JP2983289B2 - 金属材料の熱機械的処理 - Google Patents
金属材料の熱機械的処理Info
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Description
【発明の詳細な説明】 発明の分野 本発明は、一般的に、合金が製造プロセス中に冷間加
工及びアニールに供される合金部品の製造に関する。本
発明は、特に、オーステナイトステンレス鋼により形成
された製品における粒界劣化及び粒界破壊の問題に向け
られている。そのような製品としては、例えば、原子力
発電プラントのスチーム発生管がある。
工及びアニールに供される合金部品の製造に関する。本
発明は、特に、オーステナイトステンレス鋼により形成
された製品における粒界劣化及び粒界破壊の問題に向け
られている。そのような製品としては、例えば、原子力
発電プラントのスチーム発生管がある。
発明の背景 原子力用途（例えば、燃料要素被覆として）に使用さ
れるオーステナイトステンレス鋼の疲れ破損特性を改善
する初期の努力は、そのような鋼の高温延性の改善に焦
点があてられている。英国特許第1,124,287号（ハバー
リンら）では、管破裂テストにおいて、破壊時における
直径歪みにより測定された、そのような改良された延性
は、遊星型熱成形プロセスにより、オーステナイトステ
ンレス鋼管を加工し、次いで管を800−900℃でのアニー
ルに供し、そして、その加工及びアニールを少なくとも
１回繰り返すことにより達成された。パス間アニール温
度を1050℃から800−900℃に減少させることにより、微
細な粒子サイズと粗い炭化物析出物を生成することが意
図された。微細な粒子サイズと粗い炭化物析出物は、改
善された昇温破裂延性に寄与するものと考えられる。
れるオーステナイトステンレス鋼の疲れ破損特性を改善
する初期の努力は、そのような鋼の高温延性の改善に焦
点があてられている。英国特許第1,124,287号（ハバー
リンら）では、管破裂テストにおいて、破壊時における
直径歪みにより測定された、そのような改良された延性
は、遊星型熱成形プロセスにより、オーステナイトステ
ンレス鋼管を加工し、次いで管を800−900℃でのアニー
ルに供し、そして、その加工及びアニールを少なくとも
１回繰り返すことにより達成された。パス間アニール温
度を1050℃から800−900℃に減少させることにより、微
細な粒子サイズと粗い炭化物析出物を生成することが意
図された。微細な粒子サイズと粗い炭化物析出物は、改
善された昇温破裂延性に寄与するものと考えられる。
現在、最近の、原子力スチーム発生器の信頼性を傷つ
ける、最も一般的な事故モード即ち、粒界劣化及び破壊
の源は、合金における粒界であることが知られている。
粒界破壊の起こし易さを緩和するこれまでの試みは、こ
の問題の知られた原因に直接向けられることなく、主と
して、合金化学及び操作環境の制御を含んでいた。
ける、最も一般的な事故モード即ち、粒界劣化及び破壊
の源は、合金における粒界であることが知られている。
粒界破壊の起こし易さを緩和するこれまでの試みは、こ
の問題の知られた原因に直接向けられることなく、主と
して、合金化学及び操作環境の制御を含んでいた。
発明者らは、粒界の設計及び制御処理を考慮して、通
常の鉄及びニッケル基ステンレス合金、即ちオーステナ
イトステンレス合金の、粒界ストレス腐食クラック（IG
SCC）に対する耐性を改良し得る可能性を評価するため
の研究を行なった。（G.Palumbo,P.J.King,K.T.Aust,U.
Erb and P.C.Lichtenberger,“Grain Boundary Design
and Contorol for Intergranular Stress Corrosion Re
sistance",Scripta Metallurgica et Materialia,25,17
75（1991），この研究は、活性な粒界路を通してのクラ
ックの伝播の幾何学的モデルを生成し、このモデルは、
等軸多結晶材料におけるIGSCCの生じ易さに対する、
“特別の”粒界部分と平均粒子サイズの潜在的作用を評
価するために使用された。この幾何学的モデルは、バル
クのIGSCCの耐性が、粒界の比較的小さな部分が応力腐
食を生じ易くないときに、達成され得ることを示した。
粒子サイズの減少は、IGSCCに対する耐性の増加である
ことが示されが、しかし、それは、生じにくい粒界が分
散して存在するという条件の下でのみである。活性粒界
路の存在に依存する、すべてのバルク多結晶特性に一般
的に適用可能であるモデルは、材料の処理による粒界の
設計及び制御の重要性を示し、かつIGSCCに対する耐性
が、通常の多結晶合金の粒界分布における“特別の”粒
界の数を適度に増加させることにより促進し得ることを
示した。
常の鉄及びニッケル基ステンレス合金、即ちオーステナ
イトステンレス合金の、粒界ストレス腐食クラック（IG
SCC）に対する耐性を改良し得る可能性を評価するため
の研究を行なった。（G.Palumbo,P.J.King,K.T.Aust,U.
Erb and P.C.Lichtenberger,“Grain Boundary Design
and Contorol for Intergranular Stress Corrosion Re
sistance",Scripta Metallurgica et Materialia,25,17
75（1991），この研究は、活性な粒界路を通してのクラ
ックの伝播の幾何学的モデルを生成し、このモデルは、
等軸多結晶材料におけるIGSCCの生じ易さに対する、
“特別の”粒界部分と平均粒子サイズの潜在的作用を評
価するために使用された。この幾何学的モデルは、バル
クのIGSCCの耐性が、粒界の比較的小さな部分が応力腐
食を生じ易くないときに、達成され得ることを示した。
粒子サイズの減少は、IGSCCに対する耐性の増加である
ことが示されが、しかし、それは、生じにくい粒界が分
散して存在するという条件の下でのみである。活性粒界
路の存在に依存する、すべてのバルク多結晶特性に一般
的に適用可能であるモデルは、材料の処理による粒界の
設計及び制御の重要性を示し、かつIGSCCに対する耐性
が、通常の多結晶合金の粒界分布における“特別の”粒
界の数を適度に増加させることにより促進し得ることを
示した。
“特別の”粒界は、ΣのΔθ（なお、Σ≦29、Δθ≦
15Σ−1/2）内に存在する界面構造の、よく確立されたC
SL（対応部位格子）モデルにより、結晶学的に説明され
る。（Kronberg and Wilson,Trans.Met.Soc.A.I.M.E.1.
