JPS62158847A - 高耐食性Ｎｉ基合金 - Google Patents
高耐食性Ｎｉ基合金Info
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- JPS62158847A JPS62158847A JP120286A JP120286A JPS62158847A JP S62158847 A JPS62158847 A JP S62158847A JP 120286 A JP120286 A JP 120286A JP 120286 A JP120286 A JP 120286A JP S62158847 A JPS62158847 A JP S62158847A
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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〕
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− ＣＡ’−環
境）よりも更に腐食性が苛酷な、イオウ（Ｓ）がＦｅＳ
やＮｉＳ等の硫化物としてではなく単体として混入する
サワーガス環境下においても良好な、ｆｄ応力腐食割れ
性及び耐水素割れ注を有する油井管用Ｎｉ基合金に関す
るものである。
所謂サワーガス環境（Ｈ２Ｓ −Ｃｏ２− ＣＡ’−環
境）よりも更に腐食性が苛酷な、イオウ（Ｓ）がＦｅＳ
やＮｉＳ等の硫化物としてではなく単体として混入する
サワーガス環境下においても良好な、ｆｄ応力腐食割れ
性及び耐水素割れ注を有する油井管用Ｎｉ基合金に関す
るものである。
近年のエネルギー事情は、油井の深井戸化やサワーガス
環境下での掘井が余儀な（されろ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１討性Ｎｉ基合金が開発され、適
用されるようになってきた（例えば、特開昭５４−１０
７８２８号公報や特開昭５４−１２７８３１号公報参照
）。
環境下での掘井が余儀な（されろ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１討性Ｎｉ基合金が開発され、適
用されるようになってきた（例えば、特開昭５４−１０
７８２８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基合金をもって
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
明らかとなった。
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基合金をもって
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
明らかとなった。
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（Ｃ１−、Ｂｒ−等）と−緒にＨ２ＳやＣＯ２の
腐食性ガスの混在した環境が多くなる傾向にあったが、
地上にて冥施されるこれら環境成分の分析結果によると
、最近、上記腐食性ガスや、水、塩類等にまじってイオ
ウ（Ｓ）が単体（ＦｅＳやＮｉＳ等の硫化物形態をとっ
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ったのである。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Ｈ２
Ｓｘ＝Ｈ２Ｓ＋５ｘ−０ なる式で示される如く、ポリサルファイド（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（％にＨ２Ｓ分圧）の状態によっては、 ４Ｓ＋４Ｈ２０′：３Ｈ２Ｓ＋Ｈ２ｓＯ４なる式の如く
にＳ或いはＨ２Ｓ０４等の形態となっていることも否定
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（Ｃ１−、Ｂｒ−等）と−緒にＨ２ＳやＣＯ２の
腐食性ガスの混在した環境が多くなる傾向にあったが、
地上にて冥施されるこれら環境成分の分析結果によると
、最近、上記腐食性ガスや、水、塩類等にまじってイオ
ウ（Ｓ）が単体（ＦｅＳやＮｉＳ等の硫化物形態をとっ
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ったのである。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Ｈ２
Ｓｘ＝Ｈ２Ｓ＋５ｘ−０ なる式で示される如く、ポリサルファイド（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（％にＨ２Ｓ分圧）の状態によっては、 ４Ｓ＋４Ｈ２０′：３Ｈ２Ｓ＋Ｈ２ｓＯ４なる式の如く
にＳ或いはＨ２Ｓ０４等の形態となっていることも否定
できない。
このうち、Ｈ２ＳｘはＨ２Ｓガスのりザーパ−（貯蔵役
）としてＨ２Ｓ濃度を増大させる働きがあり、一方、Ｈ
２ＳＯ４はｐＨを低下させる働きがある。
）としてＨ２Ｓ濃度を増大させる働きがあり、一方、Ｈ
２ＳＯ４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１本発明者等も
Ｈ２Ｓ−Ｃ０□−ＣＩ！−環境下とＨ２Ｓ−ＣＯ２−Ｃ
Ｊ”−−８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った
が、その結果、イオウ（Ｓ）添加の有無によって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ＥｉＡ斬な解明がなされず、大別して
。
Ｈ２Ｓ−Ｃ０□−ＣＩ！−環境下とＨ２Ｓ−ＣＯ２−Ｃ
Ｊ”−−８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った
が、その結果、イオウ（Ｓ）添加の有無によって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ＥｉＡ斬な解明がなされず、大別して
。
■ Ｈ２Ｓｘ［相］Ｈ２Ｓのリザーバー説式「Ｈ２Ｓ＋
５Ｘ−０：！Ｈ２ＳＸ」に従ってポリサルファイド（Ｈ
２Ｓｘ）が高温環境で発生し、Ｈ２Ｓのリザーバーとし
て働（ので、Ｈ２Ｓｘが材料に接すると高Ｈ２Ｓ環境と
同様の作用をする。
５Ｘ−０：！Ｈ２ＳＸ」に従ってポリサルファイド（Ｈ
２Ｓｘ）が高温環境で発生し、Ｈ２Ｓのリザーバーとし
て働（ので、Ｈ２Ｓｘが材料に接すると高Ｈ２Ｓ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＋４Ｈ２０＝３Ｈ２ｓ＋Ｈ２ｓｏ４」
なる式に従ってＨ２Ｓが発生すると同時にＨ２Ｓ０４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
きなかった。
