JPS61223155A - 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 - Google Patents
高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法Info
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- JPS61223155A JPS61223155A JP6416485A JP6416485A JPS61223155A JP S61223155 A JPS61223155 A JP S61223155A JP 6416485 A JP6416485 A JP 6416485A JP 6416485 A JP6416485 A JP 6416485A JP S61223155 A JPS61223155 A JP S61223155A
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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】
（産業上の利用分野）
本発明は、腐食環境下、特に硫化水素、二酸化炭素およ
び塩素イオンの１種または２種以上を含む環境下におい
て良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性を示す高
強度、高靭性ニッケル基合金およびその製造法に関する
。 （従来の技術） 従来、油井、化学工業、地熱発電等の設備用の構６
造材などのように、高強度でかつ高耐食性を要
求される金属部材は（固溶強化）＋（冷間加工強化）に
よって強度上昇をはかるものが大半であったため冷間加
工等が施せないような複雑なあるいは特殊な形状を有す
る金属部材にあっては、上述のような従来の手段では強
度上昇が困難であった。 一方、特殊形状の部材にも通用できる強度上昇手段とし
て従来より知られている手段は合金組成としてＴｉおよ
びＡｌあるいはＮｂを添加してＮｉ ｓ （Ｔｉ、鮫
）を主体とする金属間化合物Ｄ’相）あるいはＮｉ３Ｎ
ｂを主体とする金属間化合物（Ｔ”相）を析出させるこ
とである。このような析出強化を利用したちのとしでは
、すでに、インコネル−７１８、インコネルＸ−７５０
（商品名）等のＮｉ基合金があるが、これらの従来の合
金では低Ｃｒｘ高ＴｉであるためＮｉ ３ Ｔｉが析出
し耐食性の劣化は免れない。例えばインコネル−７１８
等はＮｂ、 Ｔｉ、 Ａｌ添加によるＴ゛およびｒ”析
出強化型Ｎｉ基合金であって、Ｔ”相による析出強化を
主体としているが、かなりのＴｉｌを含み、Ｎｉ ３
Ｔｉが析出するため耐食性は必ずしも良好でなかった。 本発明はＳＬ Ｍｎの微量調整によってＴｉ添加系の従
来合金の耐食性を改善をしようとするものであるが、そ
の他、以下のようなものが文献上提案されている。 すなわち、特公昭５９−２４１７４号公報にはサワー油
井において使用される油井管用合金としてＮｉ：３８〜
４６％、 Ｃｒ ： １９．５〜２３．５％、Ｍｏ
： ２．５〜３．５％、 Ｃｕ ： １．５〜３％、
Ｔｉ１ｌ〜３％、 Ａｌ ： ０．０５〜１．５％
、Ｃ：０．１５％以下、 残部Ｆｅから成るＮｉ Ｃｒ Ｍｏ−Ｃｕ−Ｆｅ合
金が開示されているが、これはＳｉおよびＭｎについて
通常の不純物として取り扱っているにすぎない、またＮ
ｉ量についても比較的低く、具体的に開示されている組
成においてはほぼ４３％以下であり、同じ＜Ｂ（ボロン
）添加が必須となっている。しかも耐食性については具
体的に何ら開示していない。 また、特開昭５９−８３７３９号公報にはＣ： ０．０
６％以下、 Ｓｔ ： ０．７％以下、Ｍｎ ：
１．２０％以下 Ｃｒ ： １５．０〜２５．０
％、Ａ（２：０．１〜１．６％、 Ｔｉ ： １．０
〜１．６％、Ａｌ ＋Ｔｉ ： １．５〜２．５％、Ｍ
ｏ ： １５％以下、Ｗ：２０％以下、 Ｍｏ＋
Ｗ：２５％以下、Ｆｅ ： ３５％以下である高強度Ｎ
ｉ基合金が開示されている。しかし、この場合にもＳｉ
およびＭｎについては通常の不純物として取り扱ってい
るにすぎない。Ａｌ、Ｔｉはγ′型の金属間化合物を生
成して強度向上に寄与するものであり、両者は合金元素
として添加される。 さらに、特開昭５９−８３７４０号には、Ｃｒ：２１〜
２６％以下、 Ｆｅ ： １３〜２４％、Ｍｏ：５〜
８％、 Ｃｕ ： １．５〜２．５％、Ｍｎ ：
０．１〜１．０％、 Ｗ ： ０．１〜１．５％、
Ｔｉ、 Ｎｂ５Ｚｒｓ ＶおよびＨｆの少なくとも１種
： ０．０５〜０．５％、残部Ｎｉから成る耐粒界腐食
性にすぐれたＮｉ基合金が開示されているが、これはＴ
゛もしくはＴ”型析出強化型ではなく 、７１％ Ｎｂ
、 Ｚｒ、 ｖおよびＩｆは炭化物を形成することによ
ってその粒界析出を阻止し、もって耐粒界腐食性を改善
するものである。 （発明が解決しようとする問題点） ところで、油井、化学工業および地熱発電環境等のよう
に硫化水素、二酸化炭素および塩素イオンの１種または
２種以上含有する環境下で使用される材料に対しては高
強度・高靭性とともにすぐれた耐食性、すなわち耐応力
腐食割れ性および耐水素割れ性が要求される。このよう
な用途に構造材として使用される材料の場合、板あるい
は管のように比較的成形の容易なものは冷間加工によっ
て強度上昇をはかることが望ましいが、バルブ、継手、
配管等で冷間加工の施せないような特殊形状を有するも
のについては析出強化によって強度上昇をはからなけれ
ばならない。 しかしながら、ＴｉおよびＡｌ添加によるγ′析出強化
型Ｎｉ基合金が大半を占めている上述のような従来の析
出強化合金では、本発明者らの研究の結果によれば、本
質的に耐食性の劣化し易いことが判明した。 （問題点を解決するための手段） 本特許出願人は上記析出強化型Ｎｉ基合金における耐食
性を改善する方法として、従来のＴｉ添加系に代えて、
Ｎｂ単独添加系（特願昭５８−１０９４２２号）および
Ｎｂ−Ａｌ複合添加系（特願昭５８−２１７７７４号）
さらにはＴｉ −（Ｎｂ、 Ａ（２）複合添加系（特願
昭５９−２４１７８５号）を採用することをそれぞれ開
示した。 ここに、本発明者らはさらに研究を続けたところ、Ｔｉ
添加系にあってもＳｉｓ Ｍｎの微量調整によって耐食
