JPH07207401A - ガンマ・プライム相の析出によって硬化されるＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ四元素ニッケル基合金および、特に製油工業において使用される腐食抵抗方法 - Google Patents
ガンマ・プライム相の析出によって硬化されるＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ四元素ニッケル基合金および、特に製油工業において使用される腐食抵抗方法Info
- Publication number
- JPH07207401A JPH07207401A JP33676193A JP33676193A JPH07207401A JP H07207401 A JPH07207401 A JP H07207401A JP 33676193 A JP33676193 A JP 33676193A JP 33676193 A JP33676193 A JP 33676193A JP H07207401 A JPH07207401 A JP H07207401A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- temperature
- less
- transforming
- maintained
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 ガンマ・プライム相の析出によって硬化さ
れ、腐食に耐えるようにされたニッケル基合金の組成を
改良する。 【構成】 合金組成は、重量百分率で次の元素よりなっ
ている： Ｎｉ：４２％〜４９％； Ｍｏ：３．８％〜５％； Ｃｒ：１９．５％〜２２．５％； Ｃｕ：１．０％〜１．５％； Ｃ ：０．０２０％未満； Ｔｉ：１．５％〜２．５％； Ａｌ：０．５％〜１％； Ｍｎ：０．１％未満； Ｓｉ：０．１％未満； Ｓ ：０．０１０％未満； Ｐ ：０．０２０％未満； 残部：鉄および不純物。この合金を変態させる方法。ま
た該合金を応力によって腐食が生じるような状況下で使
用し得るようにする。
れ、腐食に耐えるようにされたニッケル基合金の組成を
改良する。 【構成】 合金組成は、重量百分率で次の元素よりなっ
ている： Ｎｉ：４２％〜４９％； Ｍｏ：３．８％〜５％； Ｃｒ：１９．５％〜２２．５％； Ｃｕ：１．０％〜１．５％； Ｃ ：０．０２０％未満； Ｔｉ：１．５％〜２．５％； Ａｌ：０．５％〜１％； Ｍｎ：０．１％未満； Ｓｉ：０．１％未満； Ｓ ：０．０１０％未満； Ｐ ：０．０２０％未満； 残部：鉄および不純物。この合金を変態させる方法。ま
た該合金を応力によって腐食が生じるような状況下で使
用し得るようにする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明はガンマ・プライム相の析
出によって硬化され、かつ腐食に抵抗し得るようになっ
たニッケル基合金の組成の改良と、加工熱変態および熱
処理による前記合金の形成とに関する。
出によって硬化され、かつ腐食に抵抗し得るようになっ
たニッケル基合金の組成の改良と、加工熱変態および熱
処理による前記合金の形成とに関する。
【０００２】本発明は典型的には製油工業において、周
囲媒体がＨ2 Ｓ、ＣＯ2 およびＳ--、Ｈ+ 、およびＣｌ
- イオンの如き化学種と、非常に高い作動温度および圧
力とによって著しく攻撃される場合における構成部材の
製造に関する。
囲媒体がＨ2 Ｓ、ＣＯ2 およびＳ--、Ｈ+ 、およびＣｌ
- イオンの如き化学種と、非常に高い作動温度および圧
力とによって著しく攻撃される場合における構成部材の
製造に関する。
【０００３】
【従来の技術】前記合金によって製造される構成部材は
機械的強度および腐食抵抗が共に大であることが必要と
され、特に応力が生じた場合、プロトニック（protoni
c) 水素の劣化作用によって助長される形態の腐食に対
する抵抗特性の大であることが望まれる。
機械的強度および腐食抵抗が共に大であることが必要と
され、特に応力が生じた場合、プロトニック（protoni
c) 水素の劣化作用によって助長される形態の腐食に対
する抵抗特性の大であることが望まれる。
【０００４】石油探査および製油を行う場合に遭遇す
る、特に攻撃的な環境においては、前記化学種およびそ
の化合物の含有量は大であり、これらは普通の金属に対
してはとりわけ活性であり、作動温度および圧力の増加
に連れて金属の強度を低下させる。
る、特に攻撃的な環境においては、前記化学種およびそ
