JPS631387B2 - - Google Patents
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Landscapes
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
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、高靭性ニツケル基合
金材料の製造法に関する。 従来、油井、化学工業、地熱発電等の設備用の
構造材などのように、高強度でかつ高耐食性を要
求される金属部材は、(固用強化)+(冷間加工強
化)によつて強度上昇をはかるものが大半であつ
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つては、上
述のような従来の手段では強度上昇が困難であつ
た。 一方、特殊形状の部材にも適用できる強度上昇
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Ni3
(Ti、Al)を主体とする金属間化合物(γ′相)あ
るいはNi3Nbを主体とする金属間化合物(γ″相)
を析出させることである。このような析出強化を
利用したものとしては、すでに、インコネール
718、インコネル−750(商品名)等のNi基合金が
あるが、従来の合金では低Cr、高Tiであるため
耐食性が十分でない。例えばインコネル−718等
はNb、Ti、Al添加によるγ′およびγ″析出強化型
Ni基合金でγ″相による析出強化を主体としてい
るが、かなりのTi量を含むため耐食性は十分と
はいえない。 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つ
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つて強度
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
的に耐食性が不良であることを知見した。 例えば、耐応力腐食割れ性の良い合金として特
開昭57−203741号公報の開示するものは、Nbお
よびTi(またはAl)を複合添加しているため時効
処理によりγ′−Ni3(Ti、Al)およびγ″−Ni3Nb
の2つの金属間化合物が主に析出するが、Ti添
加量が多いため過時効となり易く、過時効析出相
としてη−Ni3Tiの金属間化合物が析出すると耐
食性、特に耐水素割れ性が著しく劣化する。この
耐食性を改善するには熱処理条件および時効処理
条件を厳しく制限する必要がある。 また、同様の合金として、特開昭57−123948号
公報記載のものも知られているが、これもTiが
多量に添加されていて耐食性が不良である。Ti
添加量に下限値が設定されていることからも分か
るように、Ni3(Ti、Al)の析出を意図したもの
である。 ここに、本発明者らは、Ti添加系のγ′析出強化
型Ni基合金は本質的に耐食性が不良で、安定性
に欠けること、すなわち、γ′−Ni3Tiが析出する
ようなTi添加合金(Ti、Nb複合添加でも同様で
ある)では耐食性が著しく劣化することを知見
し、さらに研究を進めた結果、Ni基合金の成分
系の選定および熱間加工、熱処理および時効処理
の各条件を特定することによつて、種々の強度、
延性、靭性を有し、しかも耐応力腐食割れ性およ
び耐水素割れ性に著しく優れた材料が得られるこ
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、 C:0.050%以下、Si:0.50%以下、 Mn:2.0%以下、Ni:45〜60%、 Cr:18〜27%、Ti:0.40%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:0.015%以下、 Nb:2.5〜5.0%およびTa:2.0%以下の少なくと
も1種(ただし、2.5%≦Nb+1/2Ta≦5.0%)、 S:0.0050%以下、N:0.030%以下 残部付随不純物およびFe からなる合金を1200〜800℃で断面減少率50%以
上の熱間加工を施した後、1000〜1200℃で10分か
ら5時間保持後、空冷以上の速度で冷却し(ただ
し、900〜500℃の間は10℃/分以上の冷却速度で
冷却)、この後500〜750℃で1時間〜200時間の時
効処理を1回ないし2回以上施すことにより、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び耐応力腐食割れ性お
よび耐水素割れ性に優れたγ″析出強化型ニツケル
基合金を製造する方法である。 さらに、本発明においては、前記合金が、必要
により、Cu:2.0%以下および/またはCo:2.0%
以下を含んでもよく、あるいは、これとは別にま
たは同時にREM:0.10%以下、Mg:0.10%以
下、Ca:0.10%以下およびY:0.20%以下の1種
または2種以上を含んでいてもよい。 すなわち、このように本発明によれば、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、例えば油井、化学工業および地熱
発電環境において良好な耐応力腐食割れ性および
耐水素割れ性を有し、しかも油井用バルブボデイ
