JPH0639650B2 - 靭性の優れた高耐食性Ni基合金 - Google Patents
靭性の優れた高耐食性Ni基合金Info
- Publication number
- JPH0639650B2 JPH0639650B2 JP61001204A JP120486A JPH0639650B2 JP H0639650 B2 JPH0639650 B2 JP H0639650B2 JP 61001204 A JP61001204 A JP 61001204A JP 120486 A JP120486 A JP 120486A JP H0639650 B2 JPH0639650 B2 JP H0639650B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- content
- alloy
- corrosion
- environment
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Rigid Pipes And Flexible Pipes (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 <産業上の利用分野> この発明は、腐食環境下、特に従来から注目されていた
所謂サワーガス環境(H2S−CO2−Cl−環境)よ
りも更に腐食性が苛酷な、イオウ(S)がFeSやNi
S等の硫化物としてではなく車体として混入するサワー
ガス環境下においても良好な耐応力腐食割れ性及び耐水
素割れ性を有する、靭性に優れた油井管用高強度Ni基
合金に関するものである。
所謂サワーガス環境(H2S−CO2−Cl−環境)よ
りも更に腐食性が苛酷な、イオウ(S)がFeSやNi
S等の硫化物としてではなく車体として混入するサワー
ガス環境下においても良好な耐応力腐食割れ性及び耐水
素割れ性を有する、靭性に優れた油井管用高強度Ni基
合金に関するものである。
<従来技術並びにその問題点> 近年のエネルギー事情は、油井の深井戸化やサワーガス
環境下での 井が余儀なくされるところまできており、
高価ではあるが、上記苛酷な環境に十分耐えられるよう
な油井管用高強度・高耐性Ni基合金が開発され、適用
されるようになつてきた(例えば、特開昭54−107
828号公報や特開昭54−127831号公報参
照)。
環境下での 井が余儀なくされるところまできており、
高価ではあるが、上記苛酷な環境に十分耐えられるよう
な油井管用高強度・高耐性Ni基合金が開発され、適用
されるようになつてきた(例えば、特開昭54−107
828号公報や特開昭54−127831号公報参
照)。
ところが、最近の油井情報によれば、腐食性が苛酷であ
るとされてきた上記サワーガス環境とは別に、該サワー
ガス環境に更にイオウ(S)が単体として混入している
環境が見出され、このような環境においては、これまで
に提案された如き耐サワーガス用Ni基合金をもつてし
ても耐食性の点で十分に満足できるものでないことが明
らかとなつた。
るとされてきた上記サワーガス環境とは別に、該サワー
ガス環境に更にイオウ(S)が単体として混入している
環境が見出され、このような環境においては、これまで
に提案された如き耐サワーガス用Ni基合金をもつてし
ても耐食性の点で十分に満足できるものでないことが明
らかとなつた。
この点について更に詳述すると、先にも説明した如く、
近年の新しい油井やガス井では油や天然ガスのほか、水
や塩類(Cl−,Br−等)と一緒にH2Sや▲CO2
2▼等の腐食性ガスの混在した環境が多くなる傾向にあ
つたが、地上にて実施されることか環境成分の分析結果
によると、最近、上記腐食性ガスや、水、塩類等にまじ
つてイオウ(S)が単体(FeSやNiS等の硫化物形
態をとつていない)で認められるような新たな環境に属
する油井の存在も確認されるようになつたのである。こ
のような環境に存在するイオウ(S)は、地中深くにお
いて H2SxH2S+Sx−1 なる式で示される如く、ポリサルフアイド(H2Sx)
になるとも、S単体のまま存在するとも言われている
が、温度や圧力(特にH2S分圧)の状態によつては、 4S+4H2O3H2S+H2SO4 なる式の如くにS或いはH2SO4等の形態となつてい
ることも否定できない。
近年の新しい油井やガス井では油や天然ガスのほか、水
や塩類(Cl−,Br−等)と一緒にH2Sや▲CO2
2▼等の腐食性ガスの混在した環境が多くなる傾向にあ
つたが、地上にて実施されることか環境成分の分析結果
によると、最近、上記腐食性ガスや、水、塩類等にまじ
つてイオウ(S)が単体(FeSやNiS等の硫化物形
態をとつていない)で認められるような新たな環境に属
する油井の存在も確認されるようになつたのである。こ
のような環境に存在するイオウ(S)は、地中深くにお
いて H2SxH2S+Sx−1 なる式で示される如く、ポリサルフアイド(H2Sx)
になるとも、S単体のまま存在するとも言われている
が、温度や圧力(特にH2S分圧)の状態によつては、 4S+4H2O3H2S+H2SO4 なる式の如くにS或いはH2SO4等の形態となつてい
ることも否定できない。
このうち、H2SxはH2Sガスのリザーバー(貯蔵
役)としてH2S濃度を増大させる働きがあり、一方、
H2SO4はpHを低下させる働きがある。
役)としてH2S濃度を増大させる働きがあり、一方、
H2SO4はpHを低下させる働きがある。
ところで、これらの現象を確認するため、本発明者等も
H2S−CO2−Cl−環境下とH2S−CO2−Cl
−−S環境下でのNi基合金(含オーステナイト系合
金)に及ぼす耐食性の差異に関する調査実験を行つた
が、その結果、イオウ(S)添加の有無によつてNi基
合金の耐食性に及ぼす影響が異なり、イオウ(S)の存
在がNi基合金の耐食性を著しく劣化すると言う事実の
確認はなされたが、イオウ(S)が共存した場合の腐食
機構については明析な解明がなされず、大別して H2Sx=H2Sのリザーバー説 式「H2S+Sx−1H2Sx」に従つてポリサルフ
アイド(H2Sx)が高温環境で発生し、H2Sのリザ
ーバーとして働くので、H2Sxが材料に接すると高H
2S環境と同様の作用をする。
H2S−CO2−Cl−環境下とH2S−CO2−Cl
−−S環境下でのNi基合金(含オーステナイト系合
金)に及ぼす耐食性の差異に関する調査実験を行つた
が、その結果、イオウ(S)添加の有無によつてNi基
合金の耐食性に及ぼす影響が異なり、イオウ(S)の存
在がNi基合金の耐食性を著しく劣化すると言う事実の
確認はなされたが、イオウ(S)が共存した場合の腐食
機構については明析な解明がなされず、大別して H2Sx=H2Sのリザーバー説 式「H2S+Sx−1H2Sx」に従つてポリサルフ
アイド(H2Sx)が高温環境で発生し、H2Sのリザ