性を飛躍的に向上できるばかりか、靭性の向上もはかれ
ることを見い出した。すなわち、Ｔｉ添加系の析出強化
型Ｎｉ基合金にあって０．４％＜ＴｉＳ２．０％の範囲
内でＳｉおよびＭｎの含有量をＳｉｓ０．１５％、０．
３０％≦Ｍｎ≦２．０％に制限することによって粒界強
度の向上が可能となり、これに伴って耐食性が向上する
ばかりか、靭性をも向上できることを見い出し、本発明
を完成した。 ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ： ０．０５０％以下、 Ｓｉ ： ０．１５％以下
、Ｍｎ ： ０．３０〜２．０％、 Ｎｉ ： ４５〜
８０％、Ｃｒ ： １８〜２７％、 Ｔｉ ： ０
．４０超〜３．０％、Ｍｏ ： ２．５〜５．５％およ
びＷ：１１％以下の少なくとも１種ただし、２．５％≦
Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ ： ０．３０％以下
、 Ｐ ： ０．０２５％以下、 Ｓ ： ０．００５０％
以下、Ｎ ： ０．０５０％以下、 さらに必要により、Ｃｕ ： ２．０％以下およびｃｏ
：１５％以下の少なくとも１種、および／または１？Ｅ
Ｍ ：ｏ、ｌｏ％以下、？Ｌｇ：０．１０％以下、Ｃａ
： ０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少な
くとも１種、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金である。 さらに、本発明は、 重量％で、 Ｃ： ０．０５０％以下、 Ｓｉ ： ０．１５％以下
、Ｍｎ ： ０．３０〜２．０％、 Ｎｉ ： ４５〜
６０％、Ｃｒ ： １８〜２７％、 Ｔｉ ： ０．
４０％超、３．０％以下、Ｎｏ ： ２．５〜５．５％
およびＷ ： １１％以下の少なくとも１種ただし、２
．５％≦Ｍｏ＋！４Ｗ≦５．５％、Ａｌ ： ０．３０
％以下、 Ｐ ： ０．０２５％以下、 Ｓ ： ０．００５０％
以下、Ｎ ： ０．０５０％以下、 さらに必要により、Ｃｕ ： ２．０％以下およびＣｏ
：１５％以下の少なくとも１種、および／またはＲＥＭ
：０．１０％以下、 Ｍｇ ： ０．１０％以下、
Ｃａ ： ０．１０％以下およびＹ ： ０．２０％以
下の少なくとも１種、 残部Ｆｅおよび付随不純物 からなる組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上に熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持後空冷以上の冷却速度で
冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２００時間
の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから成る、
耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた高耐食
性Ｎｉ基合金の製造法である。 （作用） 以下に本発明にあって合金組成および加工条件を上述の
ように限定した理由についてさらに詳しく説明する。 １）化学成分 Ｃ：析出強化の妨げとなり、また、０．０５０％を超え
るとＮｂＣ、ＴｉＣ等の介在物量が増加し延性、靭性、
耐食性が劣化する。好ましくはＣ５０，０２０％である
がＣ５０，０１０％では延性、靭性および耐食性はさら
に向上する。 Ｓｉ ： Ｓｉは脱酸剤として有効なため通常添加され
るが、多量に添加するとσ、μ、ＰｓＬａｖｅｓ相など
の延性、靭性、耐食性にたいして好ましくない金属間化
合物（以下ＴＣＰ相と称する）を生成し易くなると考え
られていた。ところが本発明者らによりＳｉにはさらに
炭化物、窒化物、炭窒化物等の粒界析出を促進する効果
が見い出された。ある場合にはＳｉのこの効果が有効と
なるが、更に研究の結果、むしろ本合金系ではＭｎとの
組合せでＳｉｓ０．１５％に制限することによってＴｉ
の関与した上述のような粒界析出を抑制することが可能
となり、耐食性ばかりか靭性をも向上できることが判明
した。好ましくは０．０１０〜０．１０％である。 Ｍｎ ： Ｍｎは通常脱硫剤として添加するが、ＴＣＰ
相生成を促進する場合があるため多量添加は望ましくな
い。ところ力＜ＭｎにはＳｔと全く逆の効果のあること
が判明し、Ｍｎ＜０．３０％の範囲ではかえって粒界析
出を促進する場合がある。この粒界析出の抑制とＴＣＰ
相生成の抑制を考慮して０．３０％≦Ｍｎ≦２゜０％と
する。好ましくは０．６０％≦Ｍｎ≦１．００％である
。 添付図面は同図に示す如きＳｉｓ Ｍｎ量を変化させた
Ｎｉ基合金について本発明の製法により強度レベルを降
伏点７０ ｋｇｆ ／ ｍ！ （室温）に調整して下記
条件により耐食性試験を行った結果である。 耐応力腐食割れ試験： ２０％ＮａＣｌ−１５ａｔ＃Ｈ２Ｓ −１０ａｔｍ Ｃ
ｏ ２ 。 ２５０℃Ｘ７２０ｈ 耐水素割れ試験： ＮＡＣＥ条件（５％ＮａＣｌ−０，５％ＣＨ３Ｃ００）
ｌ −Ｉａｔｍ ｌ（２Ｓ＋ ２５℃） 図示結果より明らかなように上記ＳＩ％ Ｍｎ量が耐食
性に好ましいことが分かる。 Ｎｉ：本発明における合金はオーステナイト基地にγ１
相を時効により析出し強化することを
基本としており、ＣｒおよびＭＯＳＦｅ５Ｃｏの添加量
をバランスさせることによってＴＣＰ相を生成しないよ
うにオーステナイト基地を安定化するに足るＮｉ量が必
要であり、そのためにはＮｉ２４５％となる。またＮｉ
が６０％を越えると耐水素割れ性が著しく劣化するため
Ｎｉ５６０％が望ましいが、好ましくは、強度、靭性を
共に満足させる範囲として５０％≦Ｎｉ≦５５％とする
。 Ｃｒ ： Ｍｏとともに耐食性を向上させる。このため
には１８％以上必要であるが、２７％を越えると熱間加
工性が低下し、さらにＴＣＰ相が生成し易くなる。 好ましくは、Ｃｒは２２〜２７％である。 Ｔｉ ： ＴｉはＮｉ ３ ＴｉのＴ°相を形成し強度
上昇に寄与する。従来Ｔｉは０．４０％を越えて添加す
るとＮｉ ３ Ｔｉを形成し耐食性、特に耐水素割れ性
を著しく劣化させることが判明していたが、本発明にあ
っては前述のようにＳｉｘ Ｍｎ量の微量調整によりＴ
ｉ Ｏ，４０％を越えて添加することによって耐食性を
劣化させることなく強度上昇に寄与しうるのである。し