の化合物の含有量は大であり、これらは普通の金属に対
してはとりわけ活性であり、作動温度および圧力の増加
に連れて金属の強度を低下させる。
【０００５】このような環境においては、次に示される
如き電気機械的現象が急速に発生する結果、深刻な損
傷、場合によっては破局的な故障の生じる惧れがある：
孔食および割れによる局部的腐食；応力による粒界型腐
食および（または）粒間型腐食；粒界腐食；プロトニッ
ク水素による劣化（脆化、早期破断、・・・・・・）。
如き電気機械的現象が急速に発生する結果、深刻な損
傷、場合によっては破局的な故障の生じる惧れがある：
孔食および割れによる局部的腐食；応力による粒界型腐
食および（または）粒間型腐食；粒界腐食；プロトニッ
ク水素による劣化（脆化、早期破断、・・・・・・）。
【０００６】腐食抑制剤、特に有機抑制剤の効果は高温
においては厳しく制限され、これら抑制剤は１２０℃〜
１５０℃を超えると効果を失う。
においては厳しく制限され、これら抑制剤は１２０℃〜
１５０℃を超えると効果を失う。
【０００７】このような状態においては強度の大なる鋼
の使用は不可能で、前記種々の腐食に耐え得るステンレ
ス材料と置き換える必要がある。
の使用は不可能で、前記種々の腐食に耐え得るステンレ
ス材料と置き換える必要がある。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】可能な候補としては、
周囲温度、または中程度の高温における加工硬化，場合
によっては延性が失われるまで加工硬化することによっ
て機械強度特性を与え得るオーステナイト・ステンレス
鋼があり；適度のニッケル含有量を有するこのような鋼
は塩化物含有環境内の応力下腐食に対し、ある程度の許
容性を有する。
周囲温度、または中程度の高温における加工硬化，場合
によっては延性が失われるまで加工硬化することによっ
て機械強度特性を与え得るオーステナイト・ステンレス
鋼があり；適度のニッケル含有量を有するこのような鋼
は塩化物含有環境内の応力下腐食に対し、ある程度の許
容性を有する。
【０００９】機械強度の大なる混合（オーステナイト−
フェライト）鋼は、温度が周囲温度に近い場合は、比較
的高い濃度でＨ2 ＳおよびＣｌＮａを含む環境において
も安全に使用することができ；これに反し、温度が、た
とえば８０℃またはそれ以上に上昇すれば、この型の鋼
は硫黄を含む環境においては、塩化物イオンの濃度が低
くても、応力下腐食を受けるようになる。
フェライト）鋼は、温度が周囲温度に近い場合は、比較
的高い濃度でＨ2 ＳおよびＣｌＮａを含む環境において
も安全に使用することができ；これに反し、温度が、た
とえば８０℃またはそれ以上に上昇すれば、この型の鋼
は硫黄を含む環境においては、塩化物イオンの濃度が低
くても、応力下腐食を受けるようになる。
【００１０】Ｎｉ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ四元系ニッケル基
合金は、困難な状況においても高度の機械的特性を有
し、かつ応力下腐食を発生させる環境にも耐えることが
でき、特に塩化物と、炭素および二酸化物とが豊富で、
硫化水素によって飽和され、さらに水素イオンを含む製
油環境に使用し得ることが認められている。
合金は、困難な状況においても高度の機械的特性を有
し、かつ応力下腐食を発生させる環境にも耐えることが
でき、特に塩化物と、炭素および二酸化物とが豊富で、
硫化水素によって飽和され、さらに水素イオンを含む製
油環境に使用し得ることが認められている。
【００１１】さらに詳述すれば、このような合金組成は
次のような優れた特性を有する：応力下の腐食に耐え
る；酸化環境および還元環境において、構成部材の表面
の不動態フイルムの安定化によって局部的腐食および張
力下の腐食に耐える；還元環境における一般化された腐
食に耐える；適当な順序で熱処理を行い、ガンマ・プラ
イムまたはガンマ・ダブルプライム相の析出により硬化
することができる；オーステナイト固溶体の元素、すな
わち腐食に対する抵抗、または析出による硬化に関与さ
せるために重要な元素を固定する炭化物の析出を最小限
にする；ビレットの凝固時における偏析、特に合金の機
械的変態に対して望ましからざる非分散相を形成する偏
拆を最小限にする；製造プロセス過程での脆性金属間相
の析出、特にほぼ６００℃〜９００℃において硬化熱処
理を行う時の、シグマ相の形成を最小限にする。
次のような優れた特性を有する：応力下の腐食に耐え
る；酸化環境および還元環境において、構成部材の表面
の不動態フイルムの安定化によって局部的腐食および張
力下の腐食に耐える；還元環境における一般化された腐
