NO872215L

NO872215L - NICKEL ALLOY.

Info

Publication number: NO872215L
Application number: NO872215A
Authority: NO
Inventors: Richard B Frank; Terry A Debold; Sunil Widge; James W Martin
Original assignee: Carpenter Technology Corp
Priority date: 1986-05-27
Filing date: 1987-05-26
Publication date: 1987-11-30
Also published as: JPS63145740A; EP0247577B1; DE3773261D1; EP0247577A1; IL82587A0; CA1336945C; JP2729480B2; KR870011268A; NO872215D0

Description

Foreliggende oppfinnelse vedrører en nikkel-basert legering og mere spesielt en slik legering og produkter fremstilt derav som har en unik kombinasjon av egenskaper, såsom korrosjonsresistens og eldings-eller presipiteringsherdbar-het i varmebehandlet tilstand og uten at det er nødvendig med bearbeidelse under legeringens omkrystalliseringstemperatur. The present invention relates to a nickel-based alloy and more particularly such an alloy and products made from it which have a unique combination of properties, such as corrosion resistance and aging or precipitation hardenability in a heat-treated state and without the need for processing below the alloy's recrystallization temperature.

Den tiltagende leting etter fossile brennstoffer har resultert i et øket behov for en legering med forbedret korrosjonsresistens og konvensjonell flytegrense for å utholde betingelsene som utstyret utsettes for når det er nødvendig å undersøke og utnytte sure brønner. Spesielt i dype, sure brønner er de aktuelle betingelser slik at god spaltkorrosjonsresistens og spenningskorrosjonsoppsprek-ningsresistens er nødvendig, kombinert med høy styrke og seighet. I slike omgivelser er Cl-, HgS og COg tilstede ved forhøyet trykk og temperatur. De nødvendige styrker er en flytegrense (YS) større enn 7000 kp/cm<2>(0,2$), fortrinnsvis større enn 8400 kp/cm<2>i varmeherdet tilstand i stedet for koldbearbeidet, og hvis dette er mulig, kun med vanskelighet og høye omkostninger. En legering som er istand til å møte slike rigorøse krav har lenge vært ønsket for anvendelse ved fremstilling av komponenter for anvendelse i sure brønner. Et slikt materiale vil også være velegnet for bruk i andre anvendelser, hvor elementer med kompleks form eller relativt store seksjoner eksponeres til omgivelser som krever utmerket resistens mot klorider og/eller sulfider under høy strekkspenning, såsom innen den kjemiske industri eller annen industri som krever utmerket strekk-sprekkresistens. The increasing search for fossil fuels has resulted in an increased need for an alloy with improved corrosion resistance and conventional yield strength to withstand the conditions to which the equipment is exposed when it is necessary to investigate and utilize acidic wells. Especially in deep, acidic wells, the current conditions are such that good crevice corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance are necessary, combined with high strength and toughness. In such environments, Cl-, HgS and COg are present at elevated pressure and temperature. The required strengths are a yield strength (YS) greater than 7000 kp/cm<2>(0.2$), preferably greater than 8400 kp/cm<2>in the heat-hardened state rather than the cold-worked state, and if this is possible, only with difficulty and high costs. An alloy that is able to meet such rigorous requirements has long been desired for use in the manufacture of components for use in acid wells. Such a material will also be suitable for use in other applications, where elements with complex shapes or relatively large sections are exposed to environments that require excellent resistance to chlorides and/or sulfides under high tensile stress, such as in the chemical industry or other industries that require excellent tensile crack resistance.

US patent nr. 3.160.500 vedrører en matriks-avstivet legering beskrevet som å ha høy styrke og inneholde 55-62$ Ni, 7-1156 Mo, 3-4,5$ Nb, 20-24$ Cr, opptil 8$ W, maksi- US Patent No. 3,160,500 relates to a matrix-stiffened alloy described as having high strength and containing 55-62% Ni, 7-1156 Mo, 3-4.5% Nb, 20-24% Cr, up to 8% W , maxi-

mum 0,1$ C, maks. 0,5$ Si, maks. 0,5$ Mn, maks. 0,015$ B, maks. 0,40$ av et deoksyderingsmiddel valgt fra gruppen bestående av Al og Ti og resten utgjøres hovedsagelig av Fe, mum 0.1$ C, max. 0.5$ Say, max. 0.5$ Mn, max. 0.015$ B, max. 0.40$ of a deoxidizing agent selected from the group consisting of Al and Ti and the rest is made up mainly of Fe,

men ikke mer enn 20$. Her og i resten av beskrivelsen er prosentandelen angitt som vekt$, hvis ikke annet er indikert. Ved at den har en flytegrense på minst 4200 kp/cm<2>(0,2$) (414 MN/m<2>) ved romtemperatur og er i det vesentlige ikke-eldingsherdbar, idet eldingsherdbar er definert i patentet som en maksimal forøkning av flytegrensen på 1400 kp/cm<2>(138 MN/m<2>) når den utsettes for varmebehandling ved en temperatur i området 590-700 °C, sammenlignet med flytegrensen for legeringen i glødet tilstand. I henhold til patentet skal den totale mengde aluminium pluss titan tilstede i legeringen ikke overstige 0,4$, da legeringene ellers vil ha en tendens til å bli eldingsherdbare (kolonne 2, linjene 45-49). Legeringene 1-3 eksemplifisert i det nevnte patent og to legeringer (identifisert i det følgende som legering A og legering B) beskrives som å ligge utenfor den patenterte oppfinnelse, er vist i tabell I, hvor 0,2$ flytegrensen ved romtemperatur og i glødet tilstand (1040 °C, 1 time) rapportert i patentet, også er vist. but not more than 20$. Here and in the rest of the description, the percentage is given as weight$, unless otherwise indicated. In that it has a yield strength of at least 4200 kp/cm<2>(0.2$) (414 MN/m<2>) at room temperature and is essentially non-age-hardenable, as age-hardenable is defined in the patent as a maximum increase in yield strength of 1400 kp/cm<2> (138 MN/m<2>) when subjected to heat treatment at a temperature in the range of 590-700 °C, compared to the yield strength of the alloy in the annealed state. According to the patent, the total amount of aluminum plus titanium present in the alloy should not exceed 0.4$, otherwise the alloys will tend to become age-hardenable (column 2, lines 45-49). The alloys 1-3 exemplified in the aforementioned patent and two alloys (identified hereinafter as alloy A and alloy B) described as being outside the patented invention are shown in Table I, where the 0.2$ yield strength at room temperature and in the annealed condition (1040 °C, 1 hour) reported in the patent, is also shown.

Med hensyn til tabell I kan det bemerkes at wolfram kun er rapportert i forbindelse med legering2. Legering A er beskrevet å være "lignende sammensetning" som legering I, bortsett fra, som indikert (patentets kolonne 4, linjene 10 og 11). Legering B blekarakterisertsom "sterkt eldingsherdende, men med en flytegrense ved romtemperatur på kun 3465 kp/cm2 når den ble undersøkt etter gløding ved 1040 °C." With regard to Table I, it may be noted that tungsten is only reported in connection with alloy2. Alloy A is described to be of "similar composition" to Alloy I, except, as indicated (Patent Column 4, Lines 10 and 11). Alloy B was characterized as "strongly age-hardening, but with a yield strength at room temperature of only 3465 kp/cm2 when examined after annealing at 1040 °C."

En kommersielt tilgjengelig legering har lenge vært i salg og blitt solgt under varemerket "Pyromet 625" med en sammensetning som vist i tabell IA A commercially available alloy has long been in the market and has been sold under the trademark "Pyromet 625" with a composition as shown in Table IA

Således, selv om "Pyromet 625" legeringen såvel som andre sammensetinger i henhold til det nevnte US patent nr. 3.160.500 er særpreget ved utmerket korrosjonsresistens, spesielt resistens mot klorider, sulfider og karbondioksyd, kombinert med stabilitet ved forhøyde temperaturer, så ble denne kombinasjon av egenskaper oppnådd ved eliminering av tids- eller presipiteringsherdig for alle praktiske formål på grunn av den prohibitivt lange tid nødvendig ved forhøyet temperatur som er nødvendig for eldingsherding. Thus, although the "Pyromet 625" alloy as well as other compositions according to the aforementioned US patent no. 3,160,500 are characterized by excellent corrosion resistance, especially resistance to chlorides, sulfides and carbon dioxide, combined with stability at elevated temperatures, this combination of properties achieved by eliminating time or precipitation hardening for all practical purposes due to the prohibitively long time required at elevated temperature required for age hardening.

UD patent nr. 3.046.108 viser en eldingsherdbar nikkellege-ring inneholdende maksimum 0,2 C, maks. 1$ Mn, maks. 0,5$ Si, 10-25$ Cr, 2-5$ eller maks. 7$ Mo, 3-9$ Nb + Ta, 0,2-2$ Ti, 0,2-2$ Al, (Ti + Al < 2,5$), maks, 0,02$ B, maks. 0,5$ Zr, maks. 40$ Co, maks 40$ Fe og 45-80$ Ni + Co med nikkel UD patent no. 3,046,108 shows an age-hardenable nickel alloy ring containing a maximum of 0.2 C, max. 1$ Mn, max. 0.5$ Si, 10-25$ Cr, 2-5$ or max. 7$ Mo, 3-9$ Nb + Ta, 0.2-2$ Ti, 0.2-2$ Al, (Ti + Al < 2.5$), max, 0.02$ B, max. 0.5$ Zr, max. 40$ Co, max 40$ Fe and 45-80$ Ni + Co with nickel

<.30$ og Co <.40$. I henhold til patentet inneholder en foretrukket blanding 0,03$ C, 0,18$ Mn, 0,27$ Si, 21$ Cr, 0,6$ Al, 0,6$ Ti, 4$ Nb, 3$ Mo, 0,009$ B, 53$ Ni og resten Fe. I er ytterligere variant er jern begrenset til maks. 20$ med 60-75$ Ni + Co og Co <. 40$. Selv om en legering innen patentets område som har vært tilgjengelig under varemerket "Pyromet 718", er særpreget ved høy styrke, strekkbrudd-tid og duktilitet ved forhøyde temperaturer, så har denne blanding og 10 andre blandinger i henhold til US <.30$ and Co <.40$. According to the patent, a preferred mixture contains 0.03$ C, 0.18$ Mn, 0.27$ Si, 21$ Cr, 0.6$ Al, 0.6$ Ti, 4$ Nb, 3$ Mo, 0.009$ B, 53$ Ni and the rest Fe. In a further variant, iron is limited to max. 20$ with 60-75$ Ni + Co and Co <. 40$. Although an alloy within the scope of the patent which has been available under the trademark "Pyromet 718" is characterized by high strength, tensile failure time and ductility at elevated temperatures, this mixture and 10 other mixtures according to the US

patent nr. 3.046.108 ikke gitt den ønskede korrosjonsresistens i omgivelser som inneholder klorider, sulfider og karbondioksyd ved forhøyde temperaturer, slik som nødvendig for anvendelse i sure brønner. patent no. 3,046,108 did not provide the desired corrosion resistance in environments containing chlorides, sulphides and carbon dioxide at elevated temperatures, as required for use in acid wells.

Europeisk patentsøknad nr. 92.397 er på den annen side direkte uttrykt på å tilveiebringe en legering for anvendelse i sure gassbrønner hvor korrosjonsresistens er krevet mot sulfider, karbondioksyd, metan og saltlake (klorider) ved temperaturer på opptil 300 °C. Denne søknad antyder at den mest trolige grunn for brudd under slike betingelser er sulfidstrekk-korrosjonssprekking, kloridstrekk-korrosjonssprekking, grop- og generell korrosjon. I søknaden foreslås det en legering med den nødvendige korrosjonsresistens og høy flytegrense som er koldbearbeidbar, men ikke eldingsherdbar, og som inneholder 15-30$ Cr, 5-15$ Mo (Cr + Mo = 29-40$), 5-15$ Fe (Cr + Mo + Fe < 46$), C <. 0,06$, Al og European Patent Application No. 92,397, on the other hand, is directly expressed to provide an alloy for use in sour gas wells where corrosion resistance is required against sulphides, carbon dioxide, methane and brine (chlorides) at temperatures of up to 300°C. This application suggests that the most likely reason for failure under such conditions is sulphide stress corrosion cracking, chloride stress corrosion cracking, pitting and general corrosion. In the application, an alloy with the required corrosion resistance and high yield strength is proposed which is cold workable, but not age hardenable, and which contains 15-30$ Cr, 5-15$ Mo (Cr + Mo = 29-40$), 5-15$ Fe (Cr + Mo + Fe < 46$), C <. 0.06$, Al and

