JPH02156034A - 耐食性ニッケル基合金 - Google Patents
耐食性ニッケル基合金Info
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- JPH02156034A JPH02156034A JP1273628A JP27362889A JPH02156034A JP H02156034 A JPH02156034 A JP H02156034A JP 1273628 A JP1273628 A JP 1273628A JP 27362889 A JP27362889 A JP 27362889A JP H02156034 A JPH02156034 A JP H02156034A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、各種の破壊腐食媒体に対して格別高い抵抗性
と満足な溶接性と安定性と強度などとの組み合わせを与
えるニッケルークロム−モリブデン−ニオブ合金に関す
る。
と満足な溶接性と安定性と強度などとの組み合わせを与
えるニッケルークロム−モリブデン−ニオブ合金に関す
る。
発明の背景
周知のように、ニッケルークロム−モリブデン合金は、
各種の腐食物、特にすき間腐食を生ずる塩化物および粒
界腐食を促進する酸化酸の腐蝕性攻撃によって起こる破
壊に抵抗する能力を存するという理由から商業上広(使
用されている。この種の合金は、より厳しい腐食環境で
常用されており且つ通常所望の製品、例えば、管類、大
コンテナー/容器などを与えるために溶接しなければな
らない。そのまま、そして使用中、これらの製品は、高
温にさらされ且つこのことは追加の重要な問題、即ち、
溶接および/または熱影響帯(HAZ)における腐食攻
撃を生ずる。この問題は、例えば、−時的注意以上のも
のが攻撃の重要性に払われる化学プロセス工業において
周知である。
各種の腐食物、特にすき間腐食を生ずる塩化物および粒
界腐食を促進する酸化酸の腐蝕性攻撃によって起こる破
壊に抵抗する能力を存するという理由から商業上広(使
用されている。この種の合金は、より厳しい腐食環境で
常用されており且つ通常所望の製品、例えば、管類、大
コンテナー/容器などを与えるために溶接しなければな
らない。そのまま、そして使用中、これらの製品は、高
温にさらされ且つこのことは追加の重要な問題、即ち、
溶接および/または熱影響帯(HAZ)における腐食攻
撃を生ずる。この問題は、例えば、−時的注意以上のも
のが攻撃の重要性に払われる化学プロセス工業において
周知である。
粒界攻撃の可能性を測定するために、A S T M試
験(G−28)が、しばしば使用されている。
験(G−28)が、しばしば使用されている。
この試験においては、合金は、攻撃を受ける傾向を確認
するために所定の腐食物中での露出前に約1400〜1
700丁(760〜927℃)の温度にさらされる。そ
れは、しばしば「鋭敏化」温度、即ち、攻撃を予測する
際に「感受性」とみなされる温度と称されている。2つ
のASTMG−28試験があり、ASTM G−28
法rBJ試験はASTM G−28法rAJ試験に対
立するものとしてこの「感受性」を測定する際により信
頼できるとみなされている。
するために所定の腐食物中での露出前に約1400〜1
700丁(760〜927℃)の温度にさらされる。そ
れは、しばしば「鋭敏化」温度、即ち、攻撃を予測する
際に「感受性」とみなされる温度と称されている。2つ
のASTMG−28試験があり、ASTM G−28
法rBJ試験はASTM G−28法rAJ試験に対
立するものとしてこの「感受性」を測定する際により信
頼できるとみなされている。
発明の概要
いかなる場合にも、相関%のクロム、モリブデン、タン
グステンおよびニオブを含有するニッケル基合金は、標
準ASTM G−28修正rBJ法によって反映され
るように優秀な水準の耐食性を提供することが今や見出
された。更に、合金化学組成が適当に釣り合わされるな
らば、合金溶接性と加工性と強度などとの良好な組み合
わせが、得られる。また、重要なことに、合金は、クラ
ッド(clad)金属製品、即ち、鋼への合わせ板(c
l add lng)を形成するのに最適であること
が確認された。更に、合金の構造安定性は、低温で優秀
であり、従って、合金を極低温において潜在的に好適な
ものにさせる。
グステンおよびニオブを含有するニッケル基合金は、標
準ASTM G−28修正rBJ法によって反映され
るように優秀な水準の耐食性を提供することが今や見出
された。更に、合金化学組成が適当に釣り合わされるな
らば、合金溶接性と加工性と強度などとの良好な組み合
わせが、得られる。また、重要なことに、合金は、クラ
ッド(clad)金属製品、即ち、鋼への合わせ板(c
l add lng)を形成するのに最適であること
が確認された。更に、合金の構造安定性は、低温で優秀
であり、従って、合金を極低温において潜在的に好適な
ものにさせる。
前記のことに加えて、合金は、所望範囲の熱処理温度に
わたって悪影響されないことが見出された。焼鈍処理に
関しては、2000丁(1093℃)〜少なくとも22
00丁(1204℃)までの温度が利用できることが見
出された。このことは、ミル製品(Ilill pro
duct) 、例えば、シート、ストリップ、プレート
などが曲げなどの成形操作を受けることが可能であるよ
うにより柔軟にさせることかできることを意味する。2
000″F(1093℃)などの温度も、最適の引張強
さを得ようとする際に有益である。
わたって悪影響されないことが見出された。焼鈍処理に
関しては、2000丁(1093℃)〜少なくとも22
00丁(1204℃)までの温度が利用できることが見
出された。このことは、ミル製品(Ilill pro
duct) 、例えば、シート、ストリップ、プレート
などが曲げなどの成形操作を受けることが可能であるよ
うにより柔軟にさせることかできることを意味する。2
000″F(1093℃)などの温度も、最適の引張強
さを得ようとする際に有益である。
発明の態様
一般に、本発明によれば、本発明は、クロム約19〜2
3%、モリブデン約12〜15%、タングステン約2.
