KR100260111B1 - 금속 재료의 열기계 가공방법 및 가공물품 - Google Patents

금속 재료의 열기계 가공방법 및 가공물품 Download PDF

Info

Publication number
KR100260111B1
KR100260111B1 KR1019950702527A KR19950702527A KR100260111B1 KR 100260111 B1 KR100260111 B1 KR 100260111B1 KR 1019950702527 A KR1019950702527 A KR 1019950702527A KR 19950702527 A KR19950702527 A KR 19950702527A KR 100260111 B1 KR100260111 B1 KR 100260111B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
alloy
annealing
article
cold
intergranular
Prior art date
Application number
KR1019950702527A
Other languages
English (en)
Other versions
KR950704522A (ko
Inventor
지노 팔룸보
Original Assignee
그레빌 엠. 엘리자베스
온타리오 하이드로
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=26862933&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=KR100260111(B1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by 그레빌 엠. 엘리자베스, 온타리오 하이드로 filed Critical 그레빌 엠. 엘리자베스
Publication of KR950704522A publication Critical patent/KR950704522A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100260111B1 publication Critical patent/KR100260111B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/08—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of copper or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Materials Applied To Surfaces To Minimize Adherence Of Mist Or Water (AREA)
  • Chemically Coating (AREA)
  • ing And Chemical Polishing (AREA)

Abstract

합금이 냉간 가공되고 소둔되는 면심 입방 합금으로부터 구성 요소를 제조함에 있어서, 냉간 가공이 수개의 별개의 단계로 수행되며, 각각의 단계는 소둔 단계에 의해 후속되어진다. 결과적인 제품은 30미크론을 초과하지 않는 입자 크기, 60%보다 작지 않은 ″특별한″ 입계율, 및 무작위 값의 조직 강도의 두배보다 모두 작은 주요한 결정학적 조직 강도를 갖는다. 그 제품은 입자간 재질 저하와 응력 부식 균열에 대해 크게 향상된 내성을 가지며, 전체적으로 높은 등방성을 갖는다.