ーバーとして働くので、H2Sxが材料に接すると高H
2S環境と同様の作用をする。
H2SO4による低pH化説 H2Sが存在しない単体Sのみの環境下でも、水があれ
ば「4S+4H2O3H2S+H2SO4」なる式に
従つてH2Sが発生すると同時にH2SO4も生成さ
れ、これがpHを低下させる、 と言う2つの説のいずれかが有力であるとの推測の域を
脱することはできなかつた。
ば「4S+4H2O3H2S+H2SO4」なる式に
従つてH2Sが発生すると同時にH2SO4も生成さ
れ、これがpHを低下させる、 と言う2つの説のいずれかが有力であるとの推測の域を
脱することはできなかつた。
<問題点を解決するための手段> 本発明者等は、上述のような観点から、通常のサワーガ
ス環境(H2S−CO2−Cl−環境)のみならず、こ
れにイオウ(S)が単体で混入している環境においても
十分に満足し得る耐食性を有した、靭性の良好な高強度
合金を提供すべく研究を続けた結果、以下に示される知
見を得るに至つたのである。即ち、 (a) サワーガス環境に更にイオウ(S)の単体が混
入する環境においては、間違いなく従来のサワーガス環
境におけるNi基合金の腐食機構と異なつた腐食形態が
存在し、単体Sは温度及び圧力(特にH2S分圧)に依
存して「Sx−1+H2SH2Sx」の反応に従い3
態(Sx−1,H2S及びH2Sx)に変化することと
なり、Sx−1として遊離したイオウ(S)若しくはH
2Sxが存在すると、これが油井管部材に局所的に付着
し、その部分において著しい孔食が発生し、応力腐食割
れを引き起すこと、 (b) 従来のサワーガス環境においては上記反応式に
示されるようなイオウ(S)の形態変化がほとんど認め
られず、従つてSx−1或いはH2Sxによる特異な腐
食形態は生じないが、イオウ(S)の単体が混入するサ
ワーガス環境で上記のような特異な腐食形態が起きる理
由は、このような環境中においては「4S+4H2O
3H2S+H2SO4」なる反応もなされて、H2Sが
発生すると同時にH2SO4も生じることとなり、該環
境のpHを低下させるためと考えられること、 (c) このような特異な腐食形態を呈する環境におい
て油井管用材料に十分な腐食性を発揮させるためには、
従来の耐サワーガス用Ni基合金において形成される耐
食性皮膜よりも更に強硬で、かつ修復性の良好な保護皮
膜を形成させることが不可欠であり、一方では、合金部
材の耐破壊特性(靭性等)を向上させて孔食の進展を阻
止し、応力腐食割れを未然に防ぐ手立てを講じる必要が
あること、 (d) サワーガス環境における従来のNi基油井管用
材料の保護皮膜強度やその修復能は、概ねCr,Mo,
Wの含有量に比例して向上するが、単体Sを含む環境で
は、これらに加えてCuの役割が極めて重要であり、
0.30%(以下、成分割合を示す%は重量%とする)
以上のCuを含有させた上で、環境温度が250℃以下
の場合には Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧140 を確保し、また環境温度がより高い300℃以下の場合
には Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧180 を確保しなければ、十分に強硬でしかも修復性の良好な
保護皮膜が形成されないこと、 (e) 更に、前記(c)項でも述べたように、特異な
腐食形態を緩和し合金部材の耐食性を向上させるには保
護皮膜強化策のみでは不十分であり、孔食の進展を阻止
する内質的改善が不可欠であるが、このためには前記
(d)項で示した成分調整に加えてNbの添加をも実施
し、これらによつてMo−W−Cr−C系炭化物の析出
及びそのクラスター化を抑制することが極めて有効であ
る。
ス環境(H2S−CO2−Cl−環境)のみならず、こ
れにイオウ(S)が単体で混入している環境においても
十分に満足し得る耐食性を有した、靭性の良好な高強度
合金を提供すべく研究を続けた結果、以下に示される知
見を得るに至つたのである。即ち、 (a) サワーガス環境に更にイオウ(S)の単体が混
入する環境においては、間違いなく従来のサワーガス環
境におけるNi基合金の腐食機構と異なつた腐食形態が
存在し、単体Sは温度及び圧力(特にH2S分圧)に依
存して「Sx−1+H2SH2Sx」の反応に従い3
態(Sx−1,H2S及びH2Sx)に変化することと
なり、Sx−1として遊離したイオウ(S)若しくはH
2Sxが存在すると、これが油井管部材に局所的に付着
し、その部分において著しい孔食が発生し、応力腐食割
れを引き起すこと、 (b) 従来のサワーガス環境においては上記反応式に
示されるようなイオウ(S)の形態変化がほとんど認め
られず、従つてSx−1或いはH2Sxによる特異な腐
食形態は生じないが、イオウ(S)の単体が混入するサ
ワーガス環境で上記のような特異な腐食形態が起きる理
由は、このような環境中においては「4S+4H2O
3H2S+H2SO4」なる反応もなされて、H2Sが
発生すると同時にH2SO4も生じることとなり、該環
境のpHを低下させるためと考えられること、 (c) このような特異な腐食形態を呈する環境におい
て油井管用材料に十分な腐食性を発揮させるためには、
従来の耐サワーガス用Ni基合金において形成される耐
食性皮膜よりも更に強硬で、かつ修復性の良好な保護皮
膜を形成させることが不可欠であり、一方では、合金部
材の耐破壊特性(靭性等)を向上させて孔食の進展を阻
止し、応力腐食割れを未然に防ぐ手立てを講じる必要が
あること、 (d) サワーガス環境における従来のNi基油井管用
材料の保護皮膜強度やその修復能は、概ねCr,Mo,
Wの含有量に比例して向上するが、単体Sを含む環境で
は、これらに加えてCuの役割が極めて重要であり、
0.30%(以下、成分割合を示す%は重量%とする)
以上のCuを含有させた上で、環境温度が250℃以下
の場合には Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧140 を確保し、また環境温度がより高い300℃以下の場合
には Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧180 を確保しなければ、十分に強硬でしかも修復性の良好な
保護皮膜が形成されないこと、 (e) 更に、前記(c)項でも述べたように、特異な
腐食形態を緩和し合金部材の耐食性を向上させるには保
護皮膜強化策のみでは不十分であり、孔食の進展を阻止
する内質的改善が不可欠であるが、このためには前記
(d)項で示した成分調整に加えてNbの添加をも実施
し、これらによつてMo−W−Cr−C系炭化物の析出
及びそのクラスター化を抑制することが極めて有効であ
る。
しかしながら、これらの方策に加えて、通常脱酸剤とし
て添加される元素であるSiの含有量を極力(多くとも
