WO2015129063A1 - 熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金及び大型構造部材 - Google Patents

熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金及び大型構造部材 Download PDF

Info

Publication number
WO2015129063A1
WO2015129063A1 PCT/JP2014/068741 JP2014068741W WO2015129063A1 WO 2015129063 A1 WO2015129063 A1 WO 2015129063A1 JP 2014068741 W JP2014068741 W JP 2014068741W WO 2015129063 A1 WO2015129063 A1 WO 2015129063A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
corrosion resistance
hot forgeability
hot
based alloy
Prior art date
Application number
PCT/JP2014/068741
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
菅原　克生
Original Assignee
日立金属Ｍｍｃスーパーアロイ株式会社
日立金属株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 日立金属Ｍｍｃスーパーアロイ株式会社, 日立金属株式会社 filed Critical 日立金属Ｍｍｃスーパーアロイ株式会社
Priority to US15/110,997 priority Critical patent/US9809873B2/en
Priority to CN201480072536.2A priority patent/CN105899692B/zh
Priority to EP14883624.0A priority patent/EP3112484B1/en
Publication of WO2015129063A1 publication Critical patent/WO2015129063A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/056—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 10% but less than 20%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%

Definitions

  • This invention is used in parts that require corrosion resistance against acid corrosion, such as petrochemical and chemical industry-related towers, tanks and piping, pollution prevention devices, salt production equipment, semiconductor production equipment, pharmaceutical production equipment, etc.
  • the present invention relates to a Ni-based alloy excellent in hot forgeability and corrosion resistance suitable for forming a large-sized structural member with reduced welds.
  • Patent Document 1 By weight, Cr: 16 to 27%, Mo: 16 to 25% (where Cr + Mo ⁇ 44%), Ta: 1.1 to 3.5%, Fe: 0.01 to 6%, Mn: 0.3%.
  • Ni-based alloy having excellent corrosion resistance in an environment containing hot workability and chlorine ions
  • Patent Document 2 By weight, Cr: 15 to 35%, Mo: 6 to 24% (Cr + Mo ⁇ 43%), Ta: 1.1 to 8%, Mn: 0.0001 to 3%, Si: 0.0001 to A Ni-based alloy having a composition containing 0.3%, C: 0.001 to 0.1%, N: 0.0001 to 0.1%, and the balance consisting of Ni and inevitable impurities is used. It has been known.
  • Ni-based corrosion-resistant alloy member is formed by performing hot forging after homogenizing heat treatment of a large ingot as cast. For this reason, the Ni-based alloy is required to have excellent hot forgeability.
  • the conventional Ni-based alloy described in Patent Document 1 has a low deformation resistance at a high temperature, while its deformability rapidly decreases when a certain temperature is exceeded. For this reason, the hot forging temperature is set in the temperature range near 1180 ° C. If hot forging is performed under conditions exceeding this temperature, the deformation resistance of the Ni-based alloy is lowered, so that the Ni-based alloy is easily deformed even if the forging pressure is relatively small. However, when the amount of deformation is increased by forging once, the Ni-based alloy is cracked because the deformability is low. If the amount of deformation in one forging is not increased, it becomes difficult to destroy the solidified structure and homogenize the structure.
  • the present inventor conducted research to solve such problems and to produce a Ni-based alloy having hot forgeability and corrosion resistance that is better than before.
  • Cr more than 18% to less than 21%
  • Mo more than 18% to less than 21%
  • Ta 1.1 to 2.5%
  • Mg 0.001 to 0.05%
  • N 0.001 to 0.04%
  • Mn 0.001 to 0.5%
  • Si 0.001 to 0.05
  • Fe 0.01 to 1%
  • Co 0.01 or more and less than 1%
  • Al 0.01 to 0.5%
  • V 0.005 or more and less than 0.1%
  • Nb 0.001 or more and less than 0.1%
  • B 0 .0001 to 0.01% and Zr: 0.001 to 0.05%
  • W 0.001 or more At least one of less than 0.1%
  • Ca 0.001% or more and less
  • This invention is made
  • the Ni-based alloy of the present invention has a corrosion resistance equal to or higher than that of the conventional material, and is excellent in hot forgeability. For this reason, by using the Ni-based alloy of the present invention, it is possible to manufacture a large structural member, for example, a large diameter and long seamless tube. Moreover, since the welded portion can be reduced as much as possible by increasing the size of such a structural member, it is possible to minimize the portion having poor corrosion resistance. Therefore, according to the Ni-based alloy of the present invention, it is possible to improve the corrosion resistance of the entire equipment used in petrochemical plants, pharmaceutical intermediate production plants and pollution control devices, and to reduce the frequency of maintenance. it can. Thus, the Ni-based alloy of the present invention exhibits excellent industrial effects.
  • the external appearance schematic of the hot torsion test apparatus in an Example is shown.
  • the dimension drawing of the test piece for a hot torsion test in an Example is shown.
  • Cr and Mo have the effect of improving the corrosion resistance against acids such as hydrochloric acid and sulfuric acid.
  • acids such as hydrochloric acid and sulfuric acid.
  • petrochemical plants that are operated in a high-temperature environment often handle acids having a relatively low concentration.
  • corrosion resistance is exhibited by the Cr-type passive film containing Mo. Therefore, the effect of Cr and Mo is exhibited by simultaneously containing Cr and Mo as a combination. .
  • Cr needs to be contained exceeding 18% by mass (hereinafter, “mass%” is simply referred to as “%”).
  • mass% is simply referred to as “%”.
  • the Cr content is set to more than 18% and less than 21%. Preferably, it is 18.5% to 20.5%.
  • Mo needs to be contained in excess of 18%.
  • the Mo content is set to more than 18% and less than 21%. Preferably, it is 18.5% to 20.5%.
  • Ta has the effect of remarkably strengthening and improving the passive film by adding a small amount thereof. By containing Ta at 1.1% or more, the effect of remarkably improving the corrosion resistance against acid is exhibited. When Ta is contained in excess of 2.5%, the deformability in the high temperature region is abruptly reduced, thereby causing a reduction in hot forgeability. Therefore, the Ta content is set to 1.1 to 2.5%. Preferably, it is 1.5% to 2.2%.
  • N, Mn and Mg By making N, Mn, and Mg coexist, generation of a coarse ⁇ phase (Ni 7 Mo 6 type) that deteriorates hot forgeability at 1000 ° C. or lower can be suppressed. That is, N, Mn, and Mg have the effect of stabilizing the Ni—fcc phase, which is the parent phase, and promoting solid solution of Cr, Mo, Ta, thereby making it difficult to precipitate the ⁇ phase. With such an effect, even in a temperature region below 1000 ° C., good hot forgeability can be maintained without causing a rapid increase in deformation resistance or a rapid decrease in deformability. When the content of N is less than 0.001%, there is no effect of suppressing ⁇ phase generation.
  • the ⁇ phase is excessively generated in the hot forging process at 1000 ° C. or lower, and as a result, the hot forgeability is deteriorated.
  • N is contained in excess of 0.04%, nitrides are formed and high-temperature workability deteriorates, making it difficult to process large structural members. Therefore, the N content is set to 0.001% to 0.04%. Preferably, it is 0.005% to 0.03%.
  • Mn is less than 0.001%, there is no effect of suppressing the ⁇ phase generation, and therefore, hot forgeability at 1000 ° C. or lower is deteriorated.
  • the content is made 0.001% to 0.5%. Preferably, it is 0.005% to 0.1%.
  • the Mg content is 0.001% or less, there is no effect of suppressing the ⁇ phase formation, and therefore, hot forgeability at 1000 ° C. or less is deteriorated.
  • the content is made 0.001% to 0.05%. Preferably, it is 0.005% to 0.04%. Note that the effects of these three elements are not equivalent to each other, and sufficient effects cannot be obtained unless the three elements are simultaneously contained within a predetermined range.
  • Si When Si is added as a deoxidizer, the oxide is reduced, thereby improving the deformability at high temperatures related to hot forgeability. The effect is exhibited by containing 0.001% or more of Si. If Si is contained in an amount exceeding 0.05%, Si is concentrated at the grain boundary, so that the deformability in hot forgeability is drastically lowered. Therefore, the Si content is set to 0.001 to 0.05%. Preferably, it is 0.005% to 0.03%.
  • Fe and Co have an effect of preventing cracking by improving toughness in a temperature range of 1200 ° C. or higher.
  • the effect is shown by containing 0.01% or more of Fe.