Description

[발명의 명칭]
금속 재료의 열기계 가공방법 및 가공물품
[발명의 상세한 설명]
[관련된 출원에 대한 상호 참조]
본 출원은 1992년 12원 21일에 출원되고 ″금속 재료의 열기계 가공″ 이라는 제목을 갖는 출원번호 제 07/994,346호의 부분 계속 출원이다.
[발명의 분야]
본 발명은 일반적으로 제조 공정 중에 합금이 냉간 가공을 거치고 소둔되는 합금으로 된 구성요소의 제조에 관한 것이다. 본 발명은 특히 오스테나이트 스테인레스강 합금으로 형성된 물품에서 입자가 재질 저하와 파손의 문제에 지향되어 있다. 그와 같은 물품에는 예를 들면, 원자력 발전소의 증기 발생 장치의 관들이 포함된다.
[발명의 배경]
입자간 재질 저하와 파손은 원자력 발전소 증기 발생 장치의 신뢰성을 실추시키는 가장 일반적인 고장 형태에 속한다. 입자간의 파괴에 대한 감수성을 경감시키려는 종래의 시도는 기본적으로 합금화학과 작동 환경의 제어에 의존하였다. 그러나, 공지된 문제의 원천, 즉, 합금의 입계는 대체로 무시되었다.
발명자와 그외의 사람들은 입계 설계와 제어 가공상의 고려 사항을 이용하여 입자간 응력 부식 균열(IGSCC)에 대한 통상적인 철과 니켈기 오스테나이트 합금, 즉, 오스테나이트 스테인레스 합금의 내성을 개선할 수 있는가를 평가하기 위해 연구한다. (지.팔룸보, 피.제이. 킹, 케이.티.오스트, 유. 어브와 피.씨. 리히텐버거의 ″입자간 응력 내식을 위한 입계 설계와 제어″, 스크립타 메탈러지카 에트 마테리알리아, 25, 1775(1991) 참조)(See G. Palumbo, P.J.King, K.T. Aust, U. Erb and P.C. Lichtenberger, ″Grain Boundary Design and Control for Intergranular Stress Corrosion Resistance″, Scripta Metallurgica et Materialia, 25 17756(1991)). 연구에 의해 활성의 입자간 경로를 통한 균열 파급의 기하학적 모델이 산출되었고, 그 모델은 등축 다결정 재료들에서 입자간 응력 부식 균열 감수성에 미치는 ″특별한″ 입계율과 평균 입자 크기의 가능한 영향을 평가하는 데 사용되었다. 기하학적 모델을 입계들의 비교적 작은 비율이 응력 부식에 민감하지 않을 때 대부분의 입자간 응력 부식 균열 내성이 달성될 수 있다는 것을 가리켰다. 입자의 크기를 감소시키는 것은 입자간 응력 부식 균열에 대한 내성을 증가시키는 것으로 보이지만, 그러나, 다만 비감수성의 입계가 분포되어 있는 조건하에서만 그렇다. 활성의 입자간 경로들의 존재에 의존하는 대체적인 모든 다결정성의 성질에 일반적으로 적용될 수 있는 그 모델은 재료 가공을 통한 입계의 설계 및 제어의 중요성을 보였으며, 또한 입자간 응력 부식 균열에 대한 내성이 통상적인 다결정 합금의 입계 분포 상태에 ″특별한″ 입계들의 수를 적절히 증가시킴으로써 향상될 수 있었다는 것을 보였다.
″특별한″ 입계들은 ∑의 △θ내에 있는 것들로서 계면 구조의 잘 설정된 일치 위치 격자(CSL; coincidence site lattice) 모델에 의해 결정학적으로 설명되며, 여기서 ∑≤29 이고, △θ≤15∑-½이다. [크론버그(Kronberg)와 윌슨(Wilson), Trans.Met.Soc. A.I.M.E., 1.85, 501(1949)와, 브랜드(Brandon), Acta Metall., 14, 1479(1966) 참조.]
[발명의 요약]
본 발명은 ″특별한″ 입계율을 증가시키고 면심 입방 합금에 입자간 재질 저하에 대한 높은 내성을 동일 수준으로 주기 위한 제조 공장 공정 방법 체계를 제공하는 것이다. 설명된 제조 공장 공정은 또한 결정의 배향의 고도로 불규칙한 분포를 나타내어 최종 제품에서 대체로 등방향 성질을 갖게 한다. 이 명세서에 사용된 바와 같은 용어 ″면심 입방 합금″내에서 이해되는 것은 주요한 금속학적 상(>체적의 50%)이 엔지니어링 적용 온도와 압력에서 면심 입방 결정 구조를 갖는 철기, 니켈기 및 구리기 합금들이다. 이런 종류의 재료들은 모든 크롬을 함유하는 철기 또는 니켈 오스테나이트 합금을 포함한다.