のようにその特殊形状の故に冷間加工の施せない
部材に使用しても高強度が得られるよう、従来よ
りも高CrでかつTi添加量を抑えてNb添加を主体
とした合金組成を構成し、これに特定の熱間加工
と熱処理とを組合せて施すことにより耐食性の著
しく良好な高強度、高靭性を示すγ″析出強化型
Ni基合金が得られるのである。 したがつて、本発明の一つの特徴によれば、従
来の析出強化型Ni基合金の耐食性改善法として、
前述の知見に基づき、従来法よりもTi添加量を
抑えて、γ″−Ni3Nbによる析出強化を図り、さら
に有効な析出強化を得るための熱処理条件および
時効条件を特定するのである。 以下に本発明にあつ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
く説明をする。 (1) 化学成分 Ni……本合金はオーステナイト基地にNi3Nb
の金属間化合物γ″相が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Moと
の添加量のバランスによつてσ、μ、P、
Laves相などの延性、靭性、耐食性に対して
好ましくない金属間化合物を生成しないよう
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Ni≧45%
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Ni≦60%が望ま
しいが、好ましくは、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、さらに延性、靭性、
耐食性に対して好ましくない金属間化合物
(σ、μ、P、Laves相など)が生成し易く
なる。好ましくは、Crは22〜27%である。 Mo、W……Crとの共存によつて特に耐孔食性
を向上させる。この効果は例えばMo2.5%以
上の添加で顕著となるがCr同様多量添加に
よつて延性、靭性、耐食性に対して好ましく
ない金属間化合物(σ、μ、P、Laves相な
ど)が生成し易くなることからMo5.5%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。したがつて、その割合で所
要Mo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。よつて、
本発明にあつては、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。 Ti……Tiは0.4%を越えるとNi3Tiとして析出
するが、耐食性を著しく劣化させるため脱酸
効果のみを考慮してTi:0.40%以下とし、好
ましくは、Ti:0.20%以下とする。 Al……AlはNi基合金の脱酸剤として最も適し
ており、添加量の増加とともに脱酸効果は向
上するが0.30%を越えるとその効果は飽和す
るため、Al:0.30%以下とし、好ましくは
0.15%以下とする。 Nb、Ta……γ″−Ni3(Nb、Ta)として析出し
強度上昇に寄与する。その効果は、Nb+1/2
Taが2.5%以上で顕著となるが、5.0%を越え
ると熱間加工性が低下し、また、延性、靭
性、耐食性に対して好ましくない金属間化合
物(σ、μ、P、Laves相など)が生成し易
くなる。ただし、Nb:2.5%〜5.0%、Ta:
2.0%以下である。これらの範囲を外れると
強度上昇に効果がなく、むしろ延性、靭性が
劣化する。Taの場合、その添加効果はNbの
ほぼ1/2となる。よつて、本発明にあつては、
Nb:2.5〜5.0%およびTa:2.0%以下の少な
くとも1種を2.5%≦Nb+1/2Ta≦5.0%の範
囲内で添加する。 C……析出強化の妨げとなり、また、0.050%
を越えると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
C≦0.020%であるがC≦0.010%では延性、
靭性はさらに向上する。 Si、Mn……Si、Mnは脱酸剤および脱硫剤とし
て添加するが、Siは0.50%を越えるとσ相な
どの延性、靭性に対して好ましくない金属間
化合物が生成し易くなるため、Si:0.5%以
下とする。溶接性を考慮するとSi≦0.10%が
好ましい。さらにMnについても同様にMn
≦2.0%が望ましいが、好ましくはMn≦0.80
%とする。 P、S……P、Sは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、
P≦0.015%、S≦0.0050%、好ましくは、
S≦0.0010%とする。 N……N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≦0.030%、好まし
くはN≦0.010%とする。 Fe……Ni添加量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、Co……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、Co
≦2.0%とする。 REM、Mg、Ca、Y……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。 その他……B、Sn、Zn、Pb等は微量では本発