85,501（1949）and Brandon,Acta,Metall.,14,1479（19
66）］ 発明の要旨 本発明は、“特別の”粒界部分を増加させ、面心立方
合金を、同程度に粒界劣化に高度の耐性があるようにす
る粉砕処理方法を提供する。上述のミルプロセスはま
た、最終製品に等方性バルク特性（例えば機械的特性）
を導く、結晶配列の高度にランダムな分布を与える。本
明細書で用いられている“面心立方合金”なる語は、主
要な金属相（体積の＞50％）が、工業的用途の温度及び
圧力において面心立方結晶構造を有する、鉄、ニッケ
ル、及び銅をベースとする合金を意味する。このクラス
の材料は、クロムを含む鉄、又はニッケルをベースとす
るオーステナイト合金すべてを含む。
15Σ−1/2）内に存在する界面構造の、よく確立されたC
SL（対応部位格子）モデルにより、結晶学的に説明され
る。（Kronberg and Wilson,Trans.Met.Soc.A.I.M.E.1.
85,501（1949）and Brandon,Acta,Metall.,14,1479（19
66）］ 発明の要旨 本発明は、“特別の”粒界部分を増加させ、面心立方
合金を、同程度に粒界劣化に高度の耐性があるようにす
る粉砕処理方法を提供する。上述のミルプロセスはま
た、最終製品に等方性バルク特性（例えば機械的特性）
を導く、結晶配列の高度にランダムな分布を与える。本
明細書で用いられている“面心立方合金”なる語は、主
要な金属相（体積の＞50％）が、工業的用途の温度及び
圧力において面心立方結晶構造を有する、鉄、ニッケ
ル、及び銅をベースとする合金を意味する。このクラス
の材料は、クロムを含む鉄、又はニッケルをベースとす
るオーステナイト合金すべてを含む。
本発明の１つの態様によると、オーステナイトステン
レス合金の粒界劣化に対する耐性を強化する方法は、必
要な全成形絞りより少ない成形絞り、通常は加工硬化に
より付与される限界よりかなり少ない成形絞りを達成す
るために、合金を冷間加工する工程、過剰の粒子成長な
しに再結晶を行うに十分な温度で部分的に絞られた合金
をアニールする工程、及び必要な全成形絞りが達成され
るまで、冷間加工工程とアニール工程を繰り返す工程を
具備する。得られた生成物は、強化された“特別の”粒
界部分及びそれに対応する耐粒界劣化性に加えて、強化
された耐“鋭敏化性”をも有する。鋭敏化性とは、オー
ステナイトステンレス合金が500℃−850℃の温度にさら
されたときに（例えば溶接中に）、粒界において炭化ク
ロムが析出し、合金クロムが欠乏し、様々な形の粒界劣
化が生じ易いプロセスをいう。
レス合金の粒界劣化に対する耐性を強化する方法は、必
要な全成形絞りより少ない成形絞り、通常は加工硬化に
より付与される限界よりかなり少ない成形絞りを達成す
るために、合金を冷間加工する工程、過剰の粒子成長な
しに再結晶を行うに十分な温度で部分的に絞られた合金
をアニールする工程、及び必要な全成形絞りが達成され
るまで、冷間加工工程とアニール工程を繰り返す工程を
具備する。得られた生成物は、強化された“特別の”粒
界部分及びそれに対応する耐粒界劣化性に加えて、強化
された耐“鋭敏化性”をも有する。鋭敏化性とは、オー
ステナイトステンレス合金が500℃−850℃の温度にさら
されたときに（例えば溶接中に）、粒界において炭化ク
ロムが析出し、合金クロムが欠乏し、様々な形の粒界劣
化が生じ易いプロセスをいう。
“冷間加工”とは、合金が塑性流動を生ずる合金の再
結晶温度より実質的に低い温度での加工を意味する。こ
れは、一般に、オーステナイトステンレス合金の場合、
室温であろうが、ある環境下では、冷間加工温度は、合
金の塑性流動を助けるために、実質的により高い温度
（温間加工）であり得る。
結晶温度より実質的に低い温度での加工を意味する。こ
れは、一般に、オーステナイトステンレス合金の場合、
室温であろうが、ある環境下では、冷間加工温度は、合
金の塑性流動を助けるために、実質的により高い温度
（温間加工）であり得る。
“成形絞り”とは、パーセント又はフラクションで表
される、元の断面積に対する試料の断面積の減少の比を
意味する。それぞれの加工工程における成形絞りは、５
％−30％、即ち0.05−0.30であるのが好ましい。
される、元の断面積に対する試料の断面積の減少の比を
意味する。それぞれの加工工程における成形絞りは、５
％−30％、即ち0.05−0.30であるのが好ましい。
本発明の他の態様によると、強化された耐粒界劣化性
を有する、成形された面心立方合金の製造された製品で
は、この合金は、30ミクロン以下の粒子サイズを有し、
60％以上の特別粒界フラクションを有する。
を有する、成形された面心立方合金の製造された製品で
は、この合金は、30ミクロン以下の粒子サイズを有し、
60％以上の特別粒界フラクションを有する。
本明細書では、スチーム発生器の管にような成形され
た製品の標準銘柄は、それらのUNS標準呼称、例えば“U
NS N06600"又は、単に“N06600"によって呼ばれるであ
ろう。
た製品の標準銘柄は、それらのUNS標準呼称、例えば“U
NS N06600"又は、単に“N06600"によって呼ばれるであ
ろう。
図面の簡単な説明 本発明の好ましい態様は、以下の図面を参照して、詳
細に説明される。
細に説明される。
図１は、通常の加工がされたものと本発明のプロセス
により加工がされたUNS N06600板の試料との間の、組
織成分の相違及びＸ線回分析により決定された強度の相
違を示す図である。
により加工がされたUNS N06600板の試料との間の、組
織成分の相違及びＸ線回分析により決定された強度の相
違を示す図である。
図２は、理論的に予想された、及び実験的に決定され
た、応力が加えられたUNS N06600Cリングの応力腐食ク
ラックを比較して示すグラフ図である。
た、応力が加えられたUNS N06600Cリングの応力腐食ク
ラックを比較して示すグラフ図である。
図３は、より多いパーセントの特別の粒界から生ずる
改良された耐腐食性を示す、通常の加工がされたものと
本発明のプロセスにより加工がされたUNS N06600板と
の間を比較して示すグラフ図である。及び 図４は、本発明のプロセスにより製造されたUNS N06
600板の断面の光学顕微鏡写真図である。
改良された耐腐食性を示す、通常の加工がされたものと
本発明のプロセスにより加工がされたUNS N06600板と
の間を比較して示すグラフ図である。及び 図４は、本発明のプロセスにより製造されたUNS N06
600板の断面の光学顕微鏡写真図である。
発明の好ましい態様 本発明の方法は、N06600,N06690,N08800及びS30400の
ような統一された番号システムにより同定された合金を
含む、ステンレス鋼及びニッケル基合金のような、オー
ステナイトステンレス鋼の熱機械的処理に、特に適用可
能である。そのような合金は、クロムを含む鉄及びニッ
ケルをベースとする面立方合金を含む。例えば、アロイ
N06600の典型的な化学的組成を表１に示す。
ような統一された番号システムにより同定された合金を
含む、ステンレス鋼及びニッケル基合金のような、オー
ステナイトステンレス鋼の熱機械的処理に、特に適用可
能である。そのような合金は、クロムを含む鉄及びニッ
ケルをベースとする面立方合金を含む。例えば、アロイ
N06600の典型的な化学的組成を表１に示す。
