JPH0153340B2 - - Google Patents
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- JPH0153340B2 JPH0153340B2 JP58104094A JP10409483A JPH0153340B2 JP H0153340 B2 JPH0153340 B2 JP H0153340B2 JP 58104094 A JP58104094 A JP 58104094A JP 10409483 A JP10409483 A JP 10409483A JP H0153340 B2 JPH0153340 B2 JP H0153340B2
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Description
本発明は、耐応力腐食割れ性（以下、耐SCC性
とも称する）に優れたNi基高Cr合金、特に粒内
に未固溶炭化物を析出させるとともに表面皮膜の
強化を図つて耐応力腐食割れ性を著しく改善した
Ni基高Cr合金に関する。 従来、Cl-イオンを含む応力腐食割れ環境下で
使用される、例えば原子力あるいは化学プラント
等のチユーブ、容器さらにはそれらの付属部品に
は、耐応力腐食割れ性にすぐれているといわれて
いるニツケル基合金が多く使用されている。しか
しながら、これまで一般に使用されている30％
Cr−60％Ni系合金にあつても使用環境によつて
は応力腐食割れの発生はさけられないことが報告
されている。 ここに、本発明の目的とするところは、上述の
ような30％Cr−60％Ni系合金にみられる欠点を
解消した、原子力あるいは化学プラント等のチユ
ーブ、容器および付属部品に厚板、丸棒あるいは
パイプの形態で使用される、耐食性、特に耐応力
腐食割れ性にすぐれた合金を提供することであ
る。 そこで、本発明者らは上述のような30％Cr−
60％Ni基合金がＣ含有量に応じて980〜1150℃と
いう比較的高温度で最終焼鈍され、未固溶炭化物
の存在しない状態で使用されていることに着目
し、合金組織中の炭化物の形態と耐食性との関連
を追求したところ、むしろ粒内であれば炭化物は
積極的に析出させたほうが耐応力腐食割れ性の向
上に有効であるとの知見を得た。また、Cl-イオ
ンを含む高温水環境下では孔食を起点として応力
腐食割れが生じる報告されているため、耐孔食性
の改善に有効な元素として知られているMo、Ｗ
およびＶを添加して皮膜の強化を図つたところ、
前述の炭化物の析出効果と相俟つて、得られた合
金の耐食性、つまり耐応力腐食割れ性が著しく改
善されることを見い出して、ここに本発明を完成
したものである。 ここに、本発明の要旨とするところは、重量％
で、 Ｃ：0.04％以下、Si：1.0％以下、 Mn：1.0％以下、Ｐ：0.030％以下、 Ｓ：0.02％以下、Ni：40〜70％、 Cr：25〜35％、Al：0.1〜0.5％、 Ti：0.05〜1.0％、 Mo、ＷおよびＶの１種または２種以上を合計
0.5〜5.0％、 残部、実質的にFe よりなり、少なくとも大部分の未固溶のCr炭化
物が粒内に析出した再結晶粒組織を有する、Cl-
イオンを含む高温水環境下における耐応力腐食割
れ性に優れたNi基高Cr合金である。 かくして、本発明によれば、従来問題とされて
いたNi基高Cr合金の耐応力腐食割れ性が著しく
改善されるのであり、そのような予想外の結果
は、Ｃ含有量を0.04％以下に制限するとともに、
そのＣ含有量に応じて比較的低温度で最終焼鈍を
行い、同時にMo、ＷおよびＶの少なくとも１種
を皮膜強化元素として添加することによる相乗的
効果の結果と考えられる。 本発明において合金組成を前述のように限定し
た理由は次の通りである。 Ｃ： Ｃは耐SCC性に有害な元素であるので、その含
有量は0.04％以下に制限する。 Si、Mn、Al： これらの元素はいずれも脱酸元素であり、それ
ぞれ溶製条件に応じて適宜量だけ添加されるが、
Si、Mn、Alがそれぞれ1.0％、1.0％および0.5％
の上限を越えると、合金の清浄度を劣化させる。
なお、Alは0.1％未満では効果がない。 Ni： Niは耐食性向上に有効な元素であつて、特に