なる式に従ってＨ２Ｓが発生すると同時にＨ２Ｓ０４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
きなかった。
本発明者等は、上述のような観点から１通常のサワーガ
ス環境（Ｈ２Ｓ −Ｃｏ２− ＣＪ−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合金を提供すべく
更に研究を続けた結果、以下に示される知見を得るに至
ったのである。即ち、（ａｌ 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〈従来のサワーガス環境におけるＮｉ基合金の腐食機
構と異なった腐食形態が存在し、単体Ｓは温度及び圧力
（ｔｆｆにＨ２Ｓ分圧）に依存して「５ｘ−０＋Ｈ２Ｓ
＝Ｈ２Ｓｘ」の反応に従い３態（Ｓ、１． Ｈ２Ｓ及び
Ｈ２Ｓｘ）に変化することとなり、Ｓｘ−□とじて遊離
したイオウ（Ｓ）若しくはＨ２Ｓｘ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、３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灰石式に示さ
れるようなイオウ（Ｓ）の形態変化がほとんど認められ
ず、従って５ｘ−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＋４Ｈ２０＝３Ｈ
２Ｓ＋Ｈ２ＳＯ４」なる灰石もなされて、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。
ス環境（Ｈ２Ｓ −Ｃｏ２− ＣＪ−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合金を提供すべく
更に研究を続けた結果、以下に示される知見を得るに至
ったのである。即ち、（ａｌ 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〈従来のサワーガス環境におけるＮｉ基合金の腐食機
構と異なった腐食形態が存在し、単体Ｓは温度及び圧力
（ｔｆｆにＨ２Ｓ分圧）に依存して「５ｘ−０＋Ｈ２Ｓ
＝Ｈ２Ｓｘ」の反応に従い３態（Ｓ、１． Ｈ２Ｓ及び
Ｈ２Ｓｘ）に変化することとなり、Ｓｘ−□とじて遊離
したイオウ（Ｓ）若しくはＨ２Ｓｘ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、３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灰石式に示さ
れるようなイオウ（Ｓ）の形態変化がほとんど認められ
ず、従って５ｘ−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＋４Ｈ２０＝３Ｈ
２Ｓ＋Ｈ２ＳＯ４」なる灰石もなされて、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。
（ｑ 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耐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１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
オの破壊特性を向上させて孔食の進展を阻止し、３力腐
食割れを未然に防ぐ平文てを講じる必要があること、（
ｄｌ 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。
油井管用材料に十分な耐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１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
オの破壊特性を向上させて孔食の進展を阻止し、３力腐
食割れを未然に防ぐ平文てを講じる必要があること、（
ｄｌ 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Ｍ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腰
皮膜が形成されないこと、 （ｅｌ 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
（ｄｌ項で示した成分調整に加えてＮｂの添加をも実捲
し、これらによって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
であること。
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Ｍ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腰
皮膜が形成されないこと、 （ｅｌ 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
（ｄｌ項で示した成分調整に加えてＮｂの添加をも実捲
し、これらによって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：０．０５超〜０．３０％。
Ｍｎ ： ２．０％以下、 Ｐ：０．０３０％以下
。
。
ｓ：ｏ、ｏｏｓｏ％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％以下であって、力）つ
を満足する量、
Ｃｕ： ０．３０〜３．０％、 Ｃｕ：０％以下。
Ｎｂ ： ０．３０〜３．０％、Ａ７：１．０％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ｉ、ｏ％
以下。
以下。
希止類元素：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及び他の不可透的不純＊：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、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擾れた耐応力腐食割れ性及び１耐
水素割れ性を発揮せしめろようにした点、 に特徴を有するものである。
式を満足する成分組成に構成することにより、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擾れた耐応力腐食割れ性及び１耐
水素割れ性を発揮せしめろようにした点、 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１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。
の炭化物量（但し、ＭはＭｏ、 Ｎｉ 、 Ｃｒ、 Ｗ
等である）が著しく増加し１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ｏ、ｏｉ