食に耐える；適当な順序で熱処理を行い、ガンマ・プラ
イムまたはガンマ・ダブルプライム相の析出により硬化
することができる；オーステナイト固溶体の元素、すな
わち腐食に対する抵抗、または析出による硬化に関与さ
せるために重要な元素を固定する炭化物の析出を最小限
にする；ビレットの凝固時における偏析、特に合金の機
械的変態に対して望ましからざる非分散相を形成する偏
拆を最小限にする；製造プロセス過程での脆性金属間相
の析出、特にほぼ６００℃〜９００℃において硬化熱処
理を行う時の、シグマ相の形成を最小限にする。
【００１２】
【問題を解決するための手段】前記目的を達成するため
に、本発明の第１の観点においては、重量％で表して次
の組成を有する合金が提供される： Ｎｉ：４２％〜４９％； Ｍｏ：３．８％〜５％； Ｃｒ：１９．５％〜２２．５％； Ｃｕ：１．０％〜１．５％； Ｃ ：０．０２０％未満； Ｔｉ：１．５％〜２．５％； Ａｌ：０．５％〜１％； Ｍｎ：０．１％未満； Ｓｉ：０．１％未満； Ｓ ：０．０１０％未満； Ｐ ：０．０２０％未満； 残部：鉄および不純物。
に、本発明の第１の観点においては、重量％で表して次
の組成を有する合金が提供される： Ｎｉ：４２％〜４９％； Ｍｏ：３．８％〜５％； Ｃｒ：１９．５％〜２２．５％； Ｃｕ：１．０％〜１．５％； Ｃ ：０．０２０％未満； Ｔｉ：１．５％〜２．５％； Ａｌ：０．５％〜１％； Ｍｎ：０．１％未満； Ｓｉ：０．１％未満； Ｓ ：０．０１０％未満； Ｐ ：０．０２０％未満； 残部：鉄および不純物。
【００１３】如何なる場合においても炭素の重量含量は
０．０２０％を超えてはならぬが、できるだけこの値以
下に減少させることが重要である。
０．０２０％を超えてはならぬが、できるだけこの値以
下に減少させることが重要である。
【００１４】本発明の組成はなるべくは、重量％で表し
て次の如きものとされる： Ｎｉ：４６％〜４８％； Ｍｏ：３．８％〜４．５％； Ｃｒ：２０％〜２２％； Ｃｕ：１％〜１．５％； Ｃ ：０．０２０％未満； Ｔｉ：１．７％〜２．２％； Ａｌ：０．５％〜０．８％； Ｍｎ：０．１％未満； Ｓｉ：０．１％未満； Ｓ ：０．０１０％未満； Ｐ ：０．０２０％未満； 残部：鉄および不純物。
て次の如きものとされる： Ｎｉ：４６％〜４８％； Ｍｏ：３．８％〜４．５％； Ｃｒ：２０％〜２２％； Ｃｕ：１％〜１．５％； Ｃ ：０．０２０％未満； Ｔｉ：１．７％〜２．２％； Ａｌ：０．５％〜０．８％； Ｍｎ：０．１％未満； Ｓｉ：０．１％未満； Ｓ ：０．０１０％未満； Ｐ ：０．０２０％未満； 残部：鉄および不純物。
【００１５】一つの変形においては、本発明の組成はさ
らに重量で０．５％を超えないタングステンおよび（ま
たは）ニオブを含んでいる。
らに重量で０．５％を超えないタングステンおよび（ま
たは）ニオブを含んでいる。
【００１６】第２の観点においては、本発明は使用前に
前記組成の合金を変態させる方法を提供するもので、こ
の場合：
前記組成の合金を変態させる方法を提供するもので、こ
の場合：
【００１７】第１変形においては合金は９８０℃〜１０
５０℃の間で溶体化され、この溶体を速やかに周囲温度
まで冷却し、次いで７６０℃〜６２０℃の間で時効化す
ることによって硬化する。この冷却は十分に緩やかに
（ほぼ５時間）行われる。
５０℃の間で溶体化され、この溶体を速やかに周囲温度
まで冷却し、次いで７６０℃〜６２０℃の間で時効化す
ることによって硬化する。この冷却は十分に緩やかに
（ほぼ５時間）行われる。
【００１８】第２変形においては、合金は９８０℃〜１
０５０℃の温度で溶体化され、この溶体を制御的に７６
０℃まで冷却する。この溶体は随意にこの温度に維持さ
れ、次いで１００℃／時を超えない冷却速度で冷却さ
れ、さらに６２０℃に維持され、次いで周囲温度まで冷
却される。
０５０℃の温度で溶体化され、この溶体を制御的に７６
０℃まで冷却する。この溶体は随意にこの温度に維持さ
れ、次いで１００℃／時を超えない冷却速度で冷却さ
れ、さらに６２０℃に維持され、次いで周囲温度まで冷
却される。
【００１９】第３変形においては、合金は９８０℃〜１
０５０℃の温度で溶体化され、この溶体は周囲温度まで
冷却され、次いで７６０℃〜６２０℃の時効化温度に曝
される。
０５０℃の温度で溶体化され、この溶体は周囲温度まで
冷却され、次いで７６０℃〜６２０℃の時効化温度に曝
される。
【００２０】前述の変態法においては、合金はなるべく
は溶体化され、合金の温度は合金の厚さ１ｍｍ当り２分
間維持され、構成部材の寸法により、水、油または空気
により速やかに冷却され、この場合段階または各サイク