表 １ 元素 重量％ Al ND C 0.06 Cr 15.74 Cu 0.26 Fe 9.09 Mn 0.36 Mo ND Ni 74.31 P ND S 0.002 Si 0.18 Tl ND 本発明の熱機械的処理における原子力スチーム発生器
の配管の製造では、適当な合金、例えばアロイN06600の
管ブランクが冷間で引抜かれ、その後、アニールされ
る。従来の実施は、通常１工程で必要な形状に管を引抜
き、処理工程数を最小にするように、次いで、それをア
ニールする。しかし、周知のように、生成物は粒界劣化
を起こし易い。粒界劣化は、本明細書では、粒界腐食、
粒界クラック、粒界腐食クラック、粒界脆化、及び応力
粒界腐食を含む、管の性能及び構造上の完全性を危険に
さらす、すべての粒界に関連するプロセスとして定義さ
れる。
の配管の製造では、適当な合金、例えばアロイN06600の
管ブランクが冷間で引抜かれ、その後、アニールされ
る。従来の実施は、通常１工程で必要な形状に管を引抜
き、処理工程数を最小にするように、次いで、それをア
ニールする。しかし、周知のように、生成物は粒界劣化
を起こし易い。粒界劣化は、本明細書では、粒界腐食、
粒界クラック、粒界腐食クラック、粒界脆化、及び応力
粒界腐食を含む、管の性能及び構造上の完全性を危険に
さらす、すべての粒界に関連するプロセスとして定義さ
れる。
処理工程の数を最小にすることによりプロセスを最適
化することが求められる、最近のミルプラクティスに反
し、本発明の方法は、最適な微細構造を与えるに十分な
工程数を適用することを求める。この方法の原理は、合
金の微細構造における最も高度に欠陥のある粒界の位置
で生ずる選択的再結晶が、結晶格子自体のそれに近づ
く、より大きい原子配列を有するものとの、高エネルギ
ーの不規則化された粒界の連続的置換の高い可能性を生
ずるという、本発明者の発見に基づいている。この目的
は、他のバルク材料特性における異方性に導き得る材料
に、強い、より好ましい結晶配列を付与することなく、
30ミクロン又はそれ以下の粒子サイズに限定すること、
及び少なくとも60％の“特別の”粒界フラクションを達
成することであろう。
化することが求められる、最近のミルプラクティスに反
し、本発明の方法は、最適な微細構造を与えるに十分な
工程数を適用することを求める。この方法の原理は、合
金の微細構造における最も高度に欠陥のある粒界の位置
で生ずる選択的再結晶が、結晶格子自体のそれに近づ
く、より大きい原子配列を有するものとの、高エネルギ
ーの不規則化された粒界の連続的置換の高い可能性を生
ずるという、本発明者の発見に基づいている。この目的
は、他のバルク材料特性における異方性に導き得る材料
に、強い、より好ましい結晶配列を付与することなく、
30ミクロン又はそれ以下の粒子サイズに限定すること、
及び少なくとも60％の“特別の”粒界フラクションを達
成することであろう。
本発明の管の製造方法では、管の引抜きは、別々の工
程で行われ、それぞれがアニール工程により伴われる。
本実施例では、最初にブランクが、５％〜30％の成形絞
りを達成するように引抜かれ、次いで、部分的に成形さ
れた生成物が900−1050℃の範囲の温度で炉内でアニー
ルされる。炉の滞留時間は、２〜10分であるべきであ
る。温度範囲は、過剰の粒子の成長なしに、即ち、平均
粒子サイズが30μｍを越えないように、再結晶が行われ
ることを保証するように選択される。この平均粒子サイ
ズは、７の最小ASTM粒子サイズ数（Ｇ）に相当するもの
であろう。生成物は、好ましくは、不活性雰囲気で、こ
の実施例ではアルゴン中で、又は、そうでなければ還元
雰囲気でアニールされる。
程で行われ、それぞれがアニール工程により伴われる。
本実施例では、最初にブランクが、５％〜30％の成形絞
りを達成するように引抜かれ、次いで、部分的に成形さ
れた生成物が900−1050℃の範囲の温度で炉内でアニー
ルされる。炉の滞留時間は、２〜10分であるべきであ
る。温度範囲は、過剰の粒子の成長なしに、即ち、平均
粒子サイズが30μｍを越えないように、再結晶が行われ
ることを保証するように選択される。この平均粒子サイ
ズは、７の最小ASTM粒子サイズ数（Ｇ）に相当するもの
であろう。生成物は、好ましくは、不活性雰囲気で、こ
の実施例ではアルゴン中で、又は、そうでなければ還元
雰囲気でアニールされる。
アニール工程の後、部分的に形成された生成物は、更
に５％〜30％の成形絞りを達成するように再び冷間で引
抜かれ、上述のように再びアニールされる。これらの工
程は、必要な成形絞りが達成されるまで、繰り返され
る。
に５％〜30％の成形絞りを達成するように再び冷間で引
抜かれ、上述のように再びアニールされる。これらの工
程は、必要な成形絞りが達成されるまで、繰り返され
る。
所望の特性を有する管を製造するためには、少なくと
も３回の冷間引抜き／アニールのサイクルがなければな
らない。理想的には、サイクル数は３〜７であり、それ
以上のサイクルは、生ずる“特別の”粒界のフラクショ
ンに何も付与しないので、７を越えるサイクル数の増加
に殆ど目的はない。引抜き工程当りの成形絞りの量は、
以下の式で与えられることが注目される。
も３回の冷間引抜き／アニールのサイクルがなければな
らない。理想的には、サイクル数は３〜７であり、それ
以上のサイクルは、生ずる“特別の”粒界のフラクショ
ンに何も付与しないので、７を越えるサイクル数の増加
に殆ど目的はない。引抜き工程当りの成形絞りの量は、
以下の式で与えられることが注目される。
（１−rt）＝（１−ri）ｎ 式中、riは工程当りの成形絞りの量、 rtは必要なトータルの成形絞り ｎは工程数、即ち、再結晶工程の数 管の冷間引抜きは、塑性流れを引き起こすに十分な温
度で実施されるべきである。アロイ600及びこの型の他
の合金では、通常は室温で十分である。しかし、温度が
室温を越えるべきではないとする理由はない。
度で実施されるべきである。アロイ600及びこの型の他
の合金では、通常は室温で十分である。しかし、温度が
室温を越えるべきではないとする理由はない。
UNS N06600に適用される本発明による室温引抜きの
スケジュールの特定の例は、以下の表１に与えられてい
る。この実施例における製品に必要とされる全（累積
的）成形絞りは、68.5％であった。本発明による処理
は、それぞれの成形工程間に、1000℃で３分間の管のア
ニールを含む。これは、1000℃で３分間のアニール前
に、68.5％の全成形絞りを適用する従来のプロセスとの
比較に立っている。
スケジュールの特定の例は、以下の表１に与えられてい
る。この実施例における製品に必要とされる全（累積
的）成形絞りは、68.5％であった。本発明による処理
は、それぞれの成形工程間に、1000℃で３分間の管のア
ニールを含む。これは、1000℃で３分間のアニール前
に、68.5％の全成形絞りを適用する従来のプロセスとの
比較に立っている。
上述の表２では、％RA/工程とは、プロセスの５つの
成形工程のそれぞれについての、断面積の減少％のこと
である。rt＝65.85の累積成形絞りが、工程当りの成形
絞りの量ri及び再結晶工程の数ｎにrtを関係づける上述
の式により与えられる。
成形工程のそれぞれについての、断面積の減少％のこと
である。rt＝65.85の累積成形絞りが、工程当りの成形
絞りの量ri及び再結晶工程の数ｎにrtを関係づける上述