25〜4%、ニオブ約0.65〜2%未満、鉄約2〜8
%、マンガン1%未満まで、ケイ素0.5%未満、炭素
0.1%まで、アルミニウム0.5%まで、チタン0.
5%までを含有し、残部が本質上ニッケルであることを
特徴とする高耐食性ニッケル基合金を意図する。
3%、モリブデン約12〜15%、タングステン約2.
25〜4%、ニオブ約0.65〜2%未満、鉄約2〜8
%、マンガン1%未満まで、ケイ素0.5%未満、炭素
0.1%まで、アルミニウム0.5%まで、チタン0.
5%までを含有し、残部が本質上ニッケルであることを
特徴とする高耐食性ニッケル基合金を意図する。
合金成分に関して、クロムは、一般的耐食性を与える際
に重要である。約19%未満では、抵抗性は低下する一
方、23%よりもはるかに多いと望ましくない形態相が
特により多いモリブデンおよびニオブ量で形成すること
がある。20〜22.5%のクロム範囲が、全く満足で
あると思われる。モリブデンは、耐孔食性を付与し且つ
所望の臨界すき間腐食温度(OCT)を達成する際に最
も有益である。臨界すき量温度は、合金が塩化物溶液中
でのすき間腐食攻撃を受ける可能性に関して比較的信頼
できる指示体であるので重要である(温度が高ければ高
い程良好である)(6%F e C13溶液は、しばし
ば試験目的で使用される)。モリブデンは、12.5〜
14,5%であることが好ましい。特に高クロム−ニオ
ブ−タングステン量の場合に、過剰のモリブデン、例え
ば、16%は、望ましくない構造相、例えば、Muの形
成によって不安定性を促進する一方、例えば、12%未
満の量は、腐食挙動を減じる。
に重要である。約19%未満では、抵抗性は低下する一
方、23%よりもはるかに多いと望ましくない形態相が
特により多いモリブデンおよびニオブ量で形成すること
がある。20〜22.5%のクロム範囲が、全く満足で
あると思われる。モリブデンは、耐孔食性を付与し且つ
所望の臨界すき間腐食温度(OCT)を達成する際に最
も有益である。臨界すき量温度は、合金が塩化物溶液中
でのすき間腐食攻撃を受ける可能性に関して比較的信頼
できる指示体であるので重要である(温度が高ければ高
い程良好である)(6%F e C13溶液は、しばし
ば試験目的で使用される)。モリブデンは、12.5〜
14,5%であることが好ましい。特に高クロム−ニオ
ブ−タングステン量の場合に、過剰のモリブデン、例え
ば、16%は、望ましくない構造相、例えば、Muの形
成によって不安定性を促進する一方、例えば、12%未
満の量は、腐食挙動を減じる。
タングステンは、溶接性に対して有益な効果を有し、酸
−塩化物すき間腐食抵抗性を高め且つ深いサワーガス井
(DSGW)で生ずる種類の応力腐食割れ<5CC)に
対する抵抗性を付与するのに役立つと考えられる。また
、タングステンは、鋼への合わせ板を模擬するための熱
処理時に炭素拡散のため、表面割れに対する抵抗性を増
大することが認められた。例えば、1.5〜2%のタン
グステン量は、不適当であり且つ4%よりも高い%は、
不要である。2.75〜4%の範囲が、有利である。
−塩化物すき間腐食抵抗性を高め且つ深いサワーガス井
(DSGW)で生ずる種類の応力腐食割れ<5CC)に
対する抵抗性を付与するのに役立つと考えられる。また
、タングステンは、鋼への合わせ板を模擬するための熱
処理時に炭素拡散のため、表面割れに対する抵抗性を増
大することが認められた。例えば、1.5〜2%のタン
グステン量は、不適当であり且つ4%よりも高い%は、
不要である。2.75〜4%の範囲が、有利である。
ニオブは、ASTM G−28修正rBJ試験に関連
して示されるように酸−塩化物すき間腐食抵抗性を高め
且つ深いサワーガス井でのSCCに対する大きい抵抗性
を提供すると思われる。しかしながら、2%の量におい
ては、ニオブは、溶接性を損なう傾向があり且つ、例え
ば、濃フッ化水素酸でのすき間腐食抵抗性に有害である
。ニオブは、約1.5%未満に維持すべきであり、0.
75〜約1.25%の範囲が満足である。
して示されるように酸−塩化物すき間腐食抵抗性を高め
且つ深いサワーガス井でのSCCに対する大きい抵抗性
を提供すると思われる。しかしながら、2%の量におい
ては、ニオブは、溶接性を損なう傾向があり且つ、例え
ば、濃フッ化水素酸でのすき間腐食抵抗性に有害である
。ニオブは、約1.5%未満に維持すべきであり、0.