かしながら、３．０％を越えてＴｉを添加すると靭性の
° 低下が著しくなる可能性があるため、０．４０％
＜ＴｉＳ２．０％とする。 ＭＯ％ Ｗ ：これらの元素はＣｒとの共存によって特
に耐孔食性を向上させる。この効果は例えばＮｏ ２．
５％以上の添加で顕著となるがＣｒ同様多量添加するこ
とによってＴＣＰ相が生成し易くなることからＮ。 ５．５％以下の添加が望ましい、ＷはＭｏと同様な作用
を示すが、同じ効果を得るにはＭｏ量の２倍量の添加を
要する。したがって、その割合で所要Ｎａ量を少なくと
も一部Ｗで置換しても良い。Ｗは１１％を越えて添加す
るとＭｏと同様に上述のような金属間化合物が生成し易
くなることから、１１％以下に制限する。よって、本発
明にあっては、Ｍｏ ： ２．５〜５．５％およびＷ：
１１％以下の少なくとも１種（ただし、２．５％≦Ｍｏ
＋１／２Ｗ≦５．５％）を添加する。 これらの範囲を外れると耐食性改善が十分でなく、また
延性、靭性が劣化する。 Ａｌ ： Ａｌは有効な脱酸剤として添加するが、その
効果は０．３０％を超えると飽和するため、本発明にあ
ってはＡｌ≦０．３０％とする。 Ｐ、Ｓ：Ｐ、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、耐食性も劣化するため、本発明にあ
ってはＰ≦０．０２５％、Ｓ−０，００５０％、好まし
くは、熱間加工性をさらに向上させるためＳ≦０．００
１０％とする。 ＮＵＮは介在物量を増加させ材料特性の異方性の要因と
なるため、Ｎ≦０．０５０％とするが、延性、靭性をさ
らに飛躍的に向上させるためには好ましくはＮ≦０．０
１０％とする。 Ｆｅ ： Ｎｉ添加とのバランスにより析出強化を促進
するため適当量必要であり、合金組成の残部は付随不純
物を除いてＦｅである。好ましくは、３．０％≦Ｆｅ≦
２５％とする。 Ｃｕ：耐食性の向上に有効であるが、その効果は２．０
％を越えると飽和するためＣｕ≦２．０％とする。
Ｃｏ ： ＣｏもＣｕと同様に耐食性を向上する効
果を有するが、さらにＣｏの場合、特に耐水素割れ性を
向上させる。さらにＮｌ５ＦｅとのバランスによりＴ′
相の析出を促進し強度上昇にも寄与するため、Ｃｏ５１
５％の範囲で添加するが、これ以上添加するとＴＣＰ相
が生成し易くなる。 ＲＥＭ、Ｍｇ、 Ｃａｓ Ｙ ：これらの元素はす（
なくとも１種の微量添加により熱間加工性を向上させる
がそれぞれ０．１０％、０．１０％、０．１０％および
０．２０％の各上限を越えると逆に低融点化合物を生成
し易くなり加工性が低下する。 蔓の他： Ｂ ％ Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ等は微量では本発
明により得られる合金の特性に何ら影響を与えないので
不純物としてそれぞれ０．１０％まで許容されるがこの
上限を越えると加工性あるいは耐食性が劣化する。 ２）熱間加工 本発明合蚕におけるようにＴｉ、Ｍｏを添加した場合、
凝固時に粒界部に低融点化合物が生成し易くなる傾向が
あり、熱間加工時の加熱温度および加工温度範囲を制限
する必要がある゛。熱間加工の開始温度が１２００℃を
越えると粒界の脆弱化がみられる。一方、仕上げ温度が
８００℃未満では加工が困難になる。本発明では、した
がって、１２００〜８００℃の温度範囲、好ましくは、
１１５０〜８５０℃で熱間加工を行う。 さらにＴＩ％ＭＯ等は凝固時におけるマクロ偏析の原因
になり易く、このような偏析が製品においても残存する
と厚肉材等では靭性および耐食性劣化の要因となる。こ
のためインゴットから製品までの熱間加工度を断面減少
率で５０％以上としてＴｉｓ Ｍｏ等のマクロ偏析を防
止する。 、 ３）熱処理 時効によるγ゛相の析出を有効に行わせるためには適切
な溶体化処理が必要であり、そのため本発明にあっては
時効に先だって９００〜１２００℃、好ましくは９５０
〜１１５０℃で３分間〜５．０時間保持後空冷以上の冷
却速度で冷却する。冷却に際しては特に９００〜５００
℃の間は脆化相が析出し易いのでその間の温度領域は１
０℃／分以上の冷却速度で冷却してそのような脆化相の
析出を抑制するのが望ましい。 ４）時効処理 本合金は時効によりγ“相が母相のオーステナイト基地
に均一に分散析出するため高強度と良好な延性、靭性お
よび耐食性が得られる。時効による析出強化挙動は溶体
化処理条件、さらにはＮ１％Ｃ０１Ｆｅ等の添加量に依
存して種々変化するが、６００℃以上の時効温度で析出
は顕著となる。７５０℃を越える高温時効では過時効と
なりγ゛相の凝集粗大化あるいはＴＣＰ相生成のため強
度・靭性が低下する。時効時間の選択は時効温度によっ
ても種々異なるが有効な析出強化は１時間〜２００時間
で得られる。しかしながら５〜２０時間でも十分強度が
得られる。また時効処理は２回以上施すことも可能で、
その場合２段目以降の時効処理は、その前段の時効処理
後室温付近まで冷却後再加熱によって時効処理を施して
も良いし、前段の時効処理温度から次段の時効処理温度
までそのまま加熱あるいは冷却（炉冷以上の速度）によ
って時効処理を施しても良い。いずれの場合にも強度、
靭性あるいは耐食性に顕著な差は認められない。 か（して、本発明方法によれば、機械的性質として、０
．２％耐力≧６３ ｋｇｆ／シ（好ましくは≧７７ ｋ
ｇｆ／シ）、伸び≧２０％、絞り２３０％および衝撃値
≧５ｋｇｆ−ｍ１０Ｊ （好ましくは≧１０ ｋｇｆ−
ｍ／ｃｄ）を有し、かつ耐食性、つまり、耐応力腐食割
れ性および耐水素割れ性が非常に優れた製品を得ること
ができる。 本発明により得られる合金は、γ゛相の析出強化により
、高い強度を得ることができるので、冷間加工等による
強化法が適用できない油井管用バルブホディのような特
殊形状品であっても、良好な強度、靭性および耐食性を
備えたものを製造すｉことができる。 次に、実施例によって本発明をさらに説明する。 ス１１ 第１表に示す化学組成を有する各合金を調製し、第２表
に示す各熱間加工条件、熱処理条件そして時効処理条件
で析出強化型ニッケル基合金を製造した。 得られた合金の機械的性質および耐食性試験の結果を同
じく第２表にまとめて示す。 なお、各試験条件は下記の通りであった。 ・引張試験： 試験温度 ：室温 試験片形状：直径３．５ｍｍ 、標点間距離２０Ｉｌｌ
トシャルビー試験： 試験温度 ：０℃ 試験片形状： ５ Ｘ１Ｘ１０Ｘ５５．２＋ｍｍ Ｖ