の式により与えられる。
生じた生成物では、合金が、30ミクロンを越えない、
最小の粒子サイズ、及び少なくとも60％の“特別の”粒
界フラクションを有することが見出だされている。
最小の粒子サイズ、及び少なくとも60％の“特別の”粒
界フラクションを有することが見出だされている。
上記実施例は、最終生成物の材料が、所望の耐粒界劣
化性を付与する、30ミクロンを越えない粒子サイズと、
少なくとも60％の“特別の”粒界フラクションを有す
る、原子力スチーム発生器を製造する重要な用途につい
て、特に言及している。しかし、説明した方法は、製造
プロセスにおいて成形及びアニール工程に供される、Fe
−Ni−Cu基面心立方合金の耐粒界劣化性の強化に一般に
適用され得る。
化性を付与する、30ミクロンを越えない粒子サイズと、
少なくとも60％の“特別の”粒界フラクションを有す
る、原子力スチーム発生器を製造する重要な用途につい
て、特に言及している。しかし、説明した方法は、製造
プロセスにおいて成形及びアニール工程に供される、Fe
−Ni−Cu基面心立方合金の耐粒界劣化性の強化に一般に
適用され得る。
このように、必要な成形絞りにまでブランクが圧延さ
れ、引抜かれ、又は成形され次いでアニールされる、圧
延、引抜き、又は他の成形法による他のFe−Ni−Cu基面
心立方合金の製造では、合金の微細構造は、上述のよう
に、冷間成形及びアニールサイクルのシーケンスを採用
することにより生成物の構造上の一体性を保証するよう
に、大きく改善され得る。
れ、引抜かれ、又は成形され次いでアニールされる、圧
延、引抜き、又は他の成形法による他のFe−Ni−Cu基面
心立方合金の製造では、合金の微細構造は、上述のよう
に、冷間成形及びアニールサイクルのシーケンスを採用
することにより生成物の構造上の一体性を保証するよう
に、大きく改善され得る。
以下の表３では、“通常のプロセス”（即ち、１つ又
はそれ以上の中間アニール工程）及び本発明の、マルチ
処理工程（３≧）から生ずる合金UNSN06600における粒
界分布を比較するために、２つの例、管及び板が与えら
れる。
はそれ以上の中間アニール工程）及び本発明の、マルチ
処理工程（３≧）から生ずる合金UNSN06600における粒
界分布を比較するために、２つの例、管及び板が与えら
れる。
比較の基礎を与えるため、管処理（表３の欄２及び
３）及び板処理（表３の欄４及び５）のための全成形絞
りは、どの場合にも68.5％である。従来のプロセスで
は、そのような全成形絞りの程度は、1000℃で３分間の
最終的アニールをもって単一の工程で達成され、新プロ
セスでは、５つの一連の工程において、工程当り20％の
成形絞りを含み、それぞれの工程は、1000℃で３分間の
アニールにより伴われる。v.Randle,“Microtexture De
termination and its applications",Inst.of Material
s,1992（英国）において議論されているように、数字の
見出しは、走査型電子顕微鏡におけるキクチ回折パター
ン分析により決定された粒界特性分布Σ1,Σ３である。
３）及び板処理（表３の欄４及び５）のための全成形絞
りは、どの場合にも68.5％である。従来のプロセスで
は、そのような全成形絞りの程度は、1000℃で３分間の
最終的アニールをもって単一の工程で達成され、新プロ
セスでは、５つの一連の工程において、工程当り20％の
成形絞りを含み、それぞれの工程は、1000℃で３分間の
アニールにより伴われる。v.Randle,“Microtexture De
termination and its applications",Inst.of Material
s,1992（英国）において議論されているように、数字の
見出しは、走査型電子顕微鏡におけるキクチ回折パター
ン分析により決定された粒界特性分布Σ1,Σ３である。
図１に示すように、本発明による処理による組織の任
意抽出は、高度に均一なバルク特性を有する成形生成物
を導く。図１は、棒グラフの形で、通常の処理がされた
（単一の68.5％成形絞り及びその後の1000℃での単３一
分アニール工程）UNS N06600板と、本発明のプロセス
により処理がされた（1000℃で３分間の20％中間アニー
ルの５つの絞り工程）同様の材料との間の、組織成分の
相違及びＸ線回分析により決定された強度の相違を示
す。
意抽出は、高度に均一なバルク特性を有する成形生成物
を導く。図１は、棒グラフの形で、通常の処理がされた
（単一の68.5％成形絞り及びその後の1000℃での単３一
分アニール工程）UNS N06600板と、本発明のプロセス
により処理がされた（1000℃で３分間の20％中間アニー
ルの５つの絞り工程）同様の材料との間の、組織成分の
相違及びＸ線回分析により決定された強度の相違を示
す。
面心立方材料において典型的に観察される主要な組織
成分は、事実上すべて新プロセスにより除去されてい
る。例外は、ランダム分布（即ち、１の組織強度）にお
いて期待される、すぐ上で残存するGoss組織［119］＜0
01＞である。新プロセスは、高度に望ましい等方性特性
を有する材料を与える。
成分は、事実上すべて新プロセスにより除去されてい
る。例外は、ランダム分布（即ち、１の組織強度）にお
いて期待される、すぐ上で残存するGoss組織［119］＜0
01＞である。新プロセスは、高度に望ましい等方性特性
を有する材料を与える。
図２に示すように、本発明のプロセスに供された成形
された生成物は、従来の方法で処理されたものに対し、
非常に高い耐粒界腐食クラック性を有する。図２のグラ
フは、材料中の“特別の”粒界の母集団により影響され
るような、理論的及び実験的応力腐食クラック性能をま
とめている。実験結果は、UNS N06600の場合、0.4％の
最大歪みまで応力が加えられ、350℃で3000時間、10％
の水酸化ナトリウム溶液にさらされたＣリングである。
破線は、本発明による製造された製品について、60％の
最小特別粒界フラクションを示す。
された生成物は、従来の方法で処理されたものに対し、
非常に高い耐粒界腐食クラック性を有する。図２のグラ
フは、材料中の“特別の”粒界の母集団により影響され
るような、理論的及び実験的応力腐食クラック性能をま
とめている。実験結果は、UNS N06600の場合、0.4％の
最大歪みまで応力が加えられ、350℃で3000時間、10％
の水酸化ナトリウム溶液にさらされたＣリングである。
破線は、本発明による製造された製品について、60％の
最小特別粒界フラクションを示す。
処理されたままの、ミルアニールされた条件におい
て、実質的に強化された耐粒界腐食性を示すことに加え
て、本発明による成形されたステンレス合金は、非常に
高い耐鋭敏化性をも有している。特別の粒界の大きな母
集団の固有の特性から生ずる、この炭化物の析出及びそ
の結果のクロムの欠乏は、溶接及び溶接後の手順を簡単
にし、この合金を500℃〜850℃の範囲の温度に供される
サービス用途によく適合させる。図３は、ASTM G28
（“成形されたニッケルに富む、クロムを含む合金にお
ける、粒界攻撃への感受性の検出”）に従った72時間の
テストにより評価されたUNS N06600板の耐粒界腐食性
に対する特別の粒界フラクションの効果をまとめてい
る。
て、実質的に強化された耐粒界腐食性を示すことに加え
て、本発明による成形されたステンレス合金は、非常に