明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 本発明におけるようにNb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
工温度範囲と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、したがつて、
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Nb、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肉厚材等では靭性および耐
食性劣化の要因となる。このためインゴツトか
ら製品までの熱間加工度を断面減少率で50%以
上としてNb、Mo等のマクロ偏析を防止する。 (3) 熱処理 時効によるγ″−Ni3Nbの析出を有効に行わせ
るためには完全溶体化処理が必要であり、その
ため本発明にあつては時効に先だつて1000℃〜
1200℃、好ましくは1050〜1150℃で10分間〜
5.0時間保持後空冷以上の冷却速度で冷却する。
特に900℃〜500℃の間は脆化相が析出し易いの
で10℃/分以上の冷却速度で冷却して析出を抑
制する。 (4) 時効処理 本発明により得られる合金にあつては時効に
よりγ″−Ni3Nbが粒内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。しかし、時効温度が500℃未満、1.0時
間未満では十分な強度が得られず、一方、750
℃を越える高温では過時効となり、γ″−Ni3Nb
の粗大化あるいはδ−Ni3Nbの生成およびσ
相等の金属間化合物の生成等により強度、靭性
が低下してしまう。時効時間は最大200時間で
十分である。 安定した強度、延性、靭性および耐食性を得
るにはオーステナイト基地にγ″−Ni3Nbのみが
微細にかつ均一に分散析出することが望ましい
が、このためには600℃〜700℃での時効処理が
好ましい。 かくして、本発明方法によれば、機械的性質
として、0.2%耐力≧63Kgf/mm2(好ましくは
≧77Kgf/mm2)、伸び≧20%、絞り≧30%およ
び衝撃値≧5Kgf−m/cm2(好ましくは≧10Kg
f−m/cm2)を有し、かつ耐食性、つまり、応
力腐食割れおよび水素割れに対する抵抗性が非
常に優れた製品を得ることが出来る。本発明に
よる合金は、Ni3Nbの金属間化合物であるγ″相
の析出強化により、高い強度を得ることが出来
るので、冷間加工等による強化が出来ない油井
管用バルブボデイのような特殊形状品であつて
も、良好な強度、靭性および耐食性を備えたも
のを製造することができる。 次に、本発明を実施例にもとづいてさらに説明
する。なお、本明細書において特にことわりがな
い限り「%」は「重量%」である。 実施例 下掲の第1表に示す化学組成を有する各合金に
ついて、同じく第2表に示す熱間加工条件、熱処
理条件そして時効処理条件で析出強化型ニツケル
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。 引張試験は直径3.5mm、標点間距離20.0mmの試
験棒を使用して行つた。衝撃値はシヤルピー衝撃
試験によるものであつて、5.0mm×10mm×55mmの
サイズのものに2.0mmのV−ノツチを付けた試験
片を使用した。試験温度は0℃であつた。 耐食性は応力腐食割れについては、25%NaCl
−0.5%CH3COOH−15atm H2S−10atm CO2の
溶液(PH=2)を使用して、250℃で行つた。ま
た、水素割れ試験については、NACE条件下
(5%NaCl−0.5%CH3COOH−1atm H2S)で炭
素鋼カツプリングを使い、R0.25Uノツチ付きの
試験片を使い、25℃で行つた。 なお、第2表において、“0”は割れのなかつ
た場合を、“X”は割れの発生した場合をそれぞ
れ示す。 比較例は、本発明方法において使用する合金の
成分範囲内ではあるが、熱間加工、熱処理、時効
処理の各条件をはずれたものをNo.29〜34に、ま
た、処理条件は範囲内であるが、合金成分のはず
れたものをNo.35〜44に示す。比較例にあつては、
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つ以上が良好でない。 No.45〜56はTiおよびAl添加系の従来の析出強
化型合金について本発明方法により得られた合金
との比較をするために示したものである。これら
の従来合金では強度的には良好なものも多いが耐
食性がその性質上劣化しており、そのような耐食
性を改善するためには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。 添付図面は第1表および第2表のNos.1〜14お
よびNos.29〜34の合金についての高温ねじり試
験の結果をグラフにまとめて示すものである。図
中、白丸は捻回値を、白三角はそのときのトルク
を表す。試験温度が1200℃を越えると捻回値は著
しく低下しているのが分かる。これは、本発明の
場合、Nbを比較的多量に添加しているため、
1200℃を越える高温で加工されると粒界に低融点
化合物が生成するためである。 このようにして、本発明における如く合金の成