ｏ％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。
減することが推奨されるが、特にその含有量をｏ、ｏｉ
ｏ％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成分であるために添加され
るものであるが、多量に添加するとσ９ＰＩＬａｖｅｓ
相等の延性の靭性に対して好貞しくない金属間化合物（
以下、＠ＴＣＰ相”と略称する）を生放しやすくなる。
るものであるが、多量に添加するとσ９ＰＩＬａｖｅｓ
相等の延性の靭性に対して好貞しくない金属間化合物（
以下、＠ＴＣＰ相”と略称する）を生放しやすくなる。
その上、Ｓｉ含有量が特に０．３０％を超えると、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。このような理由で
、Ｓｉ含有量の上限＆０．３０％と定めたが、その含有
量を０．１０％以下にまで低減すれば、炭化物の粒界析
出抑制効果も加わって延性、靭性並びに耐食性が更に向
上する。一方、Ｓｉ含有量を０．０５％以下にまで低減
することは合金製造上面倒な操業な強いられることから
、Ｓｉ含有量は０．０５％を超える範囲と定めた。
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。このような理由で
、Ｓｉ含有量の上限＆０．３０％と定めたが、その含有
量を０．１０％以下にまで低減すれば、炭化物の粒界析
出抑制効果も加わって延性、靭性並びに耐食性が更に向
上する。一方、Ｓｉ含有量を０．０５％以下にまで低減
することは合金製造上面倒な操業な強いられることから
、Ｓｉ含有量は０．０５％を超える範囲と定めた。
つ）Ｍｎ
崗は、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２．０％な超えるとＴＣＰ相生成を促進する
場合があることから、この発明の合金では鳩舎有量を２
．０％以下と定めた。
の含有量が２．０％な超えるとＴＣＰ相生成を促進する
場合があることから、この発明の合金では鳩舎有量を２
．０％以下と定めた。
工）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な低下
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な低下
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
有量な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
有量なこのようなレベルにまで低減するのが良い。
なお、第１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
よって高強度としたものより、平行部が４０ｙ＋ｘφで
ＧＬが３０ｍ５の試験片な採取し、これに対して１０気
圧でＨ２Ｓを飽和させたところのＨ２Ｓ−５％ＮａＣ１
＃Ｈ（２５℃）中にて５ ｍＡ／−の陰極電流な付加し
た状態でＩ Ｘ １０ １／ｓｅｃの定歪速度での引張
試験を行い、その耐水素割れ性な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
よって高強度としたものより、平行部が４０ｙ＋ｘφで
ＧＬが３０ｍ５の試験片な採取し、これに対して１０気
圧でＨ２Ｓを飽和させたところのＨ２Ｓ−５％ＮａＣ１
＃Ｈ（２５℃）中にて５ ｍＡ／−の陰極電流な付加し
た状態でＩ Ｘ １０ １／ｓｅｃの定歪速度での引張
試験を行い、その耐水素割れ性な評価したものである。
また、第２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１０ｙ＋ｚφ、歪み速度： １１７ｓｅ
ｃ ）を行っ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１０ｙ＋ｚφ、歪み速度： １１７ｓｅ
ｃ ）を行って熱間加工性に及ぼす影響を示したもので
ある。
この第１図及び第２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マトリッ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。
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。
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。
力） Ｃｒ
Ｃｒは１Ｍｏ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
生広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
生広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な有しているの
で１種以上添加含有せしめられるもの値で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含含
有鉛２０％を超えたり、Ｗ含有量が５．０％を超えたり
、或いは（Ｍｏ（％）＋當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。従って、Ｍｏと
Ｗの添加においては、Ｍｏは２０％以下、Ｗは５．０％
以下であって、かつ を満足する値にその含有量を定めた。
、特に耐孔食性を著しく向上させる作用な有しているの
で１種以上添加含有せしめられるもの値で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含含
有鉛２０％を超えたり、Ｗ含有量が５．０％を超えたり
、或いは（Ｍｏ（％）＋當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。従って、Ｍｏと
Ｗの添加においては、Ｍｏは２０％以下、Ｗは５．０％
以下であって、かつ を満足する値にその含有量を定めた。
り） 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
Ｃｕｔ７！：含有させてもその効果が飽和してしまうこ
とから、Ｃｏ含有量は０．３０〜３．０％と定めた。
、 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
Ｃｕｔ７！：含有させてもその効果が飽和してしまうこ
とから、Ｃｏ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、
７必ＮＴｉ Ｊｔ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、
７必ＮＴｉ Ｊｔ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０．３０
％未満では上記作用に所望の効果が得られず、一方、３