/eller Ti <. 1$, Si < 1$, Nb <.0,5$, Mn < 0,3$. rest Ni. Den foretrukne legering i henhold til søknaden er angitt å ha en flytegrense overstigende 1000 MN/m<2>(> 10150 kp/cm<2>) og som består av 20-30$ Cr, 7-12$ Mo, (Cr + Mo = 29-40$ og Cr - 2 x Mo = 2-12$), 5-15$ Fe, Cr + Mo ++ Fe <. 46$, 0,05-0,5$ Al og/eller Ti, C<. 0,06$, Nb <. 0,5$, Si <. 0,5$, Mn <. 0,2$, rest Ni. Blant legeringene A-X er det seks sammensetninger som faller utenfor det som er krevet i den nevnte europeiske søknad, legeringene F-L inneholdende 1,9-3,1$ Nb, men kun legering K, inneholdende en signifikant mengde Ti, skal vurderes her. Således er legeringen K i tillegg til Ni og andre vanlige tilfeldige elementer i søknaden angitt å inneholde 0,034$ C, 24,7$ Cr, 10,1$ Mo, 0$ Fe, 0,25$ Al, 1,40$ Ti og 3,1$ Nb. Bortsett fra tabell I, så er den eneste henvisning til legering K nevnt i den europeiske søknad, angitt å være i tabell IV, hvor det er angitt at legering K brøt sammen etter 62 døgn når den ble utsatt for en temperatur på 288 °C i en U-prøve hvor den ytre fiber-spenning i U-prøvestykket er 1310 MN/m<2>(13300 kp/cm<2>). Legering H inneholdende 18,8$ Cr, 7,9$ Mo, 16,8$ Fe, 0,007$ C, 0,11$ Al, 0,11$ Ti 3,1$ Nb og resten Ni i henhold til /or Ten <. 1$, Si < 1$, Nb <.0.5$, Mn < 0.3$. remainder Nine. The preferred alloy according to the application is stated to have a yield strength exceeding 1000 MN/m<2>(> 10150 kp/cm<2>) and which consists of 20-30$ Cr, 7-12$ Mo, (Cr + Mo = 29-40$ and Cr - 2 x Mo = 2-12$), 5-15$ Fe, Cr + Mo ++ Fe <. 46$, 0.05-0.5$ Al and/or Ti, C<. 0.06$, Nb <. 0.5$, Say <. 0.5$, Mn <. 0.2$, remainder Ni. Among the alloys A-X, there are six compositions that fall outside what is required in the aforementioned European application, the alloys F-L containing 1.9-3.1$ Nb, but only alloy K, containing a significant amount of Ti, shall be considered here. Thus, in addition to Ni and other common random elements, the alloy K is stated in the application to contain 0.034$ C, 24.7$ Cr, 10.1$ Mo, 0$ Fe, 0.25$ Al, 1.40$ Ti and 3.1$ Nb. Apart from Table I, the only reference to Alloy K mentioned in the European application is stated to be in Table IV, where it is stated that Alloy K broke after 62 days when exposed to a temperature of 288 °C in a U-test where the outer fiber tension in the U-test piece is 1310 MN/m<2> (13300 kp/cm<2>). Alloy H containing 18.8$ Cr, 7.9$ Mo, 16.8$ Fe, 0.007$ C, 0.11$ Al, 0.11$ Ti 3.1$ Nb and the rest Ni according to

tabell II besto av NACE HgS spenningskorrosjonsprøven med en pålagt strekkspenning på 1200 MN/m<2>(12180 kp/cm<2>), mens 1 henhold til tabell IV, så besto ikke legering H klorid-spenningskorrosjonsprøven i løpet av 28 døgn. Således kan man fra EPA 92.397 trekke den konklusjon at for å oppnå høy flytegrense og resistens mot korrosjon, innbefattende spenningskorrosjon, i omgivelser som påtreffes i sure brønner, kreves en ikke-eldingsherdbar legering som ikke inneholder mer enn 0,5$ niob. table II consisted of the NACE HgS stress corrosion test with an imposed tensile stress of 1200 MN/m<2> (12180 kp/cm<2>), while 1 according to table IV, alloy H did not pass the chloride stress corrosion test within 28 days. Thus, one can draw the conclusion from EPA 92.397 that in order to achieve high yield strength and resistance to corrosion, including stress corrosion, in environments encountered in acid wells, a non-quenchable alloy containing no more than 0.5% niobium is required.

US patenter nr. 4.400.210 og 4.400.211 og japansk patent-publikasjon nr. 82-203740 vedrører legeringer for fremstilling av høystyrkebrønnforing og rør med forbedret resistens mot spenningskorrosjonssprekking i media inneholdende sulfider, klorider og karbondioksyd, som påtreffes i dype brønner. I kolonne 2 i US patentene nr. 4.400.210 og 4.400.411 er det angitt at "koldbearbeiding nedsetter i alvorlig grad resistensen mot spenningskorrosjonssprekking", men søker å overkomme den uønskede effekt av koldbearbeiding ved tilstedeværelse av Cr, Ni, Mo og W i overflate- US Patent Nos. 4,400,210 and 4,400,211 and Japanese Patent Publication No. 82-203740 relate to alloys for the manufacture of high-strength well casings and tubing with improved resistance to stress corrosion cracking in media containing sulfides, chlorides, and carbon dioxide encountered in deep wells. In column 2 of US patents no. 4,400,210 and 4,400,411 it is stated that "cold working seriously reduces the resistance to stress corrosion cracking", but seeks to overcome the undesirable effect of cold working in the presence of Cr, Ni, Mo and W in surface-

laget av foringen eller røret. De to nevnte US-patenter og den japanske publikasjon spesifiserer den viste sammensetning som å inneholde 0,5-4$ av minst én av Nb, Ti, Zr, Ta og ¥. I US-patentene nr. 4.400.210 og 4.400211 (kolonne 6) og antageligvis også i den japanske publikasjon er det angitt at elementene Nb, Ti, Zr, Ta og W er ekvivalente med hverandre i å tilveiebringe presipiterings- (tids-)herding som følge av dannelse av en intermetallisk forbindelse med Ni. made of the casing or pipe. The two aforementioned US patents and the Japanese publication specify the disclosed composition as containing 0.5-4$ of at least one of Nb, Ti, Zr, Ta and ¥. In US Patent Nos. 4,400,210 and 4,400,211 (column 6) and presumably also in the Japanese publication, it is stated that the elements Nb, Ti, Zr, Ta and W are equivalent to each other in providing precipitation (time) hardening as a result of formation of an intermetallic compound with Ni.

EPA-publikasjon nr. 82-56480 vedrører en nikkelbasert legering med resistens mot spenningskorrosjonssprekking i kontakt med vann ved forhøyet temperatur, såsom i kokende vann kjernekraftreaktorer eller trykksatte vannreaktorer. Den foreslåtte legering er beskrevet å bestå hovedsakelig av 15-25$ Cr, 1-8$ Mo, 0,4-1$ Al, 0,7-3$ Ti, 0,7-4,5$ Nb og resten nikkel forsterket med gamma primær og/eller gamma dobbelt primær fase. Gamma primærfase er definert som en intermetallisk forbindelse av Ni3(Al,Ti) og gamma dobbelt primærfase som en intermetallisk forbindelse av Ni3Nb. EPA Publication No. 82-56480 relates to a nickel-based alloy with resistance to stress corrosion cracking in contact with water at elevated temperatures, such as in boiling water nuclear power reactors or pressurized water reactors. The proposed alloy is described as consisting mainly of 15-25$ Cr, 1-8$ Mo, 0.4-1$ Al, 0.7-3$ Ti, 0.7-4.5$ Nb and the rest nickel reinforced with gamma primary and/or gamma double primary phase. Gamma primary phase is defined as an intermetallic compound of Ni3(Al,Ti) and gamma double primary phase as an intermetallic compound of Ni3Nb.

Denne publikasjon er direkte motsigende til det som er angitt i US-patentene 4.400.210 og 4.400.211 med hensyn til ekvivalens mellom elementene Nb, Ti, Zr, Ta og V med hensyn til å tilveiebringe eldingsherding. På side 7 i EPA 82-56480 er det angitt at tilsetning av Nb er nødvendig for å oppnå høy herdbarhet, men må kombineres med minst 0,4$ Al og mere enn 0,7$ Ti for å oppnå en vesentlig tidsherdbarhet. This publication directly contradicts what is stated in US Patents 4,400,210 and 4,400,211 regarding equivalence between the elements Nb, Ti, Zr, Ta and V in providing age hardening. On page 7 of EPA 82-56480, it is stated that the addition of Nb is necessary to achieve high hardenability, but must be combined with at least 0.4$ Al and more than 0.7$ Ti to achieve significant time hardenability.

Av de mange legeringer for hvilke spesifike sammensetninger er gitt, er det kun én, nemlig legering K, en referanselege-ring i tabell II, som inneholder mindre enn 4,2$ Mo. Som angitt i tabell II inneholder legering K 23,3$ Cr, 8,8$ Mo, 4,9$ Fe, 0,04$ C, 0,5$ Al, 1,2$ Ti, 2,4$ Nb og resten nikkel. Legering K er bemerket å sprekke opp under smiing. Of the many alloys for which specific compositions are given, only one, namely alloy K, a reference alloy in Table II, contains less than 4.2% Mo. As indicated in Table II, alloy K contains 23.3$ Cr, 8.8$ Mo, 4.9$ Fe, 0.04$ C, 0.5$ Al, 1.2$ Ti, 2.4$ Nb and the rest nickel. Alloy K is noted to crack during forging.

I tillegg finnes det en betydelig mengde publikasjoner, innbefattende patenter, som inneholder brede sammensetnings-områder som overlapper i varierende grad med sammensetning som angitt ovenfor, men ingen synes å komme nærmere foreliggende legering og produkter fremstilt derav med en bedre kombinasjon av styrke og korrosjonsresistens, spesielt å tilveiebringe en blanding egnet for anvendelse i sure brønner. Det har likevel vært et økende behov for en legering og produkter fremstilt derav med en bedre kombina-ajon av styrke og korrosjonsresistens , spesielt en legering og produkter fremstilt derav som er egnet for anvendelse i omgivelser inneholdende sulfider, klorider og karbondioksyd under høy spenning uten behov for varm- eller koldbearbeiding. Det er en vesentlig ulempe ved slike tidligere blandinger, såsom vist i US-patent nr. 3.160.500 og EPA publikasjon nt. 92.397 at en betydelig koldreduksjon er nødvendig for å nå styrkenlvå ved hvilket deler fremstilt derav er påtenkt for anvendelse, spesielt i tilfelle for store eller massive deler. På den annen side er den tids-herdbare blandingen som eksemplifisert i US-patent 3.046.108, selv om den er tidsherdbar til en ønsket høy styrke, ugunstig med hensyn til korrosjonsresistens, spesielt reistens mot sprekking under stress i media inneholdende sulfider, klorider og karbondioksyd, slik som påtreffes i sure brønner. In addition, there is a significant amount of publications, including patents, that contain broad compositional ranges that overlap to varying degrees with composition as indicated above, but none seem to come close to the present alloy and products made from it with a better combination of strength and corrosion resistance, in particular to provide a mixture suitable for use in acid wells. There has nevertheless been a growing need for an alloy and products made from it with a better combination of strength and corrosion resistance, in particular an alloy and products made from it which are suitable for use in environments containing sulphides, chlorides and carbon dioxide under high tension without the need for hot or cold processing. There is a significant disadvantage with such previous mixtures, as shown in US patent no. 3,160,500 and EPA publication no. 92.397 that a significant cold reduction is necessary to reach the strength level at which parts produced from it are intended for use, especially in the case of large or massive parts. On the other hand, the time-curable composition as exemplified in US Patent 3,046,108, although time-curable to a desired high strength, is unfavorable with respect to corrosion resistance, especially resistance to stress cracking in media containing sulfides, chlorides and carbon dioxide, such as is found in acid wells.

Problemet som er løst i henhold til foreliggende oppfinnelse er en eldingsherdbar, nikkelbasert krom-molybdeninneholdende legering og artikler fremstilt derav, som uten varm- eller koldbearbeiding vil ha en unik kombinasjn av styrke og korrosjonsresistens, særlig mot grop- og spaltkorrosjon og resistens mot spenningskorrosjonssprekking under høy spenning i sterkt korrosive omgivelser. Legeringen og artiklene fremstilt derav bør ha høy resistens mot grop- og spaltekorrosjon og spenningskorrosjonssprekking i nærvær av klorider, sulfider og/eller karbondioksyd ved forhøyet trykk og temperatur og være herdbar ved varmebehandling til å gi en flytegrense større enn ca. 7000 kp/cm<2>(ca. 690 MN/m<2>) uten behov for bearbeiding under omkrystalliseringstemperaturen, dvs. varm- eller koldbearbeiding. The problem solved according to the present invention is an age-hardenable, nickel-based chromium-molybdenum-containing alloy and articles made from it, which without hot or cold working will have a unique combination of strength and corrosion resistance, in particular against pitting and crevice corrosion and resistance against stress corrosion cracking under high voltage in highly corrosive environments. The alloy and the articles produced from it should have a high resistance to pitting and crevice corrosion and stress corrosion cracking in the presence of chlorides, sulphides and/or carbon dioxide at elevated pressure and temperature and be hardenable by heat treatment to give a yield strength greater than approx. 7000 kp/cm<2> (approx. 690 MN/m<2>) without the need for processing below the recrystallization temperature, i.e. hot or cold processing.

Ytterligere er legeringen og artikler fremstilt derav meget resistente mot slik korrosjon i klorid-, sulfid- og karbondioksyd inneholdende media ved forhøyde trykk og temperaturer, eksempelvis opptil ca. 260 °C, som hersker i dype sure olje- og/eller gassbrønner. Furthermore, the alloy and articles made from it are very resistant to such corrosion in chloride, sulphide and carbon dioxide containing media at elevated pressures and temperatures, for example up to approx. 260 °C, which prevails in deep acidic oil and/or gas wells.

Det nevnte problem løses i henhold til oppfinnelsen ved å tilveiebringe en nikkelbasert krom-mbolybdeninneholdende legering som i vektprosent i det vesentlige har sammensetningen angitt i den etterfølgende tabell II. The aforementioned problem is solved according to the invention by providing a nickel-based chromium-molybdenum-containing alloy which, in percentage by weight, essentially has the composition indicated in the following table II.

Resten av blandingen utgjøres av minst 55$ nikkel, og summen av krom og molybden er ikke større enn 32$, og summen av niob, titan og aluminium er slik at den totale atomprosenten derav er 3,5-5 atomprosent beregnet som 0,64 (vekt$ Nb) + 1,24 (vekt$ Ti) + 2,20 (vekt$ Al). The rest of the mixture is made up of at least 55$ nickel, and the sum of chromium and molybdenum is not greater than 32$, and the sum of niobium, titanium and aluminum is such that the total atomic percentage thereof is 3.5-5 atomic percentage calculated as 0.64 (wt$ Nb) + 1.24 (wt$ Ti) + 2.20 (wt$ Al).