본 발명의 한 특징에 따라, 입자간 재질 저하에 대한 오스테나이트 스테인레스 합금의 내성을 향상시키는 방법은 요구되는 전체적인 성형 감소보다 작고 통상적으로 가공 경화에 부과되는 한계보다 충분히 작은 성형 감소를 달성하기 위해 합금을 냉간 가공하는 단계, 과도한 입자 성장이 없이 재결정을 이루기에 충분한 온도에서 부분적으로 감소된 합금을 소둔하는 단계 및 요구되는 전체적인 성형 감소가 달성될 때까지 주기적으로 냉간 가공 단계와 소둔 단계를 반복하는 단계를 포함한다. 결과적인 제품은, 향상된 ″특별한″ 입계율과 상응하는 입자간 재질 저하 내성과 아울러, 또한 ″감수성 증대″에 대한 향상된 내성을 갖는다. 감수성 증대오스테나이트 스테인레스 합금이 500℃∼800℃ 범위(예를 들면, 용접 중)의 온도를 거칠 때 크롬 카바이드가 입계에 석출되고, 합금된 크롬의 소모와 다양한 형태의 입자간 재질 저하에 대해 증대된 감수성을 초래하는 공정을 말한다.
″냉간 가공″에 의해서 합금이 소성 유동을 하게 되는, 실질적으로 합금의 재결정 온도 아래의 온도에서의 가공이 의미되어 진다. 이 온도는 오스테나이트 스테인레스 합금의 경우에 일반적으로 실온이 되지만, 그러나, 어떤 환경에서 냉간 가공 온도는 합금의 소성 유동을 돕도록 실질적으로 더 높을 수 있다.(즉, 온난 가공).
″성형 감소″에 의해서 백분율 또는 분수로 표현되는, 본래의 단면적에 대한 작업물의 단면적의 감소비가 의미되어 진다. 각각의 가공 단계 중에 가해지는 성형 감소는 5%∼30%, 즉, 0.05∼0.30인 것이 바람직하다.
본 발명의 또 다른 특징에 따라, 입자간 재질 저하에 대한 향상된 내성을 갖는 형성된 면심 입방 합금의 제조된 물품에서, 합금은 30미크론을 초과하지 않는 입자 크기와 60%보다 작지 않은 특별한 입계율을 갖는다.
[도면의 간단한 설명]
본 발명의 바람직한 실시예들이 이하에서 도면을 참조하여 상세히 설명된다.
제1도는 통상적으로 가공된 UNS N06600 판과 본 발명의 공정에 의해 가공된 UNS N06600 판의 시료들 사이의 X-선 회절 분석에 의해서 결정된 조직 구성 요소와 강도의 차이에 대한 개략적인 도표.
제2도는 응력이 가해진 UNS N06600 C-링의 이론적으로 예측되고 실험적으로 결정된 응력 부식 균열 성능의 비교 그래프.
제3도는 통상적으로 가공된 UNS N06600 판들과, 특별한 입계들의 더 큰 백분율로부터 기인하는 개선된 내식성을 나타내는 본 발명의 공정을 거친 같은 구성 요소들 사이의 비교 그래프. 그리고,
제4도는 본 발명의 공정에 따라 생산된 UNS N06600 판의 일부에 대한 광학적 현미경 사진이다.
[본 발명의 바람직한 실시예들]
본 발명의 방법은 특히 통일 번호 시스템에 의해 N06600, N06690, N08800 및 S30400으로 식별되는 합금들을 포함하는 스테인레스 강들과 니켈기 합금들과 같은 오스테나이트 스테인레스 합금의 열기계 가공에 적용될 수 있다. 그와 같은 합금은 크롬을 함유하는 철기와 니켈기 면심 입방 합금을 포함한다. 예를 들어, 합금 N06600의 전형적인 화학 조성은 표 1에 도시되어 있다.
[표 1]
본 발명에 따른 열기계 가공에 의해 원자력 발전소의 증기 발생 장지의 관을 제조함에 있어서, 적절한 합금, 예를 들면 함금 N06600의 관모양 반제품 냉간 인발된 후 소둔한다. 통상적인 관행은 공정 단계의 수를 최소화하기 위하여, 통상적으로 하나의 단계에서 관을 요구되는 형상으로 인발하고, 그 다음 그것을 소둔한다. 그러나, 잘 알려진 바와 같이, 제품은 입자간 재질 저하를 받기 쉽다. 입자간 재질 저하는 여기서, 입자간의 부식, 입자간의 균열, 입자간의 응력 부식 균열, 입자간의 취화(脆化) 및 개입된 입자간 부식을 포함하는, 관의 성능과 구조적 완전성이 저해될 수 있는 모든 입계가 관련된 공정들로서 정의된다.
공정 단계의 수를 최소화함으로써 공정을 최적화하려는 현행의 제조 공장의 공정에 비하여, 본 발명의 방법은 최적의 미세 구조를 산출하는 충분한 수의 단계들을 적용하고자 한다. 이 방법의 원리는 합금의 미세 구조에서 가장 결함이 있는 입계 위치들에서 유도된 선택적 재결정이 높은 에너지의 무질서화된 입계들을 결정 격자 자체의 원자 질서에 가까운 더 큰 원자 질서를 갖는 입계들과 계속적으로 교체하는 높은 가능성을 초래한다는 발명자의 발견에 근거한다. 이 목적은 30미크론 또는 그 이하의 입자 크기에 제한되어야 하며 다름 전체적인 재료 성질에서 비등방성에 이르게 할 수 있는 재료의 강한 우선성의 결정학적 배향을 부과하지 않으면서, 적어도 60%의 ″특별한″ 입계율을 달성해야 한다.