耐酸性およびCl-イオン含有高温水中における耐
SCC性を向上させる。このためにはNiは40％以
上必要であり、また、上限はCr、Mo、Ｗ、Ｖ等
の合金元素の添加割合を考慮して、70％以下とす
る。 Cr： Crは耐食性向上に必須の元素であるが、25％
未満では耐SCC性の向上の効果が少ない。一方、
35％を越えると、熱間加工性が著しく劣化する。
したがつて、本発明ではCrは25〜35％に制限す
る。 Ｐ： Ｐは合金中に不純物として存在するものであつ
て、0.030％を越えると耐酸性および熱間加工性
に有害である。 Ｓ： Ｓも同様に不純物の１種であつて、0.02％を越
えて存在すると、Ｐと同様に耐酸性および熱間加
工性に有害である。 Ti： Tiは安定化元素として添加するものである。
すなわち、Ｐ、Ｓを上記の値以下に制御しても顕
著な効果が得られないため、本発明においては
Tiを0.05％以上添加することによつて、所定の熱
間加工性を確保させる。一方、1.0％以上を越え
ると、その効果が飽和するため、その上限を1.0
％とする。 Mo、Ｗ、Ｖ： これらの元素は、耐孔食性向上に有効な元素で
あり、特に、Cl-イオンを含む高温水中における
耐孔食性を向上させる。これらの元素の少なくと
も１種の合計含有量が0.5％未満では、表面の不
働態皮膜が強化されないため、孔食を発生し、こ
れにより耐応力腐食割れ性が劣化する。一方、こ
れらの元素の少なくとも１種を合計で5.0％を越
えて含有するとその耐孔食性の向上という効果が
飽和するうえ、熱間加工性を著しく劣化させる。
したがつて、本発明にあつては、Mo、Ｗおよび
Ｖの１種または２種以上の添加量を合計で0.5〜
5.0％に制限する。 次に、本発明にあつては少なくとも大部分の未
固溶のCr炭化物が粒内に析出した再結晶粒組織
を特徴とするが、かかる組織は具体的には、Ｃ含
有量に応じて第１図の点Ａ，Ｂ，Ｃ，ＤおよびＥ
によつて囲まれた領域内の焼鈍条件で焼鈍を行う
ことにより得られるのであり、換言すればそのよ
うな処理によつて得た組織ということができる。
まず、BC線およびCD線は、本発明に係る合金の
再結晶曲線を示し、BC線およびCD線で示される
それぞれの温度未満では再結晶しないため、焼鈍
合金の強度が高く、また耐食性も悪い。従つて、
合金のＣ含有量にしたがつて、BC線およびCD線
で示される以上の温度での焼鈍処理が必要であ
る。一方、AE線は完全には合金中の炭素を固溶
させない温度の上限である。よつて、この温度以
下で焼鈍処理をする限り炭化物は粒内に存在す
る。しかし、AE線で示される温度を越えた温度
で焼鈍を行うと、600℃×３時間の鋭敏化処理を
施す場合、粒界に炭化物がすべて析出するため
に、耐粒界腐食性を劣化させる。従つて、粒界に
炭化物がすべて析出してしまうのを防止すべく、
すなわち、少なくとも大部分の未固溶のCr炭化
物が粒内に析出するように、最終焼鈍はAE線で
示される温度以下で行う必要がある。 なお、Ａ（０％、910℃）、Ｂ（０％、850℃）、Ｃ
（0.02％、850℃）、Ｄ（0.04％、900℃）、およびＥ
（0.04％、1000℃）である。 次に、実施例によつて本発明をさらに具体的に
説明する。 実施例 第１表に示す化学成分から成る組成の合金を17
Kg真空炉で溶製し、通常の条件下での鍛造、熱間
圧延および熱処理を加えた後、30％冷間加工し、
引き続いて、各種温度での焼鈍を施した。さら
に、実際の使用下での寿命を予想した条件にもと
ずいて設定された600℃×３時間の熱処理、つま
り鋭敏化処理を行つた後、厚さ３mm×幅10mm×長
さ40mmの粒界腐食試験片および厚さ２mm×幅10mm
×長さ75mmの応力腐食割れ試験片を採取した。こ
れらの粒界腐食試験片および応力腐食割れ試験片
はエメリー紙320番で研磨後、以下に述べる実験
に使用した。 まず、応力腐食割れ試験片は研磨後２枚重ね合
わせて、Ｕ型に曲げたダブルＵ−ベンド試験片と
してこれをオートクレーブ（高温高圧容器）を用
いて、325℃で1000ppm Cl-（NaClとして）の溶
液中に1500時間浸漬した。試験終了後、内側試験
片の割れの深さを顕微鏡で測定した。 一方、粒界腐食試験片は60％HNO3＋0.1％HF