0.050%まで)低減し、かつMn含有量を特定範囲
に調整すると、合金の凝固時におけるミクロ偏析や金属
間化合物の析出が激減する上、炭・窒化物等の粒界部へ
の2次析出も抑制されて粒界強度が高まり、この結果、
合金の靭性、加工性並びに耐食性がより一層向上するこ
と。
て添加される元素であるSiの含有量を極力(多くとも
0.050%まで)低減し、かつMn含有量を特定範囲
に調整すると、合金の凝固時におけるミクロ偏析や金属
間化合物の析出が激減する上、炭・窒化物等の粒界部へ
の2次析出も抑制されて粒界強度が高まり、この結果、
合金の靭性、加工性並びに耐食性がより一層向上するこ
と。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、 Ni基合金を、 C:0.10%以下、Si:0.050%以下、 Mn:0.10〜1.0%、P:0.030%以下、 S:0.0050%以下、Ni:50〜60%、 Cr:15〜25%、 Mo及びWの1種以上: Moは20%以下、Wは5.0%以下であつて、かつ を満足する量、 Cu:0.30〜3.0%、Ti:0.050%以下、 Nb:0.30〜3.0%、Al:1.0%以下、 N:0.050%以下、 を含有し、必要により、更に Co:5.0%以下、 V,Ta,Zr及びHfの1種以上:各々1.0%以
下、希土類元素:0.10%以下、 Mg:0.10%以下、 Ca:0.10%以下、 Y:0.20%以下 のうちの1種以上をも含み、 Fe及び他の不可避的不純物:残り から成るとともに、 Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧180 なる式を満足する成分組成に構成することにより、優れ
た靭性と高強度とを備えしめるとともに、最近見出され
た油井やガス井における如き、イオウ(S)を単体とし
て含むところの300℃以下程度のサワーガス環境下に
おいても極めて優れた耐応力腐食割れ性及び耐水素割れ
性を発揮せしめるようにした点 に特徴を有するものである。
下、希土類元素:0.10%以下、 Mg:0.10%以下、 Ca:0.10%以下、 Y:0.20%以下 のうちの1種以上をも含み、 Fe及び他の不可避的不純物:残り から成るとともに、 Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧180 なる式を満足する成分組成に構成することにより、優れ
た靭性と高強度とを備えしめるとともに、最近見出され
た油井やガス井における如き、イオウ(S)を単体とし
て含むところの300℃以下程度のサワーガス環境下に
おいても極めて優れた耐応力腐食割れ性及び耐水素割れ
性を発揮せしめるようにした点 に特徴を有するものである。
次いで、この発明において、Ni基合金の成分組成を前
述のように数値限定した理由を説明する。
述のように数値限定した理由を説明する。
ア) C 合金中のC含有量が0.10%を超えるとM6Cタイプ
の炭化物量(但し、MはMo,Ni,Cr,W等であ
る)が著しく増加し、合金の延性並びに靭性を劣化する
ことから、C含有量は0.10%以下と定めた。なお、
好ましくはC含有量を0.020%以下にまで低減する
ことが推奨されるが、特にその含有量を0.010%以
下に抑制すると延性、靭性並びに耐食性はより一層顕著
に改善される。
の炭化物量(但し、MはMo,Ni,Cr,W等であ
る)が著しく増加し、合金の延性並びに靭性を劣化する
ことから、C含有量は0.10%以下と定めた。なお、
好ましくはC含有量を0.020%以下にまで低減する
ことが推奨されるが、特にその含有量を0.010%以
下に抑制すると延性、靭性並びに耐食性はより一層顕著
に改善される。
イ) Si Siは、脱酸剤として有効な元素であるため、この種の
合金には普通に添加される成分であるが、Siの添加に
よつてミクロ偏析の増加や、σ,P,Laves相等の
延性・靭性に対して好ましくない金属間化合物(以下、
“TCP相”と略称する)が生成すやすくなる。その
上、Si含有量が多くなると合金凝固時のミクロ偏析が
助長され、前記M6C及びP相の形成が著しく促進され
る傾向がみられる。このような観点からは、Si含有量
は0.30%以下程度に制限すべきと考えられるが、こ
のSi含有量を特に0.050%以下にまで低減すると
ともに、Mnの適量添加実施すると、凝固時におけるミ
クロ偏析が飛躍的に改善され、しかも炭・窒化物等の粒
界部への2次析出を抑制して粒界強度を高める効果も加
わつて、合金の靭性、加工性、耐食性並びに冷間加工に
伴う機械的性質の不均一性が一層顕著に向上することと
なる。そして、これらの効果は、Si含有量が0.05
0%を越える領域では十分でないことから、Si含有量
は0.050%以下と定めた。
合金には普通に添加される成分であるが、Siの添加に
よつてミクロ偏析の増加や、σ,P,Laves相等の
延性・靭性に対して好ましくない金属間化合物(以下、
“TCP相”と略称する)が生成すやすくなる。その
上、Si含有量が多くなると合金凝固時のミクロ偏析が
助長され、前記M6C及びP相の形成が著しく促進され
る傾向がみられる。このような観点からは、Si含有量
は0.30%以下程度に制限すべきと考えられるが、こ
のSi含有量を特に0.050%以下にまで低減すると
ともに、Mnの適量添加実施すると、凝固時におけるミ
クロ偏析が飛躍的に改善され、しかも炭・窒化物等の粒
界部への2次析出を抑制して粒界強度を高める効果も加
わつて、合金の靭性、加工性、耐食性並びに冷間加工に
伴う機械的性質の不均一性が一層顕著に向上することと
なる。そして、これらの効果は、Si含有量が0.05
0%を越える領域では十分でないことから、Si含有量
は0.050%以下と定めた。
なお、第1図は、この発明で規定される成分内にてSi
量及びMn量のみ変化させた合金を調整し、冷間加工に
よつて強度(0.2%耐力)を85〜90kgf/mm
2とほぼ一定にしたものについて靭性(0℃における衝
撃吸収エネルギー値)を比較したものであるが、この第
1図からも、Si含有量が0.050%以下でかつMn
含有量が0.10〜1.00%の領域になると優れた靭
性を発揮することがわかる。従つて、このようなNi基
合金を油井管用に適用した場合には、寒冷地における油
井の一時生産停止時の靭性保証が確実になされることも
明らかである。
量及びMn量のみ変化させた合金を調整し、冷間加工に
よつて強度(0.2%耐力)を85〜90kgf/mm
2とほぼ一定にしたものについて靭性(0℃における衝
撃吸収エネルギー値)を比較したものであるが、この第
1図からも、Si含有量が0.050%以下でかつMn
含有量が0.10〜1.00%の領域になると優れた靭
性を発揮することがわかる。従つて、このようなNi基
合金を油井管用に適用した場合には、寒冷地における油
