KR102118007B1

KR102118007B1 - 오일 및 가스의 완성 및 시추 적용을 위한 고강도 내부식성 배관 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR102118007B1
Application number: KR1020147036996A
Authority: KR
Inventors: 사르완 쿠마르 만난
Original assignee: 헌팅턴 앨로이즈 코오포레이션
Priority date: 2012-06-11
Filing date: 2013-04-12
Publication date: 2020-06-03
Also published as: US10253382B2; WO2013188001A1; JP2015525299A; CN104395488A; KR20150023552A; BR112014030829A2; EP2734655A4; BR112014030829B1; US20130327447A1; JP6430374B2; EP2734655A1; EP2734655B1; CN104395488B

Abstract

본 발명은 Ni 약 35 내지 약 55중량%, Cr 약 12 내지 약 25중량%, Mo 약 0.5 내지 약 5중량%, Cu 약 3중량% 이하, Nb 약 2.1 내지 약 4.5중량%, Ti 약 0.5 내지 약 3중량%, Al 약 0.05 내지 약 1.0중량%, C 약 0.005 내지 약 0.04중량%, 잔여량의 Fe와 부수적인 불순물 및 탈산화제를 포함하는 고강도 내부식성 배관에 관한 것이다. 조성은 또한 식 (Nb-7.75C)/(Al+Ti) = 약 0.5 내지 약 9를 만족시킨다. 배관의 제조방법은 합금을 압출시켜 배관을 형성하고; 압출 배관을 냉간 가공하고; 냉간 가공된 배관을 어닐링하고; 어닐링 배관에 하나 이상의 시효 경화 단계를 적용함을 포함한다. 또 다른 방법은 합금을 약 2050℉ 이하의 온도에서 압출시키고; 압출 배관을 어닐링하고; 어닐링 배관에 하나 이상의 시효 경화 단계를 적용함을 포함한다.

Description

오일 및 가스의 완성 및 시추 적용을 위한 고강도 내부식성 배관 및 이의 제조방법{HIGH-STRENGTH CORROSION-RESISTANT TUBING FOR OIL AND GAS COMPLETION AND DRILLING APPLICATIONS, AND PROCESS FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 일반적으로 내부식성 금속 배관, 및 보다 특히 고강도, 내부식성 및 합당한 가격이 목적하는 특징인 부식성 유정 및 가스정 환경에서 특히 유용한 니켈-철-크롬 합금에 관한 것이다.

오래된 얕고 덜 부식성인 유정 및 가스정이 고갈됨에 따라, 보다 부식성인 환경에 직면하는 보다 깊은 시추를 감안하여 보다 고강도이고 보다 내부식성인 물질이 필요하다.

석유 산출 지대(oil patch) 적용은 이제 내부식성 및 강도가 증가한 합금을 필요로 한다. 이러한 증가하는 요구는 보다 높은 온도 및 압력을 수반하는 시추정(deep well); 증기 또는 이산화탄소(CO₂) 주입과 같은 강화된 회수 방법; 특히 연안에서의 증가된 관 응력; 및 황화수소(H₂S), CO₂ 및 염화물을 포함하는 부식성 정 성분을 포함하는 인자로부터 비롯된 것이다.

물질 선택은 H₂S를 함유하는, 사워 가스(sour gas) 정에 대해 특히 결정적이다. 사워 정 환경은 매우 독성이고 통상적인 탄소 강 오일 및 기체 합금에 대해 매우 부식성이다. 몇 가지 사워 환경에서, 부식은 관형 탄소 강과 함께 억제제를 사용하여 조절될 수 있다. 그러나, 억제제는 지속적인 고 비용을 수반하며, 고온에서는 종종 신뢰성이 없다. 배관 벽에 부식 허용량을 가하면 중량이 증가되고 내부 관 치수가 감소된다. 다수의 경우, 수명 주기 경제 및 안전성 측면의 바람직한 대체는 관 및 기타 정 성분용 내부식성 합금을 사용하는 것이다. 이러한 내부식성 합금은 억제제를 제거하고, 중량을 저하시키고, 안전성을 향상시키고, 개수(workover)를 제거하거나 최소화시키고, 정지 시간(downtime)을 감소시킨다.

13% 크롬 합금과 같은 마르텐사이트 스테인레스 강은 약간 부식성인 석유 산출 지대 적용에서 내부식성 및 강도 요건을 충족시킨다. 그러나, 13% 합금은 저수준 사워 가스 벽에 요구되는 적정한 내부식성 및 강도가 부족하다. 문헌[참조: Cayard et al., "Serviceability of 13Cr Tubulars in Oil and Gas Production Environments"]에는 사워 가스와 비-사워 가스 환경 사이의 전이 영역에서 작동하는 정에 대해 불충분한 내부식성을 갖는 13Cr 합금을 나타내는 설파이드 응력 부식 데이터가 공개되어 있다. 추가의 배경 기술은 스미스 2세(Smith, Jr.) 등에 허여된 미국 특허 제4,358,511호 및 히브너(Hibner) 등에 허여된 미국 특허 제5,945,067호에서 찾을 수 있다.

약하게 부식성인 벽은 다양한 13Cr 강에 의하여 취급되는 한편, Ni계 합금은 보다 높은 부식성의 환경에 필요하다. 보다 일반적으로 사용되는 석유 산출 지대 용도의 Ni계 합금은 부식성 사워 가스 환경에 대해 증가된 내성을 제공하는, 오스테나이트 고 Ni계 합금, 예를 들면, 합금 718, 725, 825, 925, G-3 및 C-276이다. 그러나, 이러한 위에서 언급된 합금은 지나치게 고가이거나 높은 강도 및 내부식성의 필요 조합을 갖지 않는다

매넌(Mannan) 등에 허여된 미국 특허 제7,416,618호에는 어닐링(annealing) 및 시효 경화에 의하여 형성된 니켈-철-크롬 합금이 기재되어 있다. 그러나, 상기 방법에 따라 제조된 배관은 오일 및 가스 탐사 및 시추 적용에서의 현재의 목표를 충족시키는 배관의 제조를 위한 모든 물질 요건을 충족시키지 않았다.