  • Fe When Fe is contained in excess of 1%, the corrosion resistance decreases. For this reason, the Fe content is set to 0.01% to 1%. Preferably, it is 0.1% to less than 1%.
  • the above effect is shown by containing 0.01% or more of Co.
  • Co content shall be 0.01% or more and less than 1%. Preferably, it is 0.1% to less than 1%.
  • Al and Ti have the effect of improving the deformability at high temperatures related to hot forgeability.
  • the effect is shown by containing 0.01% or more of Al.
  • Al is contained in excess of 0.5%, deformation resistance increases. Therefore, the Al content is set to 0.01% to 0.5%. Preferably, it is 0.1% to 0.4%.
  • said effect is shown by containing 0.01% or more of Ti.
  • Ti is contained in an amount of 0.1% or more, the deformation resistance increases. For this reason, Ti content shall be 0.01% or more and less than 0.1%. Preferably, it is 0.03% to less than 0.09%.
  • V and Nb have an effect of suppressing coarsening of crystal grains in a high temperature region. This significantly improves the deformability related to hot forgeability particularly at 1200 ° C. or higher.
  • the effect is shown by containing V 0.005% or more. If V is contained in an amount of 0.1% or more, the deformability decreases. For this reason, V content shall be 0.005% or more and less than 0.1%. Preferably, it is 0.01% to 0.09%.
  • said effect is shown by containing Nb 0.001% or more. When Nb is contained in an amount of 0.1% or more, the corrosion resistance deteriorates. For this reason, Nb content shall be 0.001% or more and less than 0.1%. Preferably, it is 0.005% to 0.09%.
  • Zr and B have the effect of improving the deformability in hot forgeability in a temperature range of 1200 ° C. or higher.
  • the effect is shown by containing B 0.0001% or more. If B is contained in an amount exceeding 0.01%, on the contrary, the deformability is lowered. Therefore, the B content is set to 0.0001% to 0.01%. Preferably, it is 0.0005% to 0.005%.
  • the above effect is exhibited by containing 0.001% or more of Zr. If Zr is contained in excess of 0.05%, on the contrary, the deformability is lowered. Therefore, the Zr content is set to 0.001% to 0.05%. Preferably, it is 0.005% to 0.03%.
  • Cu and W are added as necessary because they have the effect of improving the corrosion resistance in a sulfuric acid and hydrochloric acid based corrosive environment.
  • the effect is shown by containing Cu 0.001% or more.
  • Cu content shall be 0.001% or more and less than 0.1%.
  • W content shall be 0.001% or more and less than 0.1%.
  • W content shall be 0.001% or more and less than 0.1%.
  • it is 0.005% to 0.09%.
  • Ca has an effect of improving the deformability in hot forgeability in a temperature range of 1200 ° C. or higher, and is added as necessary. The effect is shown by containing 0.001% or more of Ca. On the other hand, when Ca is contained in an amount of 0.05% or more, the deformability is lowered. For this reason, Ca content shall be 0.001% or more and less than 0.05%. Preferably, it is 0.005% to 0.01%.
  • Hf has an effect of reducing deformation resistance in hot forgeability in a temperature range of 1200 ° C. or higher, and is added as necessary. An effect is shown by containing Hf 0.001% or more. If Hf is contained in an amount of 0.05% or more, the deformability tends to deteriorate. For this reason, Hf content shall be 0.001% or more and less than 0.05%. Preferably, it is 0.002% to 0.01%.
  • Inevitable impurities Inclusion of P, S, Sn, Zn, Pb, and C as a melting raw material is inevitable. If P: less than 0.01%, S: less than 0.01%, Sn: less than 0.01%, Zn: less than 0.01%, Pb: less than 0.002%, C: less than 0.01% Since the alloy characteristics are not impaired at all, the inclusion of the above-described component elements within the above-described range is permitted.
  • Ni-based alloy having a predetermined component composition was melted, and about 3 kg of a 30 mm ⁇ 30 mm ⁇ 400 mm rod-shaped ingot was melted.
  • the ingot was subjected to a homogenization heat treatment at 1230 ° C. for 10 hours and cooled with water.
  • inventive Ni-base alloys 1 to 46 shown in Tables 1 and 3; the comparative Ni-base alloys 1 to 30 shown in Table 5 and Table 7; and the conventional Ni-base alloys 1 to 3 shown in Table 9 was made.
  • the conventional Ni-based alloys 1 and 2 shown in Table 9 correspond to the alloys disclosed in Patent Document 1 (Japanese Patent No.
  • Patent Document 2 Patent Document 2
  • Patent Document 2 Patent Document 2
  • “residue” in the “Ni” column includes inevitable impurities.
  • compositions that are out of the scope of the embodiment of the present invention are marked with an asterisk.
  • a test piece 5 shown in FIG. 2 was produced by machining from these rod-shaped ingots, a hot torsion test was performed, and the maximum shear stress at the time of breakage and the number of twists until the breakage were measured.
  • FIG. 1 which is a schematic external view of the hot torsion test apparatus
  • the hot torsion test apparatus includes a motor 1, a gear box 2, a clutch 3, an electric furnace 4, a load cell 6, and a clutch lever arranged on the same axis. 7 is provided.
  • shaft protective covers 8 and 9 are provided on both sides of the gear box 2.
  • the smooth round bar shape shown in FIG. 2 was used as the test piece 5.
  • the test piece 5 includes a columnar parallel portion 5A, stopper portions 5B and 5B on both sides of the parallel portion 5A, and screw portions 5C and 5C on both sides of the stopper portion 5B.
  • a test piece fixing portion (not shown) of the hot torsion tester
  • the test piece 5 is fixed to the hot torsion tester.
  • the stopper portions 5B and 5B prevent play between the screw portions 5C and 5C and the test piece fixing portion during the hot torsion test.
  • the parallel part 5A having a smaller diameter than the other part is twisted.
  • the diameter of the parallel part 5A is 8 mm ⁇ 0.05 mm
  • the length is 30 mm ⁇ 0.05 mm
  • the maximum diameter of the stopper part 5B is 28 mm
  • the width is 5 mm
  • the screw part 5C is an M20 screw.
  • the total length of 5 was 70 mm.
  • a non-threaded portion of 3 mm was provided between the threaded portion 5C and the stopper portion 5B, and the surface of the parallel portion 5A was given a fine mirror finish.
  • the test piece 5 was mounted coaxially with the motor 1 in the electric furnace 4, the inside of the electric furnace 4 was heated to 1250 ° C. which is the test temperature, and the motor 1 was driven to rotate.
  • the clutch 3 After stabilizing the rotation of the motor 1, the clutch 3 is connected so that the rotation of the motor 1 is transmitted to the test piece 5, and the rotation end of the test piece 5 (the right end of FIG. Part) was twisted at a twisting speed of 100 rpm, and a two-end restrained torsion test was performed.
  • the load cell 6 With the load cell 6, the rotational load applied to the fixed side end (the left end in FIG. 1) of the test piece 5 was measured. By dividing the maximum value of the measured rotational load by the cross-sectional area of the parallel part 5A of the test piece 5, the value of the maximum shear stress was calculated.
  • Corrosion rate (mm / year) ⁇ W / (S ⁇ t) ⁇ 8.761 / ⁇ ⁇ W: Weight loss before and after the test (g) S: Test piece surface area (m 2 ) t: Test period (h) ⁇ : specific gravity (g / cm 3 ) The calculation results are shown in Tables 2, 4, 6, 8, and 10.
  • the comparative Ni-base alloys 1 to 30 that deviate from the present invention are inferior in corrosion resistance to the Ni-base alloys 1 to 46 of the present invention or have a low deformability (number of twists) at 1250 ° C.
  • the result was either inferior in hot forgeability, such as cracking in a forging process at 1000 ° C. or lower for production.
  • the hot forgeability can be improved without lowering the corrosion resistance, so that a large structural member can be manufactured. And by enlarging, since a welding part can be decreased as much as possible, the location where corrosion resistance is inferior can be minimized. For this reason, the corrosion resistance of the whole apparatus used for a petrochemical plant, a pharmaceutical intermediate manufacturing plant, or a pollution control apparatus can be improved, and the frequency of maintenance can be reduced. Thus, the Ni-based alloy of the present invention exhibits excellent industrial effects. Further, since the Ni-based alloy of the present invention is excellent in hot forgeability, a large diameter and long seamless tube can be easily produced using this Ni-based alloy. Therefore, the Ni-based alloy of the present invention is also expected as a new material applied to a new field.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Forging (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