／ ソｆ付・耐応力腐食割れ試験： 腐食溶液 ：２５％Ｎａ Ｃｌ−０，５％ＣＩｌ 、
ＣＣ００Ｈ−１５ａｔ Ｈ２Ｓ −１０ａｔｍ ＣＯ２
溶液のｐＨ：２ 〃 温度 ：２５０℃ 浸漬時間 ：３０日 ・耐水素割れ試験； ＮＡＣＥ条件 ： （５％Ｎａ Ｃｌ−０，５％ｃｏ
３ｃ。 ＯＨＩａｔｍ Ｈ２Ｓ、 ２５℃） 試験片形状：炭素鋼カップリング、ＲＯ，２５Ｕノツチ
付 上記耐応力腐食割れ試験および耐水素割れ試験において
割れのみられなかったものを「Ｏ」、試験後、割れのみ
られたものを「×」で示す。 比較例としては本発明方法において使用する合金の製造
法と処理条件は本発明の範囲内ではあるが、合金成分の
はずれたものを試験隘２５〜３０に示した。 比較例にあってはいずれも強度、延性、靭性あるいは耐
食性のうち１つまたは２つ以上が良好でなかった。 実験Ｎ１１３１〜３６はＴｉ添加系の従来合金について
本発明方法により製造された合金との比較をするため示
したものである。これらの従来合金では強度的に良好な
ものもあるが耐食性が不良であり、そのような耐食性を
改善しようとすれば強度を犠牲にしなければならず、両
者ともに良好なものは得られない。 このようにして本発明におけるごとく合金の成分範囲な
らびに熱間加工、熱処理、時効処理の各条件を選定する
ことによって、耐食性、すなわち、耐応力腐食割れ性お
よび耐水素割れ性の抜群に優れた高強度・高靭性材料が
得られる。
び塩素イオンの１種または２種以上を含む環境下におい
て良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性を示す高
強度、高靭性ニッケル基合金およびその製造法に関する
。 （従来の技術） 従来、油井、化学工業、地熱発電等の設備用の構６
造材などのように、高強度でかつ高耐食性を要
求される金属部材は（固溶強化）＋（冷間加工強化）に
よって強度上昇をはかるものが大半であったため冷間加
工等が施せないような複雑なあるいは特殊な形状を有す
る金属部材にあっては、上述のような従来の手段では強
度上昇が困難であった。 一方、特殊形状の部材にも通用できる強度上昇手段とし
て従来より知られている手段は合金組成としてＴｉおよ
びＡｌあるいはＮｂを添加してＮｉ ｓ （Ｔｉ、鮫
）を主体とする金属間化合物Ｄ’相）あるいはＮｉ３Ｎ
ｂを主体とする金属間化合物（Ｔ”相）を析出させるこ
とである。このような析出強化を利用したちのとしでは
、すでに、インコネル−７１８、インコネルＸ−７５０
（商品名）等のＮｉ基合金があるが、これらの従来の合
金では低Ｃｒｘ高ＴｉであるためＮｉ ３ Ｔｉが析出
し耐食性の劣化は免れない。例えばインコネル−７１８
等はＮｂ、 Ｔｉ、 Ａｌ添加によるＴ゛およびｒ”析
出強化型Ｎｉ基合金であって、Ｔ”相による析出強化を
主体としているが、かなりのＴｉｌを含み、Ｎｉ ３
Ｔｉが析出するため耐食性は必ずしも良好でなかった。 本発明はＳＬ Ｍｎの微量調整によってＴｉ添加系の従
来合金の耐食性を改善をしようとするものであるが、そ
の他、以下のようなものが文献上提案されている。 すなわち、特公昭５９−２４１７４号公報にはサワー油
井において使用される油井管用合金としてＮｉ：３８〜
４６％、 Ｃｒ ： １９．５〜２３．５％、Ｍｏ
： ２．５〜３．５％、 Ｃｕ ： １．５〜３％、
Ｔｉ１ｌ〜３％、 Ａｌ ： ０．０５〜１．５％
、Ｃ：０．１５％以下、 残部Ｆｅから成るＮｉ Ｃｒ Ｍｏ−Ｃｕ−Ｆｅ合
金が開示されているが、これはＳｉおよびＭｎについて
通常の不純物として取り扱っているにすぎない、またＮ
ｉ量についても比較的低く、具体的に開示されている組
成においてはほぼ４３％以下であり、同じ＜Ｂ（ボロン
）添加が必須となっている。しかも耐食性については具
体的に何ら開示していない。 また、特開昭５９−８３７３９号公報にはＣ： ０．０
６％以下、 Ｓｔ ： ０．７％以下、Ｍｎ ：
１．２０％以下 Ｃｒ ： １５．０〜２５．０
％、Ａ（２：０．１〜１．６％、 Ｔｉ ： １．０
〜１．６％、Ａｌ ＋Ｔｉ ： １．５〜２．５％、Ｍ
ｏ ： １５％以下、Ｗ：２０％以下、 Ｍｏ＋
Ｗ：２５％以下、Ｆｅ ： ３５％以下である高強度Ｎ
ｉ基合金が開示されている。しかし、この場合にもＳｉ
およびＭｎについては通常の不純物として取り扱ってい
るにすぎない。Ａｌ、Ｔｉはγ′型の金属間化合物を生
成して強度向上に寄与するものであり、両者は合金元素
として添加される。 さらに、特開昭５９−８３７４０号には、Ｃｒ：２１〜
２６％以下、 Ｆｅ ： １３〜２４％、Ｍｏ：５〜
８％、 Ｃｕ ： １．５〜２．５％、Ｍｎ ：
０．１〜１．０％、 Ｗ ： ０．１〜１．５％、
Ｔｉ、 Ｎｂ５Ｚｒｓ ＶおよびＨｆの少なくとも１種
： ０．０５〜０．５％、残部Ｎｉから成る耐粒界腐食
性にすぐれたＮｉ基合金が開示されているが、これはＴ
゛もしくはＴ”型析出強化型ではなく 、７１％ Ｎｂ
、 Ｚｒ、 ｖおよびＩｆは炭化物を形成することによ
ってその粒界析出を阻止し、もって耐粒界腐食性を改善
するものである。 （発明が解決しようとする問題点） ところで、油井、化学工業および地熱発電環境等のよう
に硫化水素、二酸化炭素および塩素イオンの１種または
２種以上含有する環境下で使用される材料に対しては高
強度・高靭性とともにすぐれた耐食性、すなわち耐応力
腐食割れ性および耐水素割れ性が要求される。このよう
な用途に構造材として使用される材料の場合、板あるい
は管のように比較的成形の容易なものは冷間加工によっ
て強度上昇をはかることが望ましいが、バルブ、継手、
配管等で冷間加工の施せないような特殊形状を有するも
のについては析出強化によって強度上昇をはからなけれ
ばならない。 しかしながら、ＴｉおよびＡｌ添加によるγ′析出強化
型Ｎｉ基合金が大半を占めている上述のような従来の析
出強化合金では、本発明者らの研究の結果によれば、本
質的に耐食性の劣化し易いことが判明した。 （問題点を解決するための手段） 本特許出願人は上記析出強化型Ｎｉ基合金における耐食
性を改善する方法として、従来のＴｉ添加系に代えて、
Ｎｂ単独添加系（特願昭５８−１０９４２２号）および
Ｎｂ−Ａｌ複合添加系（特願昭５８−２１７７７４号）
さらにはＴｉ −（Ｎｂ、 Ａ（２）複合添加系（特願