문헌[참조: Huizinga et al., "Offshore Nickel Tubing Hanger and Duplex Stainless Steel Piping Failure Investigations"]에는 합금 718 탐사 및 시추 성분들의 몇 가지 유망한 오일 및 가스 실패가 현장 근무에서의 석출 경화 합금의 적당한 인성 및 미세구조에 대한 관심을 높였다고 기재되어 있다. 합금 718의 경우, 균열을 발생시키는 미세구조 특징이 델타 상(Ni₃Cb)으로 확인되어 있다. 문헌[참조: Cassagne et al, "Understanding Field Failures of Alloy 718 Forging Materials in HP/HT wells"]에는 수소 취화가 화학 조성에 상관 없이 어떠한 과립간 제2 상에 의해서라도 촉진된다고 제시되어 있다. 문헌[참조: Mannan et al., "Physical Metallurgy of Alloys 718, 725, 725HS, 925 for Service in Aggressive Corrosive Environments"]에는 상당량의 임의의 제2의 상의 존재가 SSR(저 변형률) 시험에서의 면적 감소 비율, 연신율(%) 및 고장 시간을 감소시킨다고 나타나 있다. 추가로, 이는 인장 면적 감소 및 충격 강도를 저하시킨다. 이러한 관찰의 결과, 오일 및 가스 산지 적용을 위하여 보증되는 이러한 합금이 어떠한 주어진 적용에 대하여 필요한 통상적인 필요 특성 이외에 청정한 미세구조 및 최소 충격 강도를 가져야 한다는 요건이 제시되었다. 니켈계 합금 718의 미국 석유 협회(API) 명세서(UNS N07718)에는 니켈계 합금 718에 대한 유해 측면에 대한 금속조직학적 검사의 허용 기준이 설정되어 있다.

본 발명은 오일 및 가스 완성 및 시추 적용에 사용하기 위한 현재의 산업 요건을 충족시키는 배관 및 이의 제조방법을 제공함으로써, 선행 기술에서 직면한 문제들을 해결한다.

본 발명의 고강도 내부식성 배관은 Ni 약 35 내지 약 55중량%, Cr 약 12 내지 약 25중량%, Mo 약 0.5 내지 약 5중량%, Cu 약 3중량% 이하, Nb 약 2.1 내지 약 4.5중량%, Ti 약 0.5 내지 약 3중량%, Al 약 0.05 내지 약 1.0중량%, C 약 0.005 내지 약 0.04중량%, 잔여량의 Fe와 부수적인 불순물 및 탈산화제를 포함한다. 당해 배관의 조성은 다음 식을 만족시킨다:

시효 경화(age hardened) 조건하의 배관은 이의 그레인 경계를 따라 제2 상의 연속 네트워크가 부재한 미세구조를 가질 수 있다.

배관의 최소 0.2% 항복 강도(yield strength)는 실온에서 125ksi일 수 있다.

배관의 충격 강도(impact strength)는 -75℉에서 40ft lb 이상일 수 있다. 충격 강도는 50ft lb 이상일 수 있다.

시효 경화 조건하의 배관의 연신율은 실온에서 18% 이상, 바람직하게는 25% 이상, 보다 바람직하게는 30% 이상일 수 있다.

시효 경화 조건하의 배관은 최대 로크웰(Rockwell) 경도(Rc)가 실온에서 47일 수 있다.

배관은 0.2% 항복 강도가 실온에서 125ksi 이상이고, 연신율이 실온에서 18% 이상이고, 충격 강도가 50ft lb 이상이고, 최대 경도가 Rc 42일 수 있다.

배관은 0.2% 항복 강도가 실온에서 140ksi 이상이고, 연신율이 실온에서 18% 이상이고, 충격 강도가 40ft lb 이상이고, 최대 경도가 Rc 42일 수 있다.

배관은 0.2% 항복 강도가 실온에서 160ksi 이상이고, 연신율이 실온에서 18% 이상이고, 충격 강도가 40ft lb 이상이고, 최대 경도가 Rc 47일 수 있다.

본 발명의 고강도 내부식성 배관의 제조방법은, 합금을 압출시켜 배관을 형성하는 단계; 압출 배관을 냉간(cold working) 가공하는 단계; 냉간 가공된 배관을 어닐링하는 단계; 및 어닐링 배관에 하나 이상의 시효 경화 단계를 적용하는 단계를 포함한다.

냉간 가공 단계는 필거링(pilgering), 연신 또는 롤 성형(roll forming)을 포함할 수 있다.

냉간 가공 단계는 배관의 단면적의 약 5% 이상의 감소를 포함할 수 있다.

냉간 가공 단계는 배관의 단면적의 약 30% 이상의 감소를 포함할 수 있다.

냉간 가공 단계는 배관의 단면적의 약 50% 이상의 감소를 포함할 수 있다.

어닐링 단계는 약 1750 내지 약 2050℉에서 수행한다.

당해 방법은 2개의 시효 경화 단계를 포함할 수 있다. 제1 시효 경화 단계는 약 1275 내지 약 1400℉에서 수행하고, 제2 시효 경화 단계는 약 1050 내지 약 1250℉에서 수행할 수 있다. 어닐링 단계 이후 신속한 공기 또는 물 급냉(quenching)이 후속되고, 제1 시효 단계 이후 제2 시효 온도로의 노(furnace) 냉각에 이 후속되고, 이후 공냉이 후속될 수 있다.

본 발명의 고강도 내부식성 배관의 또 다른 제조방법은 합금을 압출시켜 배관을 형성하는 단계(여기서, 압출 단계는 약 2050℉ 이하의 온도에서 수행된다); 압출 배관을 어닐링하는 단계; 및 어닐링 배관에 하나 이상의 시효 경화 단계를 적용하는 단계를 포함한다.

도 1은 이의 그레인 경계를 따라 제2 상의 연속 네트워크를 갖는, 비교예에 따르는 미세구조를 나타낸다.
도 2는 이의 그레인 경계를 따라 제2 상의 연속 네트워크가 부재한, 본 발명의 양태에 따르는 미세구조를 나타낸다.

본 명세서에서는 달리 구체적으로 나타내지 않는 한, 모든 조성이 중량%로 기재되어 있다.

본 발명은 Ni-Fe-Cr 배관, 및 오일 및 가스 완성 및 시추 적용에 사용하기 위한 현재의 산업 요건을 충족시키는 청정한 미세구조 및 최소 충격 강도를 제공하는 배관의 제조방법에 관한 것이다. 배관은 또한 강도, 내부식성 및 비용이 물질 선택과 관련하여 중요한 인자인 해양 적용과 같은, 기타 적용에 유용하다.