For sammensetningen angitt i tabell II og i de etterfølgende tabeller III og Illa kan herderinnholdet i vekt$ omdannes til atom$ herder med en rimelig nøyaktighet under anvendelse av det følgende forenklede forhold: Herder atom$ - 0,64 (vekt$ Nb) + 1,24 (vekt$ Ti) + 2,20 (vekt$ Al.) Vekt$ nikkel er tilnærmet lik atom$ slik at i de foreliggende beskrivelser kan de for alle praktiske formål brukes om hverandre. Andre elementer kan være tilstede som hjelper til ved fremstilling og bearbeiding av legeringen eller som ikke ugunstig nedsetter de ønskede egenskaper. Det brede område for ett eller flere elementer anvendes med de foretrukne områder av andre elementer. Også det angitte vide maksimum eller minimum for ett eler flere elementer kan anvendes med henholdsvis dets foretrukne maksimum og minimum I tabell II i det følgende. Her og i resten av beskrivelsen er henvisningen til niob ment å innbefatte den vanlige mengde tantal som er tilstede i kommersielt tilgjengelige niobinneholdende legeringer som anvendes som legerings-tilsetninger av niob til kommersielle legeringer. For the composition given in Table II and in the subsequent Tables III and Illa, the hardener content in weight$ can be converted to atom$ hardener with reasonable accuracy using the following simplified ratio: Hardener atom$ - 0.64 (weight$ Nb) + 1 .24 (weight$ Ti) + 2.20 (weight$ Al.) Weight$ nickel is approximately equal to atom$ so that in the present descriptions they can be used interchangeably for all practical purposes. Other elements may be present which help in the production and processing of the alloy or which do not adversely affect the desired properties. The wide range for one or more elements is used with the preferred ranges of other elements. Also the stated wide maximum or minimum for one or more elements can be used with its preferred maximum and minimum respectively in table II below. Here and in the remainder of the description, reference to niobium is intended to include the usual amount of tantalum present in commercially available niobium-containing alloys used as alloying additions of niobium to commercial alloys.

Ved siden av nikkel inneholder den nikkelbaserte blanding som nødvendige elementer krom, molybden, niob, titan og aluminium. Eventuelle andre elementer og de vanlige tilfeldige urenheter kan også være tilstede. In addition to nickel, the nickel-based mixture contains chromium, molybdenum, niobium, titanium and aluminum as necessary elements. Any other elements and the usual random impurities may also be present.

Karbon og nitrogen er ikke betraktet som ønskelige tilset- ninger i denne blanding, fordi hver av dem kan ha en nedsettende effekt på korrosjonsresistensen, og fordi hver Innvirker på den ønskede herdningsreaksjon ved at karbon binder niob og titan og nitrogen binder titan. Således begrenses mengden av titan til ikke mer enn 0,1$ og fortrinnsvis ikke mer enn 0.03$ eller enda bedre ikke mer enn 0,02$. Nitrogen er begrenset til ikke mer enn 0,04$ eller også 0,03$ og er fortrinnsvis begrenset til ikke mer enn 0,01$. For å motvirke den ugunstige effekt på herdereaksjonen, spesielt når karboninnholdet er ca. 0,06$ eller mer, er de herdende elementer niob og titan tilstede i større mengder enn det som er Indikert for deres områder. Selv om bedre resultat kan oppnås ved ekstremt lave nivåer for tilstedeværende karbon, eksempelvis ca. 0,005$ eller mindre enn 0,003$, så vil omkostningene ved å nedsette karboninnholdet til under 0,01$ utgjøre en praktisk minimumsgrense for karbon når de ytterligere omkostninger ikke kan for-svares . Carbon and nitrogen are not considered desirable additions in this mixture, because each of them can have a lowering effect on corrosion resistance, and because each affects the desired hardening reaction by carbon binding niobium and titanium and nitrogen binding titanium. Thus, the amount of titanium is limited to no more than 0.1$ and preferably no more than 0.03$ or even better no more than 0.02$. Nitrogen is limited to no more than 0.04$ or also 0.03$ and is preferably limited to no more than 0.01$. To counteract the unfavorable effect on the hardening reaction, especially when the carbon content is approx. 0.06$ or more, the hardening elements niobium and titanium are present in greater amounts than indicated for their ranges. Although better results can be achieved at extremely low levels of carbon present, for example approx. 0.005$ or less than 0.003$, then the costs of reducing the carbon content to below 0.01$ will constitute a practical minimum limit for carbon when the additional costs cannot be justified.

Mangan kan være tilstede i mengder på opptil ca. 5$, men det er foretrukket holdt lavt, til ikke mer enn 2$, enda bedre ikke mer enn ca. 0,5$ eller til og med mindre enn 0,2$, fordi mangan øker tendensen til granulatgrense-utfelling og reduserer den intergranulære motstand mot korrosjon, og grop- og spaltekorrosjonsmotstanden. Nærværelsen av større mengder mangan er foretrukket på bekostning av støre mengder jern i denne legering. Manganese can be present in amounts of up to approx. 5$, but it is preferably kept low, to no more than 2$, even better no more than approx. 0.5$ or even less than 0.2$, because manganese increases the tendency of grain boundary precipitation and reduces the intergranular resistance to corrosion, and the pitting and crevice corrosion resistance. The presence of larger amounts of manganese is preferred at the expense of larger amounts of iron in this alloy.

Selv om silikon kan være tilstede, er det foretrukket å holde innholdet lavt, fordi det fremskynder formingen av uønsket Laves fase og for store mengder silikon kan ha innflytelse på bøyningsevnen og bearbeidbarhet. Derfor begrenses silikon til under 1$, foretrukket under 0,5$ og enda bedre under 0,2$. Fosfor og svovel anses for å være urenheter i denne legering, fordi begge har en dårlig effekt på legeringens varmbearbeidbarhet og renhet og fremskynder hydrogen sprøhet. Derfor holdes fosfor og svovelinnholdet lavt, mindre enn ca. 0,03$ for hvert. Fosfor er foretrukket Although silicone may be present, it is preferred to keep the content low, because it accelerates the formation of the undesired Lowe's phase and excessive amounts of silicone can influence the bendability and workability. Therefore, silicone is limited to under 1$, preferably under 0.5$ and even better under 0.2$. Phosphorus and sulfur are considered to be impurities in this alloy, because both have a bad effect on the alloy's hot workability and purity and accelerate hydrogen embrittlement. Therefore, the phosphorus and sulfur content is kept low, less than approx. 0.03$ for each. Phosphorus is preferred

begrenset til 0,015$ og svovel til 0,010$.limited to 0.015$ and sulfur to 0.010$.

Andre elementer kan også være tilstede i relativt små mengder som bidrar til en ønsket egenskap. For eksempel bidrar kobolt til korrosjonsresistensen når den er tilstede i denne blanding og for det formål kan den erstatte nikkel på vekt-for-vekt basis. Imidlertid er prisen på kobolt nå og anses fortsatt å være høyere enn prisen på nikkel, slik at fordelen som oppnås ved tilsetning av kobolt må veies opp mot utgiftene. Derfor begrenses kobolt til maksimalt 5$ og nikkel til 55$. Foretrukket er tilstedeværelse av minst 57$, enda bedre minst 59$ nikkel. Også kan opp til ca. 4$ wolfram erstattes med den tilsvarende prosent molybden, dvs. ca. 2 vekt$ wolfram for hver 1 vekt$ molybden når det kan være fordelaktig, men minst 7$ molybden må være tilstede. Other elements may also be present in relatively small amounts that contribute to a desired property. For example, cobalt contributes to the corrosion resistance when present in this mixture and for that purpose it can replace nickel on a weight-for-weight basis. However, the price of cobalt is now and is still considered to be higher than the price of nickel, so the benefit gained by adding cobalt must be weighed against the expense. Therefore, cobalt is limited to a maximum of 5$ and nickel to 55$. Preferred is the presence of at least 57$, even better at least 59$ nickel. Also can up to approx. 4$ of tungsten is replaced by the corresponding percentage of molybdenum, i.e. approx. 2 wt$ tungsten for every 1 wt$ molybdenum when it may be beneficial, but at least 7$ molybdenum must be present.

Bor opptil et maksimum på ca. 0,02$ kan være tilstede i legeringen. Selv om mange av fordelene ved foreliggende legering kan oppnås uten tilsetning av bor, er det foretrukket for de beste resultatrer at en liten mengde bor på Lives up to a maximum of approx. 0.02$ may be present in the alloy. Although many of the advantages of the present alloy can be obtained without the addition of boron, it is preferred for the best results that a small amount of boron on

ca. 0,001$ og maksimum 0,006$ er tilstede. Også for å lette raffineringen av legeringen, kan opptil maksimalt 0,50$, fortrinnsvis ikke mer enn maksimalt 0,08$ sirkon være tilstede, og fra en hundredels prosent opptil en tiendedels prosent av andre elementer såsom magnesium, kalsium eller en eller flere av de sjeldne jordarter kan være tilsatt. about. 0.001$ and maximum 0.006$ are present. Also to facilitate the refining of the alloy, up to a maximum of 0.50%, preferably not more than a maximum of 0.08%, of zirconium may be present, and from one hundredth percent to one tenth percent of other elements such as magnesium, calcium, or one or more of the rare earths may be added.

Kobber kan være tilstede i legeringen når denne kan utsettes for svovelsyreinnehldende media eller når det er ønsket å sikre en maksimal resistens mot klorid- og sulfid-spenningskorrosjonssprekking ved høy temperatur, når kobberets uheldige effekt, om noen, på grop-, spalte- og intergranulær korrosjonsresistens kan tolereres. For dette formål kan opptil 3$, fortrinnsvis ikke mer enn 2$ kobber være tilstede . Copper may be present in the alloy when it may be exposed to sulfuric acid-containing media or when it is desired to ensure maximum resistance to chloride and sulphide stress corrosion cracking at high temperature, when copper's adverse effect, if any, on pitting, crevice and intergranular corrosion resistance can be tolerated. For this purpose, up to 3$, preferably no more than 2$ of copper may be present.

Jern er heller ikke et vesentlig element i denne blanding og kan om ønsket utelates. For de kommersielt tilgjengelige legeringsmaterialer som inneholder jern, er det foretrukket å nedsette smelteomkostningene ved å ansette disse. Det er også antatt at jern bidrar til resistens mot sulfidstrekking ved romtemperatur. Således kan opptil maksimalt 20$ jern være tilstede, ca. 2$ og ikke mer enn 14$ er foretrukket. Iron is also not an essential element in this mixture and can be omitted if desired. For the commercially available alloy materials containing iron, it is preferred to reduce the smelting costs by employing these. It is also assumed that iron contributes to resistance to sulphide stretching at room temperature. Thus, up to a maximum of 20% iron can be present, approx. 2$ and no more than 14$ is preferred.

Krom, molybden, niob, titan, aluminium og nikkel er kritiske balanser for å gi en helt spesiell kombinasjon av styrke og korrosjonsresistensegenskaper til legeringen som tilveiebringes ved foreliggende oppfinnelse. De store mengder krom og molybden nedsetter varmebearbeidbarheten av blandingen, og i henhold til oppfinnelsen overstiger ikke prosentandelen av krom + prosentandelen av molybden 31, dvs: Chromium, molybdenum, niobium, titanium, aluminum and nickel are critical balances to give a very special combination of strength and corrosion resistance properties to the alloy provided by the present invention. The large amounts of chromium and molybdenum reduce the heat workability of the mixture, and according to the invention the percentage of chromium + the percentage of molybdenum does not exceed 31, i.e.:

Med andre ord, hvis krominnholdet for foreliggende blanding overskrider 19$ - 24$, så blir den maksimale tolererbare molybdenmengde nedsatt på vektprosentbasis fra 12 til 7 prosent. Fordi større mengder krom (<. 22$) eller molybden (<. 11$) kan føre til utfelling av uønskede faser, og de unngås fortrinnsvis ved bare 55$ nikkel og ved et minimum på 57$ nikkel og fortrinnsvis 59$. In other words, if the chromium content of the present mixture exceeds 19$ - 24$, then the maximum tolerable amount of molybdenum is reduced on a weight percent basis from 12 to 7 percent. Because higher amounts of chromium (<.22$) or molybdenum (<.11$) can lead to the precipitation of undesirable phases and they are preferably avoided at only 55$ nickel and at a minimum of 57$ nickel and preferably 59$.

Elementene niob, titan og aluminium tar del i eldingsher-dingsreaksjonen ved hvilken foreliggende blanding forsterkes ved varmebehandling og uten behov for varm- eller koldbearbeiding. Oppfinnelsen stammer delvis fra oppdagelsen av at elementene niob og titan sammen med mindre mengder aluminium i kritiske andeler som spesifikt er angitt i forhold til hverandre og til elementene krom, molybden og nikkel, gir en høy 1,2$ flytegrense under varierte betingelser, samt når de avbalanseres som indikert foretrukket, gir en blanding egnet for anvendelse under de hårde betingelser som påtreffes i dype, sure brønner. Denne enestående kombinasjon av høy styrke og korrosjonsresistens ble erholdt under forsøk på å forsterke slike nikkelbaserte krom-molybdenblandnger med titan eller titan og aluminium, hvilket resulterte i en lavere styrke og en nedsettelse av korrosjonsmotstanden sammen med stor utfelling av Intergranulært karbid under The elements niobium, titanium and aluminum take part in the age-hardening reaction whereby the present mixture is strengthened by heat treatment and without the need for hot or cold working. The invention derives in part from the discovery that the elements niobium and titanium together with smaller amounts of aluminum in critical proportions specifically stated in relation to each other and to the elements chromium, molybdenum and nickel give a high 1.2$ yield strength under varied conditions, as well as when they are balanced as indicated preferably, giving a mixture suitable for use under the harsh conditions encountered in deep, acidic wells. This unique combination of high strength and corrosion resistance was obtained during attempts to reinforce such nickel-based chromium-molybdenum alloys with titanium or titanium and aluminum, which resulted in a lower strength and a reduction in corrosion resistance together with large precipitation of intergranular carbide during

elding. Blandinger forsterket primært med niob og titan,aging. Mixtures reinforced primarily with niobium and titanium,

i henhold til foreliggende oppfinnelse, avviker fra dem forsterket med titan eller titan og aluminium ved at det med titan og med titan pluss aluminium forsterkede materiale utviste stor intergranulær utfelling av kromrike karbider (M23C5) under elding, hvilket skjedde uavhengig av krom og molybdeninnholdet. according to the present invention, differs from those reinforced with titanium or titanium and aluminum in that the material reinforced with titanium and with titanium plus aluminum exhibited large intergranular precipitation of chromium-rich carbides (M23C5) during ageing, which occurred independently of the chromium and molybdenum content.