75〜約1.25%の範囲が満足である。
他の成分に関しては、チタンは、所望の性質を低下し、
好ましくは0. 5%を超えるべきではない。炭素は、
有利には0.03%未満、好ましくは0.015または
0.01%未満に維持すべきである。アルミニウムは、
脱酸および他の目的で有益であるが、0.5%を超える
必要はなく、0.05〜0.3%の範囲が好適である。
好ましくは0. 5%を超えるべきではない。炭素は、
有利には0.03%未満、好ましくは0.015または
0.01%未満に維持すべきである。アルミニウムは、
脱酸および他の目的で有益であるが、0.5%を超える
必要はなく、0.05〜0.3%の範囲が好適である。
ケイ素は、少量、例えば、0.3%未満に保持すべきで
ある。鉄含量は、好ましくは3〜6%である。
ある。鉄含量は、好ましくは3〜6%である。
下記情報およびデータは、当業者に前記合金の性状に関
する良好な見方を提供するために与える。
する良好な見方を提供するために与える。
下記表1に本発明の合金(合金1)および優秀な市販の
合金(合金A)の組成を与える。合金1に関しては、真
空誘導溶解後にエレクトロスラグ再溶解を使用して、溶
湯30,000ポンド(約13.608kg)を調製し
た。合金1を熱間加工して、0.25インチ(約6.3
5關)のプレート試験片とし、次いで、この試験片を表
■に報告のような各種の条件下で試験した。これに関連
して、「ミル焼鈍」プレートを冷間圧延しくCR)且つ
/または熱処理して耐食性に対する熱機械的加工の効果
を確認した。合金Aを0.25インチ(約6.35+a
m)のプレートとして試験した。
合金(合金A)の組成を与える。合金1に関しては、真
空誘導溶解後にエレクトロスラグ再溶解を使用して、溶
湯30,000ポンド(約13.608kg)を調製し
た。合金1を熱間加工して、0.25インチ(約6.3
5關)のプレート試験片とし、次いで、この試験片を表
■に報告のような各種の条件下で試験した。これに関連
して、「ミル焼鈍」プレートを冷間圧延しくCR)且つ
/または熱処理して耐食性に対する熱機械的加工の効果
を確認した。合金Aを0.25インチ(約6.35+a
m)のプレートとして試験した。
ASTM G−28法rAJ腐食試験とASTMG−
28法rBJ腐食試験との両方を使用した。方法rBJ
試験は、前記のように、rAJよりも感受性であると思
われ且つ減少された粒界腐食および局所腐食抵抗性に応
答できる微細構造をより信頼性高く同定する。
28法rBJ腐食試験との両方を使用した。方法rBJ
試験は、前記のように、rAJよりも感受性であると思
われ且つ減少された粒界腐食および局所腐食抵抗性に応
答できる微細構造をより信頼性高く同定する。
表■中のデータは、より感受性のASTM rBJ試験
に関して合金1が合金Aよりも良好に遂行したことを示
す。1600丁(約871℃)での爾後鋭敏化に対する
抵抗性に対する冷間圧延後の焼鈍温度の効果をデータの
第一組に示す。試験rBJは、鋭敏化に対する抵抗性が
合金1の場合には2050丁(1138℃)以上での焼
鈍、合金Aの場合には2100″F(1149℃)以上
での焼鈍に基づくことを示す。有効な安定化焼鈍のこの
差は、合金1中の0.75ニオブの反映であるとみなさ
れる。方法Aがこの一連の試験でいずれの合金の鋭敏化
を検出する能力がないことは、ASTM 028法A
がこの種の合金の場合にそれ程良いバロメーターではな
いことを確認する。
に関して合金1が合金Aよりも良好に遂行したことを示
す。1600丁(約871℃)での爾後鋭敏化に対する
抵抗性に対する冷間圧延後の焼鈍温度の効果をデータの
第一組に示す。試験rBJは、鋭敏化に対する抵抗性が
合金1の場合には2050丁(1138℃)以上での焼
鈍、合金Aの場合には2100″F(1149℃)以上
での焼鈍に基づくことを示す。有効な安定化焼鈍のこの
差は、合金1中の0.75ニオブの反映であるとみなさ
れる。方法Aがこの一連の試験でいずれの合金の鋭敏化
を検出する能力がないことは、ASTM 028法A
がこの種の合金の場合にそれ程良いバロメーターではな
いことを確認する。
低焼鈍温度(2050”F/1121℃vs2100下
/1149℃)を使用する能力がより高い強度をもたら
すことが付言できる。
/1149℃)を使用する能力がより高い強度をもたら
すことが付言できる。
第二群のデータの合金1のミル焼鈍温度は、2100丁
(1149℃)であり、合金Aの場合には2050丁(
1121℃)であった。再度、方法A試験は、1400
〜2000″F(760〜1093℃)の鋭敏化温度範
囲にわたっていずれの合金に関しても事実上感受性では
ない一方、ASTM rBJ G;t1600丁(約8