간략하게 기술하자면, 배관은 특정한 미세구조를 발달시키기 위하여 소량의 Mo 및 Cu를 함유하고 조절되고 상호 연관된 양의 Nb, Ti, Al 및 C를 갖는 합금으로부터 성형된다. 대략적으로, 합금은 Ni 약 35 내지 약 55중량%, Cr 약 12 내지 약 25중량%, Mo 약 0.5 내지 약 5중량%, Cu 약 3중량% 이하, Nb 약 2.1 내지 약 4.5중량%, Ti 약 0.5 내지 약 3중량%, Al 약 0.05 내지 약 1.0중량%, C 약 0.005 내지 약 0.04중량%, 잔여량의 Fe와 부수적인 불순물 및 탈산화제를 함유하고, (Nb-7.75C)/(Al+Ti)의 비는 약 0.5 내지 약 9의 범위이다. 위의 계산에서, 7.75 × 탄소 중량%는 일반적으로 탄소(원자량 12.01)와 Nb(원자량 92.91) 사이의 원자량 차이를 설명한다. 즉, Nb 중량%에서 뺀 7.75 × C 중량%는 매트릭스에서 NbC로서의 C를 공제한 Nb의 양을 설명하려는 것이고, 석출 경화 상을 형성할 수 없다. Al 및 Ti의 총 중량%에 대한 이용 가능한 Nb 중량%의 비 값이 약 0.5 내지 약 9인 경우, 본 발명에 따라 가공한 이후의 합금은 강화 상으로서 존재하는 γ"(감마 더블 프라임) 상과 γ'(감마 프라임) 상의 조합으로서, 최소 약 1중량%의 γ" 상이 존재하는 조합을 갖고, 써모칼크(ThermoCalc)로 측정하여, 상기 비가 약 0.5 내지 약 8인 경우, γ' + γ"의 중량% 범위가 약 10 내지 약 30중량%, 바람직하게는 약 12 내지 약 25중량%이고, 상기 비가 약 0.5 내지 약 6인 경우, 보다더 협소하다.

니켈(Ni)은 주 원소들 중의 하나이다. Ni는 Fe계 매트릭스를 개질시켜 안정한 오스테나이트(austenite) 구조를 제공하며, 이는 우수한 열 안정성 및 성형성에 필수적이다. Ni는 Ni₃Al형 γ' 상을 형성하며, 이는 고강도에 필수적이다. 또한, 최소 약 35%의 Ni가 우수한 수성 응력 부식 내성을 가질 것이 요구된다. 다소 높은 Ni 함량은 금속 비용을 증가시킨다. Ni 범위는 대략적으로 약 35 내지 약 55%로 정의된다. 바람직하게는, Ni 함량의 하한은 약 38%이고, Ni 함량의 상한은 약 53%이다.

크롬(Cr)은 내부식성에 필수적이다. 최소 약 12% Cr이 공격적인 부식 환경에 필요하지만, 약 25% 초과의 Cr은 α-Cr 및 σ 상의 형성을 유발하는 경향이 있고, 이는 기계적 특성에 유해하다. 대략적 Cr 범위는 약 12 내지 약 25%로 정의된다. 바람직하게는, Cr 함량의 하한은 약 16%이고, Cr 함량의 상한은 약 23%이다.

몰리브덴(Mo)이 합금에 존재한다. Mo의 첨가는 내공식성(pitting corrosion resistance)을 증가시키는 것으로 공지되어 있다. Mo의 첨가는 Mo의 원자 반경이 Ni 및 Fe보다 훨씬 크기 때문에 치환 고용체 강화에 의하여 Ni-Fe 합금의 강도를 또한 증가시킨다. 그러나, 약 8% 초과의 Mo는 Ni, Fe 및 Cr과 불필요한 Mo₇(Ni,Fe,Cr)₆형 μ상 또는 삼원 σ상(시그마)을 형성하는 경향이 있다. 이들 상은 작업성을 저하시킨다. 또한, 고가이므로, 보다 높은 Mo 함량은 합금 비용을 불필요하게 증가시킨다. Mo 범위는 대략적으로 약 0.5 내지 약 5%로 정의된다. 바람직하게는, Mo 함량의 하한은 약 1.0%이고, Mo 함량의 상한은 약 4.8%이다.

구리(Cu)는 비산화 부식성 환경에서 내부식성을 향상시킨다. Cu 및 Mo의 상승 효과는 고도의 염화물을 함유하는 산성 환경이 감소되는 통상적인 석유 산출 지대 적용에서의 부식 대응으로 인정된다. Cu 범위는 대략적으로 약 0 내지 약 3%로 정의되고, 보다 바람직하게는 Cu 함량은 약 0.2 내지 약 3%로 정의된다.

알루미늄(Al) 첨가는 높은 강도에 기여하는 Ni₃(Al)형 γ'-상을 형성시킨다. 특정한 최소 함량의 Al이 γ'의 형성을 촉발시키는 데 요구된다. 추가로, 합금의 강도는 γ'의 용적 분율에 비례한다. 그러나, 다소 높은 용적 분율의 γ'은 열간 가공성을 저하시킨다. 알루미늄 범위는 대략적으로 약 0.05 내지 약 1.0%로 정의되고, 보다 바람직하게는 Al 함량의 하한은 약 0.1%이고, 상한은 약 0.7%이다.

티탄(Ti)은 Ni₃(Al)로 혼입되어 Ni₃(AlTi)형 γ' 상을 형성하며, 이는 γ' 상의 용적 분율을 증가시키고, 이에 따라, 합금의 강도를 증가시킨다. γ'의 강화 효능은 또한 γ'과 매트릭스 사이의 격자 부정합에 의하여 강화된다. 티탄은 γ'의 격자 간격을 증가시키는 경향이 있다. 상승적인 Ti 증가 및 Al 감소는 격자 부정합을 증가시켜 강도를 증가시키는 것으로 공지되어 있다. Ti 및 Al 함량은 본원에서 격자 부정합을 최대화시키도록 최적화되었다. Ti의 또 다른 중요한 이점은 TiN으로서 존재하는 N에 묶여 있다는 것이다. 매트릭스 중의 N 함량을 저하시키면 합금의 열간 가공성이 향상된다. 매우 다량의 Ti는 불필요한 N₃Ti형 η 상의 침전을 유도하며, 이는 열간 가공성 및 연성을 저하시킨다. 대략적인 티탄 범위는 약 0.5 내지 약 3%이다. 바람직하게는, Ti 함량의 하한은 약 0.6%이고, Ti 함량의 상한은 약 2.8%이다.