　質量％で、Ｃｒ：１８％超～２１％未満、Ｍｏ：１８％超～２１％未満、Ｔａ：１．１～２．５％、Ｍｇ：０．００１～０．０５％、Ｎ：０．００１～０．０４％、Ｍｎ：０．００１～０．５％、Ｓｉ：０．００１～０．０５％、Ｆｅ：０．０１～１％、Ｃｏ：０．０１％以上１％未満、Ａｌ：０．０１～０．５％、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％未満、Ｖ：０．００５％以上０．１％未満、Ｎｂ：０．００１％以上０．１％未満、Ｂ：０．０００１～０．０１％、Ｚｒ：０．００１～０．０５％を含有し、残りがＮｉおよび不可避不純物で構成される。

Description

熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金及び大型構造部材
　この発明は、石油化学や化学工業関係の塔・槽・配管類、公害防止装置、製塩装置、半導体製造装置用、医薬品製造装置などの酸による腐食に対する耐食性が要求される部位に用いられ、特に溶接部を低減した大型構造部材の形成に適した熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金に関する。
　本願は、２０１４年２月２６日に、日本に出願された特願２０１４－０３５２６７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来、耐食性、特に耐硫酸腐食性に優れると共に、熱間加工性が要求される構造部材には、例えば、特許文献1に示されるように、
重量％で、Ｃｒ：１６～２７％、Ｍｏ：１６～２５％（ただし、Ｃｒ＋Ｍｏ≦４４％）、Ｔａ：１．１～３．５％、Ｆｅ：０．０１～６％、Ｍｎ：０．０００１～３％、Ｓｉ：０．０００１～０．３％、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｍｇ：０．０００１～０．３％を含有し、さらに、必要に応じて、
（ａ）Ｂ：０．００１～０．０１％、Ｚｒ：０．００１～０．０１％、Ｃａ：０．００１～０．０１％のうち少なくとも１種、
（ｂ）Ｎｂ：０．１～０．５％、Ｗ：０．１～２％、Ｃｕ：０．１～２％のうち少なくとも１種、
（ｃ）Ｔｉ：０．０５～０．８％、Ａｌ：０．０１～０．８％のうち少なくとも１種、
（ｄ）Ｃｏ：０．１～５％、Ｖ：０．１～０．５％のうち少なくとも１種、
（ｅ）Ｈｆ：０．１～２％、
前記（ａ）～（ｅ）の内の１種または２種以上を含み、残部がＮｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＮｉ基合金が用いられていることが知られている。
　また、熱間加工性および塩素イオンを含む環境下において耐食性に優れたＮｉ基合金としては、例えば、特許文献２に示されるように、
重量％で、Ｃｒ：１５～３５％、Ｍｏ：６～２４％（ただし、Ｃｒ＋Ｍｏ≦４３％）、Ｔａ：１．１～８％、Ｍｎ：０．０００１～３％、Ｓｉ：０．０００１～０．３％、Ｃ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．０００１～０．１％を含有し、残りがＮｉおよび不可避不純物からなる組成を有するＮｉ基合金が用いられていることが知られている。
特許第２９１０５６５号公報 特開平７－３１６６９７号公報
　最近の石油化学プラント、医薬品中間体製造プラントや公害防止装置に用いられる機器に適用される技術が高度化すると同時に、生産量や処理量の増大に伴う装置の大型化が進んでいる。これに従い、溶接部を出来る限り少なくすることによって、耐食性の劣る箇所を最小限にしたいという要求が高まっている。
　すなわち、上記機器に適用されるＮｉ基耐食合金部材の大型化を実現すれば、こうした要求に応えられる。しかしながら、そのためには鋳造されたままの大型のインゴットを均質化熱処理した後に熱間鍛造することによってＮｉ基耐食合金部材を成形することとなる。このため、Ｎｉ基合金は優れた熱間鍛造性を要求される。
　例えば、前記特許文献１に記載される従来Ｎｉ基合金は、高温では変形抵抗が小さくなる一方、ある温度を超えると変形能が急激に低下する。このため、熱間鍛造温度は１１８０℃付近の温度域に設定されている。そして、この温度を超えた条件で熱間鍛造すると、Ｎｉ基合金の変形抵抗が低下するので鍛造圧力が比較的小さくてもＮｉ基合金を変形し易くなる。しかしながら、一度の鍛造で変形量を大きくしようとすると変形能が低いためにＮｉ基合金が割れてしまう。
　一度の鍛造における変形量を大きくしないと、凝固組織を破壊して組織を均質化することが難しくなるため、熱間鍛造温度を下げても変形能の高い温度領域を選定せざるを得ない。そのため、大型のインゴットを鍛造しようとすると、鍛造プレス機の能力によって形状が限定されてしまう。その結果、インゴットの大型化に限界がある。
　熱間鍛造時に変形量を大きくすると、加工発熱により温度が上昇し、変形能が急減する領域に達する可能性があるので、その温度よりも２０℃程度低い温度が鍛造上限温度として設定されるなどの制約もある。
　当然のことながら、主要な合金元素であるＣｒ，Ｍｏ，Ｔａを低減すれば、熱間鍛造性も向上し、大型化に対応できるが、この方法では耐食性が大きく劣化する。
　耐食性が従来材と比較して同等以上で、かつ、熱間鍛造性向上（変形能が急減する温度を高温側にシフトさせることにより、変形抵抗を下げ、かつ変形能を低下させない）による大型部材成形が可能なＮｉ基合金が望まれている。
　このような状況のもと、前記特許文献１、２に記載される従来Ｎｉ基合金で作製された、化学プラントや公害防止装置に用いられる機器部材などは、上記部材の大型化に伴う溶接線低減の要求に対して、改善の余地があった。
　そこで、本発明者は、かかる課題を解決し、従来よりも一層優れた熱間鍛造性・耐食性を有するＮｉ基合金を製造すべく研究を行った。その結果、質量％で、Ｃｒ：１８％超～２１％未満、Ｍｏ：１８％超～２１％未満、Ｔａ：１．１～２．５％、Ｍｇ：０．００１～０．０５％、Ｎ：０．００１～０．０４％、Ｍｎ：０．００１～０．５％、Ｓｉ：０．００１～０．０５、Ｆｅ：０．０１～１％、Ｃｏ：０．０１以上１％未満、Ａｌ：０．０１～０．５％、Ｔｉ：０．０１以上０．１％未満、Ｖ：０．００５以上０．１％未満、Ｎｂ：０．００１以上０．１％未満、Ｂ：０．０００１～０．０１％、及びＺｒ：０．００１～０．０５％を含有せしめ、さらに必要に応じて、（ａ）Ｃｕ：０．００１以上０．１％未満、Ｗ：０．００１以上０．１％未満のうち少なくとも１種、（ｂ）Ｃａ：０．００１％以上０．０５％未満、（ｃ）Ｈｆ：０．００１％以上０．０５％未満、前記（ａ）～（ｃ）の内の１種または２種以上を含み、残りがＮｉおよび不可避不純物から成ることを特徴とするＮｉ基合金は、熱間鍛造性及び耐食性が両者ともに優れるという知見を得たのである。
　本発明は、前記知見に基づいてなされたものであって、以下を特徴とするものである。
「（１）　質量％で、
Ｃｒ：　１８％超～２１％未満、
Ｍｏ：　１８％超～２１％未満、
Ｔａ：　１．１～２．５％、
Ｍｇ：　０．００１～０．０５％、
Ｎ　：　０．００１～０．０４％、
Ｍｎ：　０．００１～０．５％、
Ｓｉ：　０．００１～０．０５％、
Ｆｅ：　０．０１～１％、
Ｃｏ：　０．０１％以上１％未満、
Ａｌ：　０．０１～０．５％、
Ｔｉ：　０．０１％以上０．１％未満、
Ｖ　：　０．００５％以上０．１％未満、
Ｎｂ：　０．００１％以上０．１％未満、
Ｂ　：　０．０００１～０．０１％、
Ｚｒ：　０．００１～０．０５％を含有し、
