based alloy characterized in that a Cr precipitation amount obtained by quantitative analysis of an extraction residue obtained by electrolyzing the Ni-based alloy is 0.3% by mass or less.
Niの一部に代えて、質量%で、下記の第1グループから第3グループまでのいずれかに属する1種以上の元素を含有することを特徴する請求項1に記載のNi基合金。
第1グループ:Nb:0.2%以下、V:0.2%以下、Ta:0.2%以下およびZr:0.2%以下
第2グループ:Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下およびNd:0.05%以下
第3グループ:Fe:5.0%以下
2. The Ni-based alloy according to claim 1, wherein the Ni-based alloy contains at least one element belonging to any of the following first group to third group in mass% instead of a part of Ni.
First group: Nb: 0.2% or less, V: 0.2% or less, Ta: 0.2% or less, and Zr: 0.2% or less Second group: Ca: 0.005% or less, Mg: 0 0.005% or less and Nd: 0.05% or less Third group: Fe: 5.0% or less
質量%で、C:0.03〜0.09%、Si:0.05〜0.4%、Mn:0.01〜1.0%、P:0.015%以下、S:0.005%以下、Cr:19〜25%、Mo+0.5W:5.5〜10%、Co:9〜21%、Ti:0.2〜2.5%、Al:0.3〜1.5%およびB:0.001〜0.005%を含有し、残部がNiおよび不純物からなるNi基合金の製造方法であって、
熱間加工後または熱間加工に加えて冷間加工を行った後のNi基合金素材の熱処理において、当該Ni基合金素材を1150℃以上に加熱する均熱処理を行った後、下記(1)式を満たす条件で冷却することを特徴とするNi基合金の製造方法。
ΔT×Δt/2.5≦75 ・・・(1)
ただし、ΔT:均熱温度と均熱後の急冷開始温度との差(℃)
Δt:均熱後、急冷開始までの時間(min)
By mass%, C: 0.03 to 0.09%, Si: 0.05 to 0.4%, Mn: 0.01 to 1.0%, P: 0.015% or less, S: 0.005 % Or less, Cr: 19-25%, Mo + 0.5W: 5.5-10%, Co: 9-21%, Ti: 0.2-2.5%, Al: 0.3-1.5% and B: A method for producing a Ni-based alloy containing 0.001 to 0.005%, with the balance being Ni and impurities,
In the heat treatment of the Ni-based alloy material after hot working or after cold working in addition to hot working, after performing soaking treatment that heats the Ni-based alloy material to 1150 ° C. or higher, the following (1) A method for producing a Ni-base alloy, characterized by cooling under conditions satisfying the formula.
ΔT × Δt / 2.5 ≦ 75 (1)
However, ΔT: difference between the soaking temperature and the rapid cooling start temperature after soaking (° C)
Δt: Time from soaking to the start of rapid cooling (min)
Niの一部に代えて、質量%で、下記の第1グループから第3グループまでのいずれかに属する1種以上の元素を含有することを特徴する請求項3に記載のNi基合金の製造方法。
第1グループ:Nb:0.2%以下、V:0.2%以下、Ta:0.2%以下およびZr:0.2%以下
第2グループ:Ca:0.005%以下、Mg:0.005%以下およびNd:0.05%以下
第3グループ:Fe:5.0%以下
4. The production of a Ni-based alloy according to claim 3, comprising at least one element belonging to any one of the following first group to third group in mass% instead of a part of Ni. 5. Method.
First group: Nb: 0.2% or less, V: 0.2% or less, Ta: 0.2% or less, and Zr: 0.2% or less Second group: Ca: 0.005% or less, Mg: 0 0.005% or less and Nd: 0.05% or less Third group: Fe: 5.0% or less
前記熱処理後のNi基合金を電解して得られた抽出残渣の定量分析により求められるCr析出量が0.3質量%以下であることを特徴とする請求項3または4に記載のNi基合金の製造方法。   The Ni-based alloy according to claim 3 or 4, wherein a Cr precipitation amount obtained by quantitative analysis of an extraction residue obtained by electrolyzing the Ni-based alloy after the heat treatment is 0.3 mass% or less. Manufacturing method.
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103361518A (en) * 2013-06-11 2013-10-23 太原钢铁(集团)有限公司 Nickel-based seamless pipe for ultra supercritical boiler and manufacturing method thereof
CN104120307A (en) * 2013-04-23 2014-10-29 通用电气公司 Cast nickel-based superalloy including iron
JP2015000998A (en) * 2013-06-14 2015-01-05 三菱日立パワーシステムズ株式会社 Ni-BASED FORGING ALLOY AND BOILER PIPING AND BOILER TUBE USING THE SAME
WO2015020117A1 (en) * 2013-08-06 2015-02-12 日立金属Mmcスーパーアロイ株式会社 Ni-based alloy, ni-based alloy for gas turbine combustor, member for gas turbine combustor, member for liner, member for transmission piece, liner, and transmission piece
JP2015117413A (en) * 2013-12-19 2015-06-25 新日鐵住金株式会社 Ni-BASED HEAT RESISTANT ALLOY MEMBER AND Ni-BASED HEAT RESISTANT ALLOY BASE MATERIAL
KR20160118980A (en) 2015-04-03 2016-10-12 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 METHOD FOR PRODUCING Ni-BASED HEAT-RESISTANT ALLOY WELDING JOINT AND WELDING JOINT OBTAINED BY USING THE SAME
WO2018182250A1 (en) * 2017-03-27 2018-10-04 연세대학교 산학협력단 Self-healing ultra-heat-resistant nickel alloy