니오브(Nb)는 Ni₃(AlTi)과 반응하여 Ni₃(AlTiNb)형 γ' 상을 형성하며, 이는 γ' 상의 용적 분율 및, 이에 따라, 강도를 증가시킨다. Nb, Ti, Al 및 C의 특정한 조합으로 γ' 및 γ" 상이 형성되며, 이는 강도를 극적으로 증가시킨다. (Nb - 7.75C)/(Al + Ti)의 비는 목적하는 고 강도를 수득하는 약 0.5 내지 약 9의 범위이다. 또한, 합금은 강화 상으로서 최소 약 1중량%의 γ"을 가져야 한다. 이러한 강화 효과 이외에, Nb는 NbC로서 C에 묶여서, 매트릭스 중의 C 함량을 감소시킨다. Nb의 탄화물 형성 능력은 Mo 및 Cr보다 높다. 결과적으로, Mo 및 Cr은 원소 형태로 매트릭스에 보유되며, 이는 내부식성에 필수적이다. 또한, Mo 및 Cr 탄화물은 그레인 경계에서 형성되는 경향이 있는 반면, NbC는 구조 전체적으로 형성된다. Mo 및 Cr 탄화물의 제거/최소화는 연성을 향상시킨다. 매우 높은 함량의 Nb는 불필요한 σ-상 및 과량의 NbC 및 γ"을 형성하는 경향이 있으며, 이는 가공성 및 연성에 유해하다. 니오브 범위는 대략적으로 약 2.1 내지 약 4.5%이다. 바람직하게는, Nb 함량의 하한은 약 2.2%이고, Nb 함량의 상한은 약 4.3%이다.

철(Fe)은 기재된 합금에서 실질적인 잔량을 구성하는 원소이다. 이 시스템에서 다소 높은 Fe 함량은 열 안정성 및 내부식성을 감소시키는 경향이 있다. Fe가 약 35%, 보다 바람직하게는 약 32%를 초과하지 않는 것이 바람직하다. Fe 함량의 하한은 바람직하게는 약 14%, 보다 바람직하게는 약 16%, 보다 바람직하게는 약 18%, 보다더 바람직하게는 약 20%이다. 추가로, 합금은 부수적인 양의 Co, Mn, Si, Ca, Mg, Ta, S, P 및 W를 바람직하게는 5중량%의 최대량으로 함유할 수 있다. 이하에서는, 기재 내용에 예시적인 합금을 포함하여 본 발명을 추가로 설명한다.

바람직하게는, 합금 조성물은 다음 식을 만족시킨다:

위의 식의 계산 값이 약 0.5 내지 약 9의 목적하는 범위에 해당하는 경우, 그리고 본 발명에 따라 가공 후, 최소 약 1중량% γ" 상이 γ' 상과 함께, 합금 매트릭스에 존재하고, 약 10 내지 약 30%의 γ' + γ" 상의 총 중량%가 존재하며, 이는 약 125ksi를 초과하는 강화된 항복 강도를 설명한다고 여겨진다. 본 발명의 합금은 약 1 내지 약 10중량%의 γ" 상을 함유한다. γ' + γ" 중량%의 합은 바람직하게는 약 10 내지 약 30%, 보다 바람직하게는 약 12 내지 약 25%이다.

위에서 기재된 조성에 따르는 합금은 합금을 압출시켜 배관을 형성하고, 압출 배관을 어닐링하고, 어닐링 배관에 하나 이상의 시효 경화 단계를 적용하여 제조하였다.

표 1은 평가된 상이한 합금의 화학 조성을 나타낸다.

합금	Ni	Fe	Cr	Mo	Cu	Mn	Si	Nb	Ti	Al	C
1259	47.2	잔부	20.6	3.2	2.0	0.08	0.06	3.1	1.53	0.14	0.008
1260	47.2	잔부	20.5	3.2	2.0	0.08	0.08	3.1	1.55	0.15	0.009
1292	47.4	잔부	20.7	3.2	2.0	0.13	0.07	3.2	1.57	0.18	0.009
1293	47.2	잔부	20.6	3.2	2.0	0.16	0.06	3.1	1.57	0.19	0.010
1420	47.1	잔부	20.5	3.2	1.9	0.05	0.07	3.1	1.52	0.18	0.007
XX4058	53.3	잔부	20.5	3.2	2.1	0.07	0.09	4.0	1.52	0.11	0.012

구체적으로, 합금은 초기에 다음 절차에 따라 배관으로 가공하였다. 1149℃(2100℉)에서의 압출 단계를 사용하여 합금을 배관으로 형성하였다. 외경(outer diameter, OD) 347mm(13.65in)의 트레패닝 빌렛(trepanned billet)으로부터 압출 후, 압출물(쉘)을 1038℃(1900℉)에서 1시간 동안 어닐링한 다음, 수 급냉(water quenching, WQ)시킨 다음, 704℃(1300℉)에서 8시간 동안 2단계 시효 경화시킨 다음, 621℃(1150℉)로 8시간 동안 노 냉각(furnace cooling, FC)시킨 다음, 공냉(air cooling, AC)시켰다. 이어서, 수득한 배관을 미세구조, 인장 특성 및 충격 강도에 대하여 평가하였다. 아래 표 2에 비교예 CE1로 나타낸 바와 같이, 물질은 청정 요건을 통과하지 못했고, 충격 강도는 불충분하였다. 어닐링 온도[1066℃(1950℉), 1079℃(1975℉) 및 1093℃(2000℉)][표 2, 2-4행]를 상승시키고 또한 시효 조건을 690℃(1275℉)/8.5h/FC 내지 621℃(1150℉)/8.5h/AC로 낮추어 요건을 충족시키려는 노력은 미세구조를 청정화시키지 못하였고, 충격 강도를 최소 40ft lb 또는 바람직한 충격 강도인 50ft lb 이상으로 상승시키지도 못하였다. 불만족스러운 미세구조의 예를 도 1에 나타내며, 이는 교차선의 연속 네트워크를 형성하는 제2 상의 네트워크인, 이의 그레인 경계를 따르는 제2 상의 연속 네트워크를 갖는 미세구조를 나타낸다. 더욱이, 도 1은 제2 상에 의하여 완전히 커버되는, 대표적인 그레인, 즉 미세구조의 벌크를 나타내는 그레인을 나타낸다.