ル内で時効化が行われるように平坦域に維持され、相次
ぐサイクル間で周囲温度に復帰せしめられる時間の長さ
は２〜２４時間の間にある。
は溶体化され、合金の温度は合金の厚さ１ｍｍ当り２分
間維持され、構成部材の寸法により、水、油または空気
により速やかに冷却され、この場合段階または各サイク
ル内で時効化が行われるように平坦域に維持され、相次
ぐサイクル間で周囲温度に復帰せしめられる時間の長さ
は２〜２４時間の間にある。
【００２１】合金はなるべくは真空中で形成され、これ
は次に真空中またはスラグの下で、消耗電極により再溶
解される。
は次に真空中またはスラグの下で、消耗電極により再溶
解される。
【００２２】第３の観点では、本発明は請求項１の組成
を有する合金によって形成される構成部材、特に製油工
業における坑口または他の装置のすべての、または一部
の管系を形成するように設計された特定構成部材を提供
するものである。
を有する合金によって形成される構成部材、特に製油工
業における坑口または他の装置のすべての、または一部
の管系を形成するように設計された特定構成部材を提供
するものである。
【００２３】最後に本発明はなお、応力による腐食に起
因してて劣化が生じる環境、特に製油工業用構成部材の
製造時において、請求項１の組成を有する合金の使用を
可能にすることである。この種の用途においては本発明
の合金は、腐食に対する抵抗が大なることと、腐食環境
に長期に亙って曝されても高度の機械的特性を維持し得
ることとによって特に優れている。
因してて劣化が生じる環境、特に製油工業用構成部材の
製造時において、請求項１の組成を有する合金の使用を
可能にすることである。この種の用途においては本発明
の合金は、腐食に対する抵抗が大なることと、腐食環境
に長期に亙って曝されても高度の機械的特性を維持し得
ることとによって特に優れている。
【００２４】次に本発明の実施例を説明する。実施例 次表においてＡ，ＢおよびＣによって示された三つの試
験鋳造品は、その組成が重量％によって表されている：
験鋳造品は、その組成が重量％によって表されている：
【表１】
【００２５】鋳造品Ｃの合金組成だけが本発明に適応し
ている。
ている。
【００２６】鋳造品ＡおよびＢはモリブデンおよび銅の
含有量が本質的に異なっている。
含有量が本質的に異なっている。
【００２７】鋳造品ＡおよびＣは加えられた硬化元素
（ニオブ、チタン、アルミニウム）の性質が異なってい
る。
（ニオブ、チタン、アルミニウム）の性質が異なってい
る。
【００２８】真空中で形成されたこれら合金は次の作業
順序を有する加工熱法によって変態された：１１６５℃
で、８時間（ｈ）に亙り，均質化；１１００℃以下の温
度で、断面が４０ｍｍ×４０ｍｍなるバーに変換；９８
０℃における溶体化、空気または水による冷却および、
これに続く７６０℃〜６２０℃の範囲で行われる種々の
時効処理を含む熱処理。
順序を有する加工熱法によって変態された：１１６５℃
で、８時間（ｈ）に亙り，均質化；１１００℃以下の温
度で、断面が４０ｍｍ×４０ｍｍなるバーに変換；９８
０℃における溶体化、空気または水による冷却および、
これに続く７６０℃〜６２０℃の範囲で行われる種々の
時効処理を含む熱処理。
【００２９】鍛造された製品は次の四つの判定基準を有
していることを特徴とする： １．応力下における腐食を判定するために、リング形の
試験片（ＡＳＴＭ Ｇ３８によって指定されているＣ−
リング形の）を、応力下腐食を発生させるに適した環
境、たとえば最も良く知られている、１５４℃で沸騰す
るＭｇＣｌ2-６Ｈ2 Ｏを４４％含む環境（ＡＳＴＭ Ｇ
３６による試験）、または水素による破壊試験環境、
たとえば最も良く知られている、酢酸によってｐＨ３ま
で緩衝し、かつ周囲温度でＨ2 Ｓによって飽和した５０
ｇ／ｌのＮａＣｌ溶液（ＮＡＣＥ−ＴＭ Ｏ１−７７）
内で一定の応力に曝した。弾性限度Ｒｐ0.2 の２／３内
で伸長した試験片は、両環境において７２０時間に亙っ
て試験した場合も割れが認められなかった。
していることを特徴とする： １．応力下における腐食を判定するために、リング形の
試験片（ＡＳＴＭ Ｇ３８によって指定されているＣ−
リング形の）を、応力下腐食を発生させるに適した環
境、たとえば最も良く知られている、１５４℃で沸騰す
るＭｇＣｌ2-６Ｈ2 Ｏを４４％含む環境（ＡＳＴＭ Ｇ
３６による試験）、または水素による破壊試験環境、
たとえば最も良く知られている、酢酸によってｐＨ３ま
で緩衝し、かつ周囲温度でＨ2 Ｓによって飽和した５０
ｇ／ｌのＮａＣｌ溶液（ＮＡＣＥ−ＴＭ Ｏ１−７７）