高い耐鋭敏化性をも有している。特別の粒界の大きな母
集団の固有の特性から生ずる、この炭化物の析出及びそ
の結果のクロムの欠乏は、溶接及び溶接後の手順を簡単
にし、この合金を500℃〜850℃の範囲の温度に供される
サービス用途によく適合させる。図３は、ASTM G28
（“成形されたニッケルに富む、クロムを含む合金にお
ける、粒界攻撃への感受性の検出”）に従った72時間の
テストにより評価されたUNS N06600板の耐粒界腐食性
に対する特別の粒界フラクションの効果をまとめてい
る。
図３に示すように、新プロセスを用いて製造された物
質（特別な粒界フラクションが60％を越える）は、従来
の処理方法を用いて製造されたものよりも、実質的に減
少した腐食速度を示している。更に、粒界炭化クロムの
析出を引き起こすことにより、その物質をより粒界腐食
させ易くするための、鋭敏化熱処理（即ち、600℃で２
時間）の適用は、高い特別粒界フラクションを有する物
質、即ち本発明のプロセスにより製造されたものに対す
る、はるかに少ない有害効果を有する。
質（特別な粒界フラクションが60％を越える）は、従来
の処理方法を用いて製造されたものよりも、実質的に減
少した腐食速度を示している。更に、粒界炭化クロムの
析出を引き起こすことにより、その物質をより粒界腐食
させ易くするための、鋭敏化熱処理（即ち、600℃で２
時間）の適用は、高い特別粒界フラクションを有する物
質、即ち本発明のプロセスにより製造されたものに対す
る、はるかに少ない有害効果を有する。
本発明のプロセスを用いて製造されたUNS N06600板
において示された高い特別粒界フラクションは、そのよ
うな板（210X倍率）の断面の顕微鏡写真である図４か
ら、直接目で見てわかる。成分の結晶粒界の良好な“フ
ィット”は、アニーリング対の高い頻度により明白であ
る。アニーリング対は、他の粒界と直角に交差する真っ
直ぐな粒界長さとして現われる。
において示された高い特別粒界フラクションは、そのよ
うな板（210X倍率）の断面の顕微鏡写真である図４か
ら、直接目で見てわかる。成分の結晶粒界の良好な“フ
ィット”は、アニーリング対の高い頻度により明白であ
る。アニーリング対は、他の粒界と直角に交差する真っ
直ぐな粒界長さとして現われる。
本発明の方法は、成型工程及びアニール工程の数を最
小にすることを求める、従来のミルプラクティスとは異
なるが、使用される装置の変更を必要としない点におい
て、現存するミルプラクティスと完全に適合し得るもの
である。
小にすることを求める、従来のミルプラクティスとは異
なるが、使用される装置の変更を必要としない点におい
て、現存するミルプラクティスと完全に適合し得るもの
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−247358（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−138814（ＪＰ，Ａ) 特開 昭54−125262（ＪＰ，Ａ) 特開 平４−235220（ＪＰ，Ａ) 英国公開1124287（ＧＢ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/00 C22F 1/10
Claims (12)
- 【請求項１】合金が、冷間加工及びアニーリング工程に
供される、オーステナイトステンレス鋼から、またはク
ロムを含む鉄基又はニッケル基面心立方合金からの製品
の製造において、合金を連続して冷間加工及びアニーリ
ングサイクルに供する方法の改良であって、前記サイク
ルは、 ｉ）合金が５％ないし30％の成形絞りに供される冷間加
工工程、及び、 ii）前記冷間加工工程から得られた合金が900〜1050℃
の温度で２〜10分間アニールされるアニール工程を具備
し、前記サイクルは、必要な全成形絞りが達成されるま
で繰り返される方法。 - 【請求項２】それぞれの冷間加工工程は冷間引き抜き工
程である請求項１に記載の方法。 - 【請求項３】それぞれの冷間加工工程は冷間圧延工程で
ある請求項１に記載の方法。 - 【請求項４】前記合金は、 （１）最大0.08％のＣ、18.00〜20.00％のCr、最大2.00
％のMn、8.00〜10.50％のNi、最大0.045％のＰ、最大0.
030％のＳ、最大1.00％のSiの組成を有するUNS S30400 （２）最大0.15％のＣ、14.00〜17.00％のCr、最大0.50
％のCu、6.00〜10.00％のFe、最大1.00％のMn、最小72.
0％のNi、最大0.015％のＳ、最大0.50％のSiの組成を有
するUNS N06600 （３）最大0.05％のＣ、27.0〜31.0％のCr、最大0.50％
のCu、7.0〜11.0％のFe、最大0.50％のMn、最小58.0％
のNi、最大0.015％のＳ、最大0.50％のSiの組成を有す
るUNS N06690 （４）0.15〜0.60％のAl、最大0.10％のＣ、19.0〜23.0
％のCr、最大0.75％のCu、残部のFe、最大1.5％のMn、3
0.0〜35.0％のNi、最大0.015％のＳ、最大1.0％のSi、
0.15〜0.80％のTiの組成を有するUNS N08800 からなる群から選ばれたものである請求項１に記載の方
法。 - 【請求項５】前記冷間加工工程における成形絞りの量が
ほぼ等しい請求項１に記載の方法。 - 【請求項６】合金が、所望の全成形絞りを行なうために
冷間加工及びアニーリング工程に供される、面心立方F
e、Ni、及びCu基合金からの製品の製造において、グレ
イン組織をランダムにし、前記合金の粒界劣化に対する
耐性を強化する方法は、 （ａ）合金が５ないし30％の成形絞りに供される冷間加
工工程、 （ｂ）絞られた合金が900〜1050℃の温度で２〜10分間
アニールされるアニール工程、及び （ｃ）必要な全成形絞りが達成されるまで前記工程
（ａ）及び（ｂ）を繰り返す工程を具備し、前記冷間加
工工程における成形絞りの量はほぼ等しい方法。 - 【請求項７】それぞれの冷間加工工程における成形絞り
の量は、下記数式で決定される請求項１または６に記載
の方法。 （１−rt）＝（１−ri）ｎ 上記数式中、riは、それぞれの冷間加工工程当たりの成
形絞りの量であり、rtは必要なトータル成形絞りであ
り、ｎは冷間加工工程およびアニール工程の合計数であ
る。 - 【請求項８】冷間加工工程およびアニール工程の合計数
は、少なくとも３である請求項１、６および７のいずれ
か１項に記載の方法。 - 【請求項９】前記面心立方合金は、60％以上の“特別”
粒界フラクションを有する請求項１ないし８のいずれか
１項に記載の方法により製造された製品。 - 【請求項１０】前記合金の粒子サイズは30ミクロンを超
えない請求項９に記載の製品。 - 【請求項１１】オーステナイトステンレス鋼合金によ
り、またはクロムを含む鉄またはニッケル基、クロムを
含む面心立方合金により形成されたスチーム発生器の部
分である請求項10に記載の製品。 - 【請求項１２】前記面心立方合金は、UNS N06600であ
り、最大0.15％のＣ、14.00〜17.00％のCr、最大0.50％
のCu、6.00〜10.00％のFe、最大1.00％のMn、最小72.0
％のNi、最大0.015％のＳ、最大0.50％のSiの組成を有
する請求項11に記載の製品。