井の一時生産停止時の靭性保証が確実になされることも
明らかである。
また、第2図は、同様にSi量及びMn量を変化させた
Ni基合金を真空溶製した後高温引張試験片(6mm
φ)を採取し、ε=10−2sec−1の歪速度で試験
を行つて高温絞り率を求め、熱間加工性を比較したグラ
フであるが、この第2図からも、Si含有量が0.05
0%以下でかつMn含有量が0.10〜1.00%の領
域の合金が良好な熱間加工性を示すことを確認できる。
Ni基合金を真空溶製した後高温引張試験片(6mm
φ)を採取し、ε=10−2sec−1の歪速度で試験
を行つて高温絞り率を求め、熱間加工性を比較したグラ
フであるが、この第2図からも、Si含有量が0.05
0%以下でかつMn含有量が0.10〜1.00%の領
域の合金が良好な熱間加工性を示すことを確認できる。
更に、第3図は、同様にSi量及びMn量を変化させた
Ni基合金を35mm厚にまで熱間加工後、表面脱スケ
ールして31mm厚とし、その後冷間圧延を施して得ら
れた25mm厚の板材について、その肉厚方向の硬度分
布を比較したものであり(なお、板材の“0.2%耐
力”は約85〜90kgf/mm2程度であつた)、次
に示す第1表は、この板材のシヤルピー衝撃試験での吸
収エネルギーの異方性を比較したものである。
Ni基合金を35mm厚にまで熱間加工後、表面脱スケ
ールして31mm厚とし、その後冷間圧延を施して得ら
れた25mm厚の板材について、その肉厚方向の硬度分
布を比較したものであり(なお、板材の“0.2%耐
力”は約85〜90kgf/mm2程度であつた)、次
に示す第1表は、この板材のシヤルピー衝撃試験での吸
収エネルギーの異方性を比較したものである。
この第3図及び第1表からも、Si含有量が0.050
%以下でかつMn含有量が0.10〜1.00%の領域
のNi基合金では冷間加工に伴う不均一性の少ないこと
がわかり、厚肉大径材として使用しても、また極薄材と
して使用しても極めて優れた均一性を確保し得ることが
明らかである。
%以下でかつMn含有量が0.10〜1.00%の領域
のNi基合金では冷間加工に伴う不均一性の少ないこと
がわかり、厚肉大径材として使用しても、また極薄材と
して使用しても極めて優れた均一性を確保し得ることが
明らかである。
ウ) Mn Mnは、通常、脱硫剤として添加される成分であるが、
その含有量が0.10%を下回つても、また1.00%
を上回つても、極低Si化とともに相乗的に醸し出され
る前記効果を確保できないばかりか、Mn含有量が1.
00%を超えた場合にはTCP相の生成が促進される傾
向がみられることから、Mn含有量は0.10〜1.0
0%と定めた。
その含有量が0.10%を下回つても、また1.00%
を上回つても、極低Si化とともに相乗的に醸し出され
る前記効果を確保できないばかりか、Mn含有量が1.
00%を超えた場合にはTCP相の生成が促進される傾
向がみられることから、Mn含有量は0.10〜1.0
0%と定めた。
エ) P,及びS P及びSは不可避的に混入してくる不純物であり、合金
中に多量に存在すると粒界偏析により熱間加工性を低下
させ、また耐食性をも劣化させることから、P含有量は
0.030%以下、S含有量は0.0050%以下とそ
れぞれ定めた。
中に多量に存在すると粒界偏析により熱間加工性を低下
させ、また耐食性をも劣化させることから、P含有量は
0.030%以下、S含有量は0.0050%以下とそ
れぞれ定めた。
しかしながら、S含有量を特に0.0007%以下に抑
制すると合金の熱間加工性が飛躍的に向上し、またP含
有量を0.0030%に抑制することで合金の耐水素割
れ性が著しく改善されるので、好ましくはP及びSの含
有量をこのようなレベルにまで低減するのが良い。
制すると合金の熱間加工性が飛躍的に向上し、またP含
有量を0.0030%に抑制することで合金の耐水素割
れ性が著しく改善されるので、好ましくはP及びSの含
有量をこのようなレベルにまで低減するのが良い。
なお、第4図は、この発明で規定される成分内にてP量
のみ変化させた合金を調整し、30%程度の冷間加工に
よつて高強度としたものより、平行部が40mmφでG
L(ゲージレンクス)が30mmの試験片を採取し、こ
れに対して10気圧でH2Sを飽和させたところのH2
S−5%NaCl溶液(25℃)中にて5mA/cm2
の陰極電流を付加した状態で1×10−71/sec
の定歪速度での引張試験を行い、その耐水素割れ性を評
価したものである。
のみ変化させた合金を調整し、30%程度の冷間加工に
よつて高強度としたものより、平行部が40mmφでG
L(ゲージレンクス)が30mmの試験片を採取し、こ
れに対して10気圧でH2Sを飽和させたところのH2
S−5%NaCl溶液(25℃)中にて5mA/cm2
の陰極電流を付加した状態で1×10−71/sec
の定歪速度での引張試験を行い、その耐水素割れ性を評
価したものである。
また、第5図は、この発明で規定される成分内にてS量
のみ変化させた合金を調整し、1150℃にて高温延性
試験(試験片10mmφ、歪み速度:1sec−1)を
行つて熱間加工性に及ぼす影響を示したものである。
のみ変化させた合金を調整し、1150℃にて高温延性
試験(試験片10mmφ、歪み速度:1sec−1)を
行つて熱間加工性に及ぼす影響を示したものである。
この第4図及び第5図からも、P及びS含有量は、でき
れば極低域にまで低減するのが好ましいことが明らかで
ある。
れば極低域にまで低減するのが好ましいことが明らかで
ある。
オ) Ni この発明の合金は、Niマトリツクスに固溶強化及び加
工硬化能の良好な元素たるMo,Cr,W,Nb等を添
加して強化することを基本としているが、上記元素の多
量添加はオーステナイトの不安定化を招くため、オース
テナイト基地を安定化するに足るNi量である50%を
その含有量の下限と定めた。一方、Niはそれ自身加工
硬化能を向上させる元素であるが、60%を超えて含有
させると耐水素割れ性が劣化することから、Ni含有量
の上限を60%と定めた。
工硬化能の良好な元素たるMo,Cr,W,Nb等を添
加して強化することを基本としているが、上記元素の多
量添加はオーステナイトの不安定化を招くため、オース
テナイト基地を安定化するに足るNi量である50%を
その含有量の下限と定めた。一方、Niはそれ自身加工
硬化能を向上させる元素であるが、60%を超えて含有
させると耐水素割れ性が劣化することから、Ni含有量
の上限を60%と定めた。
カ) Cr Crは、Moと共に合金の耐食性及び強度を向上させる
成分であるが、この効果は15%以上の割合で含有させ
ることにより顕著する。一方、25%を超えてCrを含
有させると合金の熱間加工性が低下し、更にTCP相が
生成しやすくなることから、Cr含有量は15〜25%
と定めた。
成分であるが、この効果は15%以上の割合で含有させ