71℃)ノ温度で厳しい鋭敏化が生じた。微細構造を調
べたところ、激しい粒界析出が観察された。
(1149℃)であり、合金Aの場合には2050丁(
1121℃)であった。再度、方法A試験は、1400
〜2000″F(760〜1093℃)の鋭敏化温度範
囲にわたっていずれの合金に関しても事実上感受性では
ない一方、ASTM rBJ G;t1600丁(約8
71℃)ノ温度で厳しい鋭敏化が生じた。微細構造を調
べたところ、激しい粒界析出が観察された。
合金1を表■に示すような第三加工条件、即ち。
ミル焼鈍プラス50%冷間圧延後の1700〜2000
″F (927〜1093℃)での焼鈍下で試験した。
″F (927〜1093℃)での焼鈍下で試験した。
方法rAJは、再度、感受性ではなかった。顕著に対照
的に、試験rBJは、1700″F(927℃)および
1800″F(約982℃)での焼鈍でのかなりの攻撃
を生じた。
的に、試験rBJは、1700″F(927℃)および
1800″F(約982℃)での焼鈍でのかなりの攻撃
を生じた。
前記のことに加えて、合金1の場合の臨界すき間腐食温
度データを表■に与える(10.8%F e C13溶
液中)。
度データを表■に与える(10.8%F e C13溶
液中)。
表■
条件 臨界すき間腐食温度
ミル囮屯、2100丁 55℃m、
a、 、 CR50%+ 1800丁/7分、W、Q、 <45℃l
m、 a、 、 CR50%+2000丁/7分、
W、Q、 55℃合金 表■中のデータは、1800丁(約982℃)での焼鈍
が余りに低い一方、ミル焼鈍(2100’F(1149
℃)〕および2000’F (1093℃)での焼鈍が
優秀なCCT結果を与えたことを示す。
a、 、 CR50%+ 1800丁/7分、W、Q、 <45℃l
m、 a、 、 CR50%+2000丁/7分、
W、Q、 55℃合金 表■中のデータは、1800丁(約982℃)での焼鈍
が余りに低い一方、ミル焼鈍(2100’F(1149
℃)〕および2000’F (1093℃)での焼鈍が
優秀なCCT結果を与えたことを示す。
表Vに合金Aおよび本発明を含めた数種の合金の場合の
追加の臨界すき間腐食温度データを与える。化学組成を
表■に示す。6%F e C13溶液を試験および評価
の目的で使用した。合金2〜5は本発明の範囲内である
一方、A−Gは本発明の範囲外である。市販の合金62
5およびC−276を比較の目的で包含する。
追加の臨界すき間腐食温度データを与える。化学組成を
表■に示す。6%F e C13溶液を試験および評価
の目的で使用した。合金2〜5は本発明の範囲内である
一方、A−Gは本発明の範囲外である。市販の合金62
5およびC−276を比較の目的で包含する。
表V
臨界すき間腐食温度、℃
55、0;55.0
55、0.55.0
55.0;55.0
55、0;55.0
55.0;55゜
42.5;42゜
47、 5;47゜
47.5;47゜
47.5;47゜
50.0;50゜
52.5;52゜
25.0〜30゜
45.0〜50
合金Ash金りおよびGがささいに多いニオブを含何し
且つB、Dなどの合金がタングステンの不足をこうむる
ことを除いては、本発明の範囲内の合金はすべて本発明
の範囲外の合金よりも高い臨界すき間腐食温度を有して
いたことが観察されるであろう。合金Fは、Tiがニオ
ブの代替品ではないことを示す。
且つB、Dなどの合金がタングステンの不足をこうむる
ことを除いては、本発明の範囲内の合金はすべて本発明
の範囲外の合金よりも高い臨界すき間腐食温度を有して
いたことが観察されるであろう。合金Fは、Tiがニオ
ブの代替品ではないことを示す。
溶接挙動に関しては、ガス金属アーク溶接(GMAW)
法を使用して、本発明の範囲内の合金と本発明の範囲外
の合金(表■)を試験した。
法を使用して、本発明の範囲内の合金と本発明の範囲外
の合金(表■)を試験した。
この技術を使用して、高い熱入力、浅い熱勾配および高
い析出速度の結果としてこの形態の割れを生ずる際の効
力のためのHAZ微小亀裂感受性を評価した。HAZ微
小亀裂は、特に高合金ニッケル基合金に関して問題であ
る。HAZ微小亀裂は、溶接時のマクロ偏析および熱勾
配の結果として生ずる。
い析出速度の結果としてこの形態の割れを生ずる際の効
力のためのHAZ微小亀裂感受性を評価した。HAZ微
小亀裂は、特に高合金ニッケル基合金に関して問題であ
る。HAZ微小亀裂は、溶接時のマクロ偏析および熱勾
配の結果として生ずる。
1/2インチ(約12.7mm)のプレート(合金1.
2およびC)は、2100丁(1149℃)で1時間焼
鈍した後、空冷することによって調製した。各ヒート(
heat)からのプレートの2つの4インチ(約10.