昭５９−２４１７８５号）を採用することをそれぞれ開
示した。 ここに、本発明者らはさらに研究を続けたところ、Ｔｉ
添加系にあってもＳｉｓ Ｍｎの微量調整によって耐食
性を飛躍的に向上できるばかりか、靭性の向上もはかれ
ることを見い出した。すなわち、Ｔｉ添加系の析出強化
型Ｎｉ基合金にあって０．４％＜ＴｉＳ２．０％の範囲
内でＳｉおよびＭｎの含有量をＳｉｓ０．１５％、０．
３０％≦Ｍｎ≦２．０％に制限することによって粒界強
度の向上が可能となり、これに伴って耐食性が向上する
ばかりか、靭性をも向上できることを見い出し、本発明
を完成した。 ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、 Ｃ： ０．０５０％以下、 Ｓｉ ： ０．１５％以下
、Ｍｎ ： ０．３０〜２．０％、 Ｎｉ ： ４５〜
８０％、Ｃｒ ： １８〜２７％、 Ｔｉ ： ０
．４０超〜３．０％、Ｍｏ ： ２．５〜５．５％およ
びＷ：１１％以下の少なくとも１種ただし、２．５％≦
Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ ： ０．３０％以下
、 Ｐ ： ０．０２５％以下、 Ｓ ： ０．００５０％
以下、Ｎ ： ０．０５０％以下、 さらに必要により、Ｃｕ ： ２．０％以下およびｃｏ
：１５％以下の少なくとも１種、および／または１？Ｅ
Ｍ ：ｏ、ｌｏ％以下、？Ｌｇ：０．１０％以下、Ｃａ
： ０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少な
くとも１種、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金である。 さらに、本発明は、 重量％で、 Ｃ： ０．０５０％以下、 Ｓｉ ： ０．１５％以下
、Ｍｎ ： ０．３０〜２．０％、 Ｎｉ ： ４５〜
６０％、Ｃｒ ： １８〜２７％、 Ｔｉ ： ０．
４０％超、３．０％以下、Ｎｏ ： ２．５〜５．５％
およびＷ ： １１％以下の少なくとも１種ただし、２
．５％≦Ｍｏ＋！４Ｗ≦５．５％、Ａｌ ： ０．３０
％以下、 Ｐ ： ０．０２５％以下、 Ｓ ： ０．００５０％
以下、Ｎ ： ０．０５０％以下、 さらに必要により、Ｃｕ ： ２．０％以下およびＣｏ
：１５％以下の少なくとも１種、および／またはＲＥＭ
：０．１０％以下、 Ｍｇ ： ０．１０％以下、
Ｃａ ： ０．１０％以下およびＹ ： ０．２０％以
下の少なくとも１種、 残部Ｆｅおよび付随不純物 からなる組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上に熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持後空冷以上の冷却速度で
冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２００時間
の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから成る、
耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた高耐食
性Ｎｉ基合金の製造法である。 （作用） 以下に本発明にあって合金組成および加工条件を上述の
ように限定した理由についてさらに詳しく説明する。 １）化学成分 Ｃ：析出強化の妨げとなり、また、０．０５０％を超え
るとＮｂＣ、ＴｉＣ等の介在物量が増加し延性、靭性、
耐食性が劣化する。好ましくはＣ５０，０２０％である
がＣ５０，０１０％では延性、靭性および耐食性はさら
に向上する。 Ｓｉ ： Ｓｉは脱酸剤として有効なため通常添加され
るが、多量に添加するとσ、μ、ＰｓＬａｖｅｓ相など
の延性、靭性、耐食性にたいして好ましくない金属間化
合物（以下ＴＣＰ相と称する）を生成し易くなると考え
られていた。ところが本発明者らによりＳｉにはさらに
炭化物、窒化物、炭窒化物等の粒界析出を促進する効果
が見い出された。ある場合にはＳｉのこの効果が有効と
なるが、更に研究の結果、むしろ本合金系ではＭｎとの
組合せでＳｉｓ０．１５％に制限することによってＴｉ
の関与した上述のような粒界析出を抑制することが可能
となり、耐食性ばかりか靭性をも向上できることが判明
した。好ましくは０．０１０〜０．１０％である。 Ｍｎ ： Ｍｎは通常脱硫剤として添加するが、ＴＣＰ
相生成を促進する場合があるため多量添加は望ましくな
い。ところ力＜ＭｎにはＳｔと全く逆の効果のあること
が判明し、Ｍｎ＜０．３０％の範囲ではかえって粒界析
出を促進する場合がある。この粒界析出の抑制とＴＣＰ
相生成の抑制を考慮して０．３０％≦Ｍｎ≦２゜０％と
する。好ましくは０．６０％≦Ｍｎ≦１．００％である
。 添付図面は同図に示す如きＳｉｓ Ｍｎ量を変化させた
Ｎｉ基合金について本発明の製法により強度レベルを降
伏点７０ ｋｇｆ ／ ｍ！ （室温）に調整して下記
条件により耐食性試験を行った結果である。 耐応力腐食割れ試験： ２０％ＮａＣｌ−１５ａｔ＃Ｈ２Ｓ −１０ａｔｍ Ｃ
ｏ ２ 。 ２５０℃Ｘ７２０ｈ 耐水素割れ試験： ＮＡＣＥ条件（５％ＮａＣｌ−０，５％ＣＨ３Ｃ００）
ｌ −Ｉａｔｍ ｌ（２Ｓ＋ ２５℃） 図示結果より明らかなように上記ＳＩ％ Ｍｎ量が耐食
性に好ましいことが分かる。 Ｎｉ：本発明における合金はオーステナイト基地にγ１
相を時効により析出し強化することを
基本としており、ＣｒおよびＭＯＳＦｅ５Ｃｏの添加量
をバランスさせることによってＴＣＰ相を生成しないよ
うにオーステナイト基地を安定化するに足るＮｉ量が必
要であり、そのためにはＮｉ２４５％となる。またＮｉ
が６０％を越えると耐水素割れ性が著しく劣化するため
Ｎｉ５６０％が望ましいが、好ましくは、強度、靭性を
共に満足させる範囲として５０％≦Ｎｉ≦５５％とする
。 Ｃｒ ： Ｍｏとともに耐食性を向上させる。このため
には１８％以上必要であるが、２７％を越えると熱間加
工性が低下し、さらにＴＣＰ相が生成し易くなる。 好ましくは、Ｃｒは２２〜２７％である。 Ｔｉ ： ＴｉはＮｉ ３ ＴｉのＴ°相を形成し強度
上昇に寄与する。従来Ｔｉは０．４０％を越えて添加す
るとＮｉ ３ Ｔｉを形成し耐食性、特に耐水素割れ性
を著しく劣化させることが判明していたが、本発明にあ