Applications Claiming Priority (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US99434692A | 1992-12-21 | 1992-12-21 | |
| US07/994,346 | 1992-12-21 | ||
| US167,188 | 1993-12-16 | ||
| US08/167,188 | 1993-12-16 | ||
| US994,346 | 1993-12-16 | ||
| US08/167,188 US5702543A (en) | 1992-12-21 | 1993-12-16 | Thermomechanical processing of metallic materials |
| PCT/CA1993/000556 WO1994014986A1 (en) | 1992-12-21 | 1993-12-17 | Thermomechanical processing of metallic materials |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08507104A JPH08507104A (ja) | 1996-07-30 |
| JP2983289B2 true JP2983289B2 (ja) | 1999-11-29 |
Family
ID=26862933
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6514639A Expired - Lifetime JP2983289B2 (ja) | 1992-12-21 | 1993-12-17 | 金属材料の熱機械的処理 |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5702543A (ja) |
| EP (1) | EP0674721B1 (ja) |
| JP (1) | JP2983289B2 (ja) |
| KR (1) | KR100260111B1 (ja) |
| AT (1) | ATE166111T1 (ja) |
| CA (1) | CA2151500C (ja) |
| DE (1) | DE69318574T2 (ja) |
| WO (1) | WO1994014986A1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7799152B2 (en) | 2002-12-25 | 2010-09-21 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method for manufacturing nickel alloy |
Families Citing this family (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3235390B2 (ja) * | 1995-02-03 | 2001-12-04 | 株式会社日立製作所 | 析出強化型オーステナイト鋼単結晶及びその用途 |
| US20040112486A1 (en) * | 1996-03-01 | 2004-06-17 | Aust Karl T. | Thermo-mechanical treated lead and lead alloys especially for current collectors and connectors in lead-acid batteries |
| US6342110B1 (en) * | 1996-03-01 | 2002-01-29 | Integran Technologies Inc. | Lead and lead alloys with enhanced creep and/or intergranular corrosion resistance, especially for lead-acid batteries and electrodes therefor |
| US6086691A (en) * | 1997-08-04 | 2000-07-11 | Lehockey; Edward M. | Metallurgical process for manufacturing electrowinning lead alloy electrodes |
| US6129795A (en) * | 1997-08-04 | 2000-10-10 | Integran Technologies Inc. | Metallurgical method for processing nickel- and iron-based superalloys |
| US6397682B2 (en) | 2000-02-10 | 2002-06-04 | The United States Of America As Represented By The Department Of Energy | Intergranular degradation assessment via random grain boundary network analysis |
| US6802917B1 (en) | 2000-05-26 | 2004-10-12 | Integran Technologies Inc. | Perforated current collectors for storage batteries and electrochemical cells, having improved resistance to corrosion |
| US6344097B1 (en) | 2000-05-26 | 2002-02-05 | Integran Technologies Inc. | Surface treatment of austenitic Ni-Fe-Cr-based alloys for improved resistance to intergranular-corrosion and-cracking |
| DE10256750A1 (de) * | 2002-12-05 | 2004-06-17 | Sms Demag Ag | Verfahren zur Prozesssteuerung oder Prozessregelung einer Anlage zur Umformung, Kühlung und/oder Wärmebehandlung von Metall |
| US20060079954A1 (en) * | 2004-10-08 | 2006-04-13 | Robert Burgermeister | Geometry and material for high strength, high flexibility, controlled recoil stent |
| US8273117B2 (en) * | 2005-06-22 | 2012-09-25 | Integran Technologies Inc. | Low texture, quasi-isotropic metallic stent |