残りがＮｉおよび不可避不純物で構成される熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金。
（２）　質量％で、
Ｃｕ：　０．００１％以上０．１％未満及び
Ｗ　：　０．００１％以上０．１％未満の１種または２種、
をさらに含有する前記（１）に記載の熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金。
（３）　質量％で、
Ｃａ：　０．００１％以上０．０５％未満、
をさらに含有する前記（１）または（２）に記載の熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金。
（４）　質量％で、
Ｈｆ：　０．００１％以上０．０５％未満、
をさらに含有する前記（１）乃至（３）のいずれかに記載の熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金。
（５）　前記（１）乃至（４）のいずれかに記載の熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金により構成された大型構造部材。」
　上述のように、この発明のＮｉ基合金は、耐食性が従来材と比較して同等以上であり、しかも、熱間鍛造性に優れる。このため、この発明のＮｉ基合金を用いることによって、大型構造部材の製造、例えば、大径でかつ長尺のシームレスチューブの製造が可能となる。また、このような構造部材の大型化によって、溶接部を出来る限り少なくすることができるので、耐食性の劣る箇所を最小限にすることができる。
　したがって、この発明のＮｉ基合金によれば、石油化学プラント、医薬品中間体製造プラントや公害防止装置に用いられる機器全体の耐食性を向上することができ、また、メンテナンスの頻度を低減することなどができる。このように、この発明のＮｉ基合金は、産業上優れた効果を発揮する。
実施例における熱間ねじり試験装置の外観概略図を示す。 実施例における熱間ねじり試験用試験片の寸法図を示す。
　次に、この発明の実施形態に係るＮｉ基合金の各成分元素の組成範囲及びその限定理由について詳述する。
ＣｒおよびＭｏ：
　ＣｒおよびＭｏは、塩酸、硫酸等の酸に対する耐食性を向上させる効果がある。特に高温環境下で稼働される石油化学プラントでは、比較的濃度の低い酸が扱われることが多い。比較的濃度の低い酸に対しては、Ｍｏを含有するＣｒ型不動態皮膜によって耐食性が発揮されるため、ＣｒとＭｏが組合せとして同時に含有されることにより、Ｃｒ及びＭｏの効果が発揮される。この場合、Ｃｒは１８質量％（以下、「質量％」を、単に、「％」と記す。）を超えて含有されることが必要である。Ｃｒを２１％以上含有するとＭｏとの組み合わせにおいて、高温領域での変形抵抗が急激に大きくなるため熱間鍛造性低下を招く。このため、Ｃｒの含有量を１８％超～２１％未満とする。好ましくは、１８．５％～２０．５％である。同様に、Ｍｏは１８％を超えて含有されることが必要である。Ｍｏが２１％以上含有されると、Ｃｒとの組み合わせにおいて、高温領域での変形能が急激に低下することにより熱間鍛造性低下を招く。このため、Ｍｏの含有量を１８％超～２１％未満とする。好ましくは、１８．５％～２０．５％である。
Ｔａ：
　Ｔａは、その少量添加により不動態皮膜を格段と強化・改善する効果がある。Ｔａを１．１％以上含有することにより、酸に対する耐食性を著しく改善する効果が発揮される。Ｔａが２．５％を超えて含有されると、高温領域での変形能が急激に低下することにより熱間鍛造性低下を招く。このため、Ｔａの含有量を１．１～２．５％とする。好ましくは、１．５％～２．２％である。
Ｎ、ＭｎおよびＭｇ：
　Ｎ、ＭｎおよびＭｇを共存させることにより、１０００℃以下での熱間鍛造性を劣化させる粗大なμ相（Ｎｉ７Ｍｏ６型）の生成を抑制することができる。すなわち、Ｎ、ＭｎおよびＭｇは、母相であるＮｉ－ｆｃｃ相を安定化させ、ＣｒおよびＭｏ，Ｔａの固溶化を促進し、それによりμ相を析出しにくくする効果がある。そのような効果により、１０００℃を下回る温度領域でも、変形抵抗の急激な増大や変形能の急激な低下をもたらすことなく、良好な熱間鍛造性を維持できる。
　Ｎの含有量が０．００１％未満では、μ相生成を抑制する効果は無い。したがってこの場合、１０００℃以下での熱間鍛造工程で過剰にμ相が生成し、その結果として、熱間鍛造性の劣化がもたらされる。一方、Ｎを０．０４％を超えて含有すると窒化物が形成されて高温加工性が劣化するので、大型構造部材への加工が困難となる。このため、Ｎの含有量を０．００１％～０．０４％とする。好ましくは、０．００５％～０．０３％である。
　同様に、Ｍｎの含有量が０．００１％未満では、μ相生成を抑制する効果は無く、したがって１０００℃以下での熱間鍛造性が劣化することとなる。一方、Ｍｎを０．５％を超えて含有すると、μ相生成を抑制する効果が無くなり、耐食性が劣化する。このため、その含有量を０．００１％～０．５％とする。好ましくは、０．００５％～０．１％である。
　同様に、Ｍｇの含有量が０．００１％以下では、μ相生成を抑制する効果は無く、したがって１０００℃以下での熱間鍛造性が劣化することとなる。一方、Ｍｇを０．０５％を超えて含有すると、μ相生成を抑制する効果が無くなり、耐食性が劣化する。このため、その含有量を０．００１％～０．０５％とする。好ましくは、０．００５％～０．０４％である。
　なお、これら３元素の効果はそれぞれ等価ではなく、３元素が同時に所定の範囲で含有されていないと十分な効果が得られない。
Ｓｉ：
　Ｓｉは、脱酸剤として添加することにより、酸化物を低減し、これにより、熱間鍛造性に関わる高温での変形能を向上させる効果がある。その効果は、Ｓｉを０．００１％以上含有することにより発揮される。Ｓｉが０．０５％を超えて含有されると、粒界におけるＳｉの濃縮をもたらすこととなるため、熱間鍛造性における変形能が急激に低下する。このため、Ｓｉ含有量を０．００１～０．０５％とする。好ましくは、０．００５％～０．０３％である。
ＦｅおよびＣｏ：
　ＦｅおよびＣｏは、１２００℃以上の温度域での靭性を向上させることによって割れを防止する効果がある。Ｆｅを０．０１％以上含有することで、その効果を示す。Ｆｅが１％を超えて含有されると、耐食性が低下する。このため、Ｆｅ含有量を０．０１％～１％とする。好ましくは、０．１％～１％未満である。
　同様に、Ｃｏを０．０１％以上含有することで、上記の効果を示す。Ｃｏが１％以上含有されると、高温領域での変形抵抗が大きくなる。このため、Ｃｏ含有量を０．０１％以上１％未満とする。好ましくは、０．１％～１％未満である。
ＡｌおよびＴｉ：
　ＡｌおよびＴｉは、熱間鍛造性に関わる高温での変形能を向上させる効果がある。
　Ａｌを０．０１％以上含有することで、その効果を示す。Ａｌが０．５％を超えて含有されると、変形抵抗が大きくなる。このため、Ａｌ含有量を０．０１％～０．５％とする。好ましくは、０．１％～０．４％である。
　同様に、Ｔｉを０．０１％以上含有することで、上記の効果を示す。Ｔｉが０．１％以上含有されると、変形抵抗が大きくなる。このため、Ｔｉ含有量を０．０１％以上０．１％未満とする。好ましくは、０．０３％～０．０９％未満である。
ＶおよびＮｂ：
　ＶおよびＮｂは、高温領域において結晶粒の粗大化を抑性する効果がある。これによって、特に１２００℃以上での熱間鍛造性に関わる変形能が著しく向上する。Ｖを０．００５％以上含有することで、その効果を示す。Ｖが０．１％以上含有されると、逆に変形能が低下する。このため、Ｖ含有量を０．００５％以上０．１％未満とする。好ましくは、０．０１％～０．０９％である。