の沸騰溶液中に４時間浸漬し、そのときの腐食減
量を測定した。 得られた試験結果は第２図ないし第５図にそれ
ぞれグラフとして示す。なお、各グラフ中の参照
番号はそれぞれ第１表中の供試合金番号である。 第２図に示すグラフは、本発明に係る0.02〜
0.03％Ｃ−25％Cr−0.6％Moを基本組成とし、Ni
含有量を種々変えて得た合金に1150℃に30分加熱
して焼鈍処理を行い、水冷後、600℃に３時間加
熱して鋭敏化処理し、次いで冷却した試験片を施
し、前述の粒界腐食試験を実施して得たデータを
まとめたものである。上記焼鈍温度は本発明にお
けるそれよりも高い。 本発明合金と同一組成の合金でも、焼鈍温度が
高いと600℃、３時間加熱（鋭敏化処理）後空冷
の処理したときに、Cr炭化物がすべて粒界に析
出するために、粒界近傍にCr欠乏層が生じて、
腐食されるのである。したがつて、焼鈍温度を下
げる必要がある。 第３図に示すグラフは本発明に係る組成の合金
と従来材の耐粒界腐食性を示したものである。い
ずれも0.02〜0.03％Ｃ−0.6％Moの組成を有し、
これを900℃で30分間加熱して焼鈍処理を行い、
水冷後、600℃で３時間加熱して鋭敏化処理をし
てから空冷したものである。図中、白抜き丸は
Cr30％を越える場合を、黒丸は25〜30％Crの場
合を示す。図示グラフからも明らかなように、
Ni量が40％未満では、いずれの場合も腐食速度
が大きく、40％以上になると耐粒界腐食性の抵抗
性が向上する。したがつて、Ni量としては、40
％以上必要である。 次に、第４図は、0.02％Ｃ−25％Cr−50％Ni
を基本組成として、これにMo、ＶおよびＷのう
ち１種または２種以上を添加した合金を900℃で
30分間加熱して焼鈍処理を行い、水冷後、600℃
で３時間加熱して鋭敏化処理をし、次いで空冷し
たときの耐粒界腐食性を示す。Mo、ＶおよびＷ
の少なくとも１種の合計量が0.5％未満では、耐
食性改善の効果が認められないが、0.5％以上添
加されると、耐粒界腐食性の抵抗性が向上するこ
とが明らかとなつた。これは、添加されたMo、、
ＶおよびＷが不働態皮膜を強化しているため、合
金表面に形成されたCr2O3の皮膜が安定に存在出
来るためと考えられる。よつて、Mo、Ｖおよび
Ｗはその１種または２種以上が合計で0.5％以上
必要である。 第５図は、耐SCC性に及ぼすNi含有量（％）
とCr含有量（％）との影響をグラフで示したも
のである。供試合金は900℃で30分加熱して焼鈍
処理を行い、水冷後、600℃で３時間加熱して鋭
敏化処理をしてから空冷したものである。図中、
白丸は応力腐食割れがみられなかつた場合、黒丸
は20μ以上の割れがみられた場合をそれぞれ示
す。 Cr量が本発明におけるように20％以上であつ
ても、Ni量が40％未満であれば、粒界型の応力
腐食割れ性を生じる。従つて、40％以上のNi量
が必要である。 第６図イ〜ニに示す本発明にかかる合金の結晶
粒組織の模式図からも明らかなように、本発明に
よれば熱間加工（第６図イ参照）、軟化焼鈍（第
６図ロ参照）、冷間加工（第６図ハ参照）そして
最終焼鈍（再結晶焼鈍）を経て得たミクロ結晶組
織は、第６図ニに示すように、偏平粒でなく再結
晶化した整粒組織となり、少なくとも大部分の未
固溶のクロム炭化物が粒内に析出しており、再結
晶後の新粒界にはほとんど析出が見られず、した
がつて新粒界での鋭敏化は見られず、耐食性、特
に耐粒界応力腐食割れ性の劣化は見られない。 特に、本発明にかかる合金は、再結晶が十分に
行われた、所謂再結晶粒組織となるため、強度が
高くならないから曲げ加工を必要とされるパイプ
等には好ましい材料である。 したがつて、本発明における少なくとも大部分
の未固溶のCr炭化物が粒内に析出した再結晶粒
組織を実現するための具体的処理方法の臨界的意
義の一つは最終焼鈍条件であり、これは850℃以
上、炭素を固溶させない温度以下（もちろん、再
結晶温度以上である）ということであり、その範
囲は第１図に図示した通りである。 一方、第７図イ〜ハは本発明にかかる合金組成
とほぼ同様な合金組成を有する合金を例えば特開
昭58−67854号公報に記載されているような条件
で熱間加工（第７図イ参照）、冷間加工（第７図