| US20080277398A1 (en) * | 2007-05-09 | 2008-11-13 | Conocophillips Company | Seam-welded 36% ni-fe alloy structures and methods of making and using same |
| EP2222897B1 (en) | 2007-12-18 | 2017-02-08 | Integran Technologies Inc. | Method for preparing polycrystalline structures having improved mechanical and physical properties |
| EP2072631A1 (fr) * | 2007-12-20 | 2009-06-24 | Ugine & Alz France | Tole en acier inoxydable austenitique et procédé d'obtention de cette tole |
| EP2112237B1 (en) | 2008-04-21 | 2017-09-13 | Secretary, Department Of Atomic Energy | Development of a very high resistance to sensitization in austenitic stainless steel through special heat treatment resulting in grain boundary microstructural modification |
| US8876990B2 (en) * | 2009-08-20 | 2014-11-04 | Massachusetts Institute Of Technology | Thermo-mechanical process to enhance the quality of grain boundary networks |
| JP5499933B2 (ja) * | 2010-01-12 | 2014-05-21 | 三菱マテリアル株式会社 | 電気銅めっき用含リン銅アノード、その製造方法および電気銅めっき方法 |
| CN102312180A (zh) * | 2011-08-31 | 2012-01-11 | 苏州热工研究院有限公司 | 一种提高镍基合金产品抗应力腐蚀性能的表面处理方法 |
| JP5846555B2 (ja) * | 2011-11-30 | 2016-01-20 | 国立研究開発法人物質・材料研究機構 | ニッケルフリー高窒素ステンレス製材料の圧延・抽伸加工方法、ニッケルフリー高窒素ステンレス製シームレス細管及びその製造方法 |
| US20140220370A1 (en) * | 2013-02-04 | 2014-08-07 | Madeco Mills S.A. | Tube for the End Consumer with Minimum Interior and Exterior Oxidation, with Grains that may be Selectable in Size and Order; and Production Process of Tubes |
| US10316380B2 (en) * | 2013-03-29 | 2019-06-11 | Schlumberger Technolog Corporation | Thermo-mechanical treatment of materials |
| TWI491744B (zh) * | 2013-12-11 | 2015-07-11 | China Steel Corp | 沃斯田鐵系合金及其製造方法 |
| CN105686897B (zh) * | 2014-11-28 | 2019-03-19 | 先健科技(深圳)有限公司 | 管腔支架与其预制件、管腔支架与其预制件的制备方法 |
| CN105420472A (zh) * | 2015-11-11 | 2016-03-23 | 上海大学 | 提高316Lmod不锈钢耐腐蚀性能的晶界工程工艺方法 |
| JP6355671B2 (ja) * | 2016-03-31 | 2018-07-11 | Ｊｘ金属株式会社 | Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条及びその製造方法 |
| CN106755862A (zh) * | 2016-11-11 | 2017-05-31 | 合鸿新材科技有限公司 | 一种适用于冷变形工艺的低温软化方法 |
Family Cites Families (30)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US1878936A (en) * | 1928-11-24 | 1932-09-20 | Bell Telephone Labor Inc | Refining of copper |
| US1911023A (en) * | 1930-05-01 | 1933-05-23 | Gen Electric | Method for preventing embrittlement of copper |
| US2184498A (en) * | 1937-11-17 | 1939-12-26 | Nat Tube Co | Manufacture of steel or alloy tubes |
| US2237244A (en) * | 1940-01-26 | 1941-04-01 | Revere Copper & Brass Inc | Method of making corrosion resistant metal tubes |
| US2394673A (en) * | 1943-02-11 | 1946-02-12 | New Jersey Zinc Co | Brass |
| US3046166A (en) * | 1959-07-01 | 1962-07-24 | Olin Mathieson | Treatment of brass |
| GB1124287A (en) * | 1964-12-03 | 1968-08-21 | Atomic Energy Authority Uk | Improvements in the treatment of stainless steel tubes |
| FR1475970A (fr) * | 1965-03-01 | 1967-04-07 | Atomic Energy Authority Uk | Tubes de gainage |
| US3788902A (en) * | 1972-11-24 | 1974-01-29 | Olin Corp | Process for improving the elongation of grain refined copper base alloys |
| US3841921A (en) * | 1973-03-02 | 1974-10-15 | Olin Corp | Process for treating copper alloys to improve creep resistance |
| US3867209A (en) * | 1973-09-17 | 1975-02-18 | Kobe Steel Ltd | Method of treating Ti-Nb-Zr-Ta superconducting alloys |
