JPH0713243B2 - 高耐食性Ｎｉ基合金管の製造方法 - Google Patents
高耐食性Ｎｉ基合金管の製造方法Info
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- JPH0713243B2 JPH0713243B2 JP2180274A JP18027490A JPH0713243B2 JP H0713243 B2 JPH0713243 B2 JP H0713243B2 JP 2180274 A JP2180274 A JP 2180274A JP 18027490 A JP18027490 A JP 18027490A JP H0713243 B2 JPH0713243 B2 JP H0713243B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、耐食性にきわめて優れているが加工の難し
い高Mo系Ni基合金から管を製造する方法に関し、特にイ
オウ（Ｓ）が単体として混入するサワーガス環境下にお
いても良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性を示
し、油井用として好適な継目無管を粉末治金法で製造す
る技術に関する。
い高Mo系Ni基合金から管を製造する方法に関し、特にイ
オウ（Ｓ）が単体として混入するサワーガス環境下にお
いても良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性を示
し、油井用として好適な継目無管を粉末治金法で製造す
る技術に関する。
（従来の技術） 近年のエネルギー事情は、油井の深井戸化やサワーガス
環境下での掘井が余儀なくされるところまできており、
高価ではあるが苛酷な環境に十分耐えられるような油井
管用高強度、高耐食性Ni基合金が開発され、実用される
ようになってきた。かかるNi基合金は、例えば特開昭54
−107828号公報や特開昭54−127831号公報に提案されて
いる。
環境下での掘井が余儀なくされるところまできており、
高価ではあるが苛酷な環境に十分耐えられるような油井
管用高強度、高耐食性Ni基合金が開発され、実用される
ようになってきた。かかるNi基合金は、例えば特開昭54
−107828号公報や特開昭54−127831号公報に提案されて
いる。
ところが、最近の油井情報によれば腐食性が苛酷である
とされてきた上記サワーガス環境とは別に、このサワー
ガス環境に更にＳが単体として混入している環境が見出
され、このような環境においては、これまでに提案され
た耐サワーガス用Ni基合金をもってしても耐食性の点で
十分に満足できないことが明らかとなった。
とされてきた上記サワーガス環境とは別に、このサワー
ガス環境に更にＳが単体として混入している環境が見出
され、このような環境においては、これまでに提案され
た耐サワーガス用Ni基合金をもってしても耐食性の点で
十分に満足できないことが明らかとなった。
上記のような単体Ｓが含まれる環境下での優れた耐食性
をもたせる方法として、Ni基合金のMo含有量を重い切っ
て高める方法が考えられる。しかし、高Mo系Ni基合金は
著しく難加工性であるため溶製材からビレットを作製し
てもこれを熱間押出し加工して継目無管とすることがで
きない。
をもたせる方法として、Ni基合金のMo含有量を重い切っ
て高める方法が考えられる。しかし、高Mo系Ni基合金は
著しく難加工性であるため溶製材からビレットを作製し
てもこれを熱間押出し加工して継目無管とすることがで
きない。
ところで、最近では難加工材の熱間成形に有利な粉末治
金法により熱間押出し製管が行われている。例えば、重
量割合でＣを0.1〜075％、Niを20〜40％、Crを20〜30％
（本明細書において、合金成分の含有量についての％は
重量％を意味する）含んだ耐熱鋼管の粉末治金法による
製造方法が特開平１−108301号公報に提案されている。
しかし、そこで対象とされているNi基合金は、Mo含有量
が高々３％程度のものであり、合金自体の耐食性も前記
の用途には不足する。
金法により熱間押出し製管が行われている。例えば、重
量割合でＣを0.1〜075％、Niを20〜40％、Crを20〜30％
（本明細書において、合金成分の含有量についての％は
重量％を意味する）含んだ耐熱鋼管の粉末治金法による
製造方法が特開平１−108301号公報に提案されている。
しかし、そこで対象とされているNi基合金は、Mo含有量
が高々３％程度のものであり、合金自体の耐食性も前記
の用途には不足する。
（発明が解決しようとする課題） Mo含有量をある程度以上に高めた高Mo高Cr系Ni基合金
は、単体Ｓを含むサワーガス環境下でも優れた耐食性能
と高い機械的性質を示すと予想され、苛酷な環境での油
井管の材料として有望であると思われる。しかし、この
合金は、通常の溶製材ではMoの偏析や金属間化合物の析
出により熱間加工性が非常に悪く、熱間押出し製管が困
難である。また、溶製材は耐食性も必ずしも良くない。
このような事情から、高Mo高Cr系Ni基合金は、油井管用
材料として使用されるに至っていないのが現状である。
は、単体Ｓを含むサワーガス環境下でも優れた耐食性能
と高い機械的性質を示すと予想され、苛酷な環境での油
井管の材料として有望であると思われる。しかし、この
合金は、通常の溶製材ではMoの偏析や金属間化合物の析
出により熱間加工性が非常に悪く、熱間押出し製管が困
難である。また、溶製材は耐食性も必ずしも良くない。
このような事情から、高Mo高Cr系Ni基合金は、油井管用
材料として使用されるに至っていないのが現状である。
本発明はかかる現状にかんがみ、高耐食性能を有する高
Mo高Cr系Ni基合金管を容易に製造する方法を提案しよう
とするものである。
Mo高Cr系Ni基合金管を容易に製造する方法を提案しよう
とするものである。
（課題を解決するための手段） 難加工材の成形方法として、粉末治金法が知られてい
る。前記のように、Ni基合金の耐熱管の製造方法も、例
えば、特開平１−108301号公報に提案されている。しか
し、そこに記載されているNi基合金よりも更に難加工性
の高Mo高Cr系Ni基合金管の製造するには、成分系の選定
から加工条件まで、改めて詳細に検討しなければならな
い。
る。前記のように、Ni基合金の耐熱管の製造方法も、例
えば、特開平１−108301号公報に提案されている。しか
し、そこに記載されているNi基合金よりも更に難加工性
の高Mo高Cr系Ni基合金管の製造するには、成分系の選定
から加工条件まで、改めて詳細に検討しなければならな
い。
本発明者らは、前述の単体Ｓを含有するサワーガス雰囲
気という苛酷な腐食環境で十分な高耐食性能を有し、か
つ油井管としての高い強度をも有する合金組成を確定
し、併せてこれを粉末治金法で製管する条件を定めて本
発明を完成した。
気という苛酷な腐食環境で十分な高耐食性能を有し、か
つ油井管としての高い強度をも有する合金組成を確定
し、併せてこれを粉末治金法で製管する条件を定めて本
発明を完成した。
本発明の要旨は、下記のとおりである。
（１）重量％で、 C:0.05％以下、Si:0.20％以下、 Mn:1.0％以下、Ni:50〜60％、 Cr:10〜20％、Mo:18％を超え30％以下、 Al:0.3％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
からなるNi基合金粉末を、加工性の良好な金属製の中空
円筒状容器に充填し、密閉して中空ビレットとなし、こ
の中空ビレットを1000〜1300℃の温度に加熱して熱間押
出したのち、さらに1100〜1300℃の固溶化熱処理後、５
〜60％の断面減少率で冷間加工することを特徴とする高
耐食性Ni基合金管の製造方法。
からなるNi基合金粉末を、加工性の良好な金属製の中空
円筒状容器に充填し、密閉して中空ビレットとなし、こ
の中空ビレットを1000〜1300℃の温度に加熱して熱間押
出したのち、さらに1100〜1300℃の固溶化熱処理後、５
〜60％の断面減少率で冷間加工することを特徴とする高
耐食性Ni基合金管の製造方法。
（２）上記（１）の成分の外に、さらに下記の第１群お
よび第２群の元素の一方または双方から選んだ１種以上
の成分を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる
Ni基合金粉末を使用して、（１）と同じように、熱間押
出したのち冷間加工することを特徴とする高耐食性Ni基
合金管の製造方法。
よび第２群の元素の一方または双方から選んだ１種以上
の成分を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなる
Ni基合金粉末を使用して、（１）と同じように、熱間押
出したのち冷間加工することを特徴とする高耐食性Ni基
合金管の製造方法。
第１群元素； Cu:3.0％以下、Nb:2.0％以下、W:4.0％以下およびCo:2.
0％以下 第２群元素； Ti:1.0％以下とZr:0.5％以下 本発明方法において使用する合金粉末は、ガスアトマイ
ズ法により製造されたものが望ましい。
0％以下 第２群元素； Ti:1.0％以下とZr:0.5％以下 本発明方法において使用する合金粉末は、ガスアトマイ
ズ法により製造されたものが望ましい。
加工性の良好な金属容器とは、低合金鋼、低炭素鋼のよ
うに常温および熱間押出し温度において展延性の良好な
金属製の容器である。
うに常温および熱間押出し温度において展延性の良好な
金属製の容器である。
（作用） 以下、本発明法において使用する合金粉末の組成の選定
理由、および成形加工条件の選定理由を望ましい条件と
ともに説明する。
理由、および成形加工条件の選定理由を望ましい条件と
ともに説明する。
合金粉末組成の選定理由： C:0.05％以下 合金中のＣ含有量が0.05％を超えるとM6Ｃ型の炭化物
（但し、ＭはMo、Ni、Cr、Ｗ等である）が増加し、合金
の延性ならびに靱性が劣化するだけでなく耐応力腐食性
も著しく劣化する。従って、Ｃ含有量は0.05％以下でな
ければならない。
（但し、ＭはMo、Ni、Cr、Ｗ等である）が増加し、合金
の延性ならびに靱性が劣化するだけでなく耐応力腐食性
も著しく劣化する。従って、Ｃ含有量は0.05％以下でな
ければならない。
Si:0.20％以下 Siは脱酸剤として添加されるものであるが、多量に添加
するとσ、Ｐ、Laves相等の延性、靱性に対して好まし
くない金属間化合物（以下、「TCP相」」と略称する）
を生成し易くなる。従って、Si含有量は0.20％以下と定
めた。なお、Siは0.05％未満とするのが一層望ましい。
するとσ、Ｐ、Laves相等の延性、靱性に対して好まし
くない金属間化合物（以下、「TCP相」」と略称する）
を生成し易くなる。従って、Si含有量は0.20％以下と定
めた。なお、Siは0.05％未満とするのが一層望ましい。
Mn:1.0％以下 Mnは通常、脱硫剤として添加されるが、その含有量が1.
0％を超えるとTCP相の生成を促進することが考えられる
ので、1.0％以下に抑える。
0％を超えるとTCP相の生成を促進することが考えられる
ので、1.0％以下に抑える。
Ni:50〜60％ 本発明方法の素材となる合金は、Niマトリックスに固溶
強化および加工硬化の作用をもつMo、Cr、あるいは更に
Ｗ、Nb等を添加して強化することを基本としているが、
上記元素を多量添加してもなおオ−ステナイト基地を安
定化するに足るNiを含有させなければならない。そのNi
の必要最小限の含有量は50％である。
強化および加工硬化の作用をもつMo、Cr、あるいは更に
Ｗ、Nb等を添加して強化することを基本としているが、
上記元素を多量添加してもなおオ−ステナイト基地を安
定化するに足るNiを含有させなければならない。そのNi
の必要最小限の含有量は50％である。
一方、Niはそれ自身加工硬化能を向上させる元素であ
り、60％を超えて含有させると耐水素割れ性が劣化する
ことから、Ni含有量の上限は60％と定めた。
り、60％を超えて含有させると耐水素割れ性が劣化する
ことから、Ni含有量の上限は60％と定めた。
Cr:10〜20％ CrはMoと共に合金の耐食性能および強度を向上させる成
分であるが、この効果は10％以上の含有量から顕著にな
る。一方、Cr含有量が20％を超えると合金の熱間加工性
が低下する。従って、Cr含有量の適正範囲は10〜20％で
ある。
分であるが、この効果は10％以上の含有量から顕著にな
る。一方、Cr含有量が20％を超えると合金の熱間加工性
が低下する。従って、Cr含有量の適正範囲は10〜20％で
ある。
Mo:12〜30％ MoはCrと共存して合金の強度と耐食性、特に耐孔食性を
著しく向上させる作用を有する。本発明方法で製造され
る管は、単体のＳを含むサワーガス雰囲気という苛酷な
環境でも使用できることを狙っているため、素材合金に
は特にMoを高めに添加する。即ち、上記の効果を確かに
するため、Moは12％以上含有させるのである。しかし、
Mo含有量が30％を超えるとオ−ステナイト基地の不安定
を招く。
著しく向上させる作用を有する。本発明方法で製造され
る管は、単体のＳを含むサワーガス雰囲気という苛酷な
環境でも使用できることを狙っているため、素材合金に
は特にMoを高めに添加する。即ち、上記の効果を確かに
するため、Moは12％以上含有させるのである。しかし、
Mo含有量が30％を