．０％を超えて含有させろと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０．３０
％未満では上記作用に所望の効果が得られず、一方、３
．０％を超えて含有させろと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３図は、この発明で規定される成分内にてＮｂ
ｉ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）？
８０〜８５ｋｇｆ／−にほぼ一定としたものを用い、４
． Ｏｍφ、ＧＬ：３０＋ｍの試験片を作成した後、２
０％ＮａＣ１−０，５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ−１１／ ｌ
Ｓ −１０ａ ｔｍ Ｈ２Ｓ −２０ａｔｍ ＣＯ２
の溶液（３００℃）中にてＩ Ｘ １０ ｉ／ｓｅｃ
の定歪速度引張試験な行って伸びを測定し、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。
ｉ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）？
８０〜８５ｋｇｆ／−にほぼ一定としたものを用い、４
． Ｏｍφ、ＧＬ：３０＋ｍの試験片を作成した後、２
０％ＮａＣ１−０，５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ−１１／ ｌ
Ｓ −１０ａ ｔｍ Ｈ２Ｓ −２０ａｔｍ ＣＯ２
の溶液（３００℃）中にてＩ Ｘ １０ ｉ／ｓｅｃ
の定歪速度引張試験な行って伸びを測定し、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３図からも、Ｎｂ含有量が０．３０％？超えた場
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。
す） 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％を超えると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％を超えると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１合金の延性−靭性を改善するとともに耐食
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。。
の成分には１合金の延性−靭性を改善するとともに耐食
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
な特徴的な作用とともに説明する。
な特徴的な作用とともに説明する。
＋）Ｃ。
Ｃｏ成分は１％に合金の耐水素割れ性の向上に何効なも
のであるが、その含有量が５．０％？超えるとＴＣＰ相
が生成しやすくなることから。
のであるが、その含有量が５．０％？超えると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。
＋ｉ） Ｖ、 Ｔａ、 Ｚｒ、及びＦ（ｆ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。
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。
セ）希土類元素（ＲＥＭ ） 、 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
金の熱間加工性な向上させる作用を存しているので、必
要により１ ａ以上含胃せしめられるものであるが、希
土類元素含有量が０．１０％な、Ｍｇ含有量が０．１０
％を、Ｃａ含有量が０．１０％を、モしてＹ含有量が０
．２０％をそれぞれ超えた場合には、低融点化合物を生
成しやすくなっ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％以下と一、
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ａｔは０．２０％以下とそれぞれ
定めた。
Ｙこれらの成分は、少なくとも１種の微量添加により合
金の熱間加工性な向上させる作用を存しているので、必
要により１ ａ以上含胃せしめられるものであるが、希
土類元素含有量が０．１０％な、Ｍｇ含有量が０．１０
％を、Ｃａ含有量が０．１０％を、モしてＹ含有量が０
．２０％をそれぞれ超えた場合には、低融点化合物を生
成しやすくなっ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％以下と一、
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ａｔは０．２０％以下とそれぞれ
定めた。
力Ｆｅ
Ｆｅには、合金の強度を確保するとともに、Ｎｉ＆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。
ｊりＣｒ、Ｍｏ及びＷの含有量バランスＨ５−Ｃｏ２−
Ｃｚ−−８環ｊｌｔ、 テノＮｉ 合金ノＭ 出（腐食
）は、 Ｃｒ、 Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｗ、並びＫＣｕ及
びＮｂＫ依存する。即ち、耐食性はこれらの元素から成
る表面皮膜によっ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倍の効果をもっており、このＣｒ、Ｍ
ｏ及びＷが、式 ％式％） をそれぞれ満たすとともに、 Ｃｒが１５〜２５％。
Ｃｚ−−８環ｊｌｔ、 テノＮｉ 合金ノＭ 出（腐食
）は、 Ｃｒ、 Ｎｉ 、 Ｍｏ、 Ｗ、並びＫＣｕ及
びＮｂＫ依存する。即ち、耐食性はこれらの元素から成
る表面皮膜によっ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倍の効果をもっており、このＣｒ、Ｍ
ｏ及びＷが、式 ％式％） を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
％、 Ｎｉが５０％以上であれば、単体イオウ（Ｓ）を
含んだ環境においても６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。
％、 Ｎｉが５０％以上であれば、単体イオウ（Ｓ）を
含んだ環境においても６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 −Ｃ０２−ＣＪ” −Ｓ環
境において十分な耐食性能を示さなくなる。
）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）＜１８０の範囲では、
３００℃以下程度のＨ２Ｓ −Ｃ０２−ＣＪ” −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、この上限値を超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。