っては前述のようにＳｉｘ Ｍｎ量の微量調整によりＴ
ｉ Ｏ，４０％を越えて添加することによって耐食性を
劣化させることなく強度上昇に寄与しうるのである。し
かしながら、３．０％を越えてＴｉを添加すると靭性の
° 低下が著しくなる可能性があるため、０．４０％
＜ＴｉＳ２．０％とする。 ＭＯ％ Ｗ ：これらの元素はＣｒとの共存によって特
に耐孔食性を向上させる。この効果は例えばＮｏ ２．
５％以上の添加で顕著となるがＣｒ同様多量添加するこ
とによってＴＣＰ相が生成し易くなることからＮ。 ５．５％以下の添加が望ましい、ＷはＭｏと同様な作用
を示すが、同じ効果を得るにはＭｏ量の２倍量の添加を
要する。したがって、その割合で所要Ｎａ量を少なくと
も一部Ｗで置換しても良い。Ｗは１１％を越えて添加す
るとＭｏと同様に上述のような金属間化合物が生成し易
くなることから、１１％以下に制限する。よって、本発
明にあっては、Ｍｏ ： ２．５〜５．５％およびＷ：
１１％以下の少なくとも１種（ただし、２．５％≦Ｍｏ
＋１／２Ｗ≦５．５％）を添加する。 これらの範囲を外れると耐食性改善が十分でなく、また
延性、靭性が劣化する。 Ａｌ ： Ａｌは有効な脱酸剤として添加するが、その
効果は０．３０％を超えると飽和するため、本発明にあ
ってはＡｌ≦０．３０％とする。 Ｐ、Ｓ：Ｐ、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、耐食性も劣化するため、本発明にあ
ってはＰ≦０．０２５％、Ｓ−０，００５０％、好まし
くは、熱間加工性をさらに向上させるためＳ≦０．００
１０％とする。 ＮＵＮは介在物量を増加させ材料特性の異方性の要因と
なるため、Ｎ≦０．０５０％とするが、延性、靭性をさ
らに飛躍的に向上させるためには好ましくはＮ≦０．０
１０％とする。 Ｆｅ ： Ｎｉ添加とのバランスにより析出強化を促進
するため適当量必要であり、合金組成の残部は付随不純
物を除いてＦｅである。好ましくは、３．０％≦Ｆｅ≦
２５％とする。 Ｃｕ：耐食性の向上に有効であるが、その効果は２．０
％を越えると飽和するためＣｕ≦２．０％とする。
Ｃｏ ： ＣｏもＣｕと同様に耐食性を向上する効
果を有するが、さらにＣｏの場合、特に耐水素割れ性を
向上させる。さらにＮｌ５ＦｅとのバランスによりＴ′
相の析出を促進し強度上昇にも寄与するため、Ｃｏ５１
５％の範囲で添加するが、これ以上添加するとＴＣＰ相
が生成し易くなる。 ＲＥＭ、Ｍｇ、 Ｃａｓ Ｙ ：これらの元素はす（
なくとも１種の微量添加により熱間加工性を向上させる
がそれぞれ０．１０％、０．１０％、０．１０％および
０．２０％の各上限を越えると逆に低融点化合物を生成
し易くなり加工性が低下する。 蔓の他： Ｂ ％ Ｓｎ、Ｚｎ、Ｐｂ等は微量では本発
明により得られる合金の特性に何ら影響を与えないので
不純物としてそれぞれ０．１０％まで許容されるがこの
上限を越えると加工性あるいは耐食性が劣化する。 ２）熱間加工 本発明合蚕におけるようにＴｉ、Ｍｏを添加した場合、
凝固時に粒界部に低融点化合物が生成し易くなる傾向が
あり、熱間加工時の加熱温度および加工温度範囲を制限
する必要がある゛。熱間加工の開始温度が１２００℃を
越えると粒界の脆弱化がみられる。一方、仕上げ温度が
８００℃未満では加工が困難になる。本発明では、した
がって、１２００〜８００℃の温度範囲、好ましくは、
１１５０〜８５０℃で熱間加工を行う。 さらにＴＩ％ＭＯ等は凝固時におけるマクロ偏析の原因
になり易く、このような偏析が製品においても残存する
と厚肉材等では靭性および耐食性劣化の要因となる。こ
のためインゴットから製品までの熱間加工度を断面減少
率で５０％以上としてＴｉｓ Ｍｏ等のマクロ偏析を防
止する。 、 ３）熱処理 時効によるγ゛相の析出を有効に行わせるためには適切
な溶体化処理が必要であり、そのため本発明にあっては
時効に先だって９００〜１２００℃、好ましくは９５０
〜１１５０℃で３分間〜５．０時間保持後空冷以上の冷
却速度で冷却する。冷却に際しては特に９００〜５００
℃の間は脆化相が析出し易いのでその間の温度領域は１
０℃／分以上の冷却速度で冷却してそのような脆化相の
析出を抑制するのが望ましい。 ４）時効処理 本合金は時効によりγ“相が母相のオーステナイト基地
に均一に分散析出するため高強度と良好な延性、靭性お
よび耐食性が得られる。時効による析出強化挙動は溶体
化処理条件、さらにはＮ１％Ｃ０１Ｆｅ等の添加量に依
存して種々変化するが、６００℃以上の時効温度で析出
は顕著となる。７５０℃を越える高温時効では過時効と
なりγ゛相の凝集粗大化あるいはＴＣＰ相生成のため強
度・靭性が低下する。時効時間の選択は時効温度によっ
ても種々異なるが有効な析出強化は１時間〜２００時間
で得られる。しかしながら５〜２０時間でも十分強度が
得られる。また時効処理は２回以上施すことも可能で、
その場合２段目以降の時効処理は、その前段の時効処理
後室温付近まで冷却後再加熱によって時効処理を施して
も良いし、前段の時効処理温度から次段の時効処理温度
までそのまま加熱あるいは冷却（炉冷以上の速度）によ
って時効処理を施しても良い。いずれの場合にも強度、
靭性あるいは耐食性に顕著な差は認められない。 か（して、本発明方法によれば、機械的性質として、０
．２％耐力≧６３ ｋｇｆ／シ（好ましくは≧７７ ｋ
ｇｆ／シ）、伸び≧２０％、絞り２３０％および衝撃値
≧５ｋｇｆ−ｍ１０Ｊ （好ましくは≧１０ ｋｇｆ−
ｍ／ｃｄ）を有し、かつ耐食性、つまり、耐応力腐食割
れ性および耐水素割れ性が非常に優れた製品を得ること
ができる。 本発明により得られる合金は、γ゛相の析出強化により
、高い強度を得ることができるので、冷間加工等による
強化法が適用できない油井管用バルブホディのような特
殊形状品であっても、良好な強度、靭性および耐食性を
備えたものを製造すｉことができる。 次に、実施例によって本発明をさらに説明する。 ス１１ 第１表に示す化学組成を有する各合金を調製し、第２表
に示す各熱間加工条件、熱処理条件そして時効処理条件
で析出強化型ニッケル基合金を製造した。 得られた合金の機械的性質および耐食性試験の結果を同
じく第２表にまとめて示す。 なお、各試験条件は下記の通りであった。 ・引張試験： 試験温度 ：室温 試験片形状：直径３．５ｍｍ 、標点間距離２０Ｉｌｌ