Som tilfellet for elementene krom og molybden må de hardgjørende elementer niob, titan og aluminium balanseres omhyggelig hvis ikke den høye styrke for blandingen som tilveiebringes ved herdereaksjonen skal føre til uønsket nedsettelse av korrosjonsresistensen. Selv om det brede område for niob er angitt til å være 2-6$ og for titan 0,5-2,5$ for bedre korrosjonsresistens, så er et foretrukket niobområde 2,5-5,0$ eller enda bedre 2,75-4,25$, og et foretrukket titanområde er 0,6-2$ og bedre 0,7-2,0$. Det er funnet at for denne blandingen for å oppnå en bedre spaltekorrosjonsresistens ved 55 °C, målt i 6$ FeCl3+ 1$ HC1 i 72 timer, er det foretrukne minimum for titan ca. 0,6$, mens et minimum på ca. 2,75$ niob og minst ca. 1,1$ titan anvendes for den beste spaltekorrosjonsmotstand. As is the case with the elements chromium and molybdenum, the hardening elements niobium, titanium and aluminum must be carefully balanced if the high strength of the mixture provided by the hardening reaction is not to lead to an undesirable reduction in corrosion resistance. Although the broad range for niobium is stated to be 2-6$ and for titanium 0.5-2.5$ for better corrosion resistance, a preferred niobium range is 2.5-5.0$ or even better 2.75 -4.25$, and a preferred titanium range is 0.6-2$ and better 0.7-2.0$. It has been found that for this alloy to obtain a better crevice corrosion resistance at 55 °C, measured in 6$ FeCl3+ 1$ HC1 for 72 hours, the preferred minimum for titanium is approx. 0.6$, while a minimum of approx. 2.75$ niobium and at least approx. 1.1$ titanium is used for the best crevice corrosion resistance.

I denne blanding bør det totale herderinnhold ligge i området 3,5 atomprosent opptil ca. 5 atomprosent, enda bedre ikke overskride ca. 4,5 atomprosent for en bedre totalkombi-nasjon av egenskaper som beskrevet. Ved justering av balansen for en spesiell blanding ville et forøket nivå av tilsteeværende niob og titan føre til høyere styrke, men fordi nikkel tar del i forsterkningsreaksjonen for å danne den ønskede intergranulære utfelling, så bør nikkelinnholdet også forøkes når herderinnholdet økes, idet forholdet mellom atomprosentforøkelse i nikkel til atomprosentforøkelse i herderinnholdet blir 3 : 1 for å kompensere for det ytterligere nikkel som fjernes fra legeringsmatriksen. På denne måte kan uheldige effekter av uønskede faser, såsom sigma-fase, og dermed medfølgende uheldige effekter, unngås. På den annen side er aluminium gustig med hensyn til å stabi-lisere den ønskede intergranulære utfelling og relativt små mengder er funnet fordelaktig. Det er også funnet at over ca. 0,25$, dvs. ved ca. 0,35$ og over, synes aluminium ikke å bidra til, men heller nedsette flytegrensen ved romtemperatur. Derfor, selv om ca. 1$ aluminium kan være tilstede bør av hensyn til bedre resultater og spesielt høyere In this mixture, the total hardener content should be in the range of 3.5 atomic percent up to approx. 5 atomic percent, even better not to exceed approx. 4.5 atomic percent for a better overall combination of properties as described. In adjusting the balance for a particular alloy, an increased level of niobium and titanium present would lead to higher strength, but because nickel takes part in the strengthening reaction to form the desired intergranular precipitate, the nickel content should also be increased as the hardener content is increased, as the ratio of atomic percent increase in nickel to atomic percent increase in hardener content becomes 3:1 to compensate for the additional nickel removed from the alloy matrix. In this way, adverse effects of unwanted phases, such as sigma phase, and thus accompanying adverse effects, can be avoided. On the other hand, aluminum is desirable in terms of stabilizing the desired intergranular precipitation and relatively small amounts have been found beneficial. It has also been found that over approx. 0.25$, i.e. at approx. 0.35$ and above, aluminum does not seem to contribute to, but rather lowers, the yield strength at room temperature. Therefore, although approx. 1$ aluminum may be present should for the sake of better results and especially higher

flytegrense aluminium begrenses til ikke mer enn 0,5$. I denne henseende skal det også bemerkes at når de større mengder aluminium påvirker flytegrensen ved romtemperatur på en uheldig måte, så kan styrken på blandingen forøkes ved å anvende en lavere oppløsning av en høyere primæreldings-temperatur. Også hvis de tolererbare maksimale mengder av niob og/eller titan ikke allerede er tilstede, så kan en av dem eller begge to forøkes. Derfor bør aluminiummengder overstigende 0,35$ (0,77 atom$) ikke inngå i atomprosentbe-stemmelsene i foreliggende beskrivelse, men kun i den grad det dreier seg om flytegrense ved romtemperatur. yield strength aluminum is limited to no more than 0.5$. In this respect, it should also be noted that when the larger amounts of aluminum adversely affect the yield strength at room temperature, the strength of the mixture can be increased by using a lower resolution of a higher primary yield temperature. Also, if the tolerable maximum amounts of niobium and/or titanium are not already present, one or both of them can be increased. Therefore, amounts of aluminum exceeding 0.35$ (0.77 atom$) should not be included in the atomic percentage determinations in the present description, but only to the extent that it concerns yield strength at room temperature.

Legeringen ifølge oppfinnelsen kan smeltes og varmebearbei-des under anvendelse av kjente teknikker som konvensjonelt anvendes ved kommersiell produksjon av nikkelbaserte legeringer. En dobbelt smeltepraksis er foretrukket, såsom smelting i en elektrisk bueovn pluss argon-oksygen-avkarbo-nisering eller vakuum-induksjonsmelting, for å fremstille en på ny smeltbar elektrode etterfulgt av omsmeltning, eksempelvis forbrukbar omsmeltning. Når det anvendes deoksydering eller avsvovling med magnesium og/eller kalsium, vil dette bidra til varmbearbeidbarheten. Tilsetning av sjeldne jordarter, eksempelvis i form av mischmetall, som hovedsagelig er en blanding av cerium, lantan eller neodym kan også være gunstig. Små mengder bor og/eller sirkonium stabili-serer korngrensene og kan også være gunstig til varmbearbeidbarhet. The alloy according to the invention can be melted and heat-treated using known techniques which are conventionally used in the commercial production of nickel-based alloys. A dual melting practice is preferred, such as melting in an electric arc furnace plus argon-oxygen decarbonization or vacuum induction melting, to produce a remeltable electrode followed by remelting, eg consumable remelting. When deoxidation or desulphurisation with magnesium and/or calcium is used, this will contribute to hot workability. The addition of rare earth species, for example in the form of misch metal, which is mainly a mixture of cerium, lanthanum or neodymium, can also be beneficial. Small amounts of boron and/or zirconium stabilize the grain boundaries and can also be beneficial for hot workability.

Elementene i blandingen er balansert til å gi en austenitisk mikrostruktur hvor de stryrkebefordrende elementer niob, titan og aluminium reagerer under passende varmebehandling med nikkel til å danne en eller flere forsterkende faser i form av en intergranulær utfelling med tid- eller utfel-lingsherding. Sammensetningen av disse faser kan generall seres som Ni3(Nb,Ti,A1) og kan innbefatte gamma "prime" og/ eller gamma dobbel "prime". The elements in the mixture are balanced to give an austenitic microstructure where the strength-promoting elements niobium, titanium and aluminum react under suitable heat treatment with nickel to form one or more reinforcing phases in the form of an intergranular precipitate with time or precipitation hardening. The composition of these phases can generally be seen as Ni3(Nb,Ti,Al) and can include gamma "prime" and/or gamma double "prime".

Den eldingsherdende, korrosjonsresistente nikkelbaserte krom-, molybden-, niob-, titan- og aluminiumlegering ifølge oppfinnelsen kan lett frremstilles til vidt varierte deler ved å følge praksis som anvendes i forbindelse med andre nikkelbaserte legeringer. Den er velegnet for fremstilling av finemner, stenger, staver, bånd og plater såvel som et antall halvferdige og ferdige artikler for anvendelse når dens utmerkede kombinasjon av styrke og korrosjonsresistens i varmebehandlet tilstand er ønskelig uten at det er ' behov for bearbeiding under omkrystalliseringstemperaturen. Homogenisering og varmebearbeiding utføres ved temperaturer i området 1120-1200 °C. Om nødvendig, efterfulgt av varmbearbeiding, oppløsning og omkrystallisering, utføres ved oppvarming til en oppløsningbehandlende temperatur på 980-1200 °C. En optinal oppløsdningsbehandlingstemperatur er 1038 °C og fortrinnsvis bør den ikke være høyere enn 1065 °C, fordi høyere temperatur en tendens til å nedsette styrken og grop- og sprekkkorrosjonsresistensen, samt å forøke den intergranulære utfelling under eldings-varme-behandlingen. Lavere oppløsningsbehandlingstemperaturer enn omkrystalliseringstemperaturen anvendes fortrinnsvis ikke, for å unngå uheldige effekter på korrosjonresistensen og mikrostrukturen, selv om høyere styrke kan være resul-tatet. Selv om man må være omhyggelig ved valg av oppløs-eldings- og tidsbehandlingstemperaturer, så kan temperatu-rene som skal anvendes for optimale resultater bestemmes. The age-hardening, corrosion-resistant nickel-based chromium, molybdenum, niobium, titanium and aluminum alloy according to the invention can be easily produced into widely varied parts by following practices used in connection with other nickel-based alloys. It is suitable for the manufacture of fines, bars, rods, strips and plates as well as a number of semi-finished and finished articles for use when its excellent combination of strength and corrosion resistance in the heat-treated condition is desired without the need for processing below the recrystallization temperature. Homogenization and heat treatment are carried out at temperatures in the range of 1120-1200 °C. If necessary, followed by heat treatment, dissolution and recrystallization, carried out by heating to a dissolution treatment temperature of 980-1200 °C. An optimal dissolution treatment temperature is 1038 °C and preferably should not be higher than 1065 °C, because higher temperature tends to decrease the strength and pitting and crevice corrosion resistance, as well as to increase the intergranular precipitation during the aging heat treatment. Lower solution treatment temperatures than the recrystallization temperature are preferably not used, in order to avoid adverse effects on the corrosion resistance and the microstructure, although higher strength may be the result. Although care must be taken when choosing solution aging and time treatment temperatures, the temperatures to be used for optimum results can be determined.

Et enkelt eldings-herdebehandlingstrinn kan anvendes, om ønsket, men for å gi den optimale styrke og korrosjonsresistens, er en totrinns eldingsbehandling foretrukket. Denne initiale eller primære eldingsbehandling kan være i området 675-800 °C, fortrinnsvis i området 700-760 °C, eksempelvis 732 °C etterfulgt av sekundær elding ved 590-675 °C. Det bør bemerkes at for denne blanding vil anvendelse av høyere primære eldingstemperaturer resultere i forøket styrke, men bidrar også til intergranulær utfelling. Eksemplene vist i tabell in er eksempler på foreliggende oppfinnelse, og i tillegg til mengdene indikert under hvert element, så inneholder de fra 0,001-0,006$ bor. Andre elementer når disse er tilstede, er ikke mere enn det som må betraktes som rester eller tilfeldige mengder i henhold til god kommersiell praksis og er indikert i fotnoten til tabellen. A single aging-hardening treatment step can be used, if desired, but to give it optimum strength and corrosion resistance, a two-stage aging treatment is preferred. This initial or primary aging treatment can be in the range 675-800 °C, preferably in the range 700-760 °C, for example 732 °C followed by secondary aging at 590-675 °C. It should be noted that for this mixture, the use of higher primary aging temperatures will result in increased strength, but also contribute to intergranular precipitation. The examples shown in table 1 are examples of the present invention, and in addition to the amounts indicated under each element, they contain from 0.001-0.006% boron. Other elements when present are no more than what must be considered residues or incidental amounts according to good commercial practice and are indicated in the footnote to the table.

<*>De følgende ytterligere mengder var tilstede: <*>The following additional quantities were present:

2,28$ ¥ i eks. 9, 1,42$ Cu i eks. 41, 3,03$ Cu i eks. 42, 1,83$ Co i eks. 43, 1,90$ i eks. 44, 1,47$ Cu i eks. 49. 2.28$ ¥ in ex. 9, 1.42$ Cu in ex. 41, 3.03$ Cu in ex. 42, 1.83$ Co in ex. 43, $1.90 in ex. 44, 1.47$ Cu in ex. 49.

Eksemplene 1-52 ble vakuumindusertsmeltet som små laborato-riesmelter (heats), og hvis intet annet er angitt, inneholdt Examples 1-52 were vacuum induced melted as small laboratory melts (heats) and, unless otherwise stated, contained

< 0,2$ mangan, < 0,2$ silisium, <0,015$ forsfor, < 0,010$ < 0.2$ manganese, < 0.2$ silicon, < 0.015$ phosphorus, < 0.010$

svovel og < 0,01$ nitrogen. En tilsetning av 0,05$ magnesium ble tilsatt til hver for å fullstendiggjøre avsvovling og/eller deoksydering før støping til barrer. Barrene ble homogenisert ved 1195 °C i en forlenget periode (60-70 timer) og deretter smidd ved en utgangstemperatur på ca. 1150 °C, med mellomliggende gjenoppvarmninger om nødvendig, til staver på 9 cm x 3,2 cm eller 3,8 cm. Sek- sulfur and < 0.01$ nitrogen. An addition of 0.05% magnesium was added to each to complete desulfurization and/or deoxidation prior to casting into ingots. The ingots were homogenized at 1195 °C for an extended period (60-70 hours) and then forged at an initial temperature of approx. 1150 °C, with intermediate reheats if necessary, for bars of 9 cm x 3.2 cm or 3.8 cm. Sec-

sjoner av en smidd stav fra hver prøve ble omdannet til en 0,32 cm tykk strimmel. tions of a forged rod from each sample was converted into a 0.32 cm thick strip.

Hver smelte (heat) (ht.) vist i tabell HIA ligger utenfor omfaanget av foreliggende oppfinnelse, og ble fremstilt og bearbeidet som beskrevet i forbindelse med eksemplene 1-52 og i tillegg til de mindre mengder av tilfeldige elementer Each melt (heat) (ht.) shown in Table HIA is outside the scope of the present invention, and was prepared and processed as described in connection with Examples 1-52 and in addition to the smaller amounts of random elements

som beskrevet i forbindelse med tabell III, så inneholdt as described in connection with Table III, so contained

smelte nr. 936 wolfram, som angitt I fotnoten til tabell melt No. 936 tungsten, as indicated in the footnote to the table

HIA. HIA.