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE1018598A3 (en) * 2010-01-25 2011-04-05 Atlas Copco Airpower Nv METHOD FOR RECYCLING ENRGIE.

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6386841A (en) * 1987-06-26 1988-04-18 Hitachi Ltd Structure having superior resistance to stress corrosion cracking
JPH05140707A (en) * 1991-11-19 1993-06-08 Hitachi Ltd Heat treating method for improving corrosion resistance of solid-solution strengthened ni base alloy
JP2002363674A (en) * 2001-06-04 2002-12-18 Kiyohito Ishida FREE CUTTING Ni BASED HEAT RESISTANT ALLOY
EP1958729A1 (en) * 2007-02-19 2008-08-20 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Weld metal of high-strength Cr-Mo steel
JP2008229718A (en) * 2007-02-19 2008-10-02 Kobe Steel Ltd WELD METAL OF HIGH-STRENGTH Cr-Mo STEEL
WO2010038826A1 (en) * 2008-10-02 2010-04-08 住友金属工業株式会社 Ni‑BASED HEAT-RESISTANT ALLOY
JP2010150593A (en) * 2008-12-25 2010-07-08 Sumitomo Metal Ind Ltd Austenitic heat-resistant alloy
EP2230225A1 (en) * 2009-02-20 2010-09-22 Hexion Specialty Chemicals GmbH Ceramic product
WO2011071054A1 (en) * 2009-12-10 2011-06-16 住友金属工業株式会社 Austenitic heat-resistant alloy

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6386841A (en) * 1987-06-26 1988-04-18 Hitachi Ltd Structure having superior resistance to stress corrosion cracking
JPH05140707A (en) * 1991-11-19 1993-06-08 Hitachi Ltd Heat treating method for improving corrosion resistance of solid-solution strengthened ni base alloy
JP2002363674A (en) * 2001-06-04 2002-12-18 Kiyohito Ishida FREE CUTTING Ni BASED HEAT RESISTANT ALLOY
US20020195175A1 (en) * 2001-06-04 2002-12-26 Kiyohito Ishida Free-cutting Ni-base heat-resistant alloy
EP1958729A1 (en) * 2007-02-19 2008-08-20 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Weld metal of high-strength Cr-Mo steel
JP2008229718A (en) * 2007-02-19 2008-10-02 Kobe Steel Ltd WELD METAL OF HIGH-STRENGTH Cr-Mo STEEL
WO2010038826A1 (en) * 2008-10-02 2010-04-08 住友金属工業株式会社 Ni‑BASED HEAT-RESISTANT ALLOY
JP2010150593A (en) * 2008-12-25 2010-07-08 Sumitomo Metal Ind Ltd Austenitic heat-resistant alloy
EP2230225A1 (en) * 2009-02-20 2010-09-22 Hexion Specialty Chemicals GmbH Ceramic product
WO2011071054A1 (en) * 2009-12-10 2011-06-16 住友金属工業株式会社 Austenitic heat-resistant alloy

Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104120307A (en) * 2013-04-23 2014-10-29 通用电气公司 Cast nickel-based superalloy including iron
US11001913B2 (en) 2013-04-23 2021-05-11 General Electric Company Cast nickel-base superalloy including iron
US10266926B2 (en) 2013-04-23 2019-04-23 General Electric Company Cast nickel-base alloys including iron
CN103361518A (en) * 2013-06-11 2013-10-23 太原钢铁(集团)有限公司 Nickel-based seamless pipe for ultra supercritical boiler and manufacturing method thereof
CN103361518B (en) * 2013-06-11 2015-04-08 太原钢铁(集团)有限公司 Nickel-based seamless pipe for ultra supercritical boiler and manufacturing method thereof
JP2015000998A (en) * 2013-06-14 2015-01-05 三菱日立パワーシステムズ株式会社 Ni-BASED FORGING ALLOY AND BOILER PIPING AND BOILER TUBE USING THE SAME
KR101801672B1 (en) 2013-08-06 2017-11-27 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 Ni-based alloy, ni-based alloy for gas turbine combustor, member for gas turbine combustor, liner member, transition piece member, liner, and transition piece
CN105960473A (en) * 2013-08-06 2016-09-21 日立金属摩材超级合金株式会社 Ni-based alloy, Ni-based alloy for gas turbine combustor, member for gas turbine combustor, member for liner, member for transmission piece, liner, and transmission piece
CN105960473B (en) * 2013-08-06 2018-04-06 日立金属摩材超级合金株式会社 Ni based alloys, gas turbine burner Ni based alloys, gas turbine burner component, cushion member, transition piece component, pad and transition piece
US10208364B2 (en) 2013-08-06 2019-02-19 Hitachi Metals, Ltd. Ni-based alloy, ni-based alloy for gas turbine combustor, member for gas turbine combustor, liner member, transition piece member, liner, and transition piece
JP2015030908A (en) * 2013-08-06 2015-02-16 日立金属Mmcスーパーアロイ株式会社 Ni-BASED ALLOY, Ni-BASED ALLOY FOR GAS TURBINE COMBUSTOR, MEMBER FOR GAS TURBINE COMBUSTOR, MEMBER FOR LINER, MEMBER FOR TRANSMISSION PIECE, LINER, TRANSMISSION PIECE
WO2015020117A1 (en) * 2013-08-06 2015-02-12 日立金属Mmcスーパーアロイ株式会社 Ni-based alloy, ni-based alloy for gas turbine combustor, member for gas turbine combustor, member for liner, member for transmission piece, liner, and transmission piece
JP2015117413A (en) * 2013-12-19 2015-06-25 新日鐵住金株式会社 Ni-BASED HEAT RESISTANT ALLOY MEMBER AND Ni-BASED HEAT RESISTANT ALLOY BASE MATERIAL
KR20160118980A (en) 2015-04-03 2016-10-12 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 METHOD FOR PRODUCING Ni-BASED HEAT-RESISTANT ALLOY WELDING JOINT AND WELDING JOINT OBTAINED BY USING THE SAME
WO2018182250A1 (en) * 2017-03-27 2018-10-04 연세대학교 산학협력단 Self-healing ultra-heat-resistant nickel alloy

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