명세서를 충족시키지 못한 합금 가공

비교예(Comp Ex)	합금 번호	어닐링 ℃(℉)	2단계 시효 ℃(℉)	항복 강도 MPa (ksi)	극한 강도 MPa/ksi	연신율 %	경도 Rc	충격 강도 J/ ft lb	청정 미세구조 통과/실패
CE1	HW 1293	1038℃/ 1900℉/1h/WQ	704℃(1300℉)/8h/FC 621℃(1150℉)/8h/AC	978 (140)	1118 (162.2)	26.4	34.9	59.51 (43.6)	실패
CE2	HW 1292	1066℃/ 1950℉/1h/WQ	704℃(1300℉)/8h/FC 621℃(1150℉)/8h/AC	913 (132.4)	1104 (160.1)	23.8	36.9	44.64 (32.7)	실패
CE3	HW 1292	1079℃/ 1975℉/1h/WQ	704℃(1300℉)/8h/FC 621℃(1150℉)/8h/AC	924 (134.0)	1114 (161.6)	24.8	38.5	45.18 (33.1)	실패
CE4	HW 1292	1093℃/ 2000℉/1h/WQ	704℃(1300℉)/8h/FC 621℃ (1150℉)/8h/AC	934 (135.5)	1129 (163.8)	25.2	37.9	44.91 (32.9)	실패
CE5	HW 1259	1038℃/ 1900℉/1h/WQ	690℃(1275℉)/8h/FC 621℃(1150℉)/8h/AC	886 (128.5)	1104 (160.1)	30.2	33.9	62.11 (45.5)	실패

따라서, 청정한 미세구조 및 향상된 충격 강도에 대한 현재의 산업 요건을 충족시키는 배관을 제조하는 방법을 밝혀내기 위하여 연구를 수행하였다. 청정한 미세구조에 대하여, 시효 경화 조건하의 배관은 이의 그레인 경계를 따라 제2 상의 연속 네트워크가 부재하지만, 개별적인 분리 그레인은 이의 그레인 경계를 따라 제2 상을 가질 수 있다. 바람직하게는, 어떠한 대표적인 그레인도 도 1에 나타낸 바와 같은 제2 상에 의하여 완전히 커버되지 않는다. 보다 바람직하게는, 미세구조는 본원에서 전체적으로 참조로 인용된, API의 니켈계 합금 718의 명세서 섹션 4.2.2.3에 기술된 허용 기준을 충족시킨다. 배관이 청정한 미세구조 특징을 만족시키는지 결정하는 데 있어서, 금속조직학적 샘플의 단면을 검사하기 위한 통상의 기준에 따라 광학 현미경을 사용하여 샘플을 100× 및 500×에서 검사한다. 역시 본원에 전체적으로 참조로 인용된, API의 니켈계 합금 718의 명세서, 부록 A는 허용되는 미세구조 및 허용되지 않은 미세구조의 예를 포함한다. 만족스러운 미세구조의 예를 도 2에 나타내며, 이는 이의 그레인 경계를 따라 제2 상의 연속 네트워크 구조가 부재한 미세구조를 나타내지만, 개별적인 분리 그레인은 이의 그레인 경계를 따라 제2 상을 갖는다. 도 2에 나타낸 바와 같이, 어떠한 대표적인 그레인, 즉 미세구조의 벌크를 나타내는 그레인이라도 제2 상에 의하여 완전히 커버되지 않는다.

향상된 충격 강도를 위하여, 시효 강화 조건하의 배관은 -75℉에서 40ft lb 이상, 바람직하게는 -75℉에서 50ft lb 이상의 충격 강도를 갖는다. 충격 강도를 측정하는 데 있어서, 샤르피(Charpy) V-노치 충격 시험을 ASTM A 370에 따라 수행한다. 크기 또는 기하가 횡방향 시험편(횡단면이 3in 미만인 물질)의 사용을 막지 않는 한, 그레인 유동의 제1 방향을 가로질러 배향된 시험편을 사용한다. 횡방향 시험편이 이러한 이유로 사용될 수 없는 경우, 종방향 시험편을 사용한다. 시험편을 말단으로부터 1.25in 이상 및 측면으로부터의 중간 벽 위치에서 제거한다.

배관은 또한 바람직하게는 최소 0.2% 항복 강도가 실온에서 125ksi(바람직하게는 0.2% 항복 강도가 140ksi, 보다 바람직하게는 160ksi 이상)이고, 연신율이 실온에서 18% 이상(바람직하게는 25%, 보다 바람직하게는 30% 이상)이고, 최대 로크웰 경도가 실온에서 42이다.

놀랍게도, 위의 요건들이 합금을 압출시켜 배관을 형성하는 단계, 압출 배관을 냉간 가공(예를 들면, 필거링, 연신 또는 롤 성형)하는 단계, 냉간 가공된 배관을 어닐링하는 단계 및 어닐링 배관에 하나 이상의 시효 경화 단계를 적용하는 단계를 포함하는 본 발명의 방법에 의하여 달성될 수 있음이 밝혀졌다. 냉간 가공 단계는 예를 들면, 배관의 단면적 약 5%이상 감소, 배관의 단면적 약 30% 이상 감소, 또는 배관의 단면적 약 50% 이상 감소를 포함할 수 있다.

또한, 놀랍게도, 위의 요건이 합금을 특정 온도에서 압출시키는 단계; 압출 배관을 어닐링하는 단계; 및 어닐링 배관에 하나 이상의 시효 경화 단계를 적용하는 단계를 포함한다. 낮은 온도에 대하여, 약 2050℉ 미만의 온도가 충분할 수 있다고 여겨진다.

본 발명의 합금과 관련하여 사용되는 어닐링 및 시효 경화 조건은 바람직하게는 다음과 같다. 어닐링은 약 1750 내지 약 2050℉(약 954 내지 약 1121℃)의 온도 범위에서 수행된다. 시효는 바람직하게는 2단계 절차로 달성된다. 높은 온도는 약 1275 내지 약 1400℉(약 690 내지 약 760℃)의 범위이고 낮은 온도는 약 1050 내지 1250℉(약 565 내지 약 677℃)의 범위이다. 어느 온도 범위의 단일 온도 시효도 가능하지만, 시효 시간을 현저히 연장시키고, 약간 낮은 강도 및/또는 연성이 발생될 뿐만 아니라, 일반적으로 열처리 비용을 상승시킬 수 있다.