본 발명에 따라 관을 제조하는 방법에서, 관의 인발은 각각 소둔단계가 후속되는 별개의 단계들로 수행된다. 본 실시예에서, 반제품 우선 5%와 30% 사이의 성형 감소를 달성되도록 인발되고, 그 다음 부분적으로 형성된 제품은 900∼1050℃의 범위의 온도에서 노 내에서 소둔된다. 노 체류 시간은 2와 10분 사이에 있어야 한다. 온도 범위는 과도한 입자 성장이 없이 재결정이 어루어지도록, 즉, 평균 입자 크기가 30㎛를 넘지 않도록 선택된다. 이 평균 입자 크기는 최소 ASTM 입자 크기번호 (G) 7에 상응한다. 제품은 불활성 분위기, 이 실시예에서는 아르곤, 또는 그렇지 않은 경우에 환원성 분위기에서 소둔되는 것이 바람직하다.
소둔 단계 후에 부분적으로 형성된 제품은 다시 5%와 30% 사이의 성형 감소을 더 달성되도록 냉간 인발되고, 다시 앞에서와 같이 소둔된다. 이 단계들은 요구되는 성형 감소가 달성될 때까지 반복된다.
요구되는 성질을 갖는 관을 생산하기 위해서는 적어도 세번의 냉간/소둔주기가 있어야 한다. 이상적으로 주기의 수는 3과 7 사이가 되어야 하며, 추가적인 주기가 가해져도 결과되는 ″특별한″ 입계들의 율은 거의 증가하지 않으므로 7을 넘는 주기의 수의 증가는 거의 의미가 없다. 인발 단계당 성형 감소의 양은 다음 식에 의해 주어진다는 것은 주목되어야 한다.
(1-rt)=(1-ri)n
여기서 ri는 단계당 성형 감소의 양이고,
rt는 요구되는 전체 성형 감소이고,
n은 단계들의 수, 즉 재결정 단계들의 수이다.
관의 냉간 인발은 요구되는 소성 유동을 유발하기에 충분한 온도에서 수행되어야 한다. 합금 600과 이런 종류위 다른 합금들의 경우에, 통상적으로 실온이면 충분하다. 그러나, 온도가 실온보다 충분히 높으면 안된다는 이유는 없다.
UNS N06600 심레스 관에 적용된 바와 같이 본 발명에 따른 실온 인발 계획의 특수한 예가 다음의 표 2에 주어져 있다. 이 실시예의 물품을 위해 요구되었던 전체적인(즉, 누적적인)성형 감소는 68.5%였다. 본 발명에 따른 공정은 각각의 성형 단계 사이에 1000℃에서 3분 동안의 관의 소둔을 포함한다. 이것은 1000℃에서 3분동안의 소둔 전에 전체 68.5% 성형 감소를 가하는 통상적인 공정에 대비되는 입장에 있다.
[표 2]
상기 표 2에서, 단계당 단면적 감소 %는 공정의 5번의 성형 단계의 각각에 대한 단면적 감소 백분율을 말한다. rt=68.5%의 누적적인 성형 감소는 rt를 단계당 성형 감소량, ri와 재결정 단계들의 전체수, n에 관련시키는 전술한 공식에 의해 주어진다.
결과적인 제품에서, 합금은 30미크론을 넘지 않는 최소화된 입자 크기와 적어도 60%의 ″특별한″ 입계율을 갖는 것이 밝혀 졌다.
상기의 실시예는 특히 중요한 용도인 원자력 발전소 증기 발생 장치관에 관련되어 있으며, 관에 있어서 최종 제품의 재료는 30미크론을 넘지 않는 최소화된 입자 크기와 적어도 60%의 특별한 입계율을 가지며, 입자간 재질 저하에 대한 바람직한 내성을 부여한다. 그러나, 설명된 방법은 일반적으로 제조 공정에서 성형과 소둔을 거치게 되는 철기, 니켈기 및 구리기의 면심 입방 합금에서 입자간 재질 저하에 대한 내성 향상을 적용된다.
이와 같이, 반제품이 요구되는 성형 감소로 압연되고, 인발되거나 성형되고 그 다음 소둔되는, 압연, 인발 또는 다름 방식의 성형에 의해 다른 철기, 니켈기 및 구리기의 면심 합금 제품들의 제조에 있어서, 합금의 미세 구조는 상술한 방식으로 일련의 냉간 성형과 소둔 주기들을 채용함으로써 제품의 구조적 완전성을 보장하도록 상당히 개선될 수 있다.
아래의 표 3에서, 두개의 실시예들, 관과 판이 ″통상적인 공정″(즉, 하나 또는 둘의 중간 소둔 단계들)과 다수의 공정 단계들(≥3)을 포함하는 본 발명의 ″새로운 공정″으로부터 발생하는 합금 UNS N06600 에서의 입계 분포들을 비교하기 위하여 주어져 있다.
[표 3]
