JPH0711405A - 耐粒界破壊性を有するＮｉ基合金の製造方法 - Google Patents
耐粒界破壊性を有するＮｉ基合金の製造方法Info
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- JPH0711405A JPH0711405A JP15897793A JP15897793A JPH0711405A JP H0711405 A JPH0711405 A JP H0711405A JP 15897793 A JP15897793 A JP 15897793A JP 15897793 A JP15897793 A JP 15897793A JP H0711405 A JPH0711405 A JP H0711405A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】サワーガス（（Ｈ２Ｓ−ＣＯ２−Ｃｌ−）環境
の中で、硫黄（Ｓ）が単体として混入した環境において
も、高強度（０．２％耐力（室温）＞９１ｋｇｆ／ｍｍ
２）で、且つ良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ
性を有する、油井用部材（特に坑口、坑底部材）に用い
られる高耐食性Ｎｉ基合金の製造方法を提供する。 【構成】Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｎｉを特定したＮｉ基
合金を、１０００〜１３００℃の温度範囲で１〜２００
時間加熱保持後、９００〜１３００℃の温度範囲で断面
減少率１０％以上の塑性加工を１回もしくは２回以上施
してから、９００〜１２５０℃の温度範囲で１分〜１０
０時間保持後、引き続く時効温度（６００〜８００℃）
まで炉冷〜空冷までの冷却速度で冷却し６００℃〜８０
０℃で１〜２００時間保持することによって時効処理を
行う。
の中で、硫黄（Ｓ）が単体として混入した環境において
も、高強度（０．２％耐力（室温）＞９１ｋｇｆ／ｍｍ
２）で、且つ良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ
性を有する、油井用部材（特に坑口、坑底部材）に用い
られる高耐食性Ｎｉ基合金の製造方法を提供する。 【構成】Ｃｒ、Ｗ、Ｎｂ、Ｆｅ、Ｎｉを特定したＮｉ基
合金を、１０００〜１３００℃の温度範囲で１〜２００
時間加熱保持後、９００〜１３００℃の温度範囲で断面
減少率１０％以上の塑性加工を１回もしくは２回以上施
してから、９００〜１２５０℃の温度範囲で１分〜１０
０時間保持後、引き続く時効温度（６００〜８００℃）
まで炉冷〜空冷までの冷却速度で冷却し６００℃〜８０
０℃で１〜２００時間保持することによって時効処理を
行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、サワーガス(H2S−CO2
−Cl- ) 環境、特に硫黄(S) が単体として混入した環境
において、良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性
を有する、油井用部材 (特に、抗口、抗底部材) に用い
られる高耐食性Ni基合金の製造方法に関する。
−Cl- ) 環境、特に硫黄(S) が単体として混入した環境
において、良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性
を有する、油井用部材 (特に、抗口、抗底部材) に用い
られる高耐食性Ni基合金の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、油井の深井戸化およびサワーガス
環境下での掘井が要求されてきており、高強度、高耐食
性を有するNi基合金等がそのような用途に適用されてい
る。これらNi基合金の耐食性能は、特にCr、Mo、Ｗ等の
含有量によって一般的に向上するため、それらを考慮し
ながら、対象となる腐食環境に適した合金成分系が選択
されている。
環境下での掘井が要求されてきており、高強度、高耐食
性を有するNi基合金等がそのような用途に適用されてい
る。これらNi基合金の耐食性能は、特にCr、Mo、Ｗ等の
含有量によって一般的に向上するため、それらを考慮し
ながら、対象となる腐食環境に適した合金成分系が選択
されている。
【０００３】さらに強度については、0.2 ％耐力 (室
温) にて77kgf/mm2 以上、あるいは91kgf/mm2 以上の高
強度が要求される場合が多い。したがって、これら合金
成分系に対してチュービング、ケーシング、ライナ等の
管状部材については冷間加工にて高強度化を図り、一
方、冷間加工の困難な特殊形状あるいは厚肉の抗口、抗
底部材等にはγ' あるいはγ" 等の金属間化合物の析出
硬化を利用して高強度化を図っている。
温) にて77kgf/mm2 以上、あるいは91kgf/mm2 以上の高
強度が要求される場合が多い。したがって、これら合金
成分系に対してチュービング、ケーシング、ライナ等の
管状部材については冷間加工にて高強度化を図り、一
方、冷間加工の困難な特殊形状あるいは厚肉の抗口、抗
底部材等にはγ' あるいはγ" 等の金属間化合物の析出
硬化を利用して高強度化を図っている。
【０００４】ところで、最近の油井開発では、従来のサ
ワーガス(H2S−CO2 −Cl- ) にとどまらず、さらに硫黄
(S) が単体として混入する環境に対しても良好な耐応力
腐食割れ性および耐水素割れ性を有する材料の開発が強
く望まれており、新たな耐食性材料がいくつか提案され
ている (例えば特開昭63−137133号公報) 。
ワーガス(H2S−CO2 −Cl- ) にとどまらず、さらに硫黄
(S) が単体として混入する環境に対しても良好な耐応力
腐食割れ性および耐水素割れ性を有する材料の開発が強
く望まれており、新たな耐食性材料がいくつか提案され
ている (例えば特開昭63−137133号公報) 。
【０００５】しかしながら、深井戸化の要求はさらに進
み、0.2 ％耐力 (室温) にて91kgf/mm2 以上の高強度が
安定して得られる材料へのニーズが高まってきた。加え
てこれまでの長時間浸漬による耐食性試験だけでなく、
腐食性溶液中において一定歪み速度で引張試験をする腐
食試験が導入されるに至り、静的な耐食性能ばかりか動
的性能まで同時に満足する材料への要求が新たに出てき
た。
み、0.2 ％耐力 (室温) にて91kgf/mm2 以上の高強度が
安定して得られる材料へのニーズが高まってきた。加え
てこれまでの長時間浸漬による耐食性試験だけでなく、
腐食性溶液中において一定歪み速度で引張試験をする腐
食試験が導入されるに至り、静的な耐食性能ばかりか動
的性能まで同時に満足する材料への要求が新たに出てき
た。
【０００６】ところがこれまでの合金では必ずしもこの
両者を満足する性能が安定して得られず、その典型的な
特徴として、特に高強度材では粒界破壊を伴って、環境
脆化する。