공기 용융이 만족스럽지만, 본 발명의 합금은 바람직하게는 VIM 실시 또는 VIM + VAR 용융 실시를 사용하여 제조하여 잉곳의 청정성을 보장한다. 그 다음, 본 발명의 내관의 제조방법은 제조된 합금을 압출시켜 배관을 형성한 다음, 압출 배관을 냉간 가공하고 냉간 가공된 배관을 어닐링함을 포함한다. 어닐링은 바람직하게는 약 1750℉(약 954℃) 내지 약 2050℉(약 1121℃)에서 약 0.5 내지 약 4.5시간, 바람직하게는 1시간 동안 가열하여 제1 용액 어닐링한 다음, 수 급냉 또는 공냉시킴을 포함한다. 이어서, 생성물을 바람직하게는 약 1275℉(약 691℃) 이상의 온도로 가열하여 시효시키고, 이 온도에서 약 6 내지 약 10시간 동안 유지시켜 γ' 및 γ" 상을 침전시키고, 임의로 약 1050℉(약 565℃) 내지 약 1250℉(약 677℃)에서 제2 시효 열처리하고 이 온도에서 유지하여 약 4 내지 약 12시간 동안, 바람직하게는 약 8시간 동안 제2 시효 단계를 수행할 수 있다. 물질은 시효 후, 주위 온도로 공냉시켜 목적하는 미세구조를 달성하고, γ' 및 γ" 강화를 최대화시킨다. 이러한 방식으로 가공 후, 목적하는 미세구조는 매트릭스 + γ' 및 최소 1%의 γ"으로 이루어진다. 대략적으로, γ'+γ"의 총 중량%는 약 10 내지 약 30, 바람직하게는 약 12 내지 약 25이다.

위에서 설명한 바와 같이, 청정한 미세구조 및 -75℉에서의 개선된 충격 강도를 발달시키기 위하여, 냉간 가공 단계(예: 필거링, 연신 또는 롤 성형)를 압출(압출 단계와 냉간 가공 단계 사이에 어닐링의 존재 또는 부재하에)과 최종 어닐링 및 시효 전 사이에 개재시킨다. 놀랍게도, 냉간 가공 단계로 목표 인성을 충족시키는 청정한 미세구조 및 보다 높은 충격 강도가 둘 다 생성되었다. 이는 인장 특성의 저하 없이 달성되었다. 재결정화 온도[약 1093℃(약 2000℉), 바람직하게는 대략 실온) 이하에서의 변형에 이은 어닐링의 조합은 시효 동안 실질적인 그레인 경계 침전을 생성하지 않음이 밝혀졌다. 이들 공정은 다음 실시예를 참조하여 아래에 설명한다:

실시예 1

실시예 1에 따라, 0.2% 항복 강도가 실온에서 125ksi 이상이고, 연신율이 실온에서 약 18%이고, 충격 강도가 50ft lb 이상이고, 최대 경도가 Rc 42인 배관을 제조할 수 있으며, 이는 청정한 미세구조 요건을 통과한다.

공정을 다음과 같이 수행하였다: 이전에 기재된 실험으로부터 압출 조건, 즉 1149℉(2100℉)에서의 367mm(13.65in) 직경 트레패닝된 빌렛의 압출을 변경시키지 않고, 열 HW1260 압출로부터의 세 개의 쉘을 6.5%, 6.5% 및 7% 냉간 연신한 다음, 1038℃(1900℉)/1h/WQ의 통상적인 어닐링을 후속하고, 704℃(1300℉)/8h/FC 내지 621℃(1150℉)/8h/AC에서 시효시켰다. 가공 완료된 배관의 검사를 표 3에 제시하고, 미세구조중의 하나의 "청정한" 미세구조를 도 2에 나타낸다.

명세서를 총족시키는 중간 냉간 가공 단계를 포함한 합금 가공

합금 번호 관 크기	최종 어닐링 ℃(℉)	2단계 시효 ℃(℉)	항복 강도 MPa (ksi)	극한 강도 MPa/ksi	연신율 %	경도 Rc	충격 강도 J/ft lb	미세구조 통과/실패
HW1260 9.39 " OD x 0.595" 벽	1038℃/ 1900℉/ 1h/WQ	704℃ (1300℉)/8h/FC 621℃ (1150℉)/8h/AC	920 (133.4)	12.15 (176.2)	31.6	34.2	84.63 (62)	통과
HW1260 8.14" OD x 0.85" 벽	1038℃/ 1900℉/ 1h/WQ	704℃ (1300℉)/8h/FC 621℃ (1150℉)/8h/AC	916 (132.8)	1186 (172.0)	31.7	35.6	87.36 (64)	통과
HW1260 8.50" OD x 0.72" 벽	1038℃/ 1900℉/ 1h/WQ	704℃ (1300℉)/8h/FC 621℃ (1150℉)/8h/AC	916 (132.9)	1211 (175.7)	30.6	38.0	84.63 (62)	통과
실시예 1의 바람직한 최소 특성			861 (125)		18	42 최대	67.79 (50)	통과

실시예 2

실시예 2에 따라, 0.2% 항복 강도가 실온에서 140ksi 이상이고, 연신율이 실온에서 18% 이상이고, 충격 강도가 40ft lb 이상이고, 최대 경도가 Rc 42인 배관을 제조할 수 있으며, 이는 청정한 미세구조 요건을 통과한다.

당해 공정은 다음과 같이 수행하였다: 명세서 요건 충족에 대한 냉간 가공 범위를 변화시키는 효과를 측정하기 위하여, 열(XX4058)을 VIM + VAR 용융시키고, 1149℃(2100℉)에서 2개의 쉘[133mm(5.25in) OD x 15.88mm(0.625in) 벽]로 압출시키기 위하여 10.65" OD 트레패닝된 빌렛으로 열간 가공하였다. 이어서, 2개의 쉘을 1066℃(1950℉)/30 min/WQ에서 연속적으로 어닐링하였다. 그 다음, 위에서 기재된 조건을 사용하는 중간 연속 어닐링을 이용하여 제1 쉘을 89mm(3.5in) OD x 11.51mm(0.453in) 벽으로 2단계에서 35% 냉간 필거링하였다. 중간 합금을 114mm(4.5in) OD x 13.72mm(0.540in) 벽으로 26% 감소 후 사용하였다. 제2 쉘을 89mm(3.5in) OD x 11.51mm(0.453in) 벽으로 단일 단계에서 52% 냉간 필거링시켰다. 작은 시험 길이를 각각의 필거링 관으로부터 절단하였다. 각각의 공정 경로로부터의 시험 섹션을 1038℃(1900℉)/1h/AC에서 어닐링하였고, 704℃(1300℉)/8h/FC 내지 621℃(1150℉)/8h/AC에서 시효하였다. 수득한 인장 특성을 표 4에 제시한다.