비교를 위한 기반을 제공하기 위하여, 관 가공(표 3의 2열과 3열)과 판 가공(표 3의 4열과 5열)에 대한 전체적인 성형 감소는 각각의 경우에 다시 68.5%이다. 통상적인 공정에 있어서, 그 정도의 전체적인 성형 감소는 3분 동안의 1000℃에서의 최종 소둔을 갖는 단일 단계에서 달성되어졌고, 새로운 공정에서, 그 정도의 성형 감소는 각 단계가 1000℃에서 3분 동안의 소둔이 후속되며, 단계당 20%의 성형 감소를 포함하는 5개의 순차적인 단계에서 달성되어졌다. 숫자 기재 사항들은 브이. 랜들의 ″미세 구조 결정과 그 응용″, 재료 학회, 1992(영국)(V. Randle.″Microtexture Determination and its application″, Inst. of Materials, 1992 (Great Britain))에 논의된 바와 같이, 주사 전자 현미경에서 키쿠치(Kikuchi)회절 패턴 분석에 의해 결정된 입계 특성 분포 ∑1, ∑3, 등이다. 통상적으로 가공된 재료의 특별한 입계율은 관에 대해 48.6%이고, 판에 대해 36.9%이고 이에 비해 새로운 성형 공정에 처리된 재료의 각각의 값은 77.1%와 70.6%이다.
제1도에 도시된 바와 같이, 본 발명에 따른 공정에 의한 조직의 무작위화는 전체적으로 매우 균일한 성질을 갖는 가단성 제품이 가능하게 한다. 제1도는 통상적으로 가공된 UNS N06600 판(1000℃에서 3분간의 단일 소둔 단계가 후속된 단일의 68.5% 성형 감소)과 새로운 공정에 따라 처리된 같은 재료(1000℃에서 3분간의 20% 중간 소둔의 5번의 감소 단계를 사용한 68.5%의 누적적 성형감소)사이의 X-선 회절 분석에 의해 결정된 조직 구성 요소와 강도의 차이들을 막대 그래프의 형태로 보여 준다.
면심 입방 재료에서 전형적으로 관찰되는 주요 조직 구성 요소는 새로운 공정으로 실질적으로 모두 제거되며; 예외는 무작위 분포에서 예상되는 것의 바로 위에서 존속하는 고스(Goss) 조직 [110]<1>이다(즉, 1의 조직 강도). 새로운 공정은 이와 같은 매우 바람직한 등방향성 특성을 갖는 재료를 산출한다.
제2도에 도시된 바와 같이, 본 발명의 공정을 거친 가단성 제품들은 통상적으로 가공된 이들의 대응 제품에 비하여 입자간 응력 부식 균열에 대해 매우 높은 내성을 갖는다. 제2도의 그래프는 이론적 및 실험적 응력 부식 균열 성능을 요약하고 있으며, 이 성능은 재료에서 ″특별한″ 입계들의 수에 의해 영향을 받는다. 실험적 결과는 0.4% 최대 변형율로 응력이 가해지고 350℃에서 3000시간 동안 10% 수산화나트륨 용액에 노출된 UNS N06600 C-링에 대한 것이다. 대시 선은 본 발명에 따라 제작된 제품에 대한 60%의 최소의 특별한 입계율을 나타낸다.
가공된 대로의 제조 공장에서 소둔된 조건에서 입자간 부식에 대한 현저하게 향상된 내성을 나타내는 것과 아울러, 본 발명에 따른 가단성의 스테인레스 합금은 또한 감수성 증대에 대한 매우 높은 내성을 갖는다. 특별한 입계들의 많은 수의 내재적 특성으로부터 기인하는, 카바이드 석출과 결과적인 크롬의 소모는 용접과 용접 후 절차를 매우 단순화시키며, 합금에 500℃ 내지 850℃의 범위의 온도를 겪게 될 수 있는 사용 용도에 매우 알맞는 성질을 부여한다. 제3도는 ASTM G28(가단성의 니켈이 풍부한 크롬 함유 합금에서 입자간 부착에 대한 감수성 탐지)에 따른 72시간 테스트에 의해 평가된 바와 같이 UNS N06600 판들의 입자간 내부식성에 대한 특별한 입계율의 영향을 요약하고 있다.
제3도에 도시된 바와 같이, 새로운 공정을 사용하여 생산된 재료들(특별한 입계율은 60%를 초과함)은 통상적인 가공 방법을 사용하여 생산된 것들을 능가하여 현저하게 감소된 부식 속도를 나타낸다. 더욱이, 입계 크롬 카바이드의 석출을 유도함으로써 재료들에 입자간 부식에 대한 감수성을 더 부여하기 위한 감수성 증대 열처리의 적용(즉, 600℃에서 2시간)은 높은 특별한 입계율을 갖는 재료들, 즉, 본 발명의 공정에 따라 생산된 것들에 매우 작은 해로운 영향을 준다.
본 발명의 공정을 사용하여 생산된 UNS N06600 판에서 나타나는 높은 특별한 입계율은 제4도, 그와 같은 판의 단면의 광학적 현미경 사진으로부터 직접 시각적으로 평가될 수 있다. 구성 요소 결정 입계들의 양호한 ″적합″은 직각으로 다른 입계와 교차하는 곧바른 입계 길이들로 나타나는 소둔 쌍의 높은 빈도에 의해 입증된다.
비록 본 발명의 방법은 성형과 소둔 단계들의 수를 최소화하고자 하는 통상적인 제조 공장 관행과 다르지만, 그 외에 본 발명의 방법이 사용되는 장비의 변경을 요구하자는 사실에서 현행 공장의 관행과 완전히 병립할 수 있다는 것이 지적되어야 한다.