分範囲ならびに熱間加工、熱処理、時効処理の各
条件を限定することによつて、耐食性の抜群に優
れた高強度、高靭性材料が得られる。
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、高靭性ニツケル基合
金材料の製造法に関する。 従来、油井、化学工業、地熱発電等の設備用の
構造材などのように、高強度でかつ高耐食性を要
求される金属部材は、(固用強化)+(冷間加工強
化)によつて強度上昇をはかるものが大半であつ
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つては、上
述のような従来の手段では強度上昇が困難であつ
た。 一方、特殊形状の部材にも適用できる強度上昇
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Ni3
(Ti、Al)を主体とする金属間化合物(γ′相)あ
るいはNi3Nbを主体とする金属間化合物(γ″相)
を析出させることである。このような析出強化を
利用したものとしては、すでに、インコネール
718、インコネル−750(商品名)等のNi基合金が
あるが、従来の合金では低Cr、高Tiであるため
耐食性が十分でない。例えばインコネル−718等
はNb、Ti、Al添加によるγ′およびγ″析出強化型
Ni基合金でγ″相による析出強化を主体としてい
るが、かなりのTi量を含むため耐食性は十分と
はいえない。 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つ
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つて強度
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
的に耐食性が不良であることを知見した。 例えば、耐応力腐食割れ性の良い合金として特
開昭57−203741号公報の開示するものは、Nbお
よびTi(またはAl)を複合添加しているため時効
処理によりγ′−Ni3(Ti、Al)およびγ″−Ni3Nb
の2つの金属間化合物が主に析出するが、Ti添
加量が多いため過時効となり易く、過時効析出相
としてη−Ni3Tiの金属間化合物が析出すると耐
食性、特に耐水素割れ性が著しく劣化する。この
耐食性を改善するには熱処理条件および時効処理
条件を厳しく制限する必要がある。 また、同様の合金として、特開昭57−123948号
公報記載のものも知られているが、これもTiが
多量に添加されていて耐食性が不良である。Ti
添加量に下限値が設定されていることからも分か
るように、Ni3(Ti、Al)の析出を意図したもの
である。 ここに、本発明者らは、Ti添加系のγ′析出強化
型Ni基合金は本質的に耐食性が不良で、安定性
に欠けること、すなわち、γ′−Ni3Tiが析出する
ようなTi添加合金(Ti、Nb複合添加でも同様で
ある)では耐食性が著しく劣化することを知見
し、さらに研究を進めた結果、Ni基合金の成分
系の選定および熱間加工、熱処理および時効処理
の各条件を特定することによつて、種々の強度、
延性、靭性を有し、しかも耐応力腐食割れ性およ
び耐水素割れ性に著しく優れた材料が得られるこ
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、 C:0.050%以下、Si:0.50%以下、 Mn:2.0%以下、Ni:45〜60%、 Cr:18〜27%、Ti:0.40%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:0.015%以下、 Nb:2.5〜5.0%およびTa:2.0%以下の少なくと
も1種(ただし、2.5%≦Nb+1/2Ta≦5.0%)、 S:0.0050%以下、N:0.030%以下 残部付随不純物およびFe からなる合金を1200〜800℃で断面減少率50%以
上の熱間加工を施した後、1000〜1200℃で10分か
ら5時間保持後、空冷以上の速度で冷却し(ただ
し、900〜500℃の間は10℃/分以上の冷却速度で
冷却)、この後500〜750℃で1時間〜200時間の時
効処理を1回ないし2回以上施すことにより、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び耐応力腐食割れ性お
よび耐水素割れ性に優れたγ″析出強化型ニツケル
基合金を製造する方法である。 さらに、本発明においては、前記合金が、必要
により、Cu:2.0%以下および/またはCo:2.0%
以下を含んでもよく、あるいは、これとは別にま
たは同時にREM:0.10%以下、Mg:0.10%以
下、Ca:0.10%以下およびY:0.20%以下の1種
または2種以上を含んでいてもよい。 すなわち、このように本発明によれば、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、例えば油井、化学工業および地熱
発電環境において良好な耐応力腐食割れ性および
耐水素割れ性を有し、しかも油井用バルブボデイ
のようにその特殊形状の故に冷間加工の施せない
部材に使用しても高強度が得られるよう、従来よ
りも高CrでかつTi添加量を抑えてNb添加を主体
とした合金組成を構成し、これに特定の熱間加工