ることにより顕著する。一方、25%を超えてCrを含
有させると合金の熱間加工性が低下し、更にTCP相が
生成しやすくなることから、Cr含有量は15〜25%
と定めた。
キ) Mo,及びW これらの成分は、Crとの共存下で合金の強度と耐食
性、特に耐孔食性を著しく向上させる作用を有している
ので1種以上添加含有せしめられるものであるが、その
含有量が の値で16未満であると上記作用に所望の効果が得られ
ず、他方、Mo含有量が20%を越えたり、W含有量が
5.0%を超えたり、或いは の値が20を超える場合には、Crの多量添加の場合に
みられるようなオーステナイト基地の不安定化を招く。
従つて、Mo及びWの1種以上の添加においては、Mo
は20%以下、Wは5.0%以下であつて、かつ を満足する値にその含有量を定めた。
性、特に耐孔食性を著しく向上させる作用を有している
ので1種以上添加含有せしめられるものであるが、その
含有量が の値で16未満であると上記作用に所望の効果が得られ
ず、他方、Mo含有量が20%を越えたり、W含有量が
5.0%を超えたり、或いは の値が20を超える場合には、Crの多量添加の場合に
みられるようなオーステナイト基地の不安定化を招く。
従つて、Mo及びWの1種以上の添加においては、Mo
は20%以下、Wは5.0%以下であつて、かつ を満足する値にその含有量を定めた。
ク) Cu イオウ(S)が単体で認められるサワーガス環境下で
は、Cr,Mo,Wと共にCuは耐食性向上に極めて有
効な成分であるが、Cu含有量が0.30%未満では所
望の耐食性が得られず、一方、3.0%を超えてCuを
含有させてもその効果が飽和してしまうことから、Cu
含有量は0.30〜3.0%と定めた。
は、Cr,Mo,Wと共にCuは耐食性向上に極めて有
効な成分であるが、Cu含有量が0.30%未満では所
望の耐食性が得られず、一方、3.0%を超えてCuを
含有させてもその効果が飽和してしまうことから、Cu
含有量は0.30〜3.0%と定めた。
ケ) Ti Tiは、合金中の微量Cの安定化に有効であるが、その
含有量が2.0%を超えるとTCP相が生成し易くなる
ことから、Ti含有量は2.0%以下と定めた。なお、
必要Ti量はC含有量に応じて定まるものであり、特に
その下限値が定まるものではない。
含有量が2.0%を超えるとTCP相が生成し易くなる
ことから、Ti含有量は2.0%以下と定めた。なお、
必要Ti量はC含有量に応じて定まるものであり、特に
その下限値が定まるものではない。
コ) Nb Nbは、イオウ(S)が単体で認められるサワーガス環
境下での合金の耐食性能を著しく向上させる成分であ
り、その上Tiと同様にCの安定化作用を有し、また強
度上昇にも寄与するものであるが、その含有量が0.3
0%未満では上記作用に所望の効果が得られず、一方、
3.0%を超えて含有させるとTCP相が生成しやすく
なることから、Nb含有量は0.30〜3.0%と定め
た。
境下での合金の耐食性能を著しく向上させる成分であ
り、その上Tiと同様にCの安定化作用を有し、また強
度上昇にも寄与するものであるが、その含有量が0.3
0%未満では上記作用に所望の効果が得られず、一方、
3.0%を超えて含有させるとTCP相が生成しやすく
なることから、Nb含有量は0.30〜3.0%と定め
た。
なお、第6図は、この発明で規定される成分内にてNb
量のみを変化させ、耐応力腐食割れに及ぼすNbの効果
をみたものである。供試材は、強度(0.2%耐力)を
80〜85kgf/mm2にほぼ一定としたものを用
い、4.0mmφ、GL:30mmの試験片を作成した
後、20%NaCl−0.5%CH3COOH−1g/
lS−10atmH2S−20atmCO2の溶液(2
50℃)中にて1×10−71/secの定歪速度引張
試験を行つて伸びを測定し、これを大気中での伸びと比
較して耐応力腐食割れ性を評価した。
量のみを変化させ、耐応力腐食割れに及ぼすNbの効果
をみたものである。供試材は、強度(0.2%耐力)を
80〜85kgf/mm2にほぼ一定としたものを用
い、4.0mmφ、GL:30mmの試験片を作成した
後、20%NaCl−0.5%CH3COOH−1g/
lS−10atmH2S−20atmCO2の溶液(2
50℃)中にて1×10−71/secの定歪速度引張
試験を行つて伸びを測定し、これを大気中での伸びと比
較して耐応力腐食割れ性を評価した。
この第6図からも、Nb含有量が0.30%を越えた場
合に優れた耐応力腐食割れ性が得られることは明らかで
ある。
合に優れた耐応力腐食割れ性が得られることは明らかで
ある。
サ) Al Alは有効な脱酸剤として添加されるものであるが、そ
の含有量が1.0%を越えるとTCP相が生成しやすく
なることから、Al含有量は1.0%以下と定めた。
の含有量が1.0%を越えるとTCP相が生成しやすく
なることから、Al含有量は1.0%以下と定めた。
シ) N 合金中のN含有量が0.050%を超えると粗大な窒化
物が形成されて延性並びに靭性が劣化するようになるこ
とから、N含有量は0.050%以下と定めた。
物が形成されて延性並びに靭性が劣化するようになるこ
とから、N含有量は0.050%以下と定めた。
ス) Co,V,Ta,Zr,及びHf これらの成分には、合金の延性・靭性を改善するととと
もに耐食性をも改善する作用があるので、必要により1
種以上含有せしめられるものであるが、以下、個々の元
素について含有割合を限定した理由を特徴的な作用とと
もに説明する。
もに耐食性をも改善する作用があるので、必要により1
種以上含有せしめられるものであるが、以下、個々の元
素について含有割合を限定した理由を特徴的な作用とと
もに説明する。
i) Co Co成分は、特に合金の耐水素割れ性の向上に有効なも
のであるが、その含有量が5.0%を超えるTCP相が
生成しやすくなることから、Co含有量は5.0%以下
と定めた。
のであるが、その含有量が5.0%を超えるTCP相が
生成しやすくなることから、Co含有量は5.0%以下
と定めた。
ii) V,Ta,Zr,及びHf これらの成分はCの安定化に有効なものであるが、それ
ぞれ1%を超えて含有させるとTCP相が生成しやすく
なることから、V,Ta,Zr及びHfのうちの1種以
上の含有量は1.0%以下と定めた。
ぞれ1%を超えて含有させるとTCP相が生成しやすく
なることから、V,Ta,Zr及びHfのうちの1種以
上の含有量は1.0%以下と定めた。
セ) 希土類元素(PEM)、Mg,Ca,及びY これらの成分は、少なくとも1種の微量添加により合金
の熱間加工性を向上させる作用を有しているので、必要
により1種以上含有せしめられるものであるが、希土類
元素含有量が0.10%を、Mg含有量が0.10%
を、Ca含有量が0.10%を、そしてY含有量が0.