ロ参照）そして再結晶温度未満の温度での焼鈍処
理を行つた場合の結晶粒組織の変化を示す模式図
であり、図示結果からも明らかなように、熱間加
工後、38％以上の冷間加工を行うことにより熱間
圧延時の粒界が偏平になり、これを最終焼鈍する
ことにより、焼鈍温度が再結晶温度より低い温度
であることから、第７図ハに示すように、偏平粒
はそのまま保存され、スリツプバンドに沿つた粒
内および粒界にクロム炭化物が微細析出した状態
になる。冷間加工時の歪み導入による駆動力によ
り合金元素（Crなど）の拡散が促進される結果、
焼鈍時の比較的短時間内にクロム炭化物周辺の
Cr欠乏層も回復され、耐食性の観点からは良好
な組織となつている。この結果、図示例の合金で
は未再結晶組織で歪みがかなり残留しているため
強度が高くなり、強度部材に対しては有効である
が、曲げ加工を必要とするようなパイプ等には不
向きな材料であるばかりでなく、耐食性も本発明
の合金と比較すると多少劣化している。
とも称する）に優れたNi基高Cr合金、特に粒内
に未固溶炭化物を析出させるとともに表面皮膜の
強化を図つて耐応力腐食割れ性を著しく改善した
Ni基高Cr合金に関する。 従来、Cl-イオンを含む応力腐食割れ環境下で
使用される、例えば原子力あるいは化学プラント
等のチユーブ、容器さらにはそれらの付属部品に
は、耐応力腐食割れ性にすぐれているといわれて
いるニツケル基合金が多く使用されている。しか
しながら、これまで一般に使用されている30％
Cr−60％Ni系合金にあつても使用環境によつて
は応力腐食割れの発生はさけられないことが報告
されている。 ここに、本発明の目的とするところは、上述の
ような30％Cr−60％Ni系合金にみられる欠点を
解消した、原子力あるいは化学プラント等のチユ
ーブ、容器および付属部品に厚板、丸棒あるいは
パイプの形態で使用される、耐食性、特に耐応力
腐食割れ性にすぐれた合金を提供することであ
る。 そこで、本発明者らは上述のような30％Cr−
60％Ni基合金がＣ含有量に応じて980〜1150℃と
いう比較的高温度で最終焼鈍され、未固溶炭化物
の存在しない状態で使用されていることに着目
し、合金組織中の炭化物の形態と耐食性との関連
を追求したところ、むしろ粒内であれば炭化物は
積極的に析出させたほうが耐応力腐食割れ性の向
上に有効であるとの知見を得た。また、Cl-イオ
ンを含む高温水環境下では孔食を起点として応力
腐食割れが生じる報告されているため、耐孔食性
の改善に有効な元素として知られているMo、Ｗ
およびＶを添加して皮膜の強化を図つたところ、
前述の炭化物の析出効果と相俟つて、得られた合
金の耐食性、つまり耐応力腐食割れ性が著しく改
善されることを見い出して、ここに本発明を完成
したものである。 ここに、本発明の要旨とするところは、重量％
で、 Ｃ：0.04％以下、Si：1.0％以下、 Mn：1.0％以下、Ｐ：0.030％以下、 Ｓ：0.02％以下、Ni：40〜70％、 Cr：25〜35％、Al：0.1〜0.5％、 Ti：0.05〜1.0％、 Mo、ＷおよびＶの１種または２種以上を合計
0.5〜5.0％、 残部、実質的にFe よりなり、少なくとも大部分の未固溶のCr炭化
物が粒内に析出した再結晶粒組織を有する、Cl-
イオンを含む高温水環境下における耐応力腐食割
れ性に優れたNi基高Cr合金である。 かくして、本発明によれば、従来問題とされて
いたNi基高Cr合金の耐応力腐食割れ性が著しく
改善されるのであり、そのような予想外の結果
は、Ｃ含有量を0.04％以下に制限するとともに、
そのＣ含有量に応じて比較的低温度で最終焼鈍を
行い、同時にMo、ＷおよびＶの少なくとも１種
を皮膜強化元素として添加することによる相乗的
効果の結果と考えられる。 本発明において合金組成を前述のように限定し
た理由は次の通りである。 Ｃ： Ｃは耐SCC性に有害な元素であるので、その含
有量は0.04％以下に制限する。 Si、Mn、Al： これらの元素はいずれも脱酸元素であり、それ
ぞれ溶製条件に応じて適宜量だけ添加されるが、
Si、Mn、Alがそれぞれ1.0％、1.0％および0.5％
の上限を越えると、合金の清浄度を劣化させる。