と熱処理とを組合せて施すことにより耐食性の著
しく良好な高強度、高靭性を示すγ″析出強化型
Ni基合金が得られるのである。 したがつて、本発明の一つの特徴によれば、従
来の析出強化型Ni基合金の耐食性改善法として、
前述の知見に基づき、従来法よりもTi添加量を
抑えて、γ″−Ni3Nbによる析出強化を図り、さら
に有効な析出強化を得るための熱処理条件および
時効条件を特定するのである。 以下に本発明にあつ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
く説明をする。 (1) 化学成分 Ni……本合金はオーステナイト基地にNi3Nb
の金属間化合物γ″相が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Moと
の添加量のバランスによつてσ、μ、P、
Laves相などの延性、靭性、耐食性に対して
好ましくない金属間化合物を生成しないよう
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Ni≧45%
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Ni≦60%が望ま
しいが、好ましくは、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、さらに延性、靭性、
耐食性に対して好ましくない金属間化合物
(σ、μ、P、Laves相など)が生成し易く
なる。好ましくは、Crは22〜27%である。 Mo、W……Crとの共存によつて特に耐孔食性
を向上させる。この効果は例えばMo2.5%以
上の添加で顕著となるがCr同様多量添加に
よつて延性、靭性、耐食性に対して好ましく
ない金属間化合物(σ、μ、P、Laves相な
ど)が生成し易くなることからMo5.5%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。したがつて、その割合で所
要Mo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。よつて、
本発明にあつては、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。 Ti……Tiは0.4%を越えるとNi3Tiとして析出
するが、耐食性を著しく劣化させるため脱酸
効果のみを考慮してTi:0.40%以下とし、好
ましくは、Ti:0.20%以下とする。 Al……AlはNi基合金の脱酸剤として最も適し
ており、添加量の増加とともに脱酸効果は向
上するが0.30%を越えるとその効果は飽和す
るため、Al:0.30%以下とし、好ましくは
0.15%以下とする。 Nb、Ta……γ″−Ni3(Nb、Ta)として析出し
強度上昇に寄与する。その効果は、Nb+1/2
Taが2.5%以上で顕著となるが、5.0%を越え
ると熱間加工性が低下し、また、延性、靭
性、耐食性に対して好ましくない金属間化合
物(σ、μ、P、Laves相など)が生成し易
くなる。ただし、Nb:2.5%〜5.0%、Ta:
2.0%以下である。これらの範囲を外れると
強度上昇に効果がなく、むしろ延性、靭性が
劣化する。Taの場合、その添加効果はNbの
ほぼ1/2となる。よつて、本発明にあつては、
Nb:2.5〜5.0%およびTa:2.0%以下の少な
くとも1種を2.5%≦Nb+1/2Ta≦5.0%の範
囲内で添加する。 C……析出強化の妨げとなり、また、0.050%
を越えると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
C≦0.020%であるがC≦0.010%では延性、
靭性はさらに向上する。 Si、Mn……Si、Mnは脱酸剤および脱硫剤とし
て添加するが、Siは0.50%を越えるとσ相な
どの延性、靭性に対して好ましくない金属間
化合物が生成し易くなるため、Si:0.5%以
下とする。溶接性を考慮するとSi≦0.10%が
好ましい。さらにMnについても同様にMn
≦2.0%が望ましいが、好ましくはMn≦0.80
%とする。 P、S……P、Sは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、
P≦0.015%、S≦0.0050%、好ましくは、
S≦0.0010%とする。 N……N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≦0.030%、好まし
くはN≦0.010%とする。 Fe……Ni添加量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、Co……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、Co
≦2.0%とする。 REM、Mg、Ca、Y……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。 その他……B、Sn、Zn、Pb等は微量では本発
明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 本発明におけるようにNb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