Claims (9)

  1. 오스테나이트 스테인레스 합금을 냉간가공 및 소둔하는 열기계가동에 의해 물품을 제조하는 방법에 있어서, 입자간 재질 저하에 대한 합금의 내성을 향상시키기 위해 상기 냉간가공과 소둔을 연속적으로 반복하는 주기를 거치며, 상기 주기는 i) 합금이 5%와 30% 사이의 성형 감소를 거치는 냉간 가공 단계, 및 ii) 감소된 합금이 900-1050℃ 범위의 온도에서 2-10분 동안 소둔되는 소둔단계로 구성되며, 상기 주기는 요구되는 전체 성형 감소가 달성될 때까지 반복되는 것을 특징으로 하는 열기계가공에 의한 물품제조방법.
  2. 제1항에 있어서, 각각의 냉간 가공 단계가 냉간 인발 단계인 것을 특징으로 하는 방법.
  3. 제1항에 있어서, 각각의 냉간 가공 단계가 냉간 압연 단계인 것을 특징으로 하는 방법.
  4. 제1항에 있어서, 합금이 UNS 표준명칭 N06600, N06690, N08800과 S30400 을 갖는 합금들로 구성되는 그룹으로부터 선택되는 것을 특징으로 하는 방법.
  5. 제1항에 있어서, 소둔 단계가 불활성 또는 환원성 분위기에서 수행되는 것을 특징으로 하는 방법.
  6. 제1항 내지 제5항 중의 어느 한 항의 방법에 따라 오스테나이트 스테인레스 합금으로 제조된 물품.
  7. 제6항에 있어서, 상기 합금의 입자 크기가 30미크론을 넘지 않는 것을 특징으로 하는 물품.
  8. 제7항에 있어서, 상기 물품이 증기 발생 장치의 관인 것을 특징으로 하는 물품.
  9. 제7항에 있어서, 상기 오스테나이트 스테인레스 합금이 UNS 표준 명칭 N06600(Ni-16Cr-9Fe)을 갖는 합금인 것을 특징으로 하는 물품.
KR1019950702527A 1992-12-21 1993-12-17 금속 재료의 열기계 가공방법 및 가공물품 KR100260111B1 (ko)