、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、この上限値を超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、実施例によって比較例と対比しな
がら説明する。
がら説明する。
まず、第１表に示される化学成分組成の各合金を溶層し
た後、熱間加工によって板材とし、これに１５％糧度の
冷間加工ｔｌｒ：翔して所望の強度（室温での０．２％
耐力にて７０〜１１０ゆｆ／−）な得た。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権した。
た後、熱間加工によって板材とし、これに１５％糧度の
冷間加工ｔｌｒ：翔して所望の強度（室温での０．２％
耐力にて７０〜１１０ゆｆ／−）な得た。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権した。
なお、耐水素割れ試験に供した材料は、３００℃にて１
０００ ｈｒの長時間加熱処理を施した後試験片とした
。
０００ ｈｒの長時間加熱処理を施した後試験片とした
。
囚 引張試験
試験温度：室温、
試験片：４．０龍φで、ＧＬが２０朋。
■） シャルピー衝撃試験
試験温度二〇℃−
試験片：１０ｍｔＸ１０朋×５５朋の２ ｒｔｙｘＶノ
ツチ付、 （Ｃ１耐応力腐食割れ試験 腐食溶液：２０％ＮａＣ１−１１１／ｌ Ｓ −（０−
１ｙ １ ｅ １０ ） ａｔｍ Ｈ２Ｓ−２０ａ
ｌｍ ＣＯ２、 試験温度：３００℃。
ツチ付、 （Ｃ１耐応力腐食割れ試験 腐食溶液：２０％ＮａＣ１−１１１／ｌ Ｓ −（０−
１ｙ １ ｅ １０ ） ａｔｍ Ｈ２Ｓ−２０ａ
ｌｍ ＣＯ２、 試験温度：３００℃。
浸漬時間： ５００ ｈｒ、
付加応カニ１σｙ、
試験片＝１０ｕ幅Ｘ２ｙ＋ｍ厚×７５ｕ長のＲｏ、２５
Ｕノツチ付、 （至）耐水素割れ試験 ＮＡＣＥ条件＝５％ＮａＣ１−０，５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ
−１ａｔｍ Ｈ２Ｓ。
Ｕノツチ付、 （至）耐水素割れ試験 ＮＡＣＥ条件＝５％ＮａＣ１−０，５％ＣＨ３ＣＯ０Ｈ
−１ａｔｍ Ｈ２Ｓ。
試験温度：２５℃、
浸漬時間： ７２０ ｈｒ、
付加厄カニ１σｙ、
試験片：１０龍幅Ｘ２ｍｍ厚×７５朋畏のＲｏ、２５Ｕ
ノツチ付。
ノツチ付。
このようにして得られた試験結果な、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
ったもの”をｒＯＪ、”試験後に割れ又は孔食の発生し
たもの１を「Ｘ」で示した。
ったもの”をｒＯＪ、”試験後に割れ又は孔食の発生し
たもの１を「Ｘ」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
環境下であっ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。
環境下であっ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。
なお、第４図は、これらの結果を、合金の−Ｎｉ含有量
”とｗ″Ｃｒ（％） ＋ １０ Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％
）”との関係で整理したグラフである。この第４図から
も、＠Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）＃の値
が１８０以上でないと十分な耐食性を示さないことが明
瞭である。
”とｗ″Ｃｒ（％） ＋ １０ Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％
）”との関係で整理したグラフである。この第４図から
も、＠Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）＃の値
が１８０以上でないと十分な耐食性を示さないことが明
瞭である。
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
性す仔する油井管用として好適な高強度Ｎｉ基合金が得
られるなど、産業上極めて宵月な効果が得られるのであ
る。
が単体として存在する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
性す仔する油井管用として好適な高強度Ｎｉ基合金が得
られるなど、産業上極めて宵月な効果が得られるのであ
る。
第１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２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？示すグラフ、 第３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。 第４図は、本発明の実施例における腐食試験結果を”Ｎ
ｉ含有量“と”Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％
）″との関係で整理したグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 冨 １） 和 夫 ほか１名羊１ｍ り２図 Ｓ４’肩ｆ（’ｉｆ％） Ｎｉ含有量（重量％）
（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２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？示すグラフ、 第３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。 第４図は、本発明の実施例における腐食試験結果を”Ｎ
ｉ含有量“と”Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％
）″との関係で整理したグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 冨 １） 和 夫 ほか１名羊１ｍ り２図 Ｓ４’肩ｆ（’ｉｆ％） Ｎｉ含有量（重量％）
Claims (4)
- （１）重量割合にて、 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５超〜０．３０％、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．
００５０％以下、Ｎｉ：５０〜６０％、Ｃｒ：１５〜２
５％、 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 １６≦Ｍｏ（％）＋１／２Ｗ（％）≦２０ 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、