内で一定の応力に曝した。弾性限度Ｒｐ0.2 の２／３内
で伸長した試験片は、両環境において７２０時間に亙っ
て試験した場合も割れが認められなかった。
【００３０】２．割れによる腐食に対する抵抗を検討す
るために、塩酸を加えることによって脱気酸処理したＮ
ａＣｌの２Ｍ水溶液内で、いわゆる“デ・パッシベーシ
ョンｐＨ”試験を行った（デ・パッシベーシヨンｐＨま
たはｐＨd は試片の溶解電流密度の判定基準を使用して
決定したが、１０μＡ．ｃｍ-2であった）。
るために、塩酸を加えることによって脱気酸処理したＮ
ａＣｌの２Ｍ水溶液内で、いわゆる“デ・パッシベーシ
ョンｐＨ”試験を行った（デ・パッシベーシヨンｐＨま
たはｐＨd は試片の溶解電流密度の判定基準を使用して
決定したが、１０μＡ．ｃｍ-2であった）。
【００３１】この試験の最適の結果は鋳造品Ａ（ｐＨ＝
０．３±０．１）によって得られ、一方鋳造品Ｂおよび
Ｃも同様に機能し（ｐＨd ＝０．４±０．１）、割れに
よる腐食に抵抗する合金の中では好適なものであるが、
合金インコネル（Ｒ）９２５に比してｐＨd が低く、イ
ンコネル（Ｒ）６２５に比してｐＨd は大である（図１
参照）。
０．３±０．１）によって得られ、一方鋳造品Ｂおよび
Ｃも同様に機能し（ｐＨd ＝０．４±０．１）、割れに
よる腐食に抵抗する合金の中では好適なものであるが、
合金インコネル（Ｒ）９２５に比してｐＨd が低く、イ
ンコネル（Ｒ）６２５に比してｐＨd は大である（図１
参照）。
【００３２】３．機械的性質に関しては、鋳造品Ｃは明
らかに他の二つに比して優れている（次の表参照）：鋳
造品ＡおよＢは時効状態においては比較的脆くなる特性
を有している：曲げによる衝撃試験において、ＫＶ試験
片によって吸収される破壊エネルギー（ＫＶ衝撃エネル
ギー）は、強さのレベルが１０００ＭＰａ以上であるに
もかかわらず、３０Ｊを超えない；これら二つの鋳造品
は大きな硬化ポテンシャルを有する。
らかに他の二つに比して優れている（次の表参照）：鋳
造品ＡおよＢは時効状態においては比較的脆くなる特性
を有している：曲げによる衝撃試験において、ＫＶ試験
片によって吸収される破壊エネルギー（ＫＶ衝撃エネル
ギー）は、強さのレベルが１０００ＭＰａ以上であるに
もかかわらず、３０Ｊを超えない；これら二つの鋳造品
は大きな硬化ポテンシャルを有する。
【００３３】これに反し、鋳造品Ｃは曲げ衝撃試験にお
いては多量のエネルギーを吸収し、強さのレベルが増加
するに連れてエネルギーの量は逐次減少する：したがっ
て弾性限度Ｒｐ0.2 の妥協点を、曲げ衝撃試験において
吸収される破壊エネルギーに、正確に調節することがで
きる。
いては多量のエネルギーを吸収し、強さのレベルが増加
するに連れてエネルギーの量は逐次減少する：したがっ
て弾性限度Ｒｐ0.2 の妥協点を、曲げ衝撃試験において
吸収される破壊エネルギーに、正確に調節することがで
きる。
【００３４】６５０ＭＰａなる弾性限度Ｒｐ0.2 に対し
ては、曲げ衝撃試験においてＫＶ試験片によって吸収さ
れる破壊エネルギーはまだ７０Ｊであった。６２０℃、
６５０℃、６８０℃、７２０℃および７６０℃において
行われた恒温時効化は、硬化がすでに７６０℃において
起ることを示している。さらにこの温度においては、機
械的強さのレベルを選択し、産業条件下の処理に妥協す
るＲｐ0.2 ／衝撃破壊エネルギーを最適化し得るように
するためには、硬化速度はまだ十分に緩やかである（数
時間）。
ては、曲げ衝撃試験においてＫＶ試験片によって吸収さ
れる破壊エネルギーはまだ７０Ｊであった。６２０℃、
６５０℃、６８０℃、７２０℃および７６０℃において
行われた恒温時効化は、硬化がすでに７６０℃において
起ることを示している。さらにこの温度においては、機
械的強さのレベルを選択し、産業条件下の処理に妥協す
るＲｐ0.2 ／衝撃破壊エネルギーを最適化し得るように
するためには、硬化速度はまだ十分に緩やかである（数
時間）。
【００３５】７６０℃における平坦域に続く、オーブン
内の冷却に続いて、ガンマ・プライム相の析出範囲以下
の恒温（＝６２０℃）に維持することにより、全析出量
を増加させることができる。
内の冷却に続いて、ガンマ・プライム相の析出範囲以下
の恒温（＝６２０℃）に維持することにより、全析出量
を増加させることができる。
【００３６】周囲温度以下の温度範囲においては、衝撃
時に合金によって吸収される曲げエネルギーは、温度に
対しては比較的鈍感である：特に延性／脆性遷移は認め
られない。
時に合金によって吸収される曲げエネルギーは、温度に
対しては比較的鈍感である：特に延性／脆性遷移は認め
られない。