なお、Alは0.1％未満では効果がない。 Ni： Niは耐食性向上に有効な元素であつて、特に
耐酸性およびCl-イオン含有高温水中における耐
SCC性を向上させる。このためにはNiは40％以
上必要であり、また、上限はCr、Mo、Ｗ、Ｖ等
の合金元素の添加割合を考慮して、70％以下とす
る。 Cr： Crは耐食性向上に必須の元素であるが、25％
未満では耐SCC性の向上の効果が少ない。一方、
35％を越えると、熱間加工性が著しく劣化する。
したがつて、本発明ではCrは25〜35％に制限す
る。 Ｐ： Ｐは合金中に不純物として存在するものであつ
て、0.030％を越えると耐酸性および熱間加工性
に有害である。 Ｓ： Ｓも同様に不純物の１種であつて、0.02％を越
えて存在すると、Ｐと同様に耐酸性および熱間加
工性に有害である。 Ti： Tiは安定化元素として添加するものである。
すなわち、Ｐ、Ｓを上記の値以下に制御しても顕
著な効果が得られないため、本発明においては
Tiを0.05％以上添加することによつて、所定の熱
間加工性を確保させる。一方、1.0％以上を越え
ると、その効果が飽和するため、その上限を1.0
％とする。 Mo、Ｗ、Ｖ： これらの元素は、耐孔食性向上に有効な元素で
あり、特に、Cl-イオンを含む高温水中における
耐孔食性を向上させる。これらの元素の少なくと
も１種の合計含有量が0.5％未満では、表面の不
働態皮膜が強化されないため、孔食を発生し、こ
れにより耐応力腐食割れ性が劣化する。一方、こ
れらの元素の少なくとも１種を合計で5.0％を越
えて含有するとその耐孔食性の向上という効果が
飽和するうえ、熱間加工性を著しく劣化させる。
したがつて、本発明にあつては、Mo、Ｗおよび
Ｖの１種または２種以上の添加量を合計で0.5〜
5.0％に制限する。 次に、本発明にあつては少なくとも大部分の未
固溶のCr炭化物が粒内に析出した再結晶粒組織
を特徴とするが、かかる組織は具体的には、Ｃ含
有量に応じて第１図の点Ａ，Ｂ，Ｃ，ＤおよびＥ
によつて囲まれた領域内の焼鈍条件で焼鈍を行う
ことにより得られるのであり、換言すればそのよ
うな処理によつて得た組織ということができる。
まず、BC線およびCD線は、本発明に係る合金の
再結晶曲線を示し、BC線およびCD線で示される
それぞれの温度未満では再結晶しないため、焼鈍
合金の強度が高く、また耐食性も悪い。従つて、
合金のＣ含有量にしたがつて、BC線およびCD線
で示される以上の温度での焼鈍処理が必要であ
る。一方、AE線は完全には合金中の炭素を固溶
させない温度の上限である。よつて、この温度以
下で焼鈍処理をする限り炭化物は粒内に存在す
る。しかし、AE線で示される温度を越えた温度
で焼鈍を行うと、600℃×３時間の鋭敏化処理を
施す場合、粒界に炭化物がすべて析出するため
に、耐粒界腐食性を劣化させる。従つて、粒界に
炭化物がすべて析出してしまうのを防止すべく、
すなわち、少なくとも大部分の未固溶のCr炭化
物が粒内に析出するように、最終焼鈍はAE線で
示される温度以下で行う必要がある。 なお、Ａ（０％、910℃）、Ｂ（０％、850℃）、Ｃ
（0.02％、850℃）、Ｄ（0.04％、900℃）、およびＥ
（0.04％、1000℃）である。 次に、実施例によつて本発明をさらに具体的に
説明する。 実施例 第１表に示す化学成分から成る組成の合金を17
Kg真空炉で溶製し、通常の条件下での鍛造、熱間
圧延および熱処理を加えた後、30％冷間加工し、
引き続いて、各種温度での焼鈍を施した。さら
に、実際の使用下での寿命を予想した条件にもと
ずいて設定された600℃×３時間の熱処理、つま
り鋭敏化処理を行つた後、厚さ３mm×幅10mm×長
さ40mmの粒界腐食試験片および厚さ２mm×幅10mm
×長さ75mmの応力腐食割れ試験片を採取した。こ
れらの粒界腐食試験片および応力腐食割れ試験片
はエメリー紙320番で研磨後、以下に述べる実験
に使用した。 まず、応力腐食割れ試験片は研磨後２枚重ね合
わせて、Ｕ型に曲げたダブルＵ−ベンド試験片と
してこれをオートクレーブ（高温高圧容器）を用
いて、325℃で1000ppm Cl-（NaClとして）の溶
液中に1500時間浸漬した。試験終了後、内側試験