Applications Claiming Priority (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US99434692A 1992-12-21 1992-12-21
US07/994346 1992-12-21
US7/994346 1992-12-21
US08/167,188 US5702543A (en) 1992-12-21 1993-12-16 Thermomechanical processing of metallic materials
US8/167188 1993-12-16
US08/167188 1993-12-16
PCT/CA1993/000556 WO1994014986A1 (en) 1992-12-21 1993-12-17 Thermomechanical processing of metallic materials

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR950704522A KR950704522A (ko) 1995-11-20
KR100260111B1 true KR100260111B1 (ko) 2000-07-01

Family

ID=26862933

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1019950702527A KR100260111B1 (ko) 1992-12-21 1993-12-17 금속 재료의 열기계 가공방법 및 가공물품

Country Status (8)

Country Link
US (2) US5702543A (ko)
EP (1) EP0674721B1 (ko)
JP (1) JP2983289B2 (ko)
KR (1) KR100260111B1 (ko)
AT (1) ATE166111T1 (ko)
CA (1) CA2151500C (ko)
DE (1) DE69318574T2 (ko)
WO (1) WO1994014986A1 (ko)

Families Citing this family (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3235390B2 (ja) * 1995-02-03 2001-12-04 株式会社日立製作所 析出強化型オーステナイト鋼単結晶及びその用途
US20040112486A1 (en) * 1996-03-01 2004-06-17 Aust Karl T. Thermo-mechanical treated lead and lead alloys especially for current collectors and connectors in lead-acid batteries
US6342110B1 (en) * 1996-03-01 2002-01-29 Integran Technologies Inc. Lead and lead alloys with enhanced creep and/or intergranular corrosion resistance, especially for lead-acid batteries and electrodes therefor
US6129795A (en) * 1997-08-04 2000-10-10 Integran Technologies Inc. Metallurgical method for processing nickel- and iron-based superalloys
US6086691A (en) * 1997-08-04 2000-07-11 Lehockey; Edward M. Metallurgical process for manufacturing electrowinning lead alloy electrodes
US6397682B2 (en) 2000-02-10 2002-06-04 The United States Of America As Represented By The Department Of Energy Intergranular degradation assessment via random grain boundary network analysis
US6802917B1 (en) 2000-05-26 2004-10-12 Integran Technologies Inc. Perforated current collectors for storage batteries and electrochemical cells, having improved resistance to corrosion
US6344097B1 (en) 2000-05-26 2002-02-05 Integran Technologies Inc. Surface treatment of austenitic Ni-Fe-Cr-based alloys for improved resistance to intergranular-corrosion and-cracking
DE10256750A1 (de) * 2002-12-05 2004-06-17 Sms Demag Ag Verfahren zur Prozesssteuerung oder Prozessregelung einer Anlage zur Umformung, Kühlung und/oder Wärmebehandlung von Metall
JP3976003B2 (ja) 2002-12-25 2007-09-12 住友金属工業株式会社 ニッケル基合金およびその製造方法
US20060079954A1 (en) * 2004-10-08 2006-04-13 Robert Burgermeister Geometry and material for high strength, high flexibility, controlled recoil stent
US8273117B2 (en) * 2005-06-22 2012-09-25 Integran Technologies Inc. Low texture, quasi-isotropic metallic stent
US20080277398A1 (en) * 2007-05-09 2008-11-13 Conocophillips Company Seam-welded 36% ni-fe alloy structures and methods of making and using same
US9260790B2 (en) * 2007-12-18 2016-02-16 Integran Technologies Inc. Method for preparing polycrystalline structures having improved mechanical and physical properties
EP2072631A1 (fr) * 2007-12-20 2009-06-24 Ugine & Alz France Tole en acier inoxydable austenitique et procédé d'obtention de cette tole
EP2112237B1 (en) 2008-04-21 2017-09-13 Secretary, Department Of Atomic Energy Development of a very high resistance to sensitization in austenitic stainless steel through special heat treatment resulting in grain boundary microstructural modification
US8876990B2 (en) * 2009-08-20 2014-11-04 Massachusetts Institute Of Technology Thermo-mechanical process to enhance the quality of grain boundary networks
JP5499933B2 (ja) * 2010-01-12 2014-05-21 三菱マテリアル株式会社 電気銅めっき用含リン銅アノード、その製造方法および電気銅めっき方法
CN102312180A (zh) * 2011-08-31 2012-01-11 苏州热工研究院有限公司 一种提高镍基合金产品抗应力腐蚀性能的表面处理方法
JP5846555B2 (ja) * 2011-11-30 2016-01-20 国立研究開発法人物質・材料研究機構 ニッケルフリー高窒素ステンレス製材料の圧延・抽伸加工方法、ニッケルフリー高窒素ステンレス製シームレス細管及びその製造方法
BR112013012415A2 (pt) * 2013-02-04 2019-09-24 Madeco Mills S A tubo para o consumidor final com mínima oxidação interior e exterior, com grãos que podem ser selecionáveis por tamanho e ordem; e processo de produção de tubos
US10316380B2 (en) * 2013-03-29 2019-06-11 Schlumberger Technolog Corporation Thermo-mechanical treatment of materials
TWI491744B (zh) * 2013-12-11 2015-07-11 China Steel Corp 沃斯田鐵系合金及其製造方法
CN109717992B (zh) * 2014-11-28 2021-07-16 元心科技(深圳)有限公司 管腔支架预制件及由管腔支架预制件制备的管腔支架
CN105420472A (zh) * 2015-11-11 2016-03-23 上海大学 提高316Lmod不锈钢耐腐蚀性能的晶界工程工艺方法
JP6355671B2 (ja) * 2016-03-31 2018-07-11 Ｊｘ金属株式会社 Ｃｕ−Ｎｉ−Ｓｉ系銅合金条及びその製造方法
CN106755862A (zh) * 2016-11-11 2017-05-31 合鸿新材科技有限公司 一种适用于冷变形工艺的低温软化方法