2CI11)長さのものの縁を溶接接近のために30″
に面取りした。各ヒートからの2っのプレートを調製し
、十分な拘束用の強いバックに溶接した。直径0.03
5インチ(約0.889關)のインコネル(INCON
EL■)合金625充填金属を噴霧移動法で使用して、
溶接継手を調製した。溶接パラメーターは、20OA。
2およびC)は、2100丁(1149℃)で1時間焼
鈍した後、空冷することによって調製した。各ヒート(
heat)からのプレートの2つの4インチ(約10.
2CI11)長さのものの縁を溶接接近のために30″
に面取りした。各ヒートからの2っのプレートを調製し
、十分な拘束用の強いバックに溶接した。直径0.03
5インチ(約0.889關)のインコネル(INCON
EL■)合金625充填金属を噴霧移動法で使用して、
溶接継手を調製した。溶接パラメーターは、20OA。
ワイヤー速度550インチ(約1397cm)/分、電
圧32.5Vおよび遮蔽としてのアルゴン60cfhで
あった。溶接面をベース金属と同じ高さに研削しくgr
ound f’1ush to the base m
etal)、研磨して240グリツドとし、大きい微小
亀裂の存在に関して液体浸透剤検査を行なった。
圧32.5Vおよび遮蔽としてのアルゴン60cfhで
あった。溶接面をベース金属と同じ高さに研削しくgr
ound f’1ush to the base m
etal)、研磨して240グリツドとし、大きい微小
亀裂の存在に関して液体浸透剤検査を行なった。
表■
合金 C
10,006
20,002
B O,004
C★0.021
D O,003
E O,004
G O,003
e Ni
4.60 55.3g
3.21 57.87
4.30 59.14
3.53 56.4g
3.15 515
3.18 58.44
1.91 58.37
Cr A1
21.5g 0.15
20.81 0.27
19.96 0.22
20.78 0JI
20.95 0.20
21.05 0.21
21.18 0.24
0.02
0.27
0.26
0.26
0.26
0.26
0.25
M。
13.82
13.70
13.16
13.74
13.6B
13.66
13.68
b
O075
0,79
1,09
0,78
2,09
】、17
2、O9
★Ta 0.52%含有
3.11
2.92
0.9B
3.22
1.00
1.86
1.99
4つの横断面を各ヒートから取った。各ヒートからの断
面の3つを機械加工し、研磨して240グリツドとし、
27案内側曲げとしてHAZにおいて曲げた。合金2は
、割れ(微小亀裂)の指示を示さなかった一方、合金C
は、倒曲げにおいて8個のHAZ割れを示した。残りの
断面を装着し、金属組織学的検査のために研磨し、微小
亀裂に関して光学的に調べた。合金2は、広いHAZ粒
界溶離を示し、長さ0.01インチ(約0. 254關
)熱影響帯への良好なバック充填があった。微小亀裂は
、観察されなかった。合金Cは、不良なバック充填(亀
裂)を示し、溶離はHAZ内へ0.0175インチ(約
0.445mm)であった。
面の3つを機械加工し、研磨して240グリツドとし、
27案内側曲げとしてHAZにおいて曲げた。合金2は
、割れ(微小亀裂)の指示を示さなかった一方、合金C
は、倒曲げにおいて8個のHAZ割れを示した。残りの
断面を装着し、金属組織学的検査のために研磨し、微小
亀裂に関して光学的に調べた。合金2は、広いHAZ粒
界溶離を示し、長さ0.01インチ(約0. 254關
)熱影響帯への良好なバック充填があった。微小亀裂は
、観察されなかった。合金Cは、不良なバック充填(亀
裂)を示し、溶離はHAZ内へ0.0175インチ(約
0.445mm)であった。
粒度は、各場合に大体ASTM#4であった。合金Cの
炭素含量0.021%は、高かったとみなされる。最良
の結果を得ようとする際には、炭素含量は、0.015
%を超えるべきではなく、好ましくは0.01%以下で
あるべきである。
炭素含量0.021%は、高かったとみなされる。最良
の結果を得ようとする際には、炭素含量は、0.015
%を超えるべきではなく、好ましくは0.01%以下で
あるべきである。
合金1を熱間圧延状態で調べ、次の通りであった:19
50丁(1066℃) 10.5hr、 WQ ;21
00丁(1149℃) / 0. 5hr、 WQ ;
および2150丁(1177℃)10.5hrSWQ。
50丁(1066℃) 10.5hr、 WQ ;21
00丁(1149℃) / 0. 5hr、 WQ ;
および2150丁(1177℃)10.5hrSWQ。
パラメーターは、直径0.061インチ(約1.549
+l11)の合金625充填金属、27OA。
+l11)の合金625充填金属、27OA。
ワイヤー速度190インチ(約483cm)/分、33
v1アルゴン6Qcfhであり、十分に拘束した。溶接
物を研削し、研磨し、溶接面および根土で液体浸透剤試
験した。割れは、認められなかった。ラジオグラフィー
検査は、割れを示さなかった。2T側曲げは、割れを示
し損なった。2つの金属組織学的横断面を各溶接物およ
び粒度条件に関して切削し、装着し、研磨し、エツチン
グした。粒界溶離は、HAZ内へ0.0056〜0.0
15インチ(約0.1422〜0. 381−一)であ
り且つ粒度はASTM#6から1.5に変化した。割れ
、亀裂またはバック充填の欠如が、検出された。
v1アルゴン6Qcfhであり、十分に拘束した。溶接
物を研削し、研磨し、溶接面および根土で液体浸透剤試
験した。割れは、認められなかった。ラジオグラフィー
検査は、割れを示さなかった。2T側曲げは、割れを示
し損なった。2つの金属組織学的横断面を各溶接物およ
び粒度条件に関して切削し、装着し、研磨し、エツチン
グした。粒界溶離は、HAZ内へ0.0056〜0.0
15インチ(約0.1422〜0. 381−一)であ
り且つ粒度はASTM#6から1.5に変化した。割れ
、亀裂またはバック充填の欠如が、検出された。
データを表■および■に示す。
表■
良好
不良
0、01
0、 0175
表■
合金 粒度 割れ IIAZ粒界溶離の長さ、インチ2
4 なし 0,01 C4あり 0.0L75 1 1.5−8なし 0.015〜0.005
8ガス金属アーク溶接を使用して、表■の合金B1ES
DおよびGを調べた。この場合、3/8インチ(約9.