명세서를 충족시키는 중간 냉간 가공 단계를 포함한 합금 가공

합금 번호 관 크기	최종 실험실 어닐링 ℃(℉)	2단계 시효 ℃(℉)	항복 강도 MPa (ksi)	극한 강도 MPa/ksi	연신율 %	경도 Rc	충격 강도 J/ft lb	미세구조 통과/실패
XX4058 필거링됨 35% 4.5 " OD x 0.540" 벽	1038℃/ 1900℉/ 1h/WQ	704℃ (1300℉)/8h/FC 621℃ (1150℉)/8h/AC	995 (144.3)	1302 (188.8)	32.0	38.8	85.86 (62.9)	통과
XX4058 필거링됨 52% 3.5" OD x 0.453" 벽	1038℃/ 1900℉/ 1h/WQ	704℃ (1300℉)/8h/FC 621℃ (1150℉)/8h/AC	1024 (148.5)	1325 (192.2)	31.0	38.8	86.54 (63.4)	통과
실시예 2의 바람직한 최소 특성			965 (140)		18	42 최대	54.25 (40)	통과

실시예 3

실시예 3에 따라, 0.2% 항복 강도가 실온에서 160ksi 이상이고, 연신율이 실온에서 약 18%이고, 충격 강도가 40ft lb 이상이고, 최대 경도가 Rc 47인 배관을 제조할 수 있으며, 이는 청정한 미세구조 요건을 통과한다.

열 XX4058의 2개의 필거링된 관의 인장 특성을 증가시키려는 시도에서, 어닐링 온도를 더 낮은 (1825℉)/1h/AC의 온도로 낮추고, 2단계 시효의 제1 단계의 온도를 (1325℉)/8h/FC로 약간 상승시키는 한편, 제2 단계는 (1150℉)/8h/AC에서 유지시켰다. 이러한 어닐링 + 시효에 대한 결과를 표 5에 나타내고, 결과는 인장 특성의 강화를 나타내는 한편, 목표 요건을 충족시키는 충격 강도 및 청정한 미세구조를 유지한다.

합금 번호 관 크기	최종 밀 어닐링 ℃(℉)	2단계 시효 ℃(℉)	항복 강도 MPa (ksi)	극한 강도 MPa/ksi	연신율 %	경도 Rc	충격 강도 J/ft lb	미세구조 통과/실패
XX4058 필거링됨 35% 4.5 " OD x 0.540" 벽	996℃/1825℉/ 1h/WQ	718℃(1325℉)/8h/ FC 621℃(1150℉)/8h/ AC	1076 (156.0)	1339 (194.2)	27.4	41.7	101.0 (74)	통과
XX4058 필거링됨 52% 3.5" OD x 0.453" 벽	996℃/1825℉/ 1h/WQ	718℃(1325℉)/8h/ FC 621℃(1150℉)/8h/ AC	1115 (161.7)	1369 (198.5)	28.6	41.4	98.28 (72)	통과
실시예 3의 바람직한 최소 특성			1103 (160)		18	47 최대	54.25 (40)	통과

실시예 4

완성 하드웨어로서 유용한 큰 직경의 두꺼운 벽 파이프를 제조하는 공정의 적용성을 입증하기 위하여, VIM + VAR 열 HW1420을 610mm(24") 잉곳으로서 주조하고, 1121℉(2050℉)에서 470mm(18.5in) 천공 빌렛으로 열간 가공하고, 1038℉(1900℉)에서 318mm(12.5in) OD x 54mm(2.125in) 벽 파이프로 압출시켰다. 보다 낮은 온도가 실온 냉간 가공이었던 것을 효과적으로 대체할 것이라는 기대에서 1900℉의 보다 낮은 온도 압출을 선택하였다(변형). 압출된 그대로의 파이프는 이어서, 1038℃(1900℉)/1h/WQ에서 어닐링하고, [704℃(1300℉)/8h/FC 내지 621℃(1150℉)/8h/AC에서 시효시켰다. 결과를 표 6에 제시한다. 결과는 목표 요건을 충족시키는 향상된 충격 강도 및 청정한 미세구조를 나타낸다. 압출 온도에 대하여, 2050℉ 이하의 온도, 바람직하게는 약 1850 내지 약 2050℉의 온도가 충분하다고 여겨진다.

명세서를 충족시키는 저온 압출 단계를 이용한 합금 가공

합금 번호 관 크기	최종 밀 어닐링 ℃(℉)	2단계 시효 ℃(℉)	항복 강도 MPa (ksi)	극한 강도 MPa/ksi	연신율 %	경도 Rc	충격 강도 J/ft lb	미세구조 통과/실패
HW1420 12.25"OD 2.125"벽	1038℃/ 1900F/ 1h/WQ	718℃ (1325℉)/8h/ FC 621℃ (1150℉)/8h/ AC	963 (139.6)	1187 (172.2)	26.6	37.5	85 (63)	통과

본 발명의 특정 양태를 상세히 기재하는 한편, 이러한 세부사항에 대한 다양한 변경 및 대체가 명세서 전체의 교시를 고려하여 전개될 수 있다는 것이 당업자에게 인정될 것이다. 본원에 기재된 현재로서 바람직한 양태는 단지 예시적인 것임을 의미하고, 첨부한 청구항의 전체 범위에 제공되는 본 발명의 영역 및 이의 임의 및 모든 동등물에 대하여 제한되지 않는다.

Claims

Ni 35 내지 55중량%, Cr 12 내지 25중량%, Mo 0.5 내지 5중량%, Cu 0.2 내지 3중량%, Nb 2.1 내지 4.5중량%, Ti 0.5 내지 3중량%, Al 0.05 내지 1.0중량%, C 0.005 내지 0.04중량%, 잔여량의 Fe와 부수적인 불순물 및 탈산화제를 포함하는 고강도 내부식성 배관으로서, 배관의 조성이 다음 식:

을 만족시키고, 시효 경화된 조건하의 배관이 미세구조의 그레인 경계를 따라 제2 상의 연속 네트워크가 부재한 미세구조를 갖고, 최소 0.2% 항복 강도가 실온에서 125ksi이고, 충격 강도가 -75℉에서 40ft lb 이상인 배관.
제1항에 있어서, 상기 충격 강도가 50ft lb 이상인 배관.
제1항에 있어서, 시효 경화 조건하에 연신율이 실온에서 18% 이상인 배관.
제1항에 있어서, 시효 경화 조건하에 연신율이 실온에서 25% 이상인 배관.
제1항에 있어서, 시효 경화 조건하에 연신율이 실온에서 30% 이상인 배관.
제1항에 있어서, 시효 경화 조건하에 최대 로크웰(Rockwell) 경도가 실온에서 47인 배관.
제1항에 있어서, 0.2% 항복 강도가 실온에서 125ksi 이상이고, 연신율이 실온에서 18% 이상이고, 충격 강도가 50ft lb 이상이고, 최대 경도가 Rc 42인 배관.
제1항에 있어서, 0.2% 항복 강도가 실온에서 140ksi 이상이고, 연신율이 실온에서 18% 이상이고, 충격 강도가 40ft lb 이상이고, 최대 경도가 Rc 42인 배관.
제1항에 있어서, 0.2% 항복 강도가 실온에서 160ksi 이상이고, 연신율이 실온에서 18% 이상이고, 충격 강도가 40ft lb 이상이고, 최대 경도가 Rc 47인 배관.
Ni 35 내지 55중량%, Cr 12 내지 25중량%, Mo 0.5 내지 5중량%, Cu 3중량% 이하, Nb 2.1 내지 4.5중량%, Ti 0.5 내지 3중량%, Al 0.05 내지 1.0중량%, C 0.005 내지 0.04중량%, 잔여량의 Fe와 부수적인 불순물 및 탈산화제를 포함하는 고강도 내부식성 배관으로서, 배관의 조성이 다음 식:

을 만족시키고, 시효 경화된 조건하의 배관이 미세구조의 그레인 경계를 따라 제2 상의 연속 네트워크가 부재한 미세구조를 갖고, 최소 0.2% 항복 강도가 실온에서 125ksi이고, 충격 강도가 -75℉에서 50ft lb 이상인 배관.
삭제
제10항에 있어서, 시효 경화 조건하에 연신율이 실온에서 18% 이상인 배관.
제10항에 있어서, 시효 경화 조건하에 최대 로크웰 경도가 실온에서 47인 배관.
제10항에 있어서, 0.2% 항복 강도가 실온에서 125ksi 이상이고, 연신율이 실온에서 18% 이상이고, 충격 강도가 50 ft lb 이상이고, 최대 경도가 Rc 42인 배관.
Ni 35 내지 55중량%, Cr 12 내지 25중량%, Mo 0.5 내지 5 중량%, Cu 3중량% 이하, Nb 2.1 내지 4.5중량%, Ti 0.5 내지 3중량%, Al 0.05 내지 1.0중량%, C 0.005 내지 0.04중량%, 잔여량의 Fe와 부수적인 불순물 및 탈산화제를 포함하고, 조성이 다음 식:

을 만족시키는 합금을 압출시켜 배관을 형성하는 단계,
압출 배관을 임의로 어닐링(annealing)한 다음, 냉간 가공하는 단계,
냉간 가공된 배관을 어닐링하는 단계 및
냉간 가공된 후 어닐링 된 배관에 하나 이상의 시효 경화 단계를 적용하는 단계를 포함하고,
상기 시효 경화된 배관이 γ"(감마 더블 프라임) 상과 γ'(감마 프라임) 상의 조합으로서, 강화 상으로서 최소 1중량%의 γ" 상이 존재하고, γ' + γ"의 중량% 범위가 10 내지 30중량%인 조합; 및 미세구조의 그레인 경계를 따라 제2 상의 연속 네트워크가 부재한 미세구조;를 갖고, 최소 0.2% 항복 강도가 실온에서 125ksi이고, 충격 강도가 -75℉에서 40ft lb 이상인,
고강도 내부식성 배관의 제조방법.
제15항에 있어서, 상기 냉간 가공 단계가 필거링(pilgering), 연신 또는 롤 성형(roll forming)인 방법.
제15항에 있어서, 상기 냉간 가공 단계가 상기 배관의 단면적 5% 이상의 감소인 방법.
제15항에 있어서, 상기 냉간 가공 단계가 상기 배관의 단면적 30% 이상의 감소인 방법.
제15항에 있어서, 상기 냉간 가공 단계가 상기 배관의 단면적 50% 이상의 감소인 방법.
제15항에 있어서, 상기 냉간 가공된 배관을 어닐링하는 단계가 1750 내지 2050℉에서 수행되는 방법.
제15항에 있어서, 상기 하나 이상의 시효 경화 단계가 제1 시효 경화 단계 및 제2 시효 경화 단계를 포함하는 방법.
제21항에 있어서, 상기 제1 시효 경화 단계가 1275 내지 1400℉에서 수행되고, 상기 제2 시효 경화 단계가 1050 내지 1250℉에서 수행되는 방법.
제22항에 있어서, 상기 냉간 가공된 배관을 어닐링하는 단계 이후 신속한 공기 또는 수 급냉(quenching)이 후속되고, 상기 제1 시효 단계 이후 제2 시효 온도로의 노 냉각이 후속되고, 이후 공냉이 후속되는 방법.
Ni 35 내지 55중량%, Cr 12 내지 25중량%, Mo 1.0 내지 4.8 중량%, Cu 3중량% 이하, Nb 2.1 내지 4.5중량%, Ti 0.5 내지 3중량%, Al 0.05 내지 1.0중량%, C 0.005 내지 0.04중량%, 잔여량의 Fe와 부수적인 불순물 및 탈산화제를 포함하고, 조성이 다음 식:

을 만족시키는 합금을 압출시켜 배관을 형성하는 단계로서, 압출 단계가 2050℉ 이하의 온도에서 수행되는 단계,
압출 배관을 어닐링하는 단계 및
어닐링 배관에 하나 이상의 시효 경화 단계를 적용하는 단계를 포함하고,
상기 시효 경화된 배관이 γ"(감마 더블 프라임) 상과 γ'(감마 프라임) 상의 조합으로서, 강화 상으로서 최소 1중량%의 γ" 상이 존재하고, γ' + γ"의 중량% 범위가 10 내지 30중량%인 조합; 및 미세구조의 그레인 경계를 따라 제2 상의 연속 네트워크가 부재한 미세구조;를 갖고, 최소 0.2% 항복 강도가 실온에서 125ksi이고, 연신율이 실온에서 18% 이상이고, 충격 강도가 -75℉에서 40ft lb 이상이고, 최대 로크웰(Rockwell) 경도가 실온에서 47인,
고강도 내부식성 배관의 제조방법.
제24항에 있어서, 상기 압출 단계가 1850 내지 2050℉의 온도에서 수행되는 방법.
제24항에 있어서, 상기 어닐링 단계가 1750 내지 2050℉에서 수행되는 방법.
제24항에 있어서, 상기 하나 이상의 시효 경화 단계가 제1 시효 경화 단계 및 제2 시효 경화 단계를 포함하는 방법.
제27항에 있어서, 상기 제1 시효 경화 단계가 1275 내지 1400℉에서 수행되고, 상기 제2 시효 경화 단계가 1050 내지 1250℉에서 수행되는 방법.
제27항에 있어서, 상기 어닐링 단계 이후 신속한 공기 또는 수 급냉이 후속되고, 제1 시효 단계 이후 제2 시효 온도로의 노 냉각이 후속되고, 이후 공냉이 후속되는 방법.