耐応力腐食割れ性及び耐水素割れ性に優れた高耐食性Ｎ
ｉ基合金。 - （２）重量割合にて、 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５超〜０．３０％、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．
００５０％以下、Ｎｉ：５０〜６０％、Ｃｒ：１５〜２
５％、 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 １６≦Ｍｏ（％）＋１／２Ｗ（％）≦２０ を満足する量、 Ｃｕ：０．３０〜３．０％、Ｔｉ：２．０％以下、Ｎｂ
：０．３０〜３．０％、Ｃｌ：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、
耐応力腐食割れ性及び耐水素割れ性に優れた高耐食性Ｎ
ｉ基合金。 - （３）重量割合にて、 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５超〜０．３０％、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．
００５０％以下、Ｎｉ：５０〜６０％、Ｃｒ：１５〜２
５％、 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 １６≦Ｍｏ（％）＋１／２Ｗ（％）≦２０ 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、
耐応力腐食割れ性及び耐水素割れ性に優れた高耐食性Ｎ
ｉ基合金。 - （４）重量割合にて、 Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．０５超〜０．３０％、
Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．
００５０％以下、Ｎｉ：５０〜６０％、Ｃｒ：１５〜２
５％、 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 １６≦Ｍｏ（％）＋１／２Ｗ（％）≦２０ 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、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、
耐応力腐食割れ性及び耐水素割れ性に優れた高耐食性Ｎ
ｉ基合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61001202A JPH0674473B2 (ja) | 1986-01-07 | 1986-01-07 | 高耐食性Ｎｉ基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61001202A JPH0674473B2 (ja) | 1986-01-07 | 1986-01-07 | 高耐食性Ｎｉ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62158847A true JPS62158847A (ja) | 1987-07-14 |
| JPH0674473B2 JPH0674473B2 (ja) | 1994-09-21 |
Family
ID=11494874
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61001202A Expired - Lifetime JPH0674473B2 (ja) | 1986-01-07 | 1986-01-07 | 高耐食性Ｎｉ基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0674473B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01235103A (ja) * | 1988-03-15 | 1989-09-20 | Toray Ind Inc | 超伝導材 |
| US5417918A (en) * | 1992-02-06 | 1995-05-23 | Krupp Vdm Gmbh | Austenitic nickel alloy |
| US5529642A (en) * | 1993-09-20 | 1996-06-25 | Mitsubishi Materials Corporation | Nickel-based alloy with chromium, molybdenum and tantalum |
| US6280540B1 (en) * | 1994-07-22 | 2001-08-28 | Haynes International, Inc. | Copper-containing Ni-Cr-Mo alloys |
| DE102009034856A1 (de) * | 2009-07-27 | 2011-02-03 | Thyssenkrupp Vdm Gmbh | Metallischer säurebeständiger Werkstoff |
| JP6990337B1 (ja) * | 2021-10-11 | 2022-02-15 | 日本冶金工業株式会社 | 表面性状に優れたＮｉ基合金およびその製造方法 |
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| 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 JP61001202A patent/JPH0674473B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
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| JP6990337B1 (ja) * | 2021-10-11 | 2022-02-15 | 日本冶金工業株式会社 | 表面性状に優れたＮｉ基合金およびその製造方法 |
| WO2023062856A1 (ja) * | 2021-10-11 | 2023-04-20 | 日本冶金工業株式会社 | 表面性状に優れたＮｉ基合金およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0674473B2 (ja) | 1994-09-21 |
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| Date | Code | Title | Description |
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| EXPY | Cancellation because of completion of term |