| US3855012A (en) * | 1973-10-01 | 1974-12-17 | Olin Corp | Processing copper base alloys |
| US4070209A (en) * | 1976-11-18 | 1978-01-24 | Usui International Industry, Ltd. | Method of producing a high pressure fuel injection pipe |
| JPS5947845B2 (ja) * | 1977-07-26 | 1984-11-21 | シャープ株式会社 | 透明導電膜製造方法 |
| DE2833339C2 (de) * | 1978-07-29 | 1983-12-15 | Kernforschungszentrum Karlsruhe Gmbh, 7500 Karlsruhe | Verfahren zur Gefügeverbesserung von gezogenen Rohren aus austenitischen Chrom-nickel-Stählen |
| US4354882A (en) * | 1981-05-08 | 1982-10-19 | Lone Star Steel Company | High performance tubulars for critical oil country applications and process for their preparation |
| US4435231A (en) * | 1982-03-31 | 1984-03-06 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Cold worked ferritic alloys and components |
| DE3407307A1 (de) * | 1984-02-24 | 1985-08-29 | Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf | Verwendung einer korrosionsbestaendigen austenitischen eisen-chrom-nickel-stickstoff-legierung fuer mechanisch hoch beanspruchte bauteile |
| FR2565323B1 (fr) * | 1984-05-30 | 1986-10-17 | Framatome Sa | Procede de protection contre la corrosion d'un tube de generateur de vapeur et dispositif pour la mise en oeuvre de ce procede |
| US4613385A (en) * | 1984-08-06 | 1986-09-23 | Regents Of The University Of California | High strength, low carbon, dual phase steel rods and wires and process for making same |
| JPS6164853A (ja) * | 1984-09-06 | 1986-04-03 | Toshiba Corp | 管内部品用素材とその製造方法 |
| US4832756A (en) * | 1985-03-18 | 1989-05-23 | Woodard Dudley H | Controlling distortion in processed beryllium copper alloys |
| FR2585817B1 (fr) * | 1985-08-05 | 1989-08-25 | Framatome Sa | Procede et dispositif de traitement de surface pour les echangeurs de chaleur |
| JPS6240336A (ja) * | 1985-08-13 | 1987-02-21 | Mitsubishi Metal Corp | 冷間成形性のすぐれたＮｉ―Ｆｅ―Ｃｒ系合金板材の製造法 |
| US4877461A (en) * | 1988-09-09 | 1989-10-31 | Inco Alloys International, Inc. | Nickel-base alloy |
| US5017249A (en) * | 1988-09-09 | 1991-05-21 | Inco Alloys International, Inc. | Nickel-base alloy |
| JPH0313529A (ja) * | 1989-06-08 | 1991-01-22 | Hitachi Ltd | ステンレス鋼の焼鈍方法 |
| US5017250A (en) * | 1989-07-26 | 1991-05-21 | Olin Corporation | Copper alloys having improved softening resistance and a method of manufacture thereof |
| US5039478A (en) * | 1989-07-26 | 1991-08-13 | Olin Corporation | Copper alloys having improved softening resistance and a method of manufacture thereof |
| JPH0774420B2 (ja) * | 1991-02-21 | 1995-08-09 | 日本碍子株式会社 | ベリリウム銅合金の製造方法 |
-
1993
- 1993-12-16 US US08/167,188 patent/US5702543A/en not_active Expired - Lifetime
- 1993-12-17 AT AT94919453T patent/ATE166111T1/de not_active IP Right Cessation
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- 1993-12-17 DE DE69318574T patent/DE69318574T2/de not_active Expired - Fee Related
-
1997
- 1997-01-17 US US08/785,214 patent/US5817193A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7799152B2 (en) | 2002-12-25 | 2010-09-21 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method for manufacturing nickel alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
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