両者を満足する性能が安定して得られず、その典型的な
特徴として、特に高強度材では粒界破壊を伴って、環境
脆化する。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、腐食環境
下、特にサワーガス(H2S−CO2 −Cl- ) 環境の中でも硫
黄(S) が単体として混入した環境においても、高強度
(0.2％耐力 (室温) ＞91kgf/mm2)で、且つ良好な耐応力
腐食割れ性および耐水素割れ性を有する、油井用部材
(特に抗口、抗底部材) に用いられる高耐食性Ni基合金
を製造する方法を提供することを目的とする。
下、特にサワーガス(H2S−CO2 −Cl- ) 環境の中でも硫
黄(S) が単体として混入した環境においても、高強度
(0.2％耐力 (室温) ＞91kgf/mm2)で、且つ良好な耐応力
腐食割れ性および耐水素割れ性を有する、油井用部材
(特に抗口、抗底部材) に用いられる高耐食性Ni基合金
を製造する方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、このよう
な腐食環境における耐食性能と合金成分系、さらにミク
ロ組織との対応を詳細に検討した結果、高強度材におい
ては当該環境中における腐食が粒界破壊型であること、
この粒界破壊にはM6C(M: Mo を主体とするが一部Cr、Fe
を含む) 型の炭化物の粒界析出が関与していることを明
らかにした。
な腐食環境における耐食性能と合金成分系、さらにミク
ロ組織との対応を詳細に検討した結果、高強度材におい
ては当該環境中における腐食が粒界破壊型であること、
この粒界破壊にはM6C(M: Mo を主体とするが一部Cr、Fe
を含む) 型の炭化物の粒界析出が関与していることを明
らかにした。
【０００９】すなわち、M6C 型炭化物の粒界析出は次の
２点によって、当該環境下でのNi基合金の耐食性能を劣
化させる: (1) M6C 炭化物には合金マトリックス中よりも多量のMo
を含有するため、炭化物の周囲には拡散によってMo濃度
の減損領域が形成される。このMo濃度の低い部分は他よ
りも当該環境中における耐食性が十分でなく、局部腐食
を助長する。
２点によって、当該環境下でのNi基合金の耐食性能を劣
化させる: (1) M6C 炭化物には合金マトリックス中よりも多量のMo
を含有するため、炭化物の周囲には拡散によってMo濃度
の減損領域が形成される。このMo濃度の低い部分は他よ
りも当該環境中における耐食性が十分でなく、局部腐食
を助長する。
【００１０】(2) M6C 型炭化物は合金マトリックスと非
整合界面を有し、外部応力あるいは残留応力等の内部応
力が加わると、その部分で変形の不連続が生じ、応力が
集中する。これは非整合界面において粒界破壊を引き起
こし、応力腐食割れ (SCC)を助長する。特に、動的腐食
を著しく促進し、材料の腐食性能を劣化させる。
整合界面を有し、外部応力あるいは残留応力等の内部応
力が加わると、その部分で変形の不連続が生じ、応力が
集中する。これは非整合界面において粒界破壊を引き起
こし、応力腐食割れ (SCC)を助長する。特に、動的腐食
を著しく促進し、材料の腐食性能を劣化させる。
【００１１】以上の知見を基に研究を進めた結果、所定
の合金成分系の選択とM6C 型炭化物に代わってWC型炭化
物を析出させることにより、当該環境中においても粒界
破壊を抑制して良好な耐食性能を示す材料の得られるこ
とを明らかにした。
の合金成分系の選択とM6C 型炭化物に代わってWC型炭化
物を析出させることにより、当該環境中においても粒界
破壊を抑制して良好な耐食性能を示す材料の得られるこ
とを明らかにした。
【００１２】すなわち、WC炭化物中にはMoを含まないた
め、その周囲にMo濃度の減損領域ができない。また当該
環境中においてはＷの耐局部腐食性の向上作用が著し
く、仮にWC型炭化物の周囲にＷ濃度の破損領域が出来て
も、上記のような当該環境中における局部腐食の原因と
ならないことが判明した。
め、その周囲にMo濃度の減損領域ができない。また当該
環境中においてはＷの耐局部腐食性の向上作用が著し
く、仮にWC型炭化物の周囲にＷ濃度の破損領域が出来て
も、上記のような当該環境中における局部腐食の原因と
ならないことが判明した。
【００１３】更に、これまでＷはMoと同様な作用を有
し、原子量の差からその効果はおよそ１/ ２とされてき
たが、適当な合金成分系の選択によって、当該環境にお
いてW添加が特異的に機能してきわめて良好な耐食性を
示すことが明らかとなった。また、析出硬化に寄与する
γ" 相( 主にNi3 Nb) の析出を促進する効果もあり、高
強度が容易に得られる利点もある。
し、原子量の差からその効果はおよそ１/ ２とされてき
たが、適当な合金成分系の選択によって、当該環境にお
いてW添加が特異的に機能してきわめて良好な耐食性を
示すことが明らかとなった。また、析出硬化に寄与する
γ" 相( 主にNi3 Nb) の析出を促進する効果もあり、高
強度が容易に得られる利点もある。
【００１４】すなわち、本発明はそのような知見に基づ
いて完成されたもので、その要旨とするところは、重量
％で、 Cr: 14.0〜20.0％、Ｗ: 10.0〜25.0％、Nb: 4.0 〜7.0
％、Fe: 2.0 〜10.0％、Ni: 50.0〜60.0％ あるいはさらに、次の少なくとも１群から選んだ少なく
とも１種 Ti: 0.5〜2.0 ％、 Ca: 0.0010 〜0.010 ％、および/ またはMg: 0.0010
〜0.010 ％、 Zr: 0.010〜0.50％、Hf: 0.10〜1.0 ％、Ta: 0.10〜
1.0 ％から成る群から選んだ少なくとも１種、からなる
組成の合金を、1000〜1300℃の温度範囲で１〜200 時間
加熱保持して均質化処理を行った後、900 〜1300℃の温
度範囲で断面減少率10％以上の第一塑性加工を１回もし
くは２回以上施してから、第一溶体化熱処理として、90
0 〜1250℃の温度範囲で１分〜100 時間保持後、引き続
く時効温度(600℃〜800 ℃) まで炉冷〜空冷までの冷却
速度で冷却し600 〜800 ℃で１時間〜200 時間保持する
ことによって時効処理を行い、粒界部にWC型の炭化物を
析出させることを特徴とする、サワーガス環境下で優れ
た耐粒界破壊性を有する耐応力腐食割れ性並びに耐水素
割れ性に優れたNi基合金の製造方法である。
いて完成されたもので、その要旨とするところは、重量
％で、 Cr: 14.0〜20.0％、Ｗ: 10.0〜25.0％、Nb: 4.0 〜7.0
％、Fe: 2.0 〜10.0％、Ni: 50.0〜60.0％ あるいはさらに、次の少なくとも１群から選んだ少なく
とも１種 Ti: 0.5〜2.0 ％、 Ca: 0.0010 〜0.010 ％、および/ またはMg: 0.0010
〜0.010 ％、 Zr: 0.010〜0.50％、Hf: 0.10〜1.0 ％、Ta: 0.10〜
1.0 ％から成る群から選んだ少なくとも１種、からなる
組成の合金を、1000〜1300℃の温度範囲で１〜200 時間
加熱保持して均質化処理を行った後、900 〜1300℃の温
度範囲で断面減少率10％以上の第一塑性加工を１回もし
くは２回以上施してから、第一溶体化熱処理として、90
0 〜1250℃の温度範囲で１分〜100 時間保持後、引き続
く時効温度(600℃〜800 ℃) まで炉冷〜空冷までの冷却
速度で冷却し600 〜800 ℃で１時間〜200 時間保持する
ことによって時効処理を行い、粒界部にWC型の炭化物を
析出させることを特徴とする、サワーガス環境下で優れ
た耐粒界破壊性を有する耐応力腐食割れ性並びに耐水素
割れ性に優れたNi基合金の製造方法である。
【００１５】別の態様によれば、第一溶体化熱処理を98
0 〜1050℃で１分〜20時間行い、次いで、第二熱間塑性
加工を900 〜1050℃で断面減少率20％以上で行い、さら
に第二溶体化熱処理として900 〜1050℃で１分〜100 時
間保持するようにしてもよい。その後に行う冷却、時効
処理は上述の場合に同じである。平均粒径40μm 以下の
微細組織が得られる。
0 〜1050℃で１分〜20時間行い、次いで、第二熱間塑性
加工を900 〜1050℃で断面減少率20％以上で行い、さら
に第二溶体化熱処理として900 〜1050℃で１分〜100 時
間保持するようにしてもよい。その後に行う冷却、時効
処理は上述の場合に同じである。平均粒径40μm 以下の
微細組織が得られる。
【００１６】さらに別の態様によれば、第一溶体化熱処
理は、900 〜980 ℃で20〜100 時間行い、次いで第二熱
間塑性加工として900 〜1050℃で断面減少率20％以上の
塑性加工を行ってもよい。第二溶体化熱処理は、900 〜
1050℃で１分〜100 時間行う。以後の冷却、時効処理は
前述のそれに同じである。平均結晶粒径20μｍ以下の微
細組織が得られる。
理は、900 〜980 ℃で20〜100 時間行い、次いで第二熱
間塑性加工として900 〜1050℃で断面減少率20％以上の
塑性加工を行ってもよい。第二溶体化熱処理は、900 〜
1050℃で１分〜100 時間行う。以後の冷却、時効処理は
前述のそれに同じである。平均結晶粒径20μｍ以下の微
細組織が得られる。
【００１７】本発明にかかる方法によってNi基合金厚肉
管を製造する具体的態様にあっては、先ず、前述と同一
の組成の合金に均質化処理を行ってから、同様にして90
0 〜1300℃の温度範囲で熱間塑性加工によって丸棒状ビ
レットを作製し、中心部に穴開け後、1000〜1200℃の範
囲で断面減少率20％以上の塑性変形を加え、さらに900
〜1050℃の温度範囲で１分〜100 時間保持後、引き続く
時効温度(600℃〜800℃) まで炉冷〜空冷までの冷却速
度で冷却してから600 〜800 ℃で１時間〜200時間保持
することによって時効処理を行い、粒界部にWC型の炭化
物を析出させることを特徴とするサワーガス環境下で優
れた耐粒界破壊性を有する耐応力腐食割れ性並びに耐水
素割れ性に優れたNi基合金厚肉管の製造方法である。
管を製造する具体的態様にあっては、先ず、前述と同一
の組成の合金に均質化処理を行ってから、同様にして90
0 〜1300℃の温度範囲で熱間塑性加工によって丸棒状ビ
レットを作製し、中心部に穴開け後、1000〜1200℃の範
囲で断面減少率20％以上の塑性変形を加え、さらに900
〜1050℃の温度範囲で１分〜100 時間保持後、引き続く
時効温度(600℃〜800℃) まで炉冷〜空冷までの冷却速
度で冷却してから600 〜800 ℃で１時間〜200時間保持
することによって時効処理を行い、粒界部にWC型の炭化
物を析出させることを特徴とするサワーガス環境下で優
れた耐粒界破壊性を有する耐応力腐食割れ性並びに耐水
素割れ性に優れたNi基合金厚肉管の製造方法である。
【００１８】かくして、本発明によれば、腐食環境下、
特にサワーガス (H2S −CO2 −Cl-) 環境の中でも硫黄
(S)が単体として混入した環境においても、高強度(0.2
％耐力 (室温) ＞91kgf/mm2)で、かつ良好な耐応力腐食
割れ性および耐水素割れ性を有する、油井用部材 (特に
抗口、抗底部材) に用いられる高耐食性Ni基合金が得ら
れる。
特にサワーガス (H2S −CO2 −Cl-) 環境の中でも硫黄
(S)が単体として混入した環境においても、高強度(0.2
％耐力 (室温) ＞91kgf/mm2)で、かつ良好な耐応力腐食
割れ性および耐水素割れ性を有する、油井用部材 (特に
抗口、抗底部材) に用いられる高耐食性Ni基合金が得ら
れる。
【００１９】
【作用】次に、本発明においてNi基合金成分組成を上述
のごとく限定する理由を説明する。
のごとく限定する理由を説明する。
【００２０】Cr:Crは、Ｗ、Ni、Fe等と共に、γ' 、γ"
相の析出硬化のためのオーステナイトマトリックスを
構成する。従来のサワーガス環境では特に高温での耐食
性に有効とされていたが、当該環境ではＷ、Ni等とのバ
ランスで耐食性皮膜形成に寄与する。このためにはCr≧
14.0％は必要であるが、組織安定性の観点からCr≦20.0
％とした。
相の析出硬化のためのオーステナイトマトリックスを
構成する。従来のサワーガス環境では特に高温での耐食
性に有効とされていたが、当該環境ではＷ、Ni等とのバ
ランスで耐食性皮膜形成に寄与する。このためにはCr≧
14.0％は必要であるが、組織安定性の観点からCr≦20.0
％とした。
【００２１】Ｗ:ＷはMoと同様な働きをするものとこれ
まで一般的に考えられてきたが、WC型炭化物を析出させ
ることにより、当該環境において粒界破壊を抑制して良
好な耐食性能を示すことが明らかとなった。また、析出
硬化に寄与するγ" 相( 主にNi3Nb) の析出を促進する
効果もあり、高強度が容易に得られる利点もある。当該
環境下ではさらに耐局部腐食性を著しく向上させること
が判明した。その効果はＷ≧10.0％で顕著になってくる
が、多量添加は熱間加工性を低下させるのでＷ≦25.0％
とする。
まで一般的に考えられてきたが、WC型炭化物を析出させ
ることにより、当該環境において粒界破壊を抑制して良
好な耐食性能を示すことが明らかとなった。また、析出
硬化に寄与するγ" 相( 主にNi3Nb) の析出を促進する
効果もあり、高強度が容易に得られる利点もある。当該
環境下ではさらに耐局部腐食性を著しく向上させること
が判明した。その効果はＷ≧10.0％で顕著になってくる
が、多量添加は熱間加工性を低下させるのでＷ≦25.0％
とする。
【００２２】Nb:Nbは本合金系の強度を支配するγ" −N
i3Nb(DO22型規則構造) の析出に必要である。所定の強
度(0.2％耐力: 室温) ≧91kgf/mm2 を得るためにはNb≧
4.0 ％必要だが、多量添加はLaves 相の生成等好ましく
ない第２相を析出するためNb≦7.0 ％とする。
i3Nb(DO22型規則構造) の析出に必要である。所定の強
度(0.2％耐力: 室温) ≧91kgf/mm2 を得るためにはNb≧
4.0 ％必要だが、多量添加はLaves 相の生成等好ましく
ない第２相を析出するためNb≦7.0 ％とする。
【００２３】Fe:Feはγ' 、γ" 相の析出硬化能の向上
には不可欠な元素である。そのためにはFe≧2.0 ％必要
であるが、他成分の添加量とのバランスを考慮してFe≦
10.0％とする。
には不可欠な元素である。そのためにはFe≧2.0 ％必要
であるが、他成分の添加量とのバランスを考慮してFe≦
10.0％とする。
【００２４】Ni:Niはγ' 、γ" 相の析出硬化に不可欠
な元素であるが、当該環境における耐食性皮膜の強化に
も重要な役割を果たす。したがって、本発明にかかる合
金の残部は実質的にNiである。つまり、Ni≧50％であ
り、他成分とのバランスと耐水素割れ性との観点からNi
≦60％とする。本発明にあっては、所望により、その他
各種の合金元素を含有することができる。
な元素であるが、当該環境における耐食性皮膜の強化に
も重要な役割を果たす。したがって、本発明にかかる合
金の残部は実質的にNiである。つまり、Ni≧50％であ
り、他成分とのバランスと耐水素割れ性との観点からNi
≦60％とする。本発明にあっては、所望により、その他
各種の合金元素を含有することができる。
【００２５】Ti:Tiは多量添加により腐食性能を劣化さ
せるγ' 相を析出させるため、従来合金では必要以上に
添加するのは避けるべきであった。しかし、γ' 相は
γ" 相の析出硬化を促進するため強度上昇には寄与す
る。さらに本合金系ではWCの粒界析出により耐食性能が
向上するため、積極的に添加してもよいことが明らかと
なった。このためにはTi≧0.5 ％必要だが、多量添加は
不要でTi≦2.0 ％とする。
せるγ' 相を析出させるため、従来合金では必要以上に
添加するのは避けるべきであった。しかし、γ' 相は
γ" 相の析出硬化を促進するため強度上昇には寄与す
る。さらに本合金系ではWCの粒界析出により耐食性能が
向上するため、積極的に添加してもよいことが明らかと
なった。このためにはTi≧0.5 ％必要だが、多量添加は
不要でTi≦2.0 ％とする。
【００２６】Ca、Mg:Ca 、Mgは、熱間加工性を向上させ
るために必要に応じて添加すればよく、特に厚肉材の加
工が必要な場合にはその積極的な添加が望まれる。Ca:
0.0010 〜0.010 ％およびMg:0.0010 〜0.0100％の１種
または２種を添加することによってその効果が発揮され
る。
るために必要に応じて添加すればよく、特に厚肉材の加
工が必要な場合にはその積極的な添加が望まれる。Ca:
0.0010 〜0.010 ％およびMg:0.0010 〜0.0100％の１種
または２種を添加することによってその効果が発揮され
る。
【００２７】Zr、Hf、Ta:Zr、Hf、Taは被切削性の向上
のため必要に応じて添加されるが、特に厚肉材の加工が
必要な場合にはその添加が望まれる。Zr:0.010〜0.50
％、Hf: 0.10〜1.0 ％、およびTa:0.10 〜1.0 ％の群か
ら選ばれた少なくとも１種の添加によってその効果が発
揮される。
のため必要に応じて添加されるが、特に厚肉材の加工が
必要な場合にはその添加が望まれる。Zr:0.010〜0.50
％、Hf: 0.10〜1.0 ％、およびTa:0.10 〜1.0 ％の群か
ら選ばれた少なくとも１種の添加によってその効果が発
揮される。
【００２８】なお、本発明においては不可避不純物とし
て通常Ni基合金に含まれるＣ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｂ
等については規定していないが、それぞれ0.07％、0.30
％、2.0 ％、0.020 ％、0.010 ％、0.050 ％、0.050 ％
までは含有しても差し支えない。また、Alは脱酸剤とし
て0.30％程度まで含有しても差し支えない。次に、本発
明における製造工程についてその限定理由を説明する。
て通常Ni基合金に含まれるＣ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｂ
等については規定していないが、それぞれ0.07％、0.30
％、2.0 ％、0.020 ％、0.010 ％、0.050 ％、0.050 ％
までは含有しても差し支えない。また、Alは脱酸剤とし
て0.30％程度まで含有しても差し支えない。次に、本発
明における製造工程についてその限定理由を説明する。
【００２９】[溶製工程]本発明にあっては溶製工程は可
及的に清浄であってマクロ偏析が可及的に少ない合金が
得られれば特に制限はないが、一般には、例えば真空誘
導溶解によって一次溶製後、そのまま、もしくはESR(El
ectro-Slag Remelting) またはVAR(Vacuum Arc Remelti
ng) にて二次溶解後、インゴットとするのである。
及的に清浄であってマクロ偏析が可及的に少ない合金が
得られれば特に制限はないが、一般には、例えば真空誘
導溶解によって一次溶製後、そのまま、もしくはESR(El
ectro-Slag Remelting) またはVAR(Vacuum Arc Remelti
ng) にて二次溶解後、インゴットとするのである。
【００３０】本発明において真空誘導溶解を基本として
いる点は、合金の清浄度を高める目的であり、酸素含有
量が数百ppm(≦0.020 ％) 以下に抑制可能ならば大気炉
にて溶解した一次インゴットを用いても性能の劣化は顕
著でない。またVAR およびESR の二次溶解はインゴット
のマクロ偏析を低減するのが目的であり、一次インゴッ
トにて十分に冷却が早く、偏析が顕著でない場合はこれ
らの二次溶解を必要としない場合もある。
いる点は、合金の清浄度を高める目的であり、酸素含有
量が数百ppm(≦0.020 ％) 以下に抑制可能ならば大気炉
にて溶解した一次インゴットを用いても性能の劣化は顕
著でない。またVAR およびESR の二次溶解はインゴット
のマクロ偏析を低減するのが目的であり、一次インゴッ
トにて十分に冷却が早く、偏析が顕著でない場合はこれ
らの二次溶解を必要としない場合もある。
【００３１】[均質化処理]得られたインゴットの熱間塑
性加工に先立ち、ミクロ偏析を低減して組織を均一化す
ることによって加工時の割れを防止するために、均質化
処理を行う。本発明合金にあってはNb、Ｗ、Cr等の濃厚
偏析に伴ってCr2 Nb型を基本とするLaves 相なる金属間
化合物が凝固時のミクロ偏析に伴って生成する。この相
は極めて脆く、熱間塑性変形時に割れの起点となるた
め、熱処理によって拡散・消失させる必要がある。
性加工に先立ち、ミクロ偏析を低減して組織を均一化す
ることによって加工時の割れを防止するために、均質化
処理を行う。本発明合金にあってはNb、Ｗ、Cr等の濃厚
偏析に伴ってCr2 Nb型を基本とするLaves 相なる金属間
化合物が凝固時のミクロ偏析に伴って生成する。この相
は極めて脆く、熱間塑性変形時に割れの起点となるた
め、熱処理によって拡散・消失させる必要がある。
【００３２】そのためにはNbやＷ等の合金元素の拡散速
度が大きい融点直下のできるだけ高温で長時間熱処理を
行うことが望ましいが、一方、そのような高温での熱処
理はミクロ偏析の無い部分での結晶粒の粗大化を招くた
め、これではかえって加工性を低下させる悪影響をもた
らす場合があることと、高温長時間の熱処理は製造コス
トを大幅に上昇させることから経済性をも考慮して、温
度は1000〜1300℃で、時間は１時間〜200 時間とした。
度が大きい融点直下のできるだけ高温で長時間熱処理を
行うことが望ましいが、一方、そのような高温での熱処
理はミクロ偏析の無い部分での結晶粒の粗大化を招くた
め、これではかえって加工性を低下させる悪影響をもた
らす場合があることと、高温長時間の熱処理は製造コス
トを大幅に上昇させることから経済性をも考慮して、温
度は1000〜1300℃で、時間は１時間〜200 時間とした。
【００３３】[第一熱間塑性加工]熱間塑性加工の条件
は、加工法が決まれば、加熱温度、加工温度範囲、
加工速度 (歪み速度) 、加工量 (歪み量) によって
決定される。本発明では中実製品の加工法として通常の
鍛造 (プレスおよびハンマー型) 、高速鍛造 (４面ハン
マー) および押出しプレスの３種類を基本として選定し
た。
は、加工法が決まれば、加熱温度、加工温度範囲、
加工速度 (歪み速度) 、加工量 (歪み量) によって
決定される。本発明では中実製品の加工法として通常の
鍛造 (プレスおよびハンマー型) 、高速鍛造 (４面ハン
マー) および押出しプレスの３種類を基本として選定し
た。
【００３４】先ず、通常の鍛造では、凝固組織の不均一
を解消し、結晶粒の等軸化を促進する作用を有する。そ
のためには断面減少率で10％以上の変形が必要である。
加熱温度は先の熱処理と同程度でよいが、溶融割れ防止
のため加工温度は融点を越えることなく( ≦1300℃) 、
かつ高温変形能が良好な900 ℃以上とする必要がある。
加工 (歪み) 速度はいわゆるプレス・ハンマーによる変
形速度で１〜10-3(1/sec) 程度で行う。これよりも遅い
速度では材料の温度低下が著しく、またこれより速い速
度では材料の延性が十分でなくなる。
を解消し、結晶粒の等軸化を促進する作用を有する。そ
のためには断面減少率で10％以上の変形が必要である。
加熱温度は先の熱処理と同程度でよいが、溶融割れ防止
のため加工温度は融点を越えることなく( ≦1300℃) 、
かつ高温変形能が良好な900 ℃以上とする必要がある。
加工 (歪み) 速度はいわゆるプレス・ハンマーによる変
形速度で１〜10-3(1/sec) 程度で行う。これよりも遅い
速度では材料の温度低下が著しく、またこれより速い速
度では材料の延性が十分でなくなる。
【００３５】押出しプレスでは通常の鍛造に比べて加工
(歪み) 速度が大きいが、材料が圧縮応力を受けるた
め、溶融割れを除けば鍛造時のような加工割れは発生し
ない。加熱温度・加工温度範囲は鍛造と同様でよいが、
加工 (歪み) 量をきわめて大きく取れる利点がある。
(歪み) 速度が大きいが、材料が圧縮応力を受けるた
め、溶融割れを除けば鍛造時のような加工割れは発生し
ない。加熱温度・加工温度範囲は鍛造と同様でよいが、
加工 (歪み) 量をきわめて大きく取れる利点がある。
【００３６】高速鍛造では通常の鍛造に比べて加工 (歪
み) 速度が大きく、かつ４方向から変形を受けるため、
押出し加工と同様に材料の加工割れが発生しにくい利点
がある。さらに最大の特徴は加工発熱によって材料の温
度が低下しないため、いわゆる恒温鍛造と同様な作用も
有する。
み) 速度が大きく、かつ４方向から変形を受けるため、
押出し加工と同様に材料の加工割れが発生しにくい利点
がある。さらに最大の特徴は加工発熱によって材料の温
度が低下しないため、いわゆる恒温鍛造と同様な作用も
有する。
【００３７】[第一溶体化熱処理]熱間加工後に冷却に先
立って900 ℃以上1050℃以下に１分〜100 時間保持す
る。これは、その後の時効処理によってNi3Nb を主体と
する強化相γ" を有効に析出させるために、いったんNb
を固溶させる目的と、第二熱間塑性加工時に結晶粒径を
微細化させる前処理として一時的にγ" 相の安定相であ
るδ相を析出させるために行うのであって、次に第二熱
間塑性加工を行う場合には次の二つに分けられる。 (i) 980 〜1050℃×１分〜20時間 (Nb固溶化処理) (ii)900 〜980 ℃×20〜100 時間 (δ相析出処理) 。
立って900 ℃以上1050℃以下に１分〜100 時間保持す
る。これは、その後の時効処理によってNi3Nb を主体と
する強化相γ" を有効に析出させるために、いったんNb
を固溶させる目的と、第二熱間塑性加工時に結晶粒径を
微細化させる前処理として一時的にγ" 相の安定相であ
るδ相を析出させるために行うのであって、次に第二熱
間塑性加工を行う場合には次の二つに分けられる。 (i) 980 〜1050℃×１分〜20時間 (Nb固溶化処理) (ii)900 〜980 ℃×20〜100 時間 (δ相析出処理) 。
【００３８】[第二熱間塑性加工]本発明にあっては、上
記の第一熱間塑性加工を行ってから、さらに必要に応じ
て、上述の第一溶体化熱処理を行ってから、断面減少率
20％以上の塑性加工を施す。第一熱間塑性加工と同様の
操作で行ってもよい。
記の第一熱間塑性加工を行ってから、さらに必要に応じ
て、上述の第一溶体化熱処理を行ってから、断面減少率
20％以上の塑性加工を施す。第一熱間塑性加工と同様の
操作で行ってもよい。
【００３９】特に、加熱温度を980 ℃以上1050℃以上以
下、保持時間１分〜20時間とすることによって、結晶粒
の粗大化しない範囲で動的再結晶を促進し、微細な結晶
粒 (平均結晶粒径≦40μｍ) が得られる。
下、保持時間１分〜20時間とすることによって、結晶粒
の粗大化しない範囲で動的再結晶を促進し、微細な結晶
粒 (平均結晶粒径≦40μｍ) が得られる。
【００４０】一方、高速鍛造前に900 〜980 ℃の温度範
囲で20〜100 時間加熱保持することによって、Ni3Nb を
主体とするδ相が粒界・双晶界面等へ微細に多量析出
し、その後高速鍛造することによって超塑性的変形が実
現して結晶粒の超微細化 (平均結晶粒径≦20μｍ) が得
られる。
囲で20〜100 時間加熱保持することによって、Ni3Nb を
主体とするδ相が粒界・双晶界面等へ微細に多量析出
し、その後高速鍛造することによって超塑性的変形が実
現して結晶粒の超微細化 (平均結晶粒径≦20μｍ) が得
られる。
【００４１】この場合の熱間加工も先の熱間加工と同様
にして行えばよいが、断面減少率としては20％以上とす
る。後述する第二溶体化熱処理と組み合わせることによ
ってさらに組織の微細化が可能となる。
にして行えばよいが、断面減少率としては20％以上とす
る。後述する第二溶体化熱処理と組み合わせることによ
ってさらに組織の微細化が可能となる。
【００４２】[第二溶体化熱処理]第二熱間塑性加工を行
ってから、900 〜1050℃で１分〜100 時間加熱する溶体
化熱処理を行う。これは前述の第一溶体化熱処理と同様
の目的で行うものであり、この場合には加熱温度の上限
は結晶粒の粗大化しない1050℃である。
ってから、900 〜1050℃で１分〜100 時間加熱する溶体
化熱処理を行う。これは前述の第一溶体化熱処理と同様
の目的で行うものであり、この場合には加熱温度の上限
は結晶粒の粗大化しない1050℃である。
【００４３】[冷却処理]溶体化熱処理を行ってからは、
引き続き行う時効温度(600〜800 ℃) まで炉冷〜空冷ま
での冷却速度で冷却する。これはWC型炭化物の析出を促
進するためであって、その限りにおいて冷却速度は制限
されない。
引き続き行う時効温度(600〜800 ℃) まで炉冷〜空冷ま
での冷却速度で冷却する。これはWC型炭化物の析出を促
進するためであって、その限りにおいて冷却速度は制限
されない。
【００４４】[時効処理]本発明における最大の特徴は、
上記の溶体化処理後、一旦室温にまで冷却することなく
WC炭化物を粒界に析出させることである。その有効析出
のためには上記の加工法に加えて溶体化処理後、直ちに
γ" −Ni3 Nb(DO22 型規則構造) の析出に必要な時効温
度600 〜800 ℃まで炉冷から空冷までの冷却速度で冷却
し、その温度範囲内にて１時間から200 時間保持する。
上記の溶体化処理後、一旦室温にまで冷却することなく
WC炭化物を粒界に析出させることである。その有効析出
のためには上記の加工法に加えて溶体化処理後、直ちに
γ" −Ni3 Nb(DO22 型規則構造) の析出に必要な時効温
度600 〜800 ℃まで炉冷から空冷までの冷却速度で冷却
し、その温度範囲内にて１時間から200 時間保持する。
【００４５】この時効処理は１回もしくは異なる温度で
２回以上行ってもよい。但し、溶体化処理後時効に至る
までの間に、材料が時効温度より低温に急冷されること
は避けなければならない。
２回以上行ってもよい。但し、溶体化処理後時効に至る
までの間に、材料が時効温度より低温に急冷されること
は避けなければならない。
【００４６】かくして、本発明によれば、従来見られな
かったほどの優れた耐粒界破壊性を発揮するNi基合金が
得られる。次に、本発明の作用効果を実施例に関連させ
てさらに具体的に説明する。
かったほどの優れた耐粒界破壊性を発揮するNi基合金が
得られる。次に、本発明の作用効果を実施例に関連させ
てさらに具体的に説明する。
【００４７】
【実施例】表１に示す化学組成を有する各合金を150 kg
あるいは３ton の真空誘導溶解炉にて溶製し、前者では
VAR にて直径150mm の丸インゴットに、後者ではESR お
よびVAR にてそれぞれ直径360mm 、500mm の丸インゴッ
トに再溶製した。
あるいは３ton の真空誘導溶解炉にて溶製し、前者では
VAR にて直径150mm の丸インゴットに、後者ではESR お
よびVAR にてそれぞれ直径360mm 、500mm の丸インゴッ
トに再溶製した。
【００４８】試験材の製作方法の代表例を下記に示す。
なお、試験条件についても下記に併せて示す。さらに試
験結果を表２に示す。なお、略号VIM はVacuum Inducti
on Melting、VAR はVacuum Arc Remeltingである。
なお、試験条件についても下記に併せて示す。さらに試
験結果を表２に示す。なお、略号VIM はVacuum Inducti
on Melting、VAR はVacuum Arc Remeltingである。
【００４９】製造法１ VIM(150kg)→ VAR(150φ) →均質化処理(1200 ℃×24h)
→(AC)→熱間鍛造(1120 ℃×4h加熱、1120〜900 ℃で75
φまで) →溶体化熱処理 (1040℃×2h) →(FC)→時効(7
00℃×8h→FC→620 ℃×8h,AC)。
→(AC)→熱間鍛造(1120 ℃×4h加熱、1120〜900 ℃で75
φまで) →溶体化熱処理 (1040℃×2h) →(FC)→時効(7
00℃×8h→FC→620 ℃×8h,AC)。
【００５０】製造法２ (均質化処理と塑性加工を２回繰
り返す例) VIM(３ton)→ VAR(500φ) →均質化熱処理(1200 ℃×24
h)→(AC)→熱間鍛造(1160 ℃×8h加熱、1160〜900 ℃で
450 φまで) →均質化熱処理 (1200℃×48h)→(AC)→熱
間鍛造(1160 ℃×4h加熱、1160〜900 ℃で200 φまで)
→溶体化熱処理(1080℃×4h) →(FC)→時効(700℃×8h
→FC→620 ℃×8h,AC)。
り返す例) VIM(３ton)→ VAR(500φ) →均質化熱処理(1200 ℃×24
h)→(AC)→熱間鍛造(1160 ℃×8h加熱、1160〜900 ℃で
450 φまで) →均質化熱処理 (1200℃×48h)→(AC)→熱
間鍛造(1160 ℃×4h加熱、1160〜900 ℃で200 φまで)
→溶体化熱処理(1080℃×4h) →(FC)→時効(700℃×8h
→FC→620 ℃×8h,AC)。
【００５１】製造法３ (均質化処理と塑性加工を３回繰
り返す例) VIM(３ton)→ VAR(500φ) →均質化熱処理(1200 ℃×24
h)→(AC)→熱間鍛造(1160 ℃×8h加熱、1160〜900 ℃で
450 φまで) →均質化熱処理 (1200℃×48h)→(AC)→熱
間鍛造(1160 ℃×4h加熱、1160〜900 ℃で300 φまで)
→均質化熱処理(1200℃×24h)→(AC)→据込鍛造 (1160
℃×4h加熱、1160〜900 ℃で450 φまで) →熱間鍛造
(1160℃×4h加熱、1160〜900 ℃で200 φまで) →(AC)
→溶体化熱処理 (1080℃×4h) →(FC)→時効(700℃×8h
→FC→620 ℃×8h,AC)。
り返す例) VIM(３ton)→ VAR(500φ) →均質化熱処理(1200 ℃×24
h)→(AC)→熱間鍛造(1160 ℃×8h加熱、1160〜900 ℃で
450 φまで) →均質化熱処理 (1200℃×48h)→(AC)→熱
間鍛造(1160 ℃×4h加熱、1160〜900 ℃で300 φまで)
→均質化熱処理(1200℃×24h)→(AC)→据込鍛造 (1160
℃×4h加熱、1160〜900 ℃で450 φまで) →熱間鍛造
(1160℃×4h加熱、1160〜900 ℃で200 φまで) →(AC)
→溶体化熱処理 (1080℃×4h) →(FC)→時効(700℃×8h
→FC→620 ℃×8h,AC)。
【００５２】製造法４ (塑性加工として、孔開け後に、
孔広げ、押出し加工を行う例) VIM(３ton)→ ESR(360φ) →均質化熱処理(1200 ℃×24
h)→(AC)→熱間鍛造(1120 ℃×4h加熱、1120〜900 ℃で
300 φまで) →孔開け機械加工 (外径300 φ、内径60
φ) →熱間孔広げ加工 (1120℃加熱、外径300 φ、内径
154 φまで) →熱間押出 (1120℃加熱、外径200 φ、内
径150 φまで) →溶体化熱処理 (1040℃×2h)(FC) →時
効(700℃×8h→FC→620 ℃×8h,AC)。
孔広げ、押出し加工を行う例) VIM(３ton)→ ESR(360φ) →均質化熱処理(1200 ℃×24
h)→(AC)→熱間鍛造(1120 ℃×4h加熱、1120〜900 ℃で
300 φまで) →孔開け機械加工 (外径300 φ、内径60
φ) →熱間孔広げ加工 (1120℃加熱、外径300 φ、内径
154 φまで) →熱間押出 (1120℃加熱、外径200 φ、内
径150 φまで) →溶体化熱処理 (1040℃×2h)(FC) →時
効(700℃×8h→FC→620 ℃×8h,AC)。
【００５３】製造法５ (塑性加工と溶体化処理とを繰り
返す例) VIM(３ton)→ VAR(500φ) →均質化熱処理(1120 ℃×24
h)→(AC)→熱間鍛造(1160 ℃×8h加熱、1160〜900 ℃で
450 φまで) →均質化熱処理 (1200℃×48h)→(AC)→熱
間鍛造 (1160℃×4h加熱、1160〜900 ℃で300 φまで)
→溶体化熱処理(1000 ℃×8h) →(AC)→高速鍛造(1000
〜900 ℃で200 φまで) →溶体化熱処理(1000 ℃×1h)
→(AC)→時効(700℃×8h→FC→620 ℃×8h,AC)。
返す例) VIM(３ton)→ VAR(500φ) →均質化熱処理(1120 ℃×24
h)→(AC)→熱間鍛造(1160 ℃×8h加熱、1160〜900 ℃で
450 φまで) →均質化熱処理 (1200℃×48h)→(AC)→熱
間鍛造 (1160℃×4h加熱、1160〜900 ℃で300 φまで)
→溶体化熱処理(1000 ℃×8h) →(AC)→高速鍛造(1000
〜900 ℃で200 φまで) →溶体化熱処理(1000 ℃×1h)
→(AC)→時効(700℃×8h→FC→620 ℃×8h,AC)。
【００５４】製造法6 (塑性加工と溶体化処理とを繰り
返して、最初の溶体化処理を低温長時間行う例) VIM(３ton)→ VAR(500φ) →均質化熱処理(1120 ℃×24
h)→(AC)→熱間鍛造(1160 ℃×8h加熱、1160〜900 ℃で
450 φまで) →均質化熱処理 (1200℃×48h)→(AC)→熱
間鍛造 (1160℃×4h加熱、1160〜900 ℃で300 φまで)
→溶体化熱処理(950℃×20h)→(AC)→高速鍛造(1000 〜
900 ℃で200 φまで) →溶体化熱処理(1000 ℃×1h)(A
C) →時効(700℃×8h→FC→620 ℃×8h,AC)。
返して、最初の溶体化処理を低温長時間行う例) VIM(３ton)→ VAR(500φ) →均質化熱処理(1120 ℃×24
h)→(AC)→熱間鍛造(1160 ℃×8h加熱、1160〜900 ℃で
450 φまで) →均質化熱処理 (1200℃×48h)→(AC)→熱
間鍛造 (1160℃×4h加熱、1160〜900 ℃で300 φまで)
→溶体化熱処理(950℃×20h)→(AC)→高速鍛造(1000 〜
900 ℃で200 φまで) →溶体化熱処理(1000 ℃×1h)(A
C) →時効(700℃×8h→FC→620 ℃×8h,AC)。
【００５５】[各試験条件] １. 引張試験 温度 : 室温 試験片 : 6.0 mmφ×GL＝30mm 歪速度 : 1.0 ×10-3s-1 試験項目 : 0.2 ％耐力、伸び、絞り。
【００５６】２. 動的応力腐食割れ試験 溶液 : 大気 25％NaCl−1.5g/lＳ 7atmH2S −20atmCO2 温度 : 250 ℃ 試験片 : 4.0 mmφ×GL＝20mm 歪速度 : 1.0 ×10-6s-1 試験項目 : 破断時間、絞り (大気中での値との比で評
価) 。
価) 。
【００５７】３. 水素割れ試験 NACE条件 : ５％NaCl−0.5 ％CH3COOH １atmH2S、25℃ 試験片 : 2t×10w ×75 l(mm)−R0.25Uノッチ付 炭素鋼カップリング 付加応力 : 1.0 σy 浸漬時間 : 1000h 表２に示すように本発明では所定の強度、すなわち0.2
％耐力 (室温) にて91kgf/mm2 以上と、優れた耐応力腐
食割れ性と耐水素割れ性が得られた。
％耐力 (室温) にて91kgf/mm2 以上と、優れた耐応力腐
食割れ性と耐水素割れ性が得られた。
【００５８】
【表１】
【００５９】
【表２】
【００６０】次に、表１の合金No. １の組成の合金を製
造法１にて製造した合金について熱処理温度と耐動的応
力腐食割れ性との関係を図１にグラフで示す。図中、○
は耐食性良好、●は不良を示す。同様にして、鍛造時，
断面減少率と耐動的応力腐食割れ性との関係を図２にグ
ラフで示す。図中、○は耐食性良好、●は不良を示す。
造法１にて製造した合金について熱処理温度と耐動的応
力腐食割れ性との関係を図１にグラフで示す。図中、○
は耐食性良好、●は不良を示す。同様にして、鍛造時，
断面減少率と耐動的応力腐食割れ性との関係を図２にグ
ラフで示す。図中、○は耐食性良好、●は不良を示す。
【００６１】さらに、合金No.1の高温延性についての試
験結果を図３にグラフで示す。この場合、1200℃×24h
r、空冷後、各試験温度まで昇温し５分間保持後、歪み
速度１(1/sec) にて引っ張り変形を加え、そのときの絞
り値を求めて高温延性を評価した。合金No.1について製
造法１で得られた析出物をまとめて示すと下掲の表３の
通りである。
験結果を図３にグラフで示す。この場合、1200℃×24h
r、空冷後、各試験温度まで昇温し５分間保持後、歪み
速度１(1/sec) にて引っ張り変形を加え、そのときの絞
り値を求めて高温延性を評価した。合金No.1について製
造法１で得られた析出物をまとめて示すと下掲の表３の
通りである。
【００６２】
【表３】
【００６３】次いで、図４は、No.5合金の製造法５によ
る高速鍛造時の断面減少率、加熱温度と、得られる平均
結晶粒径との関係を示すグラフである。図５は、No.6合
金の製造法６による高速鍛造前の熱処理条件と鍛造後に
得られる平均結晶粒との関係を示すグラフである。
る高速鍛造時の断面減少率、加熱温度と、得られる平均
結晶粒径との関係を示すグラフである。図５は、No.6合
金の製造法６による高速鍛造前の熱処理条件と鍛造後に
得られる平均結晶粒との関係を示すグラフである。
【００６４】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば、サワー
ガス(H2S−CO2 −Cl- ) 環境、特に硫黄(S) が単体とし
て混入した環境において良好な耐応力腐食割れ性および
耐水素割れ性を有する、油井用部材 (特に抗口、抗底部
材) に用いられる高耐食性Ni基合金が得られる。
ガス(H2S−CO2 −Cl- ) 環境、特に硫黄(S) が単体とし
て混入した環境において良好な耐応力腐食割れ性および
耐水素割れ性を有する、油井用部材 (特に抗口、抗底部
材) に用いられる高耐食性Ni基合金が得られる。
【図１】熱処理条件と耐動的応力腐食割れ性との関係を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図２】鍛造時断面減少率と耐動的応力腐食割れ性との
関係を示すグラフである。
関係を示すグラフである。
【図３】高温延性についての試験結果を示すグラフであ
る。
る。
【図４】加工熱処理条件と平均結晶粒径との関係を示す
グラフである。
グラフである。
【図５】加工熱処理条件と平均結晶粒径との関係を示す
グラフである。
グラフである。
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、 Cr: 14.0〜20.0％、Ｗ: 10.0〜25.0％、Nb: 4.0 〜7.0
％、 Fe: 2.0 〜10.0％、Ni: 50.0〜60.0％、 からなる組成の合金を、1000〜1300℃の温度範囲で１〜
200 時間加熱保持後、900 〜1300℃の温度範囲で断面減
少率10％以上の塑性加工を１回もしくは２回以上施して
から、900 〜1250℃の温度範囲で１分〜100 時間保持
後、引き続く時効温度( 600 〜800 ℃) まで炉冷〜空冷
までの冷却速度で冷却し600 ℃〜800 ℃で１〜200 時間
保持することによって時効処理を行い、粒界部にWC型の
炭化物を析出させることを特徴とする、サワーガス環境
下で優れた耐粒界破壊性を有するNi基合金の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の組成の合金を、1000〜13
00℃の温度範囲で１〜200 時間加熱保持後、900 〜1300
℃の温度範囲で断面減少率10％以上の塑性加工を１回も
しくは２回以上施してから、980 〜1050℃で１分〜20時
間保持後、900 〜1050℃の範囲で断面減少率20％以上の
塑性加工を加え、さらに900 〜1050℃の温度範囲で１分
〜100 時間保持後、引き続く時効温度(600℃〜800 ℃)
まで炉冷〜空冷までの冷却速度で冷却し600 〜800 ℃で
１〜200 時間保持することによって時効処理を行い、粒
界部に平均結晶粒径40μｍ以下でかつWC型の炭化物を析
出させることを特徴とする、サワーガス環境下で優れた
耐粒界破壊性を有するNi基合金の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１記載の組成の合金を、1000〜13
00℃の温度範囲で１〜200 時間加熱保持後、900 〜1300
℃の温度範囲で断面減少率10％以上の塑性加工を１回も
しくは２回以上施してから、900 〜980 ℃で20〜100 時
間加熱保持後、900 〜1050℃の範囲で断面減少率20％以
上の塑性加工を加え、さらに900 〜1050℃の温度範囲で
１分〜100 時間保持後、引き続く時効温度(600℃〜800
℃) まで炉冷〜空冷までの冷却速度で冷却し600 〜800
℃で１〜200 時間保持することによって時効処理を行
い、粒界部に平均結晶粒径20μｍ以下でかつWC型の炭化
物を析出させることを特徴とする、サワーガス環境下で
優れた耐粒界破壊性を有するNi基合金の製造方法。 - 【請求項４】 前記組成の合金がさらに、Ti: 0.5 〜2.
0 ％を含む請求項１ないし３のいずれかに記載の方法。 - 【請求項５】 前記組成の合金がさらに、Ca: 0.0010〜
0.010 ％および／またはMg: 0.0010〜0.010 ％を含む請
求項１ないし４のいずれかに記載の方法。 - 【請求項６】 前記組成の合金がさらに、Zr: 0.010 〜
0.50％、Hf: 0.10〜1.0 ％、およびTa: 0.10〜1.0 ％か
ら成る群から選んだ少なくとも１種を含む請求項１ない
し５のいずれかに記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15897793A JPH0711405A (ja) | 1993-06-29 | 1993-06-29 | 耐粒界破壊性を有するＮｉ基合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15897793A JPH0711405A (ja) | 1993-06-29 | 1993-06-29 | 耐粒界破壊性を有するＮｉ基合金の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0711405A true JPH0711405A (ja) | 1995-01-13 |
Family
ID=15683518
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15897793A Withdrawn JPH0711405A (ja) | 1993-06-29 | 1993-06-29 | 耐粒界破壊性を有するＮｉ基合金の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0711405A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8083874B2 (en) | 2004-04-27 | 2011-12-27 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Method for producing low thermal expansion Ni-base superalloy |
-
1993
- 1993-06-29 JP JP15897793A patent/JPH0711405A/ja not_active Withdrawn
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8083874B2 (en) | 2004-04-27 | 2011-12-27 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Method for producing low thermal expansion Ni-base superalloy |
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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