53a+m)のストリップ〔3/8インチ(約9. 5
3mm) X長さ2インチ(約50.8+am)〕を試
試験的で使用した。ストリップを2100丁(1149
℃)で1/2時間焼鈍した。2T曲げ試験を使用した。
4 なし 0,01 C4あり 0.0L75 1 1.5−8なし 0.015〜0.005
8ガス金属アーク溶接を使用して、表■の合金B1ES
DおよびGを調べた。この場合、3/8インチ(約9.
53a+m)のストリップ〔3/8インチ(約9. 5
3mm) X長さ2インチ(約50.8+am)〕を試
試験的で使用した。ストリップを2100丁(1149
℃)で1/2時間焼鈍した。2T曲げ試験を使用した。
パラメーターは、直径0.062インチ(約1.575
龍)のインコネル充填金属625 ;270A ;ワイ
ヤー供給速度230インチ(約584ω)/分;32v
およびアルゴン遮蔽50c f hであった。結果を表
■に与える。
龍)のインコネル充填金属625 ;270A ;ワイ
ヤー供給速度230インチ(約584ω)/分;32v
およびアルゴン遮蔽50c f hであった。結果を表
■に与える。
表■
割れなし
割れなし
割れなし
1.2割れ★★
長さ約1/18インチ
割れなし
割れなし
割れなし
1.2割れ★★
長さ約l/16インチ
融解線での多数の割れ
融解線での多数の割れ
融解線での微細割れ
割れなし
★溶接物当たり2試験
★★HAZ内へ走行する融解線での割れ後述のように、
本発明の合金は、鋼への合わせ板材料に特に適している
。このことは、表Xに示すデータによって指摘される。
本発明の合金は、鋼への合わせ板材料に特に適している
。このことは、表Xに示すデータによって指摘される。
2T曲げシートを使用して、合金B、DSEおよびGに
対する炭素鋼からの炭素拡散の効果を研究した。これら
の特定の組成物は他の理由で本発明の範囲外であるが、
それにも拘らず、本発明の範囲内の合金の予想挙動を示
すのに役立つ。炭素鋼にワイヤーを付けるか付けないで
使用される熱処理は、表Xに示すように鋼合わせ板を模
擬するのに採用された。市販の合金C−276の場合の
データを包含する。
対する炭素鋼からの炭素拡散の効果を研究した。これら
の特定の組成物は他の理由で本発明の範囲外であるが、
それにも拘らず、本発明の範囲内の合金の予想挙動を示
すのに役立つ。炭素鋼にワイヤーを付けるか付けないで
使用される熱処理は、表Xに示すように鋼合わせ板を模
擬するのに採用された。市販の合金C−276の場合の
データを包含する。
表X
材料状態
B(INb、 IW) NC★★★D(2Nb%m
NC E(INb、 211) NC G (2Nb、 2W) N C C−276F市販シート) NC NC3つの割れ★★★★ NC多数の割れ★★★” NCNC NCNC NC多数の割れ★★★★ ★調製したままの材料−50%冷間加工+2100丁(
1149℃)/15分/AC状態の1/8インチ(約3
. 175mm) ノストリップ ★★熱処理−2050丁(1121℃)/3o分/AC
+1100″F(約593℃)/60分/AC ★★★NC−割れなし ★★★”試験片が熱処理時に鋼に触れた場合性:熱処理
されCf1ilにワイヤーを付けられた試験片の場合に
は、鋼と接触した表面は、曲げる時に外側にあった。
NC E(INb、 211) NC G (2Nb、 2W) N C C−276F市販シート) NC NC3つの割れ★★★★ NC多数の割れ★★★” NCNC NCNC NC多数の割れ★★★★ ★調製したままの材料−50%冷間加工+2100丁(
1149℃)/15分/AC状態の1/8インチ(約3
. 175mm) ノストリップ ★★熱処理−2050丁(1121℃)/3o分/AC
+1100″F(約593℃)/60分/AC ★★★NC−割れなし ★★★”試験片が熱処理時に鋼に触れた場合性:熱処理
されCf1ilにワイヤーを付けられた試験片の場合に
は、鋼と接触した表面は、曲げる時に外側にあった。
公称上タングステン2%を含有する合金のみが、鋼から
の炭素拡散に関連した表面割れに対して抵抗性であった
。
の炭素拡散に関連した表面割れに対して抵抗性であった
。
前記のように、本発明の合金は、低温で多量の衝撃エネ
ルギーを吸収する能力(構造安定性)を示す。これを、
合金Aに対応する市販の合金の場合の報告データを包含
する表XIに与えたデータに示す。
ルギーを吸収する能力(構造安定性)を示す。これを、
合金Aに対応する市販の合金の場合の報告データを包含
する表XIに与えたデータに示す。
表X1
焼鈍2100”F
灯饗Thti2100丁
焼鈍2100°F
+1000丁で1000hr、 AC
文Qすiむ2100”F
+1000”Fで1000hr、 AC焼鈍2050
+1000Fで1o00hr、 AC
焼鈍2050丁
+1000’Fで10口Ohr
m−破壊せず
m−破壊せず
〉240 破壊せず
〉240
破壊せず
破壊
代表的機械的性質を表X■、X■およびXIVに与える
。合金1をこの目的で使用。
。合金1をこの目的で使用。
表X■
製品
0.650インチのプレート★
0.650インチのプレート
0.850インチのプレート
★熱間圧延したまま
表X■
室温引張性:焼鈍状態
0.2%YS TS
ksi Ksi 伸び% 硬さ A訂市立度11
5.3 150.0 32 Rc3149.2
104.8 85 Rc87 245J
102.5 70 Rc88 1−1/24
1.1 35.2 31.7 29.8 32.1 27.6 29.3 98.7 91.7 87.5 85.0 79゜7 77.0 69.0 表XIV 0.250インチの焼鈍プレートの引張性に対する時効
の効果 焼鈍したまま 焼鈍+1000″F /1.000hr 、 AC 45,3 48,5 102,5 ioe、e Rb8(i b87 溶接デポジットにおけるニオブの存在は、表Xvに示す