トシャルビー試験： 試験温度 ：０℃ 試験片形状： ５ Ｘ１Ｘ１０Ｘ５５．２＋ｍｍ Ｖ
／ ソｆ付・耐応力腐食割れ試験： 腐食溶液 ：２５％Ｎａ Ｃｌ−０，５％ＣＩｌ 、
ＣＣ００Ｈ−１５ａｔ Ｈ２Ｓ −１０ａｔｍ ＣＯ２
溶液のｐＨ：２ 〃 温度 ：２５０℃ 浸漬時間 ：３０日 ・耐水素割れ試験； ＮＡＣＥ条件 ： （５％Ｎａ Ｃｌ−０，５％ｃｏ
３ｃ。 ＯＨＩａｔｍ Ｈ２Ｓ、 ２５℃） 試験片形状：炭素鋼カップリング、ＲＯ，２５Ｕノツチ
付 上記耐応力腐食割れ試験および耐水素割れ試験において
割れのみられなかったものを「Ｏ」、試験後、割れのみ
られたものを「×」で示す。 比較例としては本発明方法において使用する合金の製造
法と処理条件は本発明の範囲内ではあるが、合金成分の
はずれたものを試験隘２５〜３０に示した。 比較例にあってはいずれも強度、延性、靭性あるいは耐
食性のうち１つまたは２つ以上が良好でなかった。 実験Ｎ１１３１〜３６はＴｉ添加系の従来合金について
本発明方法により製造された合金との比較をするため示
したものである。これらの従来合金では強度的に良好な
ものもあるが耐食性が不良であり、そのような耐食性を
改善しようとすれば強度を犠牲にしなければならず、両
者ともに良好なものは得られない。 このようにして本発明におけるごとく合金の成分範囲な
らびに熱間加工、熱処理、時効処理の各条件を選定する
ことによって、耐食性、すなわち、耐応力腐食割れ性お
よび耐水素割れ性の抜群に優れた高強度・高靭性材料が
得られる。
添付図面は、本発明の試験結果のデータを示すグラフで
ある。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − ５ｉ （ｗｔ％ン
ある。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − ５ｉ （ｗｔ％ン
Claims (8)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．０％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：０．３０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０
０５０％以下、Ｎ：０．０５０％以下、残部Ｆｅおよび
付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．０％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：０．３０％以下、 Ｃｕ：２．０％以下およびＣｏ：１５％以下の少なくと
も１種、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：
０．０５０％以下、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （３）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．０％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：０．３０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０
０５０％以下、Ｎ：０．０５０％以下、ＲＥＭ：０．１
０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ：０．１０％以
下およびＹ：０．２０％以下の少なくとも１種、残部Ｆ
ｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （４）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．０％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：０．３０％以下、 Ｃｕ：２．０％以下およびＣｏ：１５％以下の少なくと
も１種、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：
０．０５０％以下、 ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ
：０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少なくと
も１種、残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （５）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．０％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：０．３０％以下、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０
０５０％以下、Ｎ：０．０５０％以下、残部Ｆｅおよび
付随不純物 から成る組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上の熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持してから空冷以上の冷却
速度で冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２０
０時間の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから
成る、耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた
高耐食性Ｎｉ基合金の製造法。 - （６）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．０％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ｍ：
０．３０％以下、 Ｃｕ：２．０％以下およびＣｏ：１５％以下の少なくと
も１種、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：