20%をそれぞれ越えた場合には、低融点化合物を生成
しやすくなつて逆に熱間加工性を劣化するようになるこ
とから、希土類元素含有量は0.10%以下と、Mg含
有量は0.10%以下と、Ca含有量は0.10%以下
と、そしてY含有量は0.20%以下とそれぞれ定め
た。
の熱間加工性を向上させる作用を有しているので、必要
により1種以上含有せしめられるものであるが、希土類
元素含有量が0.10%を、Mg含有量が0.10%
を、Ca含有量が0.10%を、そしてY含有量が0.
20%をそれぞれ越えた場合には、低融点化合物を生成
しやすくなつて逆に熱間加工性を劣化するようになるこ
とから、希土類元素含有量は0.10%以下と、Mg含
有量は0.10%以下と、Ca含有量は0.10%以下
と、そしてY含有量は0.20%以下とそれぞれ定め
た。
ソ) Fe Feには、合金の強度を確保するとともに、Ni含有量
を低減ならしめて合金価格を引き下げる効果があるの
で、残部成分は実質的にFeとした。
を低減ならしめて合金価格を引き下げる効果があるの
で、残部成分は実質的にFeとした。
タ) Cr,Mo及びWの含有量バランス H2S−CO2−Cl−−S環境でのNi合金の溶出
(腐食)は、Cr,Ni,Mo,W,並びにCu及びN
bに依存する。即ち、耐食性はこれらの元素から成る表
面皮膜によつて確保されるものであり、この表面皮膜中
のこれらの元素の含有バランスが耐食性を左右する上で
最も重要な因子となる。上記油井環境下での応力腐食割
れに対しては、MoはCrの10倍の効果があり、また
WはCrの5倍の効果をもつており、このCr,Mo及
びWが、式 Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧180 がそれぞれ満たすとともに、Crが15〜25%,Cu
が0.30〜3.0%,Nbが0.30〜3.0%,N
iが50%以上であれば、単位イオウ(S)を含んだ環
境においても応力腐食割れに対して優れた抵抗性を有す
る耐食性皮膜を得ることができる。
(腐食)は、Cr,Ni,Mo,W,並びにCu及びN
bに依存する。即ち、耐食性はこれらの元素から成る表
面皮膜によつて確保されるものであり、この表面皮膜中
のこれらの元素の含有バランスが耐食性を左右する上で
最も重要な因子となる。上記油井環境下での応力腐食割
れに対しては、MoはCrの10倍の効果があり、また
WはCrの5倍の効果をもつており、このCr,Mo及
びWが、式 Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧180 がそれぞれ満たすとともに、Crが15〜25%,Cu
が0.30〜3.0%,Nbが0.30〜3.0%,N
iが50%以上であれば、単位イオウ(S)を含んだ環
境においても応力腐食割れに対して優れた抵抗性を有す
る耐食性皮膜を得ることができる。
つまり、Cr,Mo及びWの含有量バランスが Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)<180 の範囲では、300℃以下程度のH2S−CO2−Cl
−−S環境において十分な耐食性能を示さなくなる。
−−S環境において十分な耐食性能を示さなくなる。
なお、その他のB,Sn,Zn,Pb等の元素は、微量
ではこの発明の合金の特性に何ら悪影響を与えることが
ないので、不純物としてそれぞれ0.10%まで許容さ
れるが、この上限値を越えると加工性や耐食性に悪影響
を与えることになるので注意を要する。
ではこの発明の合金の特性に何ら悪影響を与えることが
ないので、不純物としてそれぞれ0.10%まで許容さ
れるが、この上限値を越えると加工性や耐食性に悪影響
を与えることになるので注意を要する。
続いて、この発明を、実施例によつて比較例と対比しな
がら説明する。
がら説明する。
<実施例> まず、第2表に示される化学成分組成の各合金を溶製し
た後、熱間加工によつて板材とし、これに15%程度の
冷間加工を施して所望の強度(室温での0.2%耐力に
て70〜110kgf/mm2)を得た。この板材か
ら、引張試験、衝撃試験及び腐食試験に供する各試験片
を採取し、下記要領にて各種試験を実施した。
た後、熱間加工によつて板材とし、これに15%程度の
冷間加工を施して所望の強度(室温での0.2%耐力に
て70〜110kgf/mm2)を得た。この板材か
ら、引張試験、衝撃試験及び腐食試験に供する各試験片
を採取し、下記要領にて各種試験を実施した。
なお、耐水素割れ試験に供した材料は、300℃にて1
000hrの長時間加熱処理を施した後試験片とした。
000hrの長時間加熱処理を施した後試験片とした。
(A) 引張試験 試験温度:室温、 試験片:4.0mmφで、GLが20mm、 (B) シヤルピー衝撃試験 試験温度:0℃、 試験片:10mm×10mm×55mmの2mmVノツ
チ付、 (C) 耐応力腐食割れ試験 腐食溶液:20%NaCl−1g/lS− (0.1,1,10)atmH2S−20atmC
O2、 試験温度:300℃、 浸漬時間:500hr、 付加応力:1σy、 試験片:10mm幅×2mm厚×75mm長のR0.2
5Uノツチ付、 (D) 耐水素割れ試験 NACE条件:5%NaCl−0.5%CH3COOH
−1atmH2S、 試験温度:25℃、 浸漬時間:720hr、 付加応力:1σy、 試験片:10mm幅×2mm厚×75mm長のR0.2
5Uノツチ付。
チ付、 (C) 耐応力腐食割れ試験 腐食溶液:20%NaCl−1g/lS− (0.1,1,10)atmH2S−20atmC
O2、 試験温度:300℃、 浸漬時間:500hr、 付加応力:1σy、 試験片:10mm幅×2mm厚×75mm長のR0.2
5Uノツチ付、 (D) 耐水素割れ試験 NACE条件:5%NaCl−0.5%CH3COOH
−1atmH2S、 試験温度:25℃、 浸漬時間:720hr、 付加応力:1σy、 試験片:10mm幅×2mm厚×75mm長のR0.2
5Uノツチ付。
このようにして得られた試験結果を、第1表に併せて示
す。
す。
なお、腐食試験の結果は、“割れ又は孔食のみられなか
つたもの”を「○」、“試験後の割れ又は孔食の発生し
たもの”を「×」で示した。
つたもの”を「○」、“試験後の割れ又は孔食の発生し
たもの”を「×」で示した。
第1表に示される結果からも、本発明合金は苛酷な腐食
環境下であつても優れた耐食性を示すことが明らかであ
るのに対して、合金の成分組成が本発明で規定する条件
から外れた比較合金では、いずれも十分な耐食性を示さ
ないことがわかる。
環境下であつても優れた耐食性を示すことが明らかであ
るのに対して、合金の成分組成が本発明で規定する条件
から外れた比較合金では、いずれも十分な耐食性を示さ
ないことがわかる。
また、同時に、本発明合金が極めて優れた靭性を有して
いることも確認できる。
いることも確認できる。