Family Cites Families (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US1878936A (en) * 1928-11-24 1932-09-20 Bell Telephone Labor Inc Refining of copper
US1911023A (en) * 1930-05-01 1933-05-23 Gen Electric Method for preventing embrittlement of copper
US2184498A (en) * 1937-11-17 1939-12-26 Nat Tube Co Manufacture of steel or alloy tubes
US2237244A (en) * 1940-01-26 1941-04-01 Revere Copper & Brass Inc Method of making corrosion resistant metal tubes
US2394673A (en) * 1943-02-11 1946-02-12 New Jersey Zinc Co Brass
US3046166A (en) * 1959-07-01 1962-07-24 Olin Mathieson Treatment of brass
GB1124287A (en) * 1964-12-03 1968-08-21 Atomic Energy Authority Uk Improvements in the treatment of stainless steel tubes
FR1475970A (fr) * 1965-03-01 1967-04-07 Atomic Energy Authority Uk Tubes de gainage
US3788902A (en) * 1972-11-24 1974-01-29 Olin Corp Process for improving the elongation of grain refined copper base alloys
US3841921A (en) * 1973-03-02 1974-10-15 Olin Corp Process for treating copper alloys to improve creep resistance
US3867209A (en) * 1973-09-17 1975-02-18 Kobe Steel Ltd Method of treating Ti-Nb-Zr-Ta superconducting alloys
US3855012A (en) * 1973-10-01 1974-12-17 Olin Corp Processing copper base alloys
US4070209A (en) * 1976-11-18 1978-01-24 Usui International Industry, Ltd. Method of producing a high pressure fuel injection pipe
JPS5947845B2 (ja) * 1977-07-26 1984-11-21 シャープ株式会社 透明導電膜製造方法
DE2833339C2 (de) * 1978-07-29 1983-12-15 Kernforschungszentrum Karlsruhe Gmbh, 7500 Karlsruhe Verfahren zur Gefügeverbesserung von gezogenen Rohren aus austenitischen Chrom-nickel-Stählen
US4354882A (en) * 1981-05-08 1982-10-19 Lone Star Steel Company High performance tubulars for critical oil country applications and process for their preparation
US4435231A (en) * 1982-03-31 1984-03-06 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Cold worked ferritic alloys and components
DE3407307A1 (de) * 1984-02-24 1985-08-29 Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf Verwendung einer korrosionsbestaendigen austenitischen eisen-chrom-nickel-stickstoff-legierung fuer mechanisch hoch beanspruchte bauteile
FR2565323B1 (fr) * 1984-05-30 1986-10-17 Framatome Sa Procede de protection contre la corrosion d'un tube de generateur de vapeur et dispositif pour la mise en oeuvre de ce procede
US4613385A (en) * 1984-08-06 1986-09-23 Regents Of The University Of California High strength, low carbon, dual phase steel rods and wires and process for making same
JPS6164853A (ja) * 1984-09-06 1986-04-03 Toshiba Corp 管内部品用素材とその製造方法
US4832756A (en) * 1985-03-18 1989-05-23 Woodard Dudley H Controlling distortion in processed beryllium copper alloys
FR2585817B1 (fr) * 1985-08-05 1989-08-25 Framatome Sa Procede et dispositif de traitement de surface pour les echangeurs de chaleur
JPS6240336A (ja) * 1985-08-13 1987-02-21 Mitsubishi Metal Corp 冷間成形性のすぐれたＮｉ―Ｆｅ―Ｃｒ系合金板材の製造法
US5017249A (en) * 1988-09-09 1991-05-21 Inco Alloys International, Inc. Nickel-base alloy
US4877461A (en) * 1988-09-09 1989-10-31 Inco Alloys International, Inc. Nickel-base alloy
JPH0313529A (ja) * 1989-06-08 1991-01-22 Hitachi Ltd ステンレス鋼の焼鈍方法
US5039478A (en) * 1989-07-26 1991-08-13 Olin Corporation Copper alloys having improved softening resistance and a method of manufacture thereof
US5017250A (en) * 1989-07-26 1991-05-21 Olin Corporation Copper alloys having improved softening resistance and a method of manufacture thereof
JPH0774420B2 (ja) * 1991-02-21 1995-08-09 日本碍子株式会社 ベリリウム銅合金の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP0674721A1 (en) 1995-10-04
ATE166111T1 (de) 1998-05-15
DE69318574T2 (de) 1999-01-07
US5702543A (en) 1997-12-30
JP2983289B2 (ja) 1999-11-29
JPH08507104A (ja) 1996-07-30
CA2151500A1 (en) 1994-07-07
WO1994014986A1 (en) 1994-07-07
DE69318574D1 (de) 1998-06-18
KR950704522A (ko) 1995-11-20
US5817193A (en) 1998-10-06
EP0674721B1 (en) 1998-05-13
CA2151500C (en) 1999-02-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100260111B1 (ko) 금속 재료의 열기계 가공방법 및 가공물품
US3642543A (en) Thermomechanical strengthening of the superalloys
EP2481823B1 (en) Nanocrystal titanium alloy and production method for same
US3676225A (en) Thermomechanical processing of intermediate service temperature nickel-base superalloys
GB2158373A (en) Method of manufacturing rolled titanium alloy sheets
JPS60100655A (ja) 耐応力腐食割れ性のすぐれた高Ｃｒ含有Νｉ基合金部材の製造法
KR101630403B1 (ko) 다단 열간압연을 적용한 핵연료용 지르코늄 부품의 제조방법
EP0411537B1 (en) Process for preparing titanium and titanium alloy materials having a fine equiaxed microstructure
JPH03193850A (ja) 微細針状組織をなすチタンおよびチタン合金の製造方法
JPH0435550B2 (ko)
US3640781A (en) Two-phase nickel-zinc alloy
US3420716A (en) Method of fabricating and heat-treating precipitation-hardenable nickel-base alloy
US4435231A (en) Cold worked ferritic alloys and components
JPH10298682A (ja) 耐熱合金、耐熱合金の製造方法、および耐熱合金部品
JPS63130755A (ja) α＋β型チタン合金の加工熱処理方法
Popa et al. Processing effects on tensile superelastic behaviour of Fe43. 5Mn34Al15±XNi7. 5∓ X shape memory alloys
JPS6323263B2 (ko)
JPH03130351A (ja) 微細かつ等軸的組識を有するチタン及びチタン合金の製造方法
JP2001152277A (ja) Ｃｏ基合金およびその製造方法
JPS6350453A (ja) ジルコニウム基合金部材の製造法
CN117926076A (zh) 一种高塑性的亚稳β钛合金及其制备方法
JPH03277752A (ja) チタンおよびチタン合金材の組織改善方法
CN117926075A (zh) 一种高塑性高应变硬化亚稳β钛合金及其制备方法
Hall et al. Thermal and mechanical treatment for precipitation-hardening stainless steels
Korenko Cold worked ferritic alloys and components

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E902 Notification of reason for refusal
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20060330

Year of fee payment: 7

LAPS Lapse due to unpaid annual fee