　同様に、Ｎｂを０．００１％以上含有することで、上記の効果を示す。Ｎｂが０．１％以上含有されると耐食性が劣化する。このため、Ｎｂ含有量を０．００１％以上０．１％未満とする。好ましくは、０．００５％～０．０９％である。
ＺｒおよびＢ：
　ＺｒおよびＢは、１２００℃以上の温度域での熱間鍛造性における変形能を向上させる効果がある。Ｂを０．０００１％以上含有することで、その効果を示す。Ｂが０．０１％を超えて含有されると、逆に変形能が低下する。このため、Ｂ含有量を０．０００１％～０．０１％とする。好ましくは、０．０００５％～０．００５％である。
　同様に、Ｚｒを０．００１％以上含有することで、上記の効果を示す。Ｚｒが０．０５％を超えて含有されると、逆に変形能が低下する。このため、Ｚｒ含有量を０．００１％～０．０５％とする。好ましくは、０．００５％～０．０３％である。
ＣｕおよびＷ：
　ＣｕおよびＷは、硫酸および塩酸系の腐食環境で耐食性を向上させる効果があるので、必要に応じて添加される。Ｃｕを０．００１％以上含有することで、その効果を示す。Ｃｕが０．１％以上含有されると、熱間鍛造性が劣化する傾向にある。このため、Ｃｕ含有量を０．００１％以上０．１％未満とする。好ましくは、０．００５％～０．０９％である。
　同様に、Ｗを０．００１％以上含有することで、上記の効果を示す。Ｗが０．１％以上含有されると熱間鍛造性が劣化する傾向にある。このため、Ｗ含有量を０．００１％以上０．１％未満とする。好ましくは、０．００５％～０．０９％である。
Ｃａ：
　Ｃａは、１２００℃以上の温度域での熱間鍛造性における変形能を向上させる効果があるので、必要に応じて添加される。Ｃａを０．００１％以上含有することで、その効果を示す。Ｃａが０．０５％以上含有されると、逆に変形能が低下する。このため、Ｃａ含有量を０．００１％以上０．０５％未満とする。好ましくは、０．００５％～０．０１％である。
Ｈｆ：
　Ｈｆは、１２００℃以上の温度域での熱間鍛造性における変形抵抗を低減させる効果があるので、必要に応じて添加される。Ｈｆを０．００１％以上含有することで、効果を示す。Ｈｆが０．０５％以上含有されると、変形能が劣化する傾向にある。このため、Ｈｆ含有量を０．００１％以上０．０５％未満とする。好ましくは、０．００２％～０．０１％である。
不可避不純物：
　溶解原料としてＰ，Ｓ，Ｓｎ，Ｚｎ，Ｐｂ，Ｃの含有は避けられない。Ｐ：０．０１％未満、Ｓ：０．０１％未満、Ｓｎ：０．０１％未満、Ｚｎ：０．０１％未満、Ｐｂ：０．００２％未満、Ｃ：０．０１％未満であれば、合金特性をなんら損なうものではないから、上記した成分元素の上記した範囲内での含有は許容される。
　以下に、本発明の実施例について説明する。
　通常の高周波溶解炉を用いて、所定の成分組成を有するＮｉ基合金を溶解し、３０ｍｍ×３０ｍｍ×４００ｍｍの棒状インゴットを約３ｋｇ溶製した。このインゴットを１２３０℃で１０時間均質化熱処理を施し、水冷した。これにより、表１，表３に示される本発明Ｎｉ基合金１～４６、表５，表７に示される比較Ｎｉ基合金１～３０、また、表９に示される従来Ｎｉ基合金１～３を作製した。
　なお、表９に示す従来Ｎｉ基合金１および２は、前記特許文献１（特許第２９１０５６５号公報）に開示される合金に相当し、また、従来Ｎｉ基合金３は、前記特許文献２（特開平７－３１６６９７号公報）に開示される合金に相当する。
　なお、表１、３、５、７、９において「Ｎｉ」列における「残」は不可避不純物を含む。また、表５、７において、本発明の実施形態の範囲から外れている組成には、アスタリスクを付している。
　これら棒状インゴットから、機械加工により図２に示される試験片５を作製し、熱間ねじり試験を行い、破断時の最大せん断応力と破断に至るまでのねじり回数を測定した。
　図１に熱間ねじり試験装置の外観概略図を示すように、熱間ねじり試験装置は、同軸上に配置されたモーター１、ギヤボックス２、クラッチ３、電気炉４、ロードセル６、及びクラッチレバー７を備える。また、ギヤボックス２の両側には、シャフトの保護カバー８、９が設けられている。試験片５として、図２に示す平滑丸棒型を用いた。詳細には、試験片５は、円柱状の平行部５Ａと、平行部５Ａの両側のストッパー部５Ｂ、５Ｂと、ストッパー部５Ｂの両側のねじ部５Ｃ、５Ｃとを備える。ねじ部５Ｃ、５Ｃが熱間ねじり試験機の図示しない試験片固定部に螺合されることにより、試験片５が熱間ねじり試験機に固定される。この時、ストッパー部５Ｂ、５Ｂにより、熱間ねじり試験中にねじ部５Ｃ、５Ｃと試験片固定部とに遊びが生じないようにされている。熱間ねじり試験では、他の部分より小径の平行部５Ａがねじられる。試験片５において、平行部５Ａの直径を８ｍｍ±０．０５ｍｍ、長さを３０ｍｍ±０．０５ｍｍとし、ストッパー部５Ｂの最大径を２８ｍｍ、幅を５ｍｍ、ねじ部５ＣをＭ２０ねじとし、試験片５の全長を７０ｍｍとした。また、ねじ部５Ｃとストッパー部５Ｂとの間にそれぞれ３ｍｍの非ねじ部を設けると共に、平行部５Ａの表面を微鏡面仕上げとした。
　そして、電気炉４内に試験片５をモーター１と同軸上に装着し、電気炉４内を試験温度である１２５０℃まで加熱し、モーター１を回転駆動した。モーター１の回転を安定させた後、モーター１の回転が試験片５に伝達されるようにクラッチ３を接続し、モーター１の回転により、試験片５の回転側端部（図１の右側端部）にねじり速度１００ｒｐｍでねじりを与え、両端拘束ねじり試験を実施した。この時、ロードセル６で、試験片５の固定側端部（図１の左側端部）に付加された回転荷重を測定した。測定された回転荷重の最大値を、試験片５の平行部５Ａの断面積で除算することにより、最大せん断応力の値を算出した。また、試験片５の平行部５Ａが破断するまでの試験片５の固定側端部と回転側端部との相対的な回転回数（モーター１の回転回数と比例する数）をねじり回数として測定した。
　試験の結果得られた最大せん断応力（ＭＰａ）（変形抵抗）とねじり回数（回）（変形能）を表２、４、６、８、１０に示した。
　次に、比較的濃度の低い塩酸と硫酸を用いて腐食試験を実施し耐食性を評価した。
　表１、３、５、７、９の組成を有する角棒（棒状インゴット）から、３０ｍｍ×３０ｍｍ×１００ｍｍの素材を切り出して、温度を９００～１２５０℃の範囲内に保持しながら、熱間鍛造により５ｍｍ厚の板を製造した（１回のプレスで３０ｍｍから５ｍｍまで変形させた）。
　５ｍｍ厚の板を１１８０℃に３０分間保持して水冷した後、２５ｍｍ×２５ｍｍ×厚さ３ｍｍの板片を切り出した。その後、板片の表面を研磨し、最終的に耐水エメリー紙＃４００で仕上げ研磨をして、腐食試験片を作製した。
　仕上げ研磨後の試料をアセトン中で超音波振動状態に５分間保持し脱脂した。
　前記本発明Ｎｉ基合金１～４６、比較Ｎｉ基合金１～２０および従来合金１～３をそれぞれ、沸騰温度に保持した１％塩酸（１％ＨＣｌ）および１０％硫酸（１０％Ｈ２ＳＯ４）液中で２４時間の浸漬試験を実施した。浸漬試験前後の重量減によって腐食速度を算出した。詳細には腐食速度は下記式から算出した。
　　腐食速度（ｍｍ／ｙｅａｒ）＝ΔＷ／（Ｓ・ｔ）×８．７６１／ρ
　　　ΔＷ：試験前後の重量減少量（ｇ）
　　　Ｓ：試験片表面積（ｍ２）
　　　ｔ：試験期間（ｈ）
　　　ρ：比重（ｇ／ｃｍ３）
算出結果を表２、４、６、８、１０に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
  