<総括的な効果> 以上に説明した如く、この発明によれば、イオウ(S)
が単体として存在する300℃程度のサワーガス環境下
においても抜群に優れた耐食性、特に耐応力腐食割れ性
及び耐水素割れ性を示し、しかも良好な靭性を有してい
て、油井管用として好適な高強度Ni基合金が得られる
など、産業上の有用性は極めて大きなものである。
が単体として存在する300℃程度のサワーガス環境下
においても抜群に優れた耐食性、特に耐応力腐食割れ性
及び耐水素割れ性を示し、しかも良好な靭性を有してい
て、油井管用として好適な高強度Ni基合金が得られる
など、産業上の有用性は極めて大きなものである。
第1図は、Si及びMnを除いては本発明と同様組成の
合金におけるSi量及びMn量と靭性(vEo)との関
係を示すグラフ、第2図は、同様合金における熱間加工
性(高温絞り率)を比較したグラフ、第3図は、同様合
金から得た冷延板における肉厚方向の硬度分布を、Si
量及びMn量として整理して比較したグラフ、第4図
は、本発明合金におけるP含有量と耐水素割れ性(腐食
性溶液中での伸び/大気中での伸び)との関係を示すグ
ラフ、第5図は、本発明合金におけるS含有量と熱間加
工性(1150℃における絞り率)との関係を示すグラ
フ、第6図は、Nbを除いては本発明と同様組成の合金
におけるNb含有量と耐応力腐食割れ性(腐食性溶液中
での伸び/大気中での伸び)との関係を示すグラフであ
る。
合金におけるSi量及びMn量と靭性(vEo)との関
係を示すグラフ、第2図は、同様合金における熱間加工
性(高温絞り率)を比較したグラフ、第3図は、同様合
金から得た冷延板における肉厚方向の硬度分布を、Si
量及びMn量として整理して比較したグラフ、第4図
は、本発明合金におけるP含有量と耐水素割れ性(腐食
性溶液中での伸び/大気中での伸び)との関係を示すグ
ラフ、第5図は、本発明合金におけるS含有量と熱間加
工性(1150℃における絞り率)との関係を示すグラ
フ、第6図は、Nbを除いては本発明と同様組成の合金
におけるNb含有量と耐応力腐食割れ性(腐食性溶液中
での伸び/大気中での伸び)との関係を示すグラフであ
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 五十嵐 正晃 兵庫県尼崎市西長洲本通1丁目3番地 住 友金属工業株式会社中央技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭60−110856(JP,A) 特開 昭60−2653(JP,A)
Claims (4)
- 【請求項1】重量割合にて、 C:0.10%以下、Si:0.050%以下、 Mn:0.10〜1.0%、P:0.030%以下、 S:0.0050%以下、Ni:50〜60%、 Cr:15〜25%、 Mo及びWの1種以上: Moは20%以下、Wは5.0%以下であつて、かつ を満足する量、 Cu:0.30〜3.0%、Ti:2.0%以下、 Nb:0.30〜3.0%、Al:1.0%以下、 N:0.050%以下、 Fe及び他の不可避的不純物:残り から成るとともに、 Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧180 なる式を満足する成分組成に構成されたことを特徴とす
る、靭性の優れた高耐食性Ni基合金。 - 【請求項2】重量割合にて、 C:0.10%以下、Si:0.050%以下、 Mn:0.10〜1.0%、P:0.030%以下、 S:0.0050%以下、Ni:50〜60%、 Cr:15〜25%、 Mo及びWの1種以上: Moは20%以下、Wは5.0%以下であつて、かつ を満足する量、 Cu:0.30〜3.0%、Ti:2.0%以下、 Nb:0.30〜3.0%、Al:1.0%以下、 N:0.050%以下 を含有し、更に Co:5.0%以下、 V,Ta,Zr及びHfの1種以上:各々1.0%以下
のうちの1種以上をも含み、 Fe及び他の不可避的不純物:残り から成るとともに、 Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧180 なる式を満足する成分組成に構成されたことを特徴とす
る、靭性の優れた高耐食性Ni基合金。 - 【請求項3】重量割合にて、 C:0.10%以下、Si:0.050%以下、 Mn:0.10〜1.0%、P:0.030%以下、 S:0.0050%以下、Ni:50〜60%、 Cr:15〜25%、 Mo及びWの1種以上: Moは20%以下、Wは5.0%発下であつて、かつ を満足する量、 Cu:0.30〜3.0%、Ti:2.0%以下、 Nb:0.30〜3.0%、Al:1.0%以下、 N:0.050%以下 を含有し、更に 希土類元素:0.10%以下、 Mg:0.10%以下、 Ca:0.10%以下、 Y:0.20%以下 のうちの1種以上をも含み、 Fe及び他の不可避的不純物:残り から成るとともに、 Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧180 なる式を満足する成分組成に構成されたことを特徴とす
る、靭性の優れた高耐食性Ni基合金。 - 【請求項4】重量割合にて、 C:0.10%以下、Si:0.050%以下、 Mn:0.10〜1.0%、P:0.030%以下、 S:0.0050%以下、Ni:50〜60%、 Cr:15〜25%、 Mo及びWの1種以上: Moは26%以下、Wは5.0%以下であつて、かつ を満足する量、 Cu:0.30〜3.0%、Ti:0.050%以下、 Nb:0.30〜3.0%、Al:1.0%以下 N:0.050%以下 を含有し、更に Co:5.0%以下, V,Ta,Zr及びHfの1種以上:各々1.0%以下
のうちの1種以上、並びに 希土類元素:0.10%以下、 Mg:0.10%以下、 Ca:0.10%以下、 Y:0.20%以下 のうちの1種以上をも含み、 Fe及び他の不可避的不純物:残り から成るとともに、 Cr(%)+10Mo(%)+5W(%)≧180 なる式を満足する成分組成に構成されたことを特徴とす
る、靭性の優れた高耐食性Ni基合金。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61001204A JPH0639650B2 (ja) | 1986-01-07 | 1986-01-07 | 靭性の優れた高耐食性Ni基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP61001204A JPH0639650B2 (ja) | 1986-01-07 | 1986-01-07 | 靭性の優れた高耐食性Ni基合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62158849A JPS62158849A (ja) | 1987-07-14 |
JPH0639650B2 true JPH0639650B2 (ja) | 1994-05-25 |
Family
ID=11494930
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP61001204A Expired - Lifetime JPH0639650B2 (ja) | 1986-01-07 | 1986-01-07 | 靭性の優れた高耐食性Ni基合金 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0639650B2 (ja) |
Families Citing this family (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0635639B2 (ja) * | 1987-10-26 | 1994-05-11 | 新日本製鐵株式会社 | 硫化水素の存在する環境で高耐孔食性を有するオーステナイト合金 |
DE4203328C1 (ja) * | 1992-02-06 | 1993-01-07 | Krupp Vdm Gmbh, 5980 Werdohl, De | |
JP2588456B2 (ja) * | 1992-02-20 | 1997-03-05 | 新日本製鐵株式会社 | 耐サワー性と低温靱性に優れたクラッド鋼板のクラッド材用高Ni超合金 |
DE69404937T2 (de) * | 1993-09-20 | 1998-01-15 | Mitsubishi Materials Corp | Nickellegierung |
US6280540B1 (en) * | 1994-07-22 | 2001-08-28 | Haynes International, Inc. | Copper-containing Ni-Cr-Mo alloys |
CN102732751B (zh) * | 2012-06-18 | 2014-06-04 | 江苏新华合金电器有限公司 | 核电站蒸汽发生器用抗振合金材料及其制备方法 |
CN102808115B (zh) * | 2012-08-24 | 2015-06-03 | 李露青 | 一种耐高温镍基合金 |
CN102808109B (zh) * | 2012-08-24 | 2015-02-25 | 戴初发 | 一种不锈钢阀门密封面涂层用镍基合金丝材的制备方法 |
Family Cites Families (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS57203740A (en) * | 1981-06-11 | 1982-12-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Precipitation hardening alloy of high stress corrosion cracking resistance for high strength oil well pipe |
JPS60110856A (ja) * | 1983-11-21 | 1985-06-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 析出強化型ニッケル基合金の製造法 |
-
1986
- 1986-01-07 JP JP61001204A patent/JPH0639650B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS62158849A (ja) | 1987-07-14 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US5298093A (en) | Duplex stainless steel having improved strength and corrosion resistance | |
EP0132055B1 (en) | Precipitation-hardening nickel-base alloy and method of producing same | |
EP0262673A2 (en) | Corrosion resistant high strength nickel-base alloy | |
GB2102834A (en) | Alloy for making high strength deep well casing and tubing having improved resistance to stress-corrosion cracking | |
EP0565117B1 (en) | Martensitic stainless steel for use in oil wells | |
JPS6230860A (ja) | オ−ステナイト系快削ステンレス鋼 | |
JPS625977B2 (ja) | ||
JPH0639650B2 (ja) | 靭性の優れた高耐食性Ni基合金 | |
JPH08170153A (ja) | 高耐食性2相ステンレス鋼 | |
JPH0674471B2 (ja) | 高耐食性Ni基合金 | |
GB2078780A (en) | Austenitic-ferritic stainless steel for handling contaminated natural gas | |
US5000914A (en) | Precipitation-hardening-type ni-base alloy exhibiting improved corrosion resistance | |
JPS6261107B2 (ja) | ||
JPH11293405A (ja) | 高硬度高耐食ステンレス鋼 | |
JPS6144133B2 (ja) | ||
JPS61113749A (ja) | 油井用高耐食性合金 | |
JPH0674472B2 (ja) | 耐食性に優れた高強度Ni基合金 | |
JPH0674473B2 (ja) | 高耐食性Ni基合金 | |
JPS6199660A (ja) | ラインパイプ用高強度溶接鋼管 | |
GB2133419A (en) | Nickel-based alloys | |
JPH0639649B2 (ja) | 靭性の優れた高耐食性Ni基合金 | |
JP3470418B2 (ja) | 耐海水腐食性と耐硫化水素腐食性に優れた高強度オーステナイト合金 | |
JPH0674474B2 (ja) | 耐食性に優れた高強度Ni基合金 | |
JPS6144128B2 (ja) | ||
JPS58210155A (ja) | 耐食性の優れた油井管用高強度合金 |