【００３７】４．顕微鏡組織を観察すれば、鋳造品Ａお
よびＢ、特に元素ニオブの大部分が偏析し、その組織が
かなり不均質であり、再吸収の困難であることがわか
る。これに反し、鋳造品Ｃは完全に均質である。
よびＢ、特に元素ニオブの大部分が偏析し、その組織が
かなり不均質であり、再吸収の困難であることがわか
る。これに反し、鋳造品Ｃは完全に均質である。
【００３８】
【表２】
【００３９】＊表２の注釈：熱処理 −Ａ＝周囲温度 V :980℃/1.5 h/A＋760 ℃/8 h,at 100 ℃/h to 620 ℃
/4 h/A VI:980℃/1.5 h/A＋760 ℃/3 h/A＋650 ℃/4 h/A Ｒｍ＝最大強さ Ｒｐ0.2 ＝通常の０．２％弾性限度 Ａ５ｄ，Ａ４ｄ ＝４ｄおよび５ｄを基礎とする百分率
で表わした伸び（ただし、ｄ＝試験片の直径） Ｚ＝ストリクション（ｓｔｒｉｃｔｉｏｎ） ＢＨＺ＝ブリネル硬度数
/4 h/A VI:980℃/1.5 h/A＋760 ℃/3 h/A＋650 ℃/4 h/A Ｒｍ＝最大強さ Ｒｐ0.2 ＝通常の０．２％弾性限度 Ａ５ｄ，Ａ４ｄ ＝４ｄおよび５ｄを基礎とする百分率
で表わした伸び（ただし、ｄ＝試験片の直径） Ｚ＝ストリクション（ｓｔｒｉｃｔｉｏｎ） ＢＨＺ＝ブリネル硬度数
【図１】ある種の鋼および合金のデ・パッシベーション
ｐＨを示す図。
ｐＨを示す図。
Claims (16)
- 【請求項１】 特に重量％で次の成分よりなる合金組
成： Ｎｉ：４２％〜４９％； Ｍｏ：３．８％〜５％； Ｃｒ：１９．５％〜２２．５％； Ｃｕ：１．０％〜１．５％； Ｃ ：０．０２０％未満； Ｔｉ：１．５％〜２．５％； Ａｌ：０．５％〜１％； Ｍｎ：０．１％未満； Ｓｉ：０．１％未満； Ｓ ：０．０１０％未満； Ｐ ：０．０２０％未満； 残部：鉄および不純物。 - 【請求項２】 重量％で次の成分よりなる、請求項１記
載の合金組成： Ｎｉ：４６％〜４８％； Ｍｏ：３．８％〜４．５％； Ｃｒ：２０％〜２２％； Ｃｕ：１％〜１．５％； Ｃ ：０．０２０％未満； Ｔｉ：１．７％〜２．２％； Ａｌ：０．５％〜０．８％； Ｍｎ：０．１％未満； Ｓｉ：０．１％未満； Ｓ ：０．０１０％未満； Ｐ ：０．０２０％未満； 残部：鉄および不純物。 - 【請求項３】 さらに重量％で０．５％を超えないタン
グステンおよび（または）ニオブを含む、請求項１記載
の合金。 - 【請求項４】 使用前に、請求項１に記載された組成の
合金を変態させる方法で、合金が９８０℃〜１０５０℃
の温度範囲で溶体化され、周囲温度まで急速に冷却さ
れ、次に７６０℃〜６２０℃の範囲で時効によって硬化
される方法。 - 【請求項５】 使用前に、請求項１に記載された組成の
合金を変態させる方法で、合金が９８０℃〜１０５０℃
の温度範囲で溶体化され、７６０℃まで制御的に冷却さ
れ、随意に前記温度に維持され、毎時１００℃を超えな
い冷却速度で６２０℃まで冷却され、６２０℃に維持さ
れ、次いで周囲温度まで冷却される方法。 - 【請求項６】 使用前に、請求項１に記載された組成の
合金を変態させる方法で、合金が９８０℃〜１０５０℃
の温度範囲で溶体化され、周囲温度まで冷却され、次い
で７６０℃〜６２０℃の温度範囲で１回以上の時効操作
が実施される方法。 - 【請求項７】 合金が厚さ１ｍｍ当り２分間に亙って、
その温度に維持されつつ溶体化され、構成部材の寸法に
応じて水、油または空気によって急速に冷却され、かつ
合金が段階または各サイクル内で、時効化に対する平坦
域に維持され、相次ぐサイクル間で周囲温度に復帰せし
められる時間の長さが、２〜２４時間の範囲内にある、
請求項４記載の合金を変態させる方法。 - 【請求項８】 合金が厚さ１ｍｍ当り２分間に亙って、
その温度に維持されつつ溶体化され、構成部材の寸法に
応じて水、油または空気によって急速に冷却され、かつ
合金が段階または各サイクル内で、時効化に対する平坦
域に維持され、相次ぐサイクル間で周囲温度に復帰せし
められる時間の長さが、２〜２４時間の範囲内にある、
請求項５記載の合金を変態させる方法。 - 【請求項９】 合金を厚さ１ｍｍ当り２分間に亙って、
その温度に維持されつつ溶体化され、構成部材の寸法に
応じて水、油または空気によって急速に冷却され、かつ
合金が段階または各サイクル内で、時効化に対する平坦
域に維持され、相次ぐサイクル間で周囲温度に復帰せし
められる時間の長さが、２〜２４時間の範囲内にある、
請求項６記載の合金を変態させる方法。 - 【請求項１０】 真空中で合金を形成する予備段階を有
し、これに続いて真空中またはスラグの下で消費電極に
よる再溶解が行われる、請求項４記載の合金を変態させ