片の割れの深さを顕微鏡で測定した。 一方、粒界腐食試験片は60％HNO3＋0.1％HF
の沸騰溶液中に４時間浸漬し、そのときの腐食減
量を測定した。 得られた試験結果は第２図ないし第５図にそれ
ぞれグラフとして示す。なお、各グラフ中の参照
番号はそれぞれ第１表中の供試合金番号である。 第２図に示すグラフは、本発明に係る0.02〜
0.03％Ｃ−25％Cr−0.6％Moを基本組成とし、Ni
含有量を種々変えて得た合金に1150℃に30分加熱
して焼鈍処理を行い、水冷後、600℃に３時間加
熱して鋭敏化処理し、次いで冷却した試験片を施
し、前述の粒界腐食試験を実施して得たデータを
まとめたものである。上記焼鈍温度は本発明にお
けるそれよりも高い。 本発明合金と同一組成の合金でも、焼鈍温度が
高いと600℃、３時間加熱（鋭敏化処理）後空冷
の処理したときに、Cr炭化物がすべて粒界に析
出するために、粒界近傍にCr欠乏層が生じて、
腐食されるのである。したがつて、焼鈍温度を下
げる必要がある。 第３図に示すグラフは本発明に係る組成の合金
と従来材の耐粒界腐食性を示したものである。い
ずれも0.02〜0.03％Ｃ−0.6％Moの組成を有し、
これを900℃で30分間加熱して焼鈍処理を行い、
水冷後、600℃で３時間加熱して鋭敏化処理をし
てから空冷したものである。図中、白抜き丸は
Cr30％を越える場合を、黒丸は25〜30％Crの場
合を示す。図示グラフからも明らかなように、
Ni量が40％未満では、いずれの場合も腐食速度
が大きく、40％以上になると耐粒界腐食性の抵抗
性が向上する。したがつて、Ni量としては、40
％以上必要である。 次に、第４図は、0.02％Ｃ−25％Cr−50％Ni
を基本組成として、これにMo、ＶおよびＷのう
ち１種または２種以上を添加した合金を900℃で
30分間加熱して焼鈍処理を行い、水冷後、600℃
で３時間加熱して鋭敏化処理をし、次いで空冷し
たときの耐粒界腐食性を示す。Mo、ＶおよびＷ
の少なくとも１種の合計量が0.5％未満では、耐
食性改善の効果が認められないが、0.5％以上添
加されると、耐粒界腐食性の抵抗性が向上するこ
とが明らかとなつた。これは、添加されたMo、、
ＶおよびＷが不働態皮膜を強化しているため、合
金表面に形成されたCr2O3の皮膜が安定に存在出
来るためと考えられる。よつて、Mo、Ｖおよび
Ｗはその１種または２種以上が合計で0.5％以上
必要である。 第５図は、耐SCC性に及ぼすNi含有量（％）
とCr含有量（％）との影響をグラフで示したも
のである。供試合金は900℃で30分加熱して焼鈍
処理を行い、水冷後、600℃で３時間加熱して鋭
敏化処理をしてから空冷したものである。図中、
白丸は応力腐食割れがみられなかつた場合、黒丸
は20μ以上の割れがみられた場合をそれぞれ示
す。 Cr量が本発明におけるように20％以上であつ
ても、Ni量が40％未満であれば、粒界型の応力
腐食割れ性を生じる。従つて、40％以上のNi量
が必要である。 第６図イ〜ニに示す本発明にかかる合金の結晶
粒組織の模式図からも明らかなように、本発明に
よれば熱間加工（第６図イ参照）、軟化焼鈍（第
６図ロ参照）、冷間加工（第６図ハ参照）そして
最終焼鈍（再結晶焼鈍）を経て得たミクロ結晶組
織は、第６図ニに示すように、偏平粒でなく再結
晶化した整粒組織となり、少なくとも大部分の未
固溶のクロム炭化物が粒内に析出しており、再結
晶後の新粒界にはほとんど析出が見られず、した
がつて新粒界での鋭敏化は見られず、耐食性、特
に耐粒界応力腐食割れ性の劣化は見られない。 特に、本発明にかかる合金は、再結晶が十分に
行われた、所謂再結晶粒組織となるため、強度が
高くならないから曲げ加工を必要とされるパイプ
等には好ましい材料である。 したがつて、本発明における少なくとも大部分
の未固溶のCr炭化物が粒内に析出した再結晶粒
組織を実現するための具体的処理方法の臨界的意
義の一つは最終焼鈍条件であり、これは850℃以
上、炭素を固溶させない温度以下（もちろん、再
結晶温度以上である）ということであり、その範
囲は第１図に図示した通りである。 一方、第７図イ〜ハは本発明にかかる合金組成
とほぼ同様な合金組成を有する合金を例えば特開