　表２、４、６、８、１０に示された結果から、従来材料である従来Ｎｉ基合金１～３に比べ、本発明Ｎｉ基合金１～４６の耐食性や１２５０℃での変形抵抗（最大せん断応力）が同レベルであることが確認できた。また、従来材料である従来Ｎｉ基合金１～３に比べ、本発明Ｎｉ基合金１～４６の１２５０℃での特に変形能(ねじり回数)が大きく改善されていることが確認できた。
　また、この発明から外れた比較Ｎｉ基合金１～３０は、本発明Ｎｉ基合金１～４６に比べ、耐食性に劣るか、または１２５０℃での変形能(ねじり回数)が小さいか、腐食試験片製造のための１０００℃以下での鍛造工程で割れたなど、熱間鍛造性に劣るか、のいずれかの結果となった。
　上述のように、この発明のＮｉ基合金によれば、耐食性を低下させることなく熱間鍛造性を向上させることができることから、大型構造部材の製造が可能となる。そして、大型化することにより、溶接部を出来る限り少なくすることができるので、耐食性の劣る箇所を最小限にすることができる。このため、石油化学プラント、医薬品中間体製造プラントや公害防止装置に用いられる機器全体の耐食性を向上させることができ、また、メンテナンスの頻度を低減することなどができる。このように、この発明のＮｉ基合金は、産業上優れた効果を発揮する。
　また、この発明のＮｉ基合金は熱間鍛造性に優れるので、このＮｉ基合金を用いて大径でかつ長尺のシームレスチューブを容易に作製することができる。そのため、この発明のＮｉ基合金は新たな分野へ適用される新材料としても期待される。
１　　モーター
２　　ギヤボックス
３　　クラッチ
４　　電気炉
５　　試験片
６　　ロードセル