工温度範囲と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、したがつて、
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Nb、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肉厚材等では靭性および耐
食性劣化の要因となる。このためインゴツトか
ら製品までの熱間加工度を断面減少率で50%以
上としてNb、Mo等のマクロ偏析を防止する。 (3) 熱処理 時効によるγ″−Ni3Nbの析出を有効に行わせ
るためには完全溶体化処理が必要であり、その
ため本発明にあつては時効に先だつて1000℃〜
1200℃、好ましくは1050〜1150℃で10分間〜
5.0時間保持後空冷以上の冷却速度で冷却する。
特に900℃〜500℃の間は脆化相が析出し易いの
で10℃/分以上の冷却速度で冷却して析出を抑
制する。 (4) 時効処理 本発明により得られる合金にあつては時効に
よりγ″−Ni3Nbが粒内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。しかし、時効温度が500℃未満、1.0時
間未満では十分な強度が得られず、一方、750
℃を越える高温では過時効となり、γ″−Ni3Nb
の粗大化あるいはδ−Ni3Nbの生成およびσ
相等の金属間化合物の生成等により強度、靭性
が低下してしまう。時効時間は最大200時間で
十分である。 安定した強度、延性、靭性および耐食性を得
るにはオーステナイト基地にγ″−Ni3Nbのみが
微細にかつ均一に分散析出することが望ましい
が、このためには600℃〜700℃での時効処理が
好ましい。 かくして、本発明方法によれば、機械的性質
として、0.2%耐力≧63Kgf/mm2(好ましくは
≧77Kgf/mm2)、伸び≧20%、絞り≧30%およ
び衝撃値≧5Kgf−m/cm2(好ましくは≧10Kg
f−m/cm2)を有し、かつ耐食性、つまり、応
力腐食割れおよび水素割れに対する抵抗性が非
常に優れた製品を得ることが出来る。本発明に
よる合金は、Ni3Nbの金属間化合物であるγ″相
の析出強化により、高い強度を得ることが出来
るので、冷間加工等による強化が出来ない油井
管用バルブボデイのような特殊形状品であつて
も、良好な強度、靭性および耐食性を備えたも
のを製造することができる。 次に、本発明を実施例にもとづいてさらに説明
する。なお、本明細書において特にことわりがな
い限り「%」は「重量%」である。 実施例 下掲の第1表に示す化学組成を有する各合金に
ついて、同じく第2表に示す熱間加工条件、熱処
理条件そして時効処理条件で析出強化型ニツケル
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。 引張試験は直径3.5mm、標点間距離20.0mmの試
験棒を使用して行つた。衝撃値はシヤルピー衝撃
試験によるものであつて、5.0mm×10mm×55mmの
サイズのものに2.0mmのV−ノツチを付けた試験
片を使用した。試験温度は0℃であつた。 耐食性は応力腐食割れについては、25%NaCl
−0.5%CH3COOH−15atm H2S−10atm CO2の
溶液(PH=2)を使用して、250℃で行つた。ま
た、水素割れ試験については、NACE条件下
(5%NaCl−0.5%CH3COOH−1atm H2S)で炭
素鋼カツプリングを使い、R0.25Uノツチ付きの
試験片を使い、25℃で行つた。 なお、第2表において、“0”は割れのなかつ
た場合を、“X”は割れの発生した場合をそれぞ
れ示す。 比較例は、本発明方法において使用する合金の
成分範囲内ではあるが、熱間加工、熱処理、時効
処理の各条件をはずれたものをNo.29〜34に、ま
た、処理条件は範囲内であるが、合金成分のはず
れたものをNo.35〜44に示す。比較例にあつては、
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つ以上が良好でない。 No.45〜56はTiおよびAl添加系の従来の析出強
化型合金について本発明方法により得られた合金
との比較をするために示したものである。これら
の従来合金では強度的には良好なものも多いが耐
食性がその性質上劣化しており、そのような耐食
性を改善するためには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。 添付図面は第1表および第2表のNos.1〜14お
よびNos.29〜34の合金についての高温ねじり試
験の結果をグラフにまとめて示すものである。図
中、白丸は捻回値を、白三角はそのときのトルク
を表す。試験温度が1200℃を越えると捻回値は著
しく低下しているのが分かる。これは、本発明の
場合、Nbを比較的多量に添加しているため、
1200℃を越える高温で加工されると粒界に低融点
化合物が生成するためである。 このようにして、本発明における如く合金の成
分範囲ならびに熱間加工、熱処理、時効処理の各
条件を限定することによつて、耐食性の抜群に優
れた高強度、高靭性材料が得られる。