昭58−67854号公報に記載されているような条件
で熱間加工（第７図イ参照）、冷間加工（第７図
ロ参照）そして再結晶温度未満の温度での焼鈍処
理を行つた場合の結晶粒組織の変化を示す模式図
であり、図示結果からも明らかなように、熱間加
工後、38％以上の冷間加工を行うことにより熱間
圧延時の粒界が偏平になり、これを最終焼鈍する
ことにより、焼鈍温度が再結晶温度より低い温度
であることから、第７図ハに示すように、偏平粒
はそのまま保存され、スリツプバンドに沿つた粒
内および粒界にクロム炭化物が微細析出した状態
になる。冷間加工時の歪み導入による駆動力によ
り合金元素（Crなど）の拡散が促進される結果、
焼鈍時の比較的短時間内にクロム炭化物周辺の
Cr欠乏層も回復され、耐食性の観点からは良好
な組織となつている。この結果、図示例の合金で
は未再結晶組織で歪みがかなり残留しているため
強度が高くなり、強度部材に対しては有効である
が、曲げ加工を必要とするようなパイプ等には不
向きな材料であるばかりでなく、耐食性も本発明
の合金と比較すると多少劣化している。
【表】
【表】
含有していない。
第１図は、本発明における焼鈍温度をＣ含有量
に対して示すグラフ；第２図ないし第４図は、本
発明の実施例における耐粒界腐食性の試験結果を
示すグラフ；第５図は、同じく耐応力腐食割れ性
の試験結果を示すグラフ；第６図イないし第６図
ニは、本発明にかかるNi基高Cr合金の結晶粒組
織の加工熱処理時の変化を示す模式的説明図；お
よび第７図イないし第７図ハは、従来例に見られ
る合金の結晶粒組織の加工熱処理時の変化を示す
模式的説明図である。
に対して示すグラフ；第２図ないし第４図は、本
発明の実施例における耐粒界腐食性の試験結果を
示すグラフ；第５図は、同じく耐応力腐食割れ性
の試験結果を示すグラフ；第６図イないし第６図
ニは、本発明にかかるNi基高Cr合金の結晶粒組
織の加工熱処理時の変化を示す模式的説明図；お
よび第７図イないし第７図ハは、従来例に見られ
る合金の結晶粒組織の加工熱処理時の変化を示す
模式的説明図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量％で、 Ｃ：0.04％以下、Si：1.0％以下、 Mn：1.0％以下、Ｐ：0.030％以下、 Ｓ：0.02％以下、Ni：40〜70％、 Cr：25〜35％、Al：0.1〜0.5％、 Ti：0.05〜1.0％、 Mo、ＷおよびＶの１種または２種以上を合計
で0.5〜5.0％、 残部、実質的にFe よりなり、少なくとも大部分の未固溶のCr炭化
物が粒内に析出した再結晶粒組織を有する、Cl-
イオンを含む高温水環境下における耐応力腐食割
れ性に優れたNi基高Cr合金。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10409483A JPS59229457A (ja) | 1983-06-13 | 1983-06-13 | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基高Ｃｒ合金 |
| DE8383730106T DE3382433D1 (de) | 1982-11-10 | 1983-11-09 | Nickel-chromlegierung. |
| EP19890103551 EP0329192B1 (en) | 1982-11-10 | 1983-11-09 | Nickel-chromium alloy |
| EP83730106A EP0109350B1 (en) | 1982-11-10 | 1983-11-09 | Nickel-chromium alloy |
| DE19833382737 DE3382737T2 (de) | 1982-11-10 | 1983-11-09 | Nickel-Chrom-Legierung. |