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    Ｃｒ：１８％超～２１％未満、
    Ｍｏ：１８％超～２１％未満、
    Ｔａ：１．１～２．５％、
    Ｍｇ：０．００１～０．０５％、
    Ｎ：０．００１～０．０４％、
    Ｍｎ：０．００１～０．５％、
    Ｓｉ：０．００１～０．０５％、
    Ｆｅ：０．０１～１％、
    Ｃｏ：０．０１％以上１％未満、
    Ａｌ：０．０１～０．５％、
    Ｔｉ：０．０１％以上０．１％未満、
    Ｖ：０．００５％以上０．１％未満、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．１％未満、
    Ｂ：０．０００１～０．０１％、
    Ｚｒ：０．００１～０．０５％を含有し、
    残りがＮｉおよび不可避不純物で構成される熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金。
  2. 　質量％で、
    Ｃｕ：０．００１％以上０．１％未満及び
    Ｗ：０．００１％以上０．１％未満の１種または２種、
    をさらに含有する請求項１に記載の熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金。
  3. 　質量％で、
    Ｃａ：０．００１％以上０．０５％未満、
    をさらに含有する請求項１または２に記載の熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金。
  4. 　質量％で、
    Ｈｆ：０．００１％以上０．０５％未満、
    をさらに含有する請求項１乃至３のいずれか一項に記載の熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金。
  5. 　請求項１乃至４のいずれか一項に記載の熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金により構成された大型構造部材。
PCT/JP2014/068741 2014-02-26 2014-07-14 熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金及び大型構造部材 WO2015129063A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US15/110,997 US9809873B2 (en) 2014-02-26 2014-07-14 Ni-based alloy having excellent hot forgeability and corrosion resistance, and large structural member
CN201480072536.2A CN105899692B (zh) 2014-02-26 2014-07-14 热锻性以及耐腐蚀性优异的Ni基合金以及大型构造构件
EP14883624.0A EP3112484B1 (en) 2014-02-26 2014-07-14 Ni-base alloy with excellent hot forgeability and corrosion resistance, and large structural member

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-035267 2014-02-26
JP2014035267A JP5725630B1 (ja) 2014-02-26 2014-02-26 熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015129063A1 true WO2015129063A1 (ja) 2015-09-03

Family

ID=53278001

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2014/068741 WO2015129063A1 (ja) 2014-02-26 2014-07-14 熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金及び大型構造部材

Country Status (5)

Country Link
US (1) US9809873B2 (ja)
EP (1) EP3112484B1 (ja)
JP (1) JP5725630B1 (ja)
CN (1) CN105899692B (ja)
WO (1) WO2015129063A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017166007A (ja) * 2016-03-15 2017-09-21 日立金属Ｍｍｃスーパーアロイ株式会社 熱間鍛造性に優れた耐熱耐腐食性高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6519961B2 (ja) * 2017-09-07 2019-05-29 日立金属株式会社 積層造形用Ｎｉ基耐食合金粉末、この粉末を用いた積層造形品と半導体製造装置用部材の製造方法
JP2020143311A (ja) * 2019-03-04 2020-09-10 日立金属株式会社 積層造形体および積層造形体の製造方法
WO2020179766A1 (ja) 2019-03-04 2020-09-10 日立金属株式会社 積層造形体からなるＮｉ基合金部材、Ｎｉ基合金部材の製造方法、およびＮｉ基合金部材を用いた製造物
WO2021045183A1 (ja) 2019-09-06 2021-03-11 日立金属株式会社 Ｎｉ基合金、Ｎｉ基合金粉末、Ｎｉ基合金部材、およびＮｉ基合金部材を備えた製造物
EP4129533A4 (en) 2020-03-31 2024-02-21 Proterial Ltd ALLOY, ALLOY POWDER, ALLOY ELEMENT AND COMPOSITE ELEMENT
CN115772625B (zh) * 2022-11-17 2024-03-19 华能国际电力股份有限公司 一种抗氧化铁镍基高温合金及其制备方法和应用