０．０５０％以下、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上の熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持してから空冷以上の冷却
速度で冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２０
０時間の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから
成る、耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた
高耐食性Ｎｉ基合金の製造法。 - （７）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．０％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：０．３０％以下、 ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ
：０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少なくと
も１種、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下
、Ｎ：０．０５０％以下、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上の熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持してから空冷以上の冷却
速度で冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２０
０時間の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから
成る、耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた
高耐食性Ｎｉ基合金の製造法。 - （８）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．０％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：０．３０％以下、 Ｃｕ：２．０％以下およびＣｏ：１５％以下の少なくと
も１種、 ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ
：０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少なくと
も１種、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以
下、Ｎ：０．０５０％以下、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上の熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持してから空冷以上の冷却
速度で冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２０
０時間の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから
成る、耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた
高耐食性Ｎｉ基合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6416485A JPS61223155A (ja) | 1985-03-28 | 1985-03-28 | 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6416485A JPS61223155A (ja) | 1985-03-28 | 1985-03-28 | 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61223155A true JPS61223155A (ja) | 1986-10-03 |
Family
ID=13250147
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6416485A Pending JPS61223155A (ja) | 1985-03-28 | 1985-03-28 | 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61223155A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003089861A (ja) * | 2001-09-18 | 2003-03-28 | Honda Motor Co Ltd | Ｎｉ基合金の製造方法 |
| CN110387488A (zh) * | 2018-04-20 | 2019-10-29 | 北京科大京都高新技术有限公司 | 一种加热炉用高温合金 |
-
1985
- 1985-03-28 JP JP6416485A patent/JPS61223155A/ja active Pending
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003089861A (ja) * | 2001-09-18 | 2003-03-28 | Honda Motor Co Ltd | Ｎｉ基合金の製造方法 |
| JP4512299B2 (ja) * | 2001-09-18 | 2010-07-28 | 本田技研工業株式会社 | Ｎｉ基合金の製造方法 |
| CN110387488A (zh) * | 2018-04-20 | 2019-10-29 | 北京科大京都高新技术有限公司 | 一种加热炉用高温合金 |
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