ように室温引張強さを助長するとみなされる。試験を溶
接金属を通して取られた縦断面について実施した。
5.3 150.0 32 Rc3149.2
104.8 85 Rc87 245J
102.5 70 Rc88 1−1/24
1.1 35.2 31.7 29.8 32.1 27.6 29.3 98.7 91.7 87.5 85.0 79゜7 77.0 69.0 表XIV 0.250インチの焼鈍プレートの引張性に対する時効
の効果 焼鈍したまま 焼鈍+1000″F /1.000hr 、 AC 45,3 48,5 102,5 ioe、e Rb8(i b87 溶接デポジットにおけるニオブの存在は、表Xvに示す
ように室温引張強さを助長するとみなされる。試験を溶
接金属を通して取られた縦断面について実施した。
表Xv
89.300 104.900
87.800 104.400
50.5 45.7 97−9848.0 5
0.8 98−9985.900 98.800 68.900 102.400 52.0 B2.9 97 52.0 B2.8 98−9972.700
107.000 B 6g、100 107.800 本発明の合金は、各種のミル製品、例えば、丸棒、鍛造
棒、パイプ、管類、プレート、シート、ストリップ、ワ
イヤーなどに成形でき且つ汚染制御装置、廃棄物灰化、
化学加工、放射性廃棄物の処理などで遭遇することがあ
るような極めて攻撃的な環境で有用である。排煙脱硫は
、厳しい酸−塩化物環境を包含するので、特定の応用(
スフラッパー)である。
0.8 98−9985.900 98.800 68.900 102.400 52.0 B2.9 97 52.0 B2.8 98−9972.700
107.000 B 6g、100 107.800 本発明の合金は、各種のミル製品、例えば、丸棒、鍛造
棒、パイプ、管類、プレート、シート、ストリップ、ワ
イヤーなどに成形でき且つ汚染制御装置、廃棄物灰化、
化学加工、放射性廃棄物の処理などで遭遇することがあ
るような極めて攻撃的な環境で有用である。排煙脱硫は
、厳しい酸−塩化物環境を包含するので、特定の応用(
スフラッパー)である。
ここで意図するようにニッケル含量に関して使用する「
残部」または「残部は本質上」なる用語は、合金の基本
特性に悪影響を及ぼさない他の元素の存在を排除しない
。この例としては、少量の酸化元素および洗浄元素が挙
げられる。例えば、マグネシウムまたはカルシウムは、
脱酸剤として使用できる。それは、0.2%を超える(
保持する)必要はない。硫黄、リンなどの元素は、商業
上実施できる程度の少量、例えば、硫黄最大0.015
%およびリン最大0.03%に保持すべきである。実用
的商業的リン範囲は、約0.005%〜約0.015%
である。銅が存在できるが、1%を超えないことが好ま
しい。合金の1成分の合金範囲は、他の成分の合金範囲
と併用できる。
残部」または「残部は本質上」なる用語は、合金の基本
特性に悪影響を及ぼさない他の元素の存在を排除しない
。この例としては、少量の酸化元素および洗浄元素が挙
げられる。例えば、マグネシウムまたはカルシウムは、
脱酸剤として使用できる。それは、0.2%を超える(
保持する)必要はない。硫黄、リンなどの元素は、商業
上実施できる程度の少量、例えば、硫黄最大0.015
%およびリン最大0.03%に保持すべきである。実用
的商業的リン範囲は、約0.005%〜約0.015%
である。銅が存在できるが、1%を超えないことが好ま
しい。合金の1成分の合金範囲は、他の成分の合金範囲
と併用できる。
本発明を好ましい態様と共に説明したが、当業者は容易
に理解するので、本発明の精神および範囲から逸脱せず
に修正および変更を施すことができることを理解すべき
である。このような修正および変更は、本発明の権限お
よび範囲内であるとみなされる。
に理解するので、本発明の精神および範囲から逸脱せず
に修正および変更を施すことができることを理解すべき
である。このような修正および変更は、本発明の権限お
よび範囲内であるとみなされる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、(a)特に溶接時に熱影響帯において、攻撃的腐食
媒体に対する高度の耐食性、(b)良好な溶接性、(c
)高い臨界すき間腐食温度および(d)構造安定性によ
って特徴づけられるニッケル基合金であって、本質上ク
ロム約19〜23%、モリブデン約12〜15%、タン
グステン約2.25〜4%、ニオブ約0.65〜2%未
満、鉄約2〜8%、炭素0.1%まで、マンガン1%未
満まで、ケイ素約0.5%未満まで、アルミニウム約0
.5%まで、チタン約0.5%までからなり、残部はニ
ッケルであることを特徴とするニッケル基合金。 2、クロム20〜22.5%、モリブデン 12.5〜14.5%、タングステン2.75〜4%、
ニオブ0.75〜1.25%、鉄3〜6%、炭素0.0
15%まで、マンガン0.5%まで、ケイ素約0.3%
未満まで、およびアルミニウムおよびチタンの各々0.
3%までを含有する、請求項1に記載の合金。 3、ニオブが、0.75〜1.25%である、請求項1
に記載の合金。 4、新製品として、ベース金属が請求項1に記載の合金
から調製されている溶接デポジット構造物。 5、新製品として、ベース金属が請求項2に記載の合金
から調製されている溶接デポジット構造物。 6、ベース金属に結合された金属合わせ板からなる鍛錬
複合金属クラッド製品であって、前記合わせ板金属は請
求項1に記載の合金から調製され且つベース金属は炭素
鋼、低合金鋼および中合金鋼から選ばれることを特徴と
する鍛錬複合金属クラッド製品。 7、ベース金属に結合された金属合わせ板からなる鍛錬