| US06/878,398 US4715909A (en) | 1983-06-13 | 1986-06-19 | Nickel-chromium alloy in stress corrosion cracking resistance |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10409483A JPS59229457A (ja) | 1983-06-13 | 1983-06-13 | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基高Ｃｒ合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59229457A JPS59229457A (ja) | 1984-12-22 |
| JPH0153340B2 true JPH0153340B2 (ja) | 1989-11-14 |
Family
ID=14371529
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10409483A Granted JPS59229457A (ja) | 1982-11-10 | 1983-06-13 | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基高Ｃｒ合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59229457A (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60100640A (ja) * | 1983-11-07 | 1985-06-04 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐熱耐食性の優れた高クロム合金 |
| CN106756247B (zh) * | 2016-10-31 | 2018-10-26 | 重庆材料研究院有限公司 | 一种放射性废液处理装置制作材料及其制备方法 |
| CN106544547B (zh) * | 2016-10-31 | 2018-08-28 | 重庆材料研究院有限公司 | 一种核场放射性废液处理用耐蚀材料及其制备方法 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57203738A (en) * | 1981-06-11 | 1982-12-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Precipitation hardening alloy of high stress corrosion cracking resistance for high-strength oil well pipe |
| JPS57203739A (en) * | 1981-06-11 | 1982-12-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Precipitation hardening alloy of high stress corrosion cracking resistance for high strength oil well pipe |
| JPS5811735A (ja) * | 1981-07-13 | 1983-01-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度油井管の製造法 |
| JPS5811736A (ja) * | 1981-07-13 | 1983-01-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度油井管の製造法 |
| JPS6053108B2 (ja) * | 1981-10-16 | 1985-11-22 | 住友金属工業株式会社 | 耐応力腐食割れ性にすぐれたニツケル基高クロム合金の製造方法 |
-
1983
- 1983-06-13 JP JP10409483A patent/JPS59229457A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59229457A (ja) | 1984-12-22 |
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