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
【表】
*:本発明の範囲外
(注):合金No.35〜56は合金組成が本発明の範囲
外
(注):合金No.35〜56は合金組成が本発明の範囲
外
添付図面は、本発明方法により得られた合金の
高温ねじり試験結果を示すグラフである。
高温ねじり試験結果を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 C:0.050%以下、Si:0.50%以下、 Mn:2.0%以下、Ni:45〜60%、 Cr:18〜27%、Ti:0.40%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:0.015%以下、 Nb:2.5〜5.0%およびTa:2.0%以下の少なくと
も1種(ただし、2.5%≦Nb+1/2Ta≦5.0%)、 S:0.0050%以下、N:0.030%以下 残部付随不純物およびFe からなる合金を1200〜800℃で断面減少率50%以
上の熱間加工を施した後、1000〜1200℃で10分か
ら5時間保持後、空冷以上の冷却速度で冷却し
(ただし、900〜500℃の間は10℃/分以上の冷却
速度で冷却し)、次いで500〜750℃で1時間〜200
時間時効処理を1回ないし2回以上施すことから
成る、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耐応力腐食
割れ性および耐水素割れ性に優れたγ″析出強化型
ニツケル基合金を製造する方法。 2 前記合金が、さらに、Cu:2.0%以下およ
び/またはCo:2.0%以下を含む、特許請求の範
囲第1項記載の方法。 3 前記合金が、さらに、REM:0.10%以下、
Mg:0.10%以下、Ca:0.10%以下およびY:
0.20%以下の1種または2種以上を含む特許請求
の範囲第1項または第2項記載の方法。
Priority Applications (4)
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---|---|---|---|
JP10942283A JPS602653A (ja) | 1983-06-20 | 1983-06-20 | 析出強化型ニツケル基合金の製造法 |
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DE8484304165T DE3461106D1 (en) | 1983-06-20 | 1984-06-20 | Precipitation-hardening nickel-base alloy and method of producing same |
EP84304165A EP0132055B1 (en) | 1983-06-20 | 1984-06-20 | Precipitation-hardening nickel-base alloy and method of producing same |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
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Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS602653A JPS602653A (ja) | 1985-01-08 |
JPS631387B2 true JPS631387B2 (ja) | 1988-01-12 |
Family
ID=14509834
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP10942283A Granted JPS602653A (ja) | 1983-06-20 | 1983-06-20 | 析出強化型ニツケル基合金の製造法 |
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JPS61288041A (ja) * | 1985-06-14 | 1986-12-18 | Babcock Hitachi Kk | 耐粒界型応力腐食割れ性、耐孔食性に優れたNi基合金 |
JP2713563B2 (ja) * | 1985-10-01 | 1998-02-16 | 日本鋼管株式会社 | 硫黄含有環境用合金 |
IL82587A0 (en) * | 1986-05-27 | 1987-11-30 | Carpenter Technology Corp | Nickel-base alloy and method for preparation thereof |
JP2565557Y2 (ja) * | 1992-11-07 | 1998-03-18 | キヤノン株式会社 | レンズ鏡筒 |
JP4732605B2 (ja) * | 2001-03-09 | 2011-07-27 | 株式会社リコー | トナー補給器 |
-
1983
- 1983-06-20 JP JP10942283A patent/JPS602653A/ja active Granted
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