複合金属クラッド製品であって、前記合わせ板金属は請
求項2に記載の合金から調製され且つベース金属は炭素
鋼、低合金鋼および中合金鋼から選ばれることを特徴と
する鍛錬複合金属クラッド製品。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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US260982 | 1988-10-21 | ||
US07/260,982 US5120614A (en) | 1988-10-21 | 1988-10-21 | Corrosion resistant nickel-base alloy |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02156034A true JPH02156034A (ja) | 1990-06-15 |
Family
ID=22991479
Family Applications (1)
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---|---|---|---|
JP1273628A Pending JPH02156034A (ja) | 1988-10-21 | 1989-10-20 | 耐食性ニッケル基合金 |
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JP (1) | JPH02156034A (ja) |
AU (1) | AU611331B2 (ja) |
CA (1) | CA1334800C (ja) |
DE (1) | DE68911266T2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP3913102A1 (en) | 2020-05-22 | 2021-11-24 | Nippon Steel Corporation | Ni-based alloy tube and welded joint |
EP3913101A1 (en) | 2020-05-22 | 2021-11-24 | Nippon Steel Corporation | Ni-based alloy tube and welded joint |
EP3913103A1 (en) | 2020-05-22 | 2021-11-24 | Nippon Steel Corporation | Ni-based alloy tube and welded joint |
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EP0648850B1 (en) * | 1993-09-20 | 1997-08-13 | Mitsubishi Materials Corporation | Nickel-based alloy |
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AU2012362827B2 (en) | 2011-12-30 | 2016-12-22 | Scoperta, Inc. | Coating compositions |
US9738959B2 (en) | 2012-10-11 | 2017-08-22 | Scoperta, Inc. | Non-magnetic metal alloy compositions and applications |
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WO2016014665A1 (en) | 2014-07-24 | 2016-01-28 | Scoperta, Inc. | Impact resistant hardfacing and alloys and methods for making the same |
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1988
- 1988-10-21 US US07/260,982 patent/US5120614A/en not_active Expired - Lifetime
-
1989
- 1989-09-14 CA CA000611370A patent/CA1334800C/en not_active Expired - Fee Related
- 1989-10-04 DE DE68911266T patent/DE68911266T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1989-10-04 EP EP89118438A patent/EP0365884B1/en not_active Revoked
- 1989-10-19 AU AU43604/89A patent/AU611331B2/en not_active Ceased
- 1989-10-20 JP JP1273628A patent/JPH02156034A/ja active Pending
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DE68911266D1 (de) | 1994-01-20 |
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CA1334800C (en) | 1995-03-21 |
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