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH083670A (ja) * 1994-06-17 1996-01-09 Mitsubishi Materials Corp 加工性および耐食性に優れたＮｉ基合金
JPH083666A (ja) * 1994-06-17 1996-01-09 Mitsubishi Materials Corp 加工性および耐食性に優れたＮｉ基合金

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE69404937T2 (de) * 1993-09-20 1998-01-15 Mitsubishi Materials Corp Nickellegierung
JPH07316697A (ja) 1994-05-25 1995-12-05 Mitsubishi Materials Corp 加工性および耐食性に優れたＮｉ基合金
JPH07316702A (ja) * 1994-05-24 1995-12-05 Mitsubishi Materials Corp 高耐摩耗性および高強度を有する耐食性窒化物分散型Ｎｉ基鋳造合金
JPH083667A (ja) * 1994-06-15 1996-01-09 Mitsubishi Materials Corp 耐食性に優れたＮｉ基合金
JPH083668A (ja) * 1994-06-16 1996-01-09 Mitsubishi Materials Corp 強度および耐食性に優れたＮｉ基合金
JPH083669A (ja) * 1994-06-20 1996-01-09 Mitsubishi Materials Corp 溶射用Ｎｉ基合金粉末およびＮｉ基合金粉末を溶射して得られる複合部材
DE19723491C1 (de) * 1997-06-05 1998-12-03 Krupp Vdm Gmbh Verwendung einer Nickel-Chrom-Molybdän-Legierung
JP2003004171A (ja) * 2001-06-19 2003-01-08 Nippon Soda Co Ltd 液体塩素移送用管継手
KR20030003016A (ko) * 2001-06-28 2003-01-09 하이네스인터내셔널인코포레이티드 Ｎｉ-Ｃｒ-Ｍｏ합금의 에이징 처리방법 및 결과의 합금
KR20030003017A (ko) * 2001-06-28 2003-01-09 하이네스인터내셔널인코포레이티드 Ｎｉ-Ｃｒ-Ｍｏ합금의 2-단계 에이징 처리방법 및 결과의합금
JP4816950B2 (ja) * 2006-11-10 2011-11-16 三菱マテリアル株式会社 耐食性および耐摩耗性に優れたＮｉ基合金およびそのＮｉ基合金からなるコンダクターロール
JP5232492B2 (ja) * 2008-02-13 2013-07-10 株式会社日本製鋼所 偏析性に優れたＮｉ基超合金
JP5305078B2 (ja) * 2008-05-22 2013-10-02 三菱マテリアル株式会社 ハロゲンガスおよびハロゲン化合物ガス充填用ボンベのバルブ部材
SG161159A1 (en) * 2008-10-10 2010-05-27 Sumitomo Chemical Co Process for producing 2-hydroxy-4-methylthiobutanoic acid
US20130206274A1 (en) * 2010-08-18 2013-08-15 Huntington Alloys Corporation Process for producing large diameter, high strength, corrosion-resistant welded pipe and pipe made thereby
US9597725B2 (en) * 2012-03-30 2017-03-21 Hitachi Metals, Ltd. Hot forging die

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH083670A (ja) * 1994-06-17 1996-01-09 Mitsubishi Materials Corp 加工性および耐食性に優れたＮｉ基合金
JPH083666A (ja) * 1994-06-17 1996-01-09 Mitsubishi Materials Corp 加工性および耐食性に優れたＮｉ基合金

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017166007A (ja) * 2016-03-15 2017-09-21 日立金属Ｍｍｃスーパーアロイ株式会社 熱間鍛造性に優れた耐熱耐腐食性高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金
WO2017159256A1 (ja) * 2016-03-15 2017-09-21 日立金属Ｍｍｃスーパーアロイ株式会社 熱間鍛造性に優れた耐熱耐腐食性高Ｃｒ含有Ｎｉ基合金
US10458005B2 (en) 2016-03-15 2019-10-29 Hitachi Metals, Ltd. Heat-resistant and corrosion-resistant high-chromium nickel-based alloy with superior hot forgeability

Also Published As

Publication number Publication date
US20160333444A1 (en) 2016-11-17
EP3112484A4 (en) 2017-03-22
EP3112484B1 (en) 2018-10-10
JP2015160965A (ja) 2015-09-07
EP3112484A1 (en) 2017-01-04
JP5725630B1 (ja) 2015-05-27
US9809873B2 (en) 2017-11-07
CN105899692B (zh) 2017-12-19
CN105899692A (zh) 2016-08-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2015129063A1 (ja) 熱間鍛造性および耐食性に優れたＮｉ基合金及び大型構造部材
JP5287062B2 (ja) 低比重チタン合金、ゴルフクラブヘッド、及び、低比重チタン合金製部品の製造方法
JP5383730B2 (ja) 環境に優しいマンガン黄銅合金およびそれらの製造方法
EP2330225B1 (en) Nickel based heat-resistant alloy
JP6492057B2 (ja) 高い強度を有する銅―ニッケル―錫合金
EP1502964B1 (en) Free-cutting copper alloys
JP6412103B2 (ja) 構造用アルミニウム合金板及びその製造方法
US20150368770A1 (en) Nickel-Chromium-Iron-Molybdenum Corrosion Resistant Alloy and Article of Manufacture and Method of Manufacturing Thereof
WO2012026354A1 (ja) Ｃｏ基合金
WO2013183670A1 (ja) Ｎｉ基合金
EP3115472B1 (en) Method for producing two-phase ni-cr-mo alloys
JP5171197B2 (ja) 冷間鍛造性に優れた高強度・高耐食ボルト用２相ステンレス鋼線材、鋼線およびボルト並びにその製造方法
WO2014115845A1 (ja) 臭素イオンを含む環境での耐食性に優れたチタン合金
US4012240A (en) Cu-Ni-Sn alloy processing
JP3976003B2 (ja) ニッケル基合金およびその製造方法
JP5973975B2 (ja) チタン板
JP5505214B2 (ja) 圧延方向の０．２％耐力が大きい高耐食チタン合金とその製造方法
JP2010150624A (ja) 鋳造用アルファ＋ベータ型チタン合金及びこれを用いたゴルフクラブヘッド
JP2007070672A (ja) 疲労特性に優れたアルミニウム合金厚板の製造方法
JP6690359B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法
JP2009030106A (ja) アルミニウム合金パネル及びその製造方法
JP5857894B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金
JP6736964B2 (ja) オーステナイト系耐熱合金部材
JP6201731B2 (ja) オーステナイト系耐熱鋳造合金
CN108531775B (zh) 一种含极低量合金化元素的高温抗氧化钛合金

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 14883624

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15110997

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2014883624

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2014883624

Country of ref document: EP