Bruddstyrke- og korrosjonsprøvestykker ble fremstilt fra stav og/eller båndmateriale fra eksemplene, og smeltene i tabell III og HIA ble undersøkt i oppløsning behandlet (omkrystal-lisert) pluss tidsherdet tilstand hvis ikke annet er angitt. Fracture strength and corrosion test pieces were prepared from rod and/or strip material from the examples, and the melts in Table III and HIA were examined in the solution treated (recrystallized) plus time-cured condition unless otherwise noted.

Romtemperaturbruddstyrkke og hårdhetsdata er gitt i tabell IV og IVA. 0,2$ flytegrense ("0,2$ YS") er gitt som middel av to bestemmelser i MN/m<2>samt bruddstyrke ("UTS"). Den prosentvise forlengelse I fire diametre eller bredder avhengig av stav- eller båndprøver, er indikert som "El. Room temperature breaking strength and hardness data are given in Tables IV and IVA. 0.2$ yield strength ("0.2$ YS") is given as the mean of two determinations in MN/m<2> as well as breaking strength ("UTS"). The percentage elongation In four diameters or widths depending on rod or strip tests, is indicated as "El.

($)". Den prosentvise reduksjon av arealet er indikert som ($)". The percentage reduction of the area is indicated as

"RA($)"."RA($)".

Den midlere romtemperaturhårdhet på Rockwell C skalaen er indikert som "HRC". Hvorvidt de erholdte data stammer fra en stav (B) eller et bånd (S) prøvestykker, er indikert under "Bar/Strip". Det følgende er sammendrag av varme-behandlingen (H.T.), betegnelsene som anvendes or å identifisere hvordan de enkelte prøvestykker ble varmebehandlet. Oppløsningsbehandlingen ved spesifikke temperaturer er betegnet med en identifiserende bokstav, eksempelvis 980 °C i 1 time er identifisert med stor "A" i den efterfølgende tabell. Tallene anvendt for å identifisere spesifike eldingsbehandlinger er også gitt i den etterfølgende tabell. Tallene anvendt for å identifisere spesifikke eldingsbehandlinger er også gitt 1 den etterfølgende tabell, hvor kjøling i ovn med en hastighet på 55,6 °/time er indikert med "FC", The average room temperature hardness on the Rockwell C scale is indicated as "HRC". Whether the data obtained originates from a bar (B) or a strip (S) sample is indicated under "Bar/Strip". The following is a summary of the heat treatment (H.T.), the designations used to identify how the individual test pieces were heat treated. The solution treatment at specific temperatures is designated with an identifying letter, for example 980 °C for 1 hour is identified with a capital "A" in the following table. The numbers used to identify specific aging treatments are also given in the following table. The numbers used to identify specific aging treatments are also given in the following table, where cooling in a furnace at a rate of 55.6°/hour is indicated by "FC",

og kjøling i luft er indikert med "AC". and cooling in air is indicated by "AC".

For eksemplene 28-35, 37, 39 og 43 var den eneste mekaniske egenskap som ble undersøkt, hardhet (varmebehandling Bl) med de følgende resultater. Stav- eller båndprøvene er indikert under "B/S". For Examples 28-35, 37, 39 and 43, the only mechanical property examined was hardness (heat treatment B1) with the following results. The rod or tape samples are indicated under "B/S".

<*>Ht. 349 er representativ for type 625 legering undersøkt i koldvalset tilstand, 24$ reduksjon i den laveste og 31$ reduksjon i den høyeste styrke. Ht. 931 ble undersøkt både i koldvalset (21$ reduksjon) tilstand (<*>) og I Bl varmebehandlet tilstand. <*>Ht. 349 is representative of Type 625 alloy examined in the cold-rolled condition, 24$ reduction in the lowest and 31$ reduction in the highest strength. Ht. 931 was examined both in the cold-rolled (21$ reduction) condition (<*>) and in the I Bl heat-treated condition.

Legeringen ifølge foreliggende oppfinnelse bringes ved oppløsningsbehandling og eldingsherdings-tilstand til en høy flytegrense med et minimalt herderinnhold (Nb + Ti + Al) på 3.5 atom$ uten behov for varm- eller koldbearbeiding for dette formål. Flytegrenser større enn 690 MN/m<2>, dvs. minst 724,9 MN/m<2>, oppnås reproduserbart med herderinnhold større enn 3,5 atom$ med niob23»° vekt$. Når den høye vektpro-sentandelt niob reduseres fra 3,0 vekt$ til 2,0 vekt$, så blir en minimal vektprosent-andel titan proposjonalt hevet fra ca. 0,8 vekt$ til ca. 2,0 vekt$, dvs. en nedsettelse av en forhåndsbestemt megnde av niobinnholdet bøt følges av en 1,2 ganger den mengde av en forøkelse i vektprosentandelen av titan tilstede i legeringen. Fortrinnsvis ved utførelse av denne og de følgende justeringer i niob og titan med hensyn til flytegrense, er kun opptil ca. 0,35 vekt$ (0,77 atom$) aluminium tilstede. Når det er ønskelig å tilveiebringe en nedre 2$ flytegrense på ca. 827 MN/m<2>justeres niob og titan proposjonalt i forhold til hverandre slik at vektprosenten av niob senkes fra ca. 3,9 vekt$ til ca. 3,0 vekt$, og den nedre vektprosent for titan øker proposjonaklt fra 0,50 vekt$ til ca. 1,1 vekt$, dvs. at forholdet mellom reduksjon av titan til forøkelse i niob er lik ca. 2/3. Når vektprosenten av niob nedsettes fra 3,0 vekt$ til 2,75 vekt$, blir minimumsvekt$ titan øket proposjonalt fra ca. 1,1 vekt$ til 1,6 vekt$, dvs. et forhold mellom forøkning i titan til den tilsvarende reduksjon i niob på 2. Når vekt$ andelen av niob nedsettes fra ca. 4,5 vekt$ til ca. 3,5 vekt$ blir vektprosentandelen titan hevet proposjonalt fra 0,50 vekt$ til 1,5 vekt$ og en nedre 0,2$ flytegrense på ca. 965 MN/m<2>kan oppnås. Når karboninnholdet overskrider 0,03$ kan effekten av karbon på styrken motvirkes ved å forøke herderinnholdet, spesielt niob, for således å kompensere mengde som bindes til karbon og derved gjøres utilgjengelig for den ønskede herdereaksjon. Fordi karbon har en tendens til å forøke intergranulær utfelling med derav medfølgende nedsettelse av korrosjonsresistensen, bør de påtenkte høyere karboninnhold, dvs. større enn 0,06 vekt$, unngås hvis dets effekt på korrosjonsresistensen ikke kan tolereres. Slik viser eksempel 27 at med ca. 0,06$ karbon var den midlere ytegrense 686 MN/m<2>(696 og 655 MN/m<2>). Styrken for eksempel 27 kan forøkes ved å øke herderinnholdet eller ved å anvende en lavere oppløsningsbehandlingstemperatur, Al varmebehandling. For å sikre oppnåelse av den maksimalt mulige flytegrense, bør behandlingen av materialet være slik at det gir en kornstørrelse i det eldeherdede materiale på ca. ASTM 5 eller finere. The alloy according to the present invention is brought by solution treatment and age-hardening to a high yield strength with a minimum hardener content (Nb + Ti + Al) of 3.5 atom$ without the need for hot or cold working for this purpose. Yield strengths greater than 690 MN/m<2>, i.e. at least 724.9 MN/m<2>, are reproducibly achieved with hardener content greater than 3.5 atom$ of niobium23»° weight$. When the high weight percent niobium is reduced from 3.0 wt.$ to 2.0 wt.$, then a minimal weight percent titanium is proportionally raised from about 0.8 weight$ to approx. 2.0 wt.$, i.e. a reduction by a predetermined amount of the niobium-containing fine is followed by a 1.2 times that amount of an increase in the weight percentage of titanium present in the alloy. Preferably, when carrying out this and the following adjustments in niobium and titanium with regard to yield strength, only up to approx. 0.35 wt$ (0.77 atom$) of aluminum present. When it is desirable to provide a lower 2$ floating limit of approx. 827 MN/m<2> niobium and titanium are proportionally adjusted in relation to each other so that the weight percentage of niobium is lowered from approx. 3.9 weight$ to approx. 3.0 wt$, and the lower weight percentage for titanium increases proportionally from 0.50 wt$ to approx. 1.1 weight$, i.e. that the ratio between reduction of titanium to increase in niobium is equal to approx. 2/3. When the weight percentage of niobium is reduced from 3.0 wt$ to 2.75 wt$, the minimum weight$ of titanium is increased proportionally from approx. 1.1 wt$ to 1.6 wt$, i.e. a ratio between the increase in titanium to the corresponding decrease in niobium of 2. When the proportion by weight of niobium is reduced from approx. 4.5 weight$ to approx. 3.5 wt$, the weight percentage of titanium is raised proportionally from 0.50 wt$ to 1.5 wt$ and a lower 0.2$ yield point of approx. 965 MN/m<2> can be achieved. When the carbon content exceeds 0.03$, the effect of carbon on the strength can be counteracted by increasing the hardener content, especially niobium, in order to compensate for the amount that is bound to carbon and thereby made unavailable for the desired hardening reaction. Because carbon tends to increase intergranular precipitation with consequent reduction in corrosion resistance, the contemplated higher carbon contents, i.e. greater than 0.06 wt%, should be avoided if its effect on corrosion resistance cannot be tolerated. This is how example 27 shows that with approx. 0.06$ carbon, the mean surface limit was 686 MN/m<2> (696 and 655 MN/m<2>). The strength for example 27 can be increased by increasing the hardener content or by using a lower solution treatment temperature, Al heat treatment. To ensure the achievement of the maximum possible yield strength, the processing of the material should be such that it produces a grain size in the heat-hardened material of approx. ASTM 5 or finer.

Det bør også bemerkes at bedre seighet målt ved Charpy V-kjerv støtenergi (J) er assosiert med lavere korngrense-(intergranulær) utfelling. Som det fremgår av det overfor angitte, er mengden av nikkel, krom og molybden kontrollert i forhold til hverandre, og en minimumsmengde på ca. 57$ eller enda bedre 59$ nikkel er foretrukket for å unngå uønskede faser. Også for bedre mikrostruktur, representert ved mindre mengder korngrenseutfelling, kontrolleres molybden i forhold til krominnholdet, slik at med 16,0-20,5$ krom overstiger ikke molybden 10,0$. Når krom forøkes fra 20,5$ til 24,0$, reduseres det maksimale molybdeninnhold proposjonalt fra 10,0$ med 20,5$ krom til 7$ med 24$ krom. Prøvestykkene i eksempel 25 i Bl varmebehandlet tilstand hadde en Charpy V-kjerv støtstyrke (middel av 2 prøver i hvert tilfelle) på 131,5 J, og når de ble undersøkt etter å ha vært holdt ved 815 °C i to timer mellom oppløsning og elding (eksponert tilstand for å simulere effekten av den lavere hastighet med hvilken større seksjoner avkjøles), hadde en støtstyrke på 92,9 J. Eksempel 30 prøvestykkene hadde en W-kjerv Charpy støtstyrke på 101,7 J når den var varmebehandlet ved Bl og 63,7 J eksponert. Eksempel 36 prøvestykkene utviste en støtstyrke på 139,6 J i Bl tilstand og 78,6 J i eksponert tilstand. Eksempel 38 inneholdende 20,47$ Cr og 10,61$ Mo, hadde en støtstyrke på 61,0 J varmebehandlet ved Bl og 40,7 J eksponert. For å sikre en minimumsrekjerv-Charpy-støtstyrke på 54,2 J er en maksimal-mengde på 11$ molybden foretrukket med ca. 16-18 $ krom. Når krom forøkes fra 18,0 til 22 $, blir maksimalmengden av molybden redusert proposjonalt fra 11$ til 9$, og når krom forøkes fra 22,0$ til 24$, er $ Cr + $ Mo <. 31. Eksempel 40 prøvestykkene hadde en V-kjerv Charpy støtstyrke på 46,7 J varmebehandlet ved Bl og 31,9 J eksponert. På den annen side hadde smeltene 910, 914 og 967 ($ Cr + $ Mo > 31) i Bl varmebehandlet tilstand, henholdsvis støtsstyrken 90,2 J, 41,4 J og 56,9 J, og i eksponert tilstand henholdsvis 45,4 J, 23 J og 33,2 J. Den foretrukne blanding i henhold til oppfinnelsen slik som vist i tabell II ovenfor er særpreget ved en nedre Charpy V-kjerv støtstyrke på 54,2 J. It should also be noted that better toughness as measured by Charpy V-notch impact energy (J) is associated with lower grain boundary (intergranular) precipitation. As can be seen from the above, the amount of nickel, chromium and molybdenum is controlled in relation to each other, and a minimum amount of approx. 57$ or even better 59$ nickel is preferred to avoid unwanted phases. Also for better microstructure, represented by smaller amounts of grain boundary precipitation, molybdenum is controlled in relation to the chromium content, so that with 16.0-20.5$ chromium, molybdenum does not exceed 10.0$. When chromium is increased from 20.5$ to 24.0$, the maximum molybdenum content decreases proportionally from 10.0$ with 20.5$ chromium to 7$ with 24$ chromium. The specimens of Example 25 in the Bl heat-treated condition had a Charpy V-notch impact strength (average of 2 specimens in each case) of 131.5 J, and when examined after being held at 815°C for two hours between solution and aging (exposed condition to simulate the effect of the slower rate at which larger sections are cooled), had an impact strength of 92.9 J. The Example 30 specimens had a W-notch Charpy impact strength of 101.7 J when heat treated at Bl and 63.7 J exposed. The Example 36 test pieces exhibited an impact strength of 139.6 J in the Bl condition and 78.6 J in the exposed condition. Example 38 containing 20.47% Cr and 10.61% Mo had an impact strength of 61.0 J heat treated at Bl and 40.7 J exposed. To ensure a minimum notched Charpy impact strength of 54.2 J, a maximum amount of 11$ molybdenum is preferred with approx. $16-18 chrome. When chromium is increased from 18.0 to 22$, the maximum amount of molybdenum is reduced proportionally from 11$ to 9$, and when chromium is increased from 22.0$ to 24$, $ Cr + $ Mo <. 31. The Example 40 test pieces had a V-notch Charpy impact strength of 46.7 J heat treated at Bl and 31.9 J exposed. On the other hand, the melts 910, 914 and 967 ($ Cr + $ Mo > 31) in the Bl heat-treated condition had respectively the impact strength of 90.2 J, 41.4 J and 56.9 J, and in the exposed condition respectively 45.4 J, 23 J and 33.2 J. The preferred mixture according to the invention as shown in Table II above is characterized by a lower Charpy V-notch impact strength of 54.2 J.

Under henvisning til de etterfølgende tabeller V og VÅWith reference to the subsequent tables V and VÅ

ble duplikat-, grop- og spaltekorrosjonsprøvestykker fremstilt og varmebehandlet som indikert. Hvert prøvestykke ble maskinert til 2,5 cm x 5 cm x 0,3 cm 120 sand over-flate, renset og veiet. Groptemperaturprøvestykkene ble eksponert mot 150 ml 6$-ig FeCl3pluss 1$ HC1 i påhverandre følgende tidsperioder å 24 timer, idet det ble begynt ved romtemperatur, og for hver periode ble temperaturen hevet 2,5 °C høyere enn den foregående periode. Etter hver 24 timers eksponering i prøvemediet, ble prøvestykkene fjernet, renset og veiet på ny, og visuelt undersøkt (opptil 20 x forstørrelse) for angrep. I tilfelle av gropede prøve-stykker ble temperaturen nedtegnet. Ikke angrepnde prøve-stykker ble retunert til en ny oppløsning for ytterligere 24 timers eksponering. Bestemmelsen ble fortsatt inntil en groptempertur ble bestemt eller oppløsningen begynte å koke, hvoretter prøven ble avbrutt. duplicate, pitting and crevice corrosion specimens were prepared and heat treated as indicated. Each specimen was machined to a 2.5 cm x 5 cm x 0.3 cm 120 sand surface, cleaned and weighed. The pit temperature test pieces were exposed to 150 ml of 6% FeCl3 plus 1% HC1 for successive periods of 24 hours, starting at room temperature, and for each period the temperature was raised 2.5 °C higher than the previous period. After each 24 h exposure in the sample medium, the specimens were removed, cleaned and reweighed, and visually examined (up to 20x magnification) for infestation. In the case of pitted test pieces, the temperature was recorded. Non-attacked test pieces were returned to a new solution for an additional 24 h exposure. The determination was continued until a pit temperature was determined or the solution began to boil, after which the sample was discontinued.

For hvert av spaltekorrosjonsprøvestykkene, etter rensing og veiing, ble en ÅSTM G-48 type spalte påført. Prøvestykkene ble deretter eksponert mot 150 ml 6$-ig FeCl3pluss 1$ HCL For each of the crevice corrosion test pieces, after cleaning and weighing, an ÅSTM G-48 type crevice was applied. The samples were then exposed to 150 ml of 6% FeCl3 plus 1% HCL

1 3 døgn ved 40 °C eller 55 °C, som indikert. Deretter ble prøvestykkene fjernet og befridd for den spaltedannende vedheftning, og deretter renset og veiet. Vekttapet i mg/cm<2>ble deretter beregnet og resultatene er indikert i tabell V og VA. Selv om data erholdt fra prøvestykkene eksponert ved 40 oC er midlet, så er de som er erholdt ved eksponering i 55 °C ikke midlet. Ved evaluering av data for 55 °C ble kun det største vekttap ( verste tilfelle) fra 1 3 days at 40 °C or 55 °C, as indicated. The test pieces were then removed and freed from the gap-forming adhesion, and then cleaned and weighed. The weight loss in mg/cm<2> was then calculated and the results are indicated in tables V and VA. Although data obtained from the test pieces exposed at 40 oC are the mean, those obtained from exposure at 55 °C are not the mean. When evaluating data for 55 °C, only the largest weight loss (worst case) was excluded

samvirket mellom de betydningsfulle eksempler med hensyn til resistens mot grop- og spaltekorrosjoner i dette tilfelle. De dårligste data fra hvert sett av duplikat-prøvestykker ble anvendt fordi med en forøkning i temperaturen til 55 °C oppsto det en større spredning mellom dupli-katprøvestykkene for en gitt prøve eller smelte, middeltal-lene i dette tilfelle ville ha en tendens til å være misvisende. the interaction between the significant examples with regard to resistance to pitting and crevice corrosion in this case. The worst data from each set of duplicate specimens was used because increasing the temperature to 55°C resulted in a greater spread between the duplicate specimens for a given sample or melt, in which case the means would tend to be misleading.

Av tabellene V og VA kan det ses at krom, niob, titan, molybden og nikkel samarbeider til å forbedre resistensen mot grop- og spaltekorrosjon. Molybden er ca. 4 ganger så effektiv som krom (i vekt$) med hensyn til å forbedre grop-og spaltekorrosjonsresistensen ved vindersøkelser ved 40 °C i 6$ jern(III)klorid (FeCl3) pluss 1$ saltsyre (HC1). I henhold til foreliggende oppfinnelse tilveiebringer en foretrukket blanding et høyt nivå av resistens i FeCl3-HCl, og det vil si at det midlere tapet ikke er større enn 1 mg/cm<2>ved standard spaltekorrosjonsprøve (ASTM G-48) ved 40 °C i 72 timer. I denne blanding er det fortrinnsvis minst ca. 17$ krom og prosenten av krom pluss fire ganger prosent molybden er ikke større enn 52%. From tables V and VA it can be seen that chromium, niobium, titanium, molybdenum and nickel work together to improve resistance to pitting and crevice corrosion. Molybdenum is approx. 4 times as effective as chromium (by weight) in improving pitting and crevice corrosion resistance in wind tests at 40°C in 6$ ferric chloride (FeCl3) plus 1$ hydrochloric acid (HC1). According to the present invention, a preferred mixture provides a high level of resistance in FeCl3-HCl, that is, the average loss is not greater than 1 mg/cm<2>in the standard crevice corrosion test (ASTM G-48) at 40 ° C for 72 hours. In this mixture there is preferably at least approx. 17$ chromium and the percentage of chromium plus four times the percentage of molybdenum is not greater than 52%.

Denne foretrukne blanding vil være fri for påbegynnende gropkorrosjon under temperaturen hvilken prøvemediet koker, ca. 100 °C, imidlertid bør ikke mere enn ca. 11% molybden anvendes med 17% krom. Fra de dårligste erholdte data med hensyn til spaltekorrosjon, hvor prøvestykkene ble eksponert ved 55 °C er det åpenbart at en god grop- og spaltekorro-sj onsresistens fortrinnsvis bibeholdes med minst 95% nikkel og ved å begrense molybdeninholdet til ikke mere enn ca. 10%. Molybden- og krominnholdene er også fortrinnsvis balansert i forhold til hverandre, slik at ved ca. 16% krom er molybdeninnholdet 8,5-10$. Når vektprosentinnholdet av krom forøkes fra 16$ til 20, 5% blir den nedre vekt$ andel av molybden fortrinnsvis nedsatt proposjonalt til 7,0$, mens maksimum forblir ved ca. 10$. Når vektprosenten av krom forøkes fra 20,5$ til 24$, er den foretrukne vektprosentandel av molybden 7-10$, men Ikke større enn [31 - ($ Cr)]. This preferred mixture will be free of incipient pitting below the temperature at which the test medium boils, approx. 100 °C, however, no more than approx. 11% molybdenum is used with 17% chromium. From the worst data obtained with regard to crevice corrosion, where the test pieces were exposed at 55 °C, it is obvious that good pitting and crevice corrosion resistance is preferably maintained with at least 95% nickel and by limiting the molybdenum content to no more than approx. 10%. The molybdenum and chromium contents are also preferably balanced in relation to each other, so that at approx. 16% chromium is the molybdenum content 8.5-10$. When the weight percentage content of chromium is increased from 16$ to 20.5%, the lower weight$ share of molybdenum is preferably reduced proportionally to 7.0$, while the maximum remains at approx. 10$. When the weight percentage of chromium is increased from 20.5$ to 24$, the preferred weight percentage of molybdenum is 7-10$, but not greater than [31 - ($ Cr)].

For den beste spaltekorrosjonsresistens i FeCl3~HCl ved 55 °C er det for et krominnhold på ca. 18$ foretrukket å anvende et molybdeninnhold på 8,5-9,7$. Når vektprosentandelen av krom øker fra 18,0$ til 20,5$, så blir den foretrukne minimale vektprosentandel av molybden nedsatt proposjonalt fra 8,5$ til 8,0$, og den foretrukne maksimale vekt$ nedsettes proposjonalt til 9,4$. Ytterligere, når vektprosent krom økes fra 20,5$ til et foretrukket maksimum på ca. 22,0$, nedsettes den nedre veltprosent av molybden proposjonalt fra 8,0$ til 7,7$, og den maksimale vektprosentandel molybden reduseres fortrinnsvis slik at for et krominnhold på ca. 22,0$ er det maksimale molybdeninnhold ca. 8,2$. I denne blanding er det nødvendig med minst 0,8-0,9$ titan for å oppnå den utmerkede spaltekorrosjonsresistens ved 55 °C. For den beste spaltekorrosjonresistens i FeCl3-HCl ved 55 °C er det i tillegg til å kontrollere krom og molybden også foretrukket at det er minst ca. 1,1$ Ti og ca. 2,75$ Nb tilstede. For the best crevice corrosion resistance in FeCl3~HCl at 55 °C, it is for a chromium content of approx. 18$ preferred to use a molybdenum content of 8.5-9.7$. As the weight percent of chromium increases from $18.0 to $20.5, then the preferred minimum weight percent of molybdenum is proportionally decreased from $8.5 to $8.0, and the preferred maximum weight $ is decreased proportionally to $9.4 . Furthermore, when the weight percent chromium is increased from 20.5$ to a preferred maximum of about 22.0$, the lower percentage of molybdenum is reduced proportionally from 8.0$ to 7.7$, and the maximum percentage by weight of molybdenum is preferably reduced so that for a chromium content of approx. 22.0$ is the maximum molybdenum content approx. 8.2$. In this mixture, at least 0.8-0.9% titanium is required to achieve the excellent crevice corrosion resistance at 55°C. For the best crevice corrosion resistance in FeCl3-HCl at 55 °C, in addition to controlling chromium and molybdenum, it is also preferred that there is at least approx. 1.1$ Ten and approx. 2.75$ Nb present.

Prøvestykker for sulfidstress-sprekking ved romtemperatur ble fremstilt fra et bånd som etter varmebehandling var oppvarmet til 287,8 °C i 30 døgn og luftkjølt for å simulere elding i en dyp brønn (brønneldet). Specimens for sulphide stress cracking at room temperature were produced from a strip which, after heat treatment, had been heated to 287.8 °C for 30 days and air-cooled to simulate aging in a deep well (well-aged).

Langstrakte U-bøyde prøvestykker, 9,8 cm x 1 cm x 0,3 cm, fra det brønneldede bånd ble maskinert til en 120 stens overflatefinish og bøyd i henhold til ASTM G-30 (fig. 5) til en indre diameter på 2,54 cm. En stålbolt ble festet til hvert ben av hvert U-bøyd prøvestykke under anvendelse av muttere og stoppskiver ved hver ende. Som indikert i det etterfølgende, ble tverrprøvestykker også fremstilt og bearbeidet som beskrevet i forbindelse med U-bend prøve-stykkene, bortsett fra at tverrprøvestykkene var ca. 3,5 cm lange, og når de ble utsatt for prøveoppløsningen, ble hvert Elongated U-bent specimens, 9.8 cm x 1 cm x 0.3 cm, from the well-annealed strip were machined to a 120 grit surface finish and bent according to ASTM G-30 (Fig. 5) to an inside diameter of 2 .54 cm. A steel bolt was attached to each leg of each U-bent specimen using nuts and stop washers at each end. As indicated below, transverse specimens were also prepared and processed as described in connection with the U-bend specimens, except that the transverse specimens were approx. 3.5 cm long, and when exposed to the sample solution, each

prøvestykke forankret ved dets motstående ender i inngrep med jernmansjetter og bøyd til et forhåndsbestemt utslag ved en kraft som ble påført midt mellom dets ender. Etter rensing ble prøvestykkene eksponert til en oppløsning som er spesifisert i NACE Test Method TM-01-77 (godkjent 1. juli 1977). Hvert prøvestykke ble undersøkt ved 20x forstørrelse med hensyn til sprekker etter intervaller på ca. 240 timer, 504 timer, 648 timer og 1000 timer. Tiden etter hvilken sprekking ble påvist eller "NC" for ingen sprekker er indikert i tabell VI og VIA under "NACE". U-bend dataene er specimen anchored at its opposite ends in engagement with iron cuffs and bent to a predetermined deflection by a force applied midway between its ends. After cleaning, the test pieces were exposed to a solution specified in NACE Test Method TM-01-77 (approved July 1, 1977). Each specimen was examined at 20x magnification for cracks after intervals of approx. 240 hours, 504 hours, 648 hours and 1000 hours. The time after which cracking was detected or "NC" for no cracking is indicated in Tables VI and VIA under "NACE". The U-bend data is

gruppert som prøvestykker i lengderetingen under "Long." og i tverretningen under "Trans." i tabellene VI og VIA. Som det vil være kjent, tjener "lengderetning" og "tverretning" til å identifisere prøvestykkets akser i forhold til retningen for bearbeidelsen av utgangsmaterialet fra hvilket prøvestykkene ble fremstilt. grouped as samples in the longitudinal direction under "Long." and in the transverse direction under "Trans." in tables VI and VIA. As will be known, "longitudinal direction" and "transverse direction" serve to identify the axes of the test piece relative to the direction of processing of the starting material from which the test pieces were made.

U-bend prøvestykker for klorid-stresskorrosjonssprekking ble maskinert fra brønneldet bånd, som beskrevet i forbindelse med "NACE"-prøvemetden og ble deretter bøyd til en indre diameter på 1,9 cm. U-bend prøvestykkende ble renset, undersøkt ved 20x forstørrelse med hensyn til mekaniske feil og deretter eksponert uten jernkontakt til en 45$ MgCl2~oppløsning som kokte ved 155 °C i henhold til ASTM G-36 under anvendelse av "Allinn" kondensatorer. Prøvestykkene ble undersøkt ved 20x forstørrelse etter intervaller på U-bend specimens for chloride stress corrosion cracking were machined from well-fired strip as described in connection with the "NACE" test method and then bent to an inside diameter of 1.9 cm. U-bend test pieces were cleaned, examined at 20x magnification for mechanical defects and then exposed without iron contact to a 45% MgCl2~ solution boiling at 155°C according to ASTM G-36 using "Allinn" capacitors. The samples were examined at 20x magnification after intervals of

1, 2, 4, 7, 14, 21, 28, 36 og 42 døgn (1000 t), bortsett fra at etter en eksponering i 1000 timer i kokende 45$ MgCl2ble alle feilfrie U-bend-prøvestykkene i eksemplene 17-24 og Ht. nr. 348, 349 og 587-590 omstresset og eksponert i ytterligere 1000 t (2000 timer totalt). Resultåtende av disse forsøk er vist I tabellene VI og VIA 1, 2, 4, 7, 14, 21, 28, 36 and 42 days (1000 h), except that after an exposure for 1000 h in boiling 45% MgCl2 all the U-bend specimens in Examples 17-24 and Ht. nos. 348, 349 and 587-590 restressed and exposed for a further 1000 h (2000 h in total). The results of these experiments are shown in tables VI and VIA

(1) Eks. eksponert opptil 1000 t bortsett fra eks. 17-14 som ble eksponert i opptil 2000 timer (2) mistenkelig område funnet, men undersøkelse ved opp til 500x forstørrelse kunne ikke bekrefte tilstedeværelse eller fravær av sprekker. (3) Det 2. prøvestykket i eks. 8 (Trans.) ble avbrutt etter 230 timer p.g.a. atutstyret gikk i stykker, ingen (1) Ex. exposed up to 1000 t except e.g. 17-14 which was exposed for up to 2000 hours (2) suspicious area found, but investigation at up to 500x magnification could not confirm the presence or absence of cracks. (3) The 2nd test piece in ex. 8 (Trans.) was canceled after 230 hours due to the equipment broke, no one

sprekker ble funnet.cracks were found.

NC = ingen sprekker observertNC = no cracks observed

(1) koldvalset til henholdsvis 24$ og 31$ reduksjon (1) cold rolled at 24$ and 31$ respectively reduction

(2) mistenkelig område funnet, men undersøkelser i opptil 500x forstørrelse kunne ikke bekrefte tilstedeværelse (2) suspicious area found, but examination at up to 500x magnification could not confirm presence

eller fravær av spekker.or absence of blubber.

(3) koldvalset til 21$ reduksjon(3) cold rolled to 21$ reduction

NC = ingen sprekker observertNC = no cracks observed

NACE TM-01-77 testresultatene i tabellene VI og VIA viser at foreliggende blanding er resistent til sulfidstress-sprekking ved romtemperatur. For de beste resultater bør de høyeste nivåer for molybden, niob og titan unngås. I så henseende anvendes 24$ krom med 7$ molybden. Når mengden av krom avtar fra 23$ kan den maksimale mengde molybden økes fra 8$, idet forholdet mellom nedsettelse i vekt$ krominnhold til forøkelse i tolerabel vekt$ molybdenmengde er ca. 2. For eksempel en nedsettese i krominnholdet fra 22$ til 2$ fører til en forøkelse fra ca. 8,5$ til ca. 9,5$ av den maksimale mengde molybden som fortrinnsvis anvendes når optimal resistens mot sulfidstress-sprekking er ønskelig. Det er også indikert at en reduksjon på 16$ krom når molybdeninnholdet er ca. 11,5$. Selv om aluminium holdes ved det foretrukne område for dette formål, så bør mengdene av niob og titan kontrolleres omhyggelig. Med ca. 4,5$ niob tilstede bør titaninnholdet ikke være større enn ca. 0,5$. Når vekt$ av niob reduseres fra 4,5$ til ca. 3$, kan den maksimale mengde tilstedeværende titan økes proposjonalt til ca. 2$. Fortrinnsvis er den maksimale vekt$ niob 4,25$ når det ikke anvendes mer en ca. 0,50$ titan. Når niobinnholdet nedsettes fra 4,25$ til 3,0$, kan den maksimale vekt$ tilstedeværende titan forøkes proposjonalt fra ca. 0,50$ til ca. 1,75$. Således er forholdet mellom en forøkning i vekt$ titan til en tilsvarende nedsettelse av niob 1,0 i begge disse tilfeller. The NACE TM-01-77 test results in tables VI and VIA show that the present mixture is resistant to sulphide stress cracking at room temperature. For best results, the highest levels of molybdenum, niobium and titanium should be avoided. In this respect, 24% chromium is used with 7% molybdenum. When the amount of chromium decreases from 23$, the maximum amount of molybdenum can be increased from 8$, as the ratio between reduction in weight$ chromium content to increase in tolerable weight$ molybdenum amount is approx. 2. For example, a reduction in the chromium content from 22$ to 2$ leads to an increase from approx. 8.5$ to approx. 9.5% of the maximum amount of molybdenum which is preferably used when optimum resistance to sulphide stress cracking is desired. It is also indicated that a reduction of 16$ chromium when the molybdenum content is approx. 11.5$. Although aluminum is kept in the preferred range for this purpose, the amounts of niobium and titanium should be carefully controlled. With approx. 4.5$ niobium present, the titanium content should not be greater than approx. 0.5$. When the weight$ of niobium is reduced from 4.5$ to approx. 3$, the maximum amount of titanium present can be proportionally increased to approx. 2$. Preferably, the maximum weight $ niobium is 4.25 $ when no more than approx. 0.50$ titanium. When the niobium content is reduced from 4.25$ to 3.0$, the maximum weight$ of titanium present can be increased proportionally from approx. 0.50$ to approx. $1.75. Thus, the ratio between an increase in weight of titanium to a corresponding decrease in niobium is 1.0 in both of these cases.

Foreliggende legering og eldingsherdede produkter fremstilt derav har god resistens mot kloridstress-sprekking, hvilket vises ved eksponering under de strenge betingelser, såsom kokende 45$ MgCl2- Med nikkel under 60$ gir lavere krom-og molybdeninnhold bedre resultater. Fortrinnsvis med et herderinnhold på ca. 4,0 atom$ bør minst ca. 60$ nikkel være tilstede. Og når herderinnholdet forøkes over 4,0 atom$ eller avtar, så blir det minimale tilstedeværende nikkel tilsvarende forøket eller senket over eller under 60$, idet mengden av forandring i nikkelinnholdet er 3 ganger forandringen i herderinnhooldet. Således, for en forøkning eller nedsetting av herderinnholdet på 0,5 atomprosent bør nikkel innholdet tilsvarende forøkes eller senkes med 1,5 atom$. I denne forbindelse bør det bemerkes at kobber også bidrar til stress-sprekkresisensen i kokende MgCl£og for dette formål er det ønskelig å innbefatte opptil 3$ kobber for å kompensere for mindre mengder nikkel enn ca. 60$, eller når herderinnholdet er større enn 4,0 atom$. Opptil ca. 2$ kobber er effektivt anvendt i blandinger inneholdende 60$ nikkel og over. The present alloy and age-hardened products made from it have good resistance to chloride stress cracking, which is shown by exposure under the harsh conditions, such as boiling 45$ MgCl2- With nickel below 60$, lower chromium and molybdenum content gives better results. Preferably with a hardener content of approx. 4.0 atom$ should be at least approx. 60$ nickel be present. And when the hardener content is increased above 4.0 atom$ or decreases, then the minimal nickel present is correspondingly increased or lowered above or below 60$, the amount of change in the nickel content being 3 times the change in the hardener content. Thus, for an increase or decrease in the hardener content of 0.5 atomic percent, the nickel content should be correspondingly increased or decreased by 1.5 atomic percent. In this connection it should be noted that copper also contributes to the stress-crack resisence in boiling MgCl£ and for this purpose it is desirable to include up to 3$ of copper to compensate for smaller amounts of nickel than approx. 60$, or when the hardener content is greater than 4.0 atom$. Up to approx. 2$ copper is effectively used in mixtures containing 60$ nickel and above.

Den kombinerte effekt av klorid, hydrogensulfid og svovel ved forhøyde temperaturer og trykk ble bestemt i autoklav forsøk (andre steder omtalt som autoklavbestemmelse) ved 204 °C, 332 °C og 260 °C som en simulering av alvorlig sure brønnbetingelser. Duplikat U-bend prøvestykker ble fremstilt av bånd som var oppvarmet til 287,8 °C i 30 døgn (og deretter luftkjølt) for å simulere dypbrønnselding. The combined effect of chloride, hydrogen sulphide and sulfur at elevated temperatures and pressures was determined in autoclave experiments (referred to elsewhere as autoclave determination) at 204 °C, 332 °C and 260 °C as a simulation of severely acidic well conditions. Duplicate U-bend specimens were prepared from strips heated to 287.8 °C for 30 days (and then air-cooled) to simulate deep well welding.

U-bend prøvestykkene var 9,8 cm x 0,95 cm x 0,54-0,318 cm med hull med diameter 0,67 cm tilstøtende til hver ende. Prøvestykkene ble slepet til 120 sand finish til en indre diameter på 2,54 cm og belastet. I tabellene VII-IX er angitt antall timers eksponeringstid etter hvilken prøve-stykket viste stress-sprekking eller NC for ingen spekk. Eksemplene ifølge oppfinnelsen og i henhold til smeltene i tabell VII-IX ble eksponert til et prøvemedium omfattende mettet (25$) natriumklorld, 0,5 g/l elementært svovel i nærvær av hydrogensulfid med et partialtrykk 1 området 91-101 kp/cm<2>under tre forskjellige betingelser. Som indikert i tabell V ble de opplistede eksempler og smelter undersøkt i 648 timer ved 204,4 °C som ble utgjort av to 160 timers perioder og én periode på 328 timer og hvis ingen sprekker ble observert, ble prøven fortsatt i 328 timer ved 232 °C. Prøvestykker fra noen av eksemplene og smeltene ble undersøkt i en tidsperiode på 328 timer ved 232 °C, etterfulgt av to tidsperioder å 328 timer ved 260 °C. I tabell VIII ble de angitte prøvestykker undersøkt I en tidsperiode på 328 timer ved 232 °C og i en tidsperiode på 328 timer ved 260 °C. Resultatene vist i tabell IX ble erholdt for prøvestykker prøvet i 328 timer ved 232 °C pluss to tidsperioder, hver på 328 timer ved 60 °C. Det bør også her bemerkes at COg ikke var nødvendig for å oppnå en lav pH og det elementære svovel ble inbefattet i prøveomgivelsene for å skjerpe prøvebetingelsene avpasset for et slikt høylegert materiale som i henhold til oppfinnelsen. The U-bend test pieces were 9.8 cm x 0.95 cm x 0.54-0.318 cm with 0.67 cm diameter holes adjacent to each end. The test pieces were towed to 120 sand finish to an inside diameter of 2.54 cm and loaded. Tables VII-IX show the number of hours of exposure time after which the sample showed stress cracking or NC for no blubber. The examples according to the invention and according to the melts in Tables VII-IX were exposed to a test medium comprising saturated (25$) sodium chloride, 0.5 g/l elemental sulfur in the presence of hydrogen sulphide with a partial pressure 1 in the range 91-101 kp/cm< 2>under three different conditions. As indicated in Table V, the listed samples and melts were tested for 648 hours at 204.4 °C which consisted of two 160 hour periods and one 328 hour period and if no cracks were observed, the sample was continued for 328 hours at 232 °C. Samples from some of the examples and melts were tested for a period of 328 hours at 232°C, followed by two periods of 328 hours at 260°C. In Table VIII, the specified test pieces were examined for a period of 328 hours at 232°C and for a period of 328 hours at 260°C. The results shown in Table IX were obtained for specimens tested for 328 hours at 232°C plus two time periods, each of 328 hours at 60°C. It should also be noted here that COg was not necessary to achieve a low pH and the elemental sulfur was included in the test environment to sharpen the test conditions adapted for such a high-alloy material as according to the invention.

Autoklav-forsøksresultåtene viser den udmerkede ressistens mot korrosjons- og stress-sprekking under ekstremt alvorlige betingelser. Analyse av resultatende viser at i denne blandig er molybden i vekt$ ca. 4 ganger så effektivt som krom med hensyn til å forbedre resistensen for stress-sprekking, bestemt i autoklavprøven i temperaturområdet 232-260 °C. For den beste resistens mot sprekking i 232-260 °C-området bør prosenten av krom pluss fire ganger prosenten av molybden ikke være mindre enn ca. 47$, dvs. The autoclave test results show the excellent resistance to corrosion and stress cracking under extremely severe conditions. Analysis of the results shows that in this mixture molybdenum by weight is approx. 4 times as effective as chromium in improving resistance to stress cracking, determined in the autoclave test in the temperature range 232-260 °C. For the best resistance to cracking in the 232-260 °C range, the percentage of chromium plus four times the percentage of molybdenum should not be less than approx. 47$, i.e.

For den beste resistens mot sprekking i 232-260 °C-området bør prosent krom pluss fire ganger prosent molybden ikke være mindre enn ca. 49,5$, dvs. For the best resistance to cracking in the 232-260 °C range, percent chromium plus four times percent molybdenum should not be less than approx. 49.5$, i.e.

For å optimalisere legeringen for resistens mot sprekking ved 260 oC bør prosent krom pluss prosent molybden ikke være mindre enn 30$, dvs. To optimize the alloy for resistance to cracking at 260 oC, percent chromium plus percent molybdenum should not be less than 30$, i.e.

Og for den beste resistens mot stress-sprekking ved 260 °C And for the best resistance to stress cracking at 260 °C

i autoklavprøven bør herderinnholdet fortrinnsvis ikke være større ennca. 4,5 atom$. For eksponering ved temperaturer under 500 °C gir et herderinnhold på opptil 5 atom$ god resistens mot stress-sprekking. Ved justering av herderinnholdet for dette formål utgjør aluminium fortrinnsvis ikke mer enn 0,35$ (ikke mer enn 0,77 atom$) for å maksi-mere styrken. Kobber bidrar også til å forbedre resistens mot stress-sprekking i autoklavårøven og for dette formål kan opptil 3$ anvendes. Når herderinnholdet øker over 4 atom$, anvendes kobber fortrinnsvis opptil 2$ for effektivt å forbedre ressistensen mot stress-sprekking i auto-klavprøven . in the autoclave sample, the hardener content should preferably not be greater than 4.5 atom$. For exposure at temperatures below 500 °C, a hardener content of up to 5 atom$ provides good resistance to stress cracking. When adjusting the hardener content for this purpose, aluminum preferably amounts to no more than 0.35% (no more than 0.77 atom$) to maximize strength. Copper also helps to improve resistance to stress cracking in the autoclave bottom and for this purpose up to 3$ can be used. When the hardener content increases above 4 atoms, copper is preferably used up to 2 atoms to effectively improve the resistance to stress cracking in the autoclave test.

For ytterligere å eksemplifisere foreliggende oppfinnelse ble eksempel 53 fremstilt under anvendelse av en dobbelt-smeltepraksls for en smelte som veide ca. 5446 kg og smidd til en 10,16 cm rund stav som ble varmebehandlet. Sammensetning for eksempel 53 er vist i tabell X. Sammensetningen for smelte A, representativ for den kommersielle type 625- To further exemplify the present invention, Example 53 was prepared using a double-melt reactor for a melt weighing approx. 5446 kg and forged into a 10.16 cm round bar which was heat treated. The composition of Example 53 is shown in Table X. The composition of melt A, representative of the commercial type 625-

legering, også som en smelte på ca. 4546 kg er også gitt i tabell X. alloy, also as a melt of approx. 4546 kg is also given in Table X.

Hver smelte inneholdt mindre enn 0,01$ fosfor og mindre enn 0,01$ svovel. Selv om det ikke er indikert, inneholdt smeiten A også ca. 0,004$ bor. Each melt contained less than 0.01$ phosphorus and less than 0.01$ sulfur. Although not indicated, smelt A also contained approx. 0.004$ boron.

Standard bruddlast prøvestykker behandlet ved romtemperatur ble utskåret i tverrseksjoner fra eksempel 53 i 16 cm stav- Standard breaking load specimens treated at room temperature were cut in cross-sections from Example 53 in 16 cm rod-

material (Bl oppvarmet bortsett fra vannkjøling fra oppløs-ningstemperaturen) ble fremstilt. Bruddlast-prøvestykker i tverretningen ble også fremstilt fra smidd og varmebehandlet av den 14,0 cm runde stav fra smelte A. Bruddlastdata er vist i tabell XI og varmebehandlet hårdhet er også vist. material (Bl heated apart from water cooling from the solution temperature) was prepared. Tensile load specimens in the transverse direction were also prepared from forging and heat treated from the 14.0 cm round bar from melt A. Tensile load data are shown in Table XI and heat treated hardness is also shown.

Sammenligning av de data som er vist i tabell XI viser klart Comparison of the data shown in Table XI clearly shows

at legering type 625 ikke gir respons til praktisk eldings-herdebehandling. Kjente legeringer såvel som legeringene i henhold til foreliggende oppfinnelse og legering type 625 utviser høyere styrke ved behandling som innbefatter varmebearbeiding. Hvis den ikke koldbearbeides, er styrken for legering type 625 langt under den foor legeringen i henhold til foreliggende oppfinnelse. that alloy type 625 does not respond to practical ageing-hardening treatment. Known alloys as well as the alloys according to the present invention and alloy type 625 exhibit higher strength when treated which includes heat treatment. If it is not cold worked, the strength of alloy type 625 is far below that of the foor alloy according to the present invention.

Legeringen i henhold til foreliggende oppfinnelse er som følge av dens uvanlige kombinasjon av styrke og korrosjons-resistensegensksaper velegnet for et variert anvendelsesom-råde innen den kjemiske, petroleum- og kjerneindustriene. Legeringen egner seg for produksjon av et stort antall størrelser og former. Mellomprodukter i en hvilken som helst form, såsom finemner, staver, bånd og plater, såvel som pulvermetallurgiske produkter, kan tilveiebringes fra hvilken et enda bredere område av ferdige produkter kan fremstilles. De heri viste blandinger anvendes fordelaktig til deler for anvendelse ved eksploitering for og utnyttelse av petroleumprodukter, såsom de som er tenkt for eksponering under stress og/eller forhøyde temperaturer. Som eksempel på angivelse av noen få, kan silke deler innbefatte under-overflatesikkerhetsventiler, oppheng, ventiler pakkomponen-ter og andre deler som anvendes over og under jorden. The alloy according to the present invention is, as a result of its unusual combination of strength and corrosion resistance properties, suitable for a varied field of application within the chemical, petroleum and nuclear industries. The alloy is suitable for the production of a large number of sizes and shapes. Intermediate products in any form, such as fines, rods, strips and sheets, as well as powder metallurgical products, can be provided from which an even wider range of finished products can be produced. The mixtures shown here are advantageously used for parts for use in the exploitation and utilization of petroleum products, such as those intended for exposure under stress and/or elevated temperatures. To name a few, silk parts may include subsurface safety valves, suspensions, valves, packing components, and other parts used above and below ground.

Selv om foreliggende oppfinnelse er beskrevet i forbindelse med de eksemplifiserte utførelsesformer, vil det forstås at ytterligere modifikasjoner er mulig innen oppfinnelsens omfang. For eksempel når mindre mengder av aluminium overveies, dvs. mindre enn ca. 0,35$ aluminium, nedsettes til minder enn 0,1$ og erstattes med en ekvivalent atomprosent titan og/eller niob tilsatt for å oppnå eller bi-beholde en nedre flytegrense på ca. 7350 kp/cm<2>, vil en slk erstatningresultere i fklere tiendedels prosent (atom) mindre total herder enn hvis aluminiuminnholdet ikke hadde blitt nedsatt. Dette kan tilskrives at den tilsatte mengde titan og/eller niob forårsaker en større forøkning i styrken enn den eventuelle styrkenedgang som ville forårsakes av nedsatt mengde aluminium. Det er derfor påtenkt å innbefatte så lite som 3,0 atomprosent herderinnhold når alt eller I det vesentlige alt av påtenkt aluminium erstattes av titan og/eller niob. Although the present invention is described in connection with the exemplified embodiments, it will be understood that further modifications are possible within the scope of the invention. For example, when smaller quantities of aluminum are considered, i.e. less than approx. 0.35$ aluminium, is reduced to less than 0.1$ and replaced with an equivalent atomic percentage of titanium and/or niobium added to achieve or maintain a lower yield strength of approx. 7350 kp/cm<2>, such a replacement will result in several tenths of a percent (atom) less total hardener than if the aluminum content had not been reduced. This can be attributed to the fact that the added amount of titanium and/or niobium causes a greater increase in strength than the possible decrease in strength that would be caused by a reduced amount of aluminium. It is therefore intended to include as little as 3.0 atomic percent hardener content when all or substantially all of the intended aluminum is replaced by titanium and/or niobium.

De anvendte betegnelser og uttrykk er beskrivende betegnelser og ikke begrensende. Det er ike hensikten med anvendelse av slike betegnelser og uttrykk å utelukke eventuelle ekvivalenter til de trekk som er vist og beskrevet i foreliggende beskrivelse. The terms and expressions used are descriptive and not restrictive. The use of such designations and expressions is not intended to exclude any equivalents to the features shown and described in the present description.

Claims

1. Age-hardenable nickel-based chromium-molybdenum-containing alloy, characterized in that the alloy by weight consists mainly of

with the rest being made up of at least approx. 55$ nickel, the sum of the percentage of chromium and molybdenum is not greater than 31, and the sum of the percentage of niobium, titanium and aluminum is such that the total percentage thereof is approx. 3.5 atom$ to 5 atom$ when calculated as 0.64 wt$m Nb (+ 1.24 wt$ Ti + 2.20 wt$ Al), the elements Ni, Cr, Mo, Nb, Ti and Al are balanced so that when a nickel-based chromium-molybdenum-containing alloy is solution-treated and age-hardened, it has a 0.2$ yield strength greater than 690 MN/m <2> combined with resistance to pitting and crevice corrosion and stress corrosion cracking in chloride and sulfide environments at elevated temperatures of up to 260 °C, without the need for processing below the alloy's recrystallization temperature.

2. Alloy according to claim 1, characterized in that it contains

and at least approx. 59$ nickel.

3. Alloy according to claim 1, characterized in that it contains a maximum of 0.06$ carbon, a maximum of 2.0$ manganese, and a maximum of 0.5$ silicon.

4. Alloy according to claim 3, characterized in that it contains a maximum of approx. 0.5$ manganese, maximum approx. 0.2$ silicon and a maximum of 14$ iron.

5. Alloy according to claim 4, characterized in that it contains at least approx. 60$ nickel.

6. Alloy according to claim 5, characterized in that it contains a maximum of approx. 0.03$ carbon and maximum 0.2$ manganese.

7. Alloy according to claim 6, characterized in that it contains a maximum of approx. 0.01$ carbon and a maximum of approx. 0.1$ nitrogen.

8. Alloy according to any of the preceding claims, characterized in that it contains no more than approx. 11$ molybdenum and where the weight percentage of chromium and molybdenum is balanced so that at approx. 16$ chromium contains the 7.5-11$ molybdenum, and when the amount of chromium is increased from 16.0$ to 19.0$, the minimum amount of molybdenum drops to 0.7$

9. Alloy according to claim 8, characterized by a maximum content of 0.35$ aluminium.

10. Alloy according to any one of claims 1-7, characterized in that it does not contain more than approx. 10$ molybdenum and where the weight percentage of chromium and molybdenum is balanced so that at approx. 16$ chromium, the molybdenum content is 8.5-10$ and when the weight$ of chromium is increased from 16.0 to 20.5$, the lower weight$ for molybdenum is proportionally reduced to 7.0$, when the weight share of chromium is increased from 20, 5$ to approx. 24$ remains the lower weight$ of molybdenum at approx.

7$ and the sum of the weight percentages of chromium and molybdenum is not greater than 31$.

11. Alloy according to claim 10, characterized in that it contains a minimum of approx. 0.9$ titanium.

12. Alloy according to claim 4, characterized in that it contains a minimum of approx. 17.0$ chromium, and where Cr + 4($ Mo) 2 52$.

13. Alloy according to claim 11, characterized in that it contains a maximum of approx. 0.35$ aluminum.

14. Alloy according to claim 10, characterized in that it contains a minimum of approx. 2.75$ niobium and a minimum of approx. 1.1$ titanium.

15. Alloy according to any one of claims 1-7, characterized in that the weight percentage of chromium and molybdenum is balanced so that at 24$ chromium, 7$ molybdenum is present, and when the weight$ of chromium is lowered from 23$, the maximum weight percentage molybdenum increased from 8$, the ratio between reduction in weight percentage chromium to increase in the maximum weight$ molybdenum is approx. 2.

16. Alloy according to claim 15, characterized in that it contains 3.0-4.5% niobium, 0.50-2.0% titanium, the weight percentage of titanium being balanced so that for 4.5% niobium no more is present than 0.50$ titanium, and when the maximum weight percentage niobium is lowered from 4.5 to 3.0$, the maximum weight percentage titanium is increased to approx. 2.0$.

17. Alloy according to claim 15, characterized in that it contains 3.0-4.25$ niobium, 0.50-1.75$ titanium, the weight percentage of niobium and titanium being balanced so that for 4.25$ niobium there is a maximum present 0.50$ titanium and when the weight percentage of niobium is lowered from 4.25$ to 3.0$, the maximum amount of titanium is increased proportionally from 0.50$ to 1.75$.

18. Alloy according to claim 1, characterized in that the weight percentage of chromium and mmolybdenum balances so that for approx. 16.0$ chrome is present approx. 7.5$ molybdenum and when chromium is increased from 16.0$ to 19.0$, the lower limit for molybdenum is lowered proportionally to 7.0$.

19. Alloy according to claim 1, characterized in that the weight percentage of chromium and molybdenum is balanced so that for 16$ of chromium, a minimum of 8.5$ of molybdenum is present, and when the weight percentage of chromium is increased from 16.0$ to 21.5$ the minimum amount of molybdenum is lowered from 8.5$ to 7$, and it contains no more than approx. 4.5 atomic percent niobium plus titanium and aluminium.

20. Alloy according to claim 1 or 2, characterized in that niobium and titanium are balanced so that with approx. 3.9$ niobium, a minimum of 0.50$ titanium is present, and when the weight percentage of niobium is lowered from approx. 3.9 wt$ to 3.0 wt$, the minimum amount of titanium is increased proportionally from 0.50 wt$ to approx. 1.1 wt$, and when the amount of niobium is lowered from 3.0 wt$ to 2.75 wt$, the minimum amount of titanium increases proportionally from 1.1 wt$ to 1.6 wt$.

21. Alloy according to claim 1, characterized in that niobium and titanium are balanced so that at approx. 4.5 wt# niobium, a minimum of 0.50 wt# titanium is present, and when the amount of niobium present decreases from 4.5 wt.5é to about 3.5 wtÆ, the minimum amount of titanium is increased proportionally from 0.50 wt# to approx. 1.5 wtÆ

22. Alloy according to requirements. 2, characterized in that niobium and titanium are balanced so that with approx. 4.25 wt# niobium, a minimum of 0.75 wt# titanium is present and when the amount of niobium present is lowered from 4.25 wt% to approx. 3.5 wt#, the minimum amount of titanium is increased proportionally from 0.75 wt# to approx. 1.5% by weight.

23. Procedure for the production of a nickel-based

The rest is made up of at least 55% nickel, characterized by adjusting the sum of the percentage of chromium and the percentage of molybdenum so that the combined weight thereof is not greater than 31%, adjusting the sum of the percentage by weight of niobium plus the percentage by weight of titanium and plus the percentage by weight of aluminum so that the combined total atomic percentage of the elements niobium, titanium and aluminum is approx. 3.5 atom5é to 5 & tom%, calculated as 0.64 (wt# Nb) + 1.24 (wt£ Ti) + 2.20 (wt£ Al).

24. Method according to claim 23, characterized by quenching a nickel-based alloy to give an article with a 0.2% yield strength greater than 690 MN/m <2> combined with resistance to pitting and crevice corrosion and stress corrosion cracking in chloride and sulphide environments at elevated temperatures up to 260 °C without the need for processing below the alloy's recrystallization temperature.

25. Method According to claim 24, characterized by heat-treating a nickel-based alloy before the aging hardening thereof.

26. Method according to claim 25, characterized by a solution treatment of the nickel-based alloy after the heat treatment and before aging hardening.

27. Method according to claims 24 to 26, characterized in that a two-stage aging treatment is carried out in the temperature range approx. 590 °C to 790 °C.