る方法。 - 【請求項１１】 真空中で合金を形成する予備段階を有
し、これに続いて真空中またはスラグの下で消費電極に
よる再溶解が行われる、請求項５記載の合金を変態させ
る方法。 - 【請求項１２】 真空中で合金を形成する予備段階を有
し、これに続いて真空中またはスラグの下で消費電極に
よる再溶解が行われる、請求項６記載の合金を変態させ
る方法。 - 【請求項１３】 請求項１記載の組成を有する合金によ
って形成される構成部材。 - 【請求項１４】 製油工業に対する管系の一部分、抗口
または他の装置を構成する、請求項１３記載の構成部
材。 - 【請求項１５】 応力による腐食に起因して劣化作用が
発生する環境に対する、請求項１の組成を有する合金の
使用。 - 【請求項１６】 製油工業に対する構成部材の製造時に
おける、請求項１５記載の合金の使用。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33676193A JPH07207401A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | ガンマ・プライム相の析出によって硬化されるＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ四元素ニッケル基合金および、特に製油工業において使用される腐食抵抗方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33676193A JPH07207401A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | ガンマ・プライム相の析出によって硬化されるＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ四元素ニッケル基合金および、特に製油工業において使用される腐食抵抗方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07207401A true JPH07207401A (ja) | 1995-08-08 |
Family
ID=18302466
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33676193A Pending JPH07207401A (ja) | 1993-12-28 | 1993-12-28 | ガンマ・プライム相の析出によって硬化されるＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ四元素ニッケル基合金および、特に製油工業において使用される腐食抵抗方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07207401A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2018111846A (ja) * | 2017-01-10 | 2018-07-19 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐粒界腐食性および耐孔食性に優れる高Ｎｉ合金 |
| JP2019523822A (ja) * | 2016-05-30 | 2019-08-29 | ヌオーヴォ・ピニォーネ・テクノロジー・ソチエタ・レスポンサビリタ・リミタータＮｕｏｖｏ Ｐｉｇｎｏｎｅ Ｔｅｃｎｏｌｏｇｉｅ Ｓ．Ｒ．Ｌ． | ターボ機械部品の製造方法、それによって得られる部品およびそれを備えたターボ機械 |
| CN113584381A (zh) * | 2021-07-05 | 2021-11-02 | 重庆材料研究院有限公司 | 高强度含铜Ni-Fe-Cr基时效硬化型耐蚀合金及其电渣重熔的方法 |
-
1993
- 1993-12-28 JP JP33676193A patent/JPH07207401A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2019523822A (ja) * | 2016-05-30 | 2019-08-29 | ヌオーヴォ・ピニォーネ・テクノロジー・ソチエタ・レスポンサビリタ・リミタータＮｕｏｖｏ Ｐｉｇｎｏｎｅ Ｔｅｃｎｏｌｏｇｉｅ Ｓ．Ｒ．Ｌ． | ターボ機械部品の製造方法、それによって得られる部品およびそれを備えたターボ機械 |
| JP2018111846A (ja) * | 2017-01-10 | 2018-07-19 | 山陽特殊製鋼株式会社 | 耐粒界腐食性および耐孔食性に優れる高Ｎｉ合金 |
| CN113584381A (zh) * | 2021-07-05 | 2021-11-02 | 重庆材料研究院有限公司 | 高强度含铜Ni-Fe-Cr基时效硬化型耐蚀合金及其电渣重熔的方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4245698A (en) | Superalloys having improved resistance to hydrogen embrittlement and methods of producing and using the same | |
| US4788036A (en) | Corrosion resistant high-strength nickel-base alloy | |
| KR100613943B1 (ko) | 시효-경화가능 내식성 Ｎｉ-Ｃｒ-Ｍｏ 합금 | |
| US5556594A (en) | Corrosion resistant age hardenable nickel-base alloy | |
| JP2020510139A (ja) | 高窒素、多主要元素、高エントロピーの耐食性合金 | |
| JP5357410B2 (ja) | 複合型の耐食性ニッケル合金 | |
| KR20050044557A (ko) | 슈퍼 오스테나이트계 스테인레스강 | |
| JPS6358213B2 (ja) | ||
| JP2017524830A (ja) | ニッケル−クロム−鉄−モリブデン耐食合金、製品およびそれらの製造方法 | |
| EP1270755A1 (en) | Aging treatment for Ni-Cr-Mo alloys | |
| AU2011325609A1 (en) | Ni-Fe-Cr-Mo alloy | |
| WO2000024944A1 (en) | High strength corrosion resistant fe-ni-cr alloy | |
| EP3115472A1 (en) | Method for producing two-phase ni-cr-mo alloys | |
| JP2003113434A (ja) | 耐高温硫化腐食特性に優れる超耐熱合金およびその製造方法 | |
| JPS6211058B2 (ja) | ||
| JPS625977B2 (ja) | ||
| AU666784B2 (en) | Nickel based alloy in the quaternary Ni-Fe-Cr-Mo system hardened by precipitation of the gamma prime phase and withstanding modes of corrosion to be found, in particular, in the oil industry | |
| Schmidt et al. | Custom age 625® plus alloy—A higher strength alternative to alloy 625 | |
| JPH07207401A (ja) | ガンマ・プライム相の析出によって硬化されるＮｉ−Ｆｅ−Ｃｒ−Ｍｏ四元素ニッケル基合金および、特に製油工業において使用される腐食抵抗方法 | |
| JP2002235134A (ja) | 強度と靭性に優れた耐熱合金および耐熱合金部品 | |
| Rebak et al. | Effect of thermal treatment on the localized corrosion behavior of alloy 718 (UNS N07718) | |
| JPS586927A (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度油井管の製造法 | |
| Mannan et al. | A new Ni-base superalloy for oil and gas applications | |
| Mannan et al. | A new high strength corrosion resistant alloy for oil and gas applications | |
| Shoemaker et al. | Processing and fabricating alloy 825 for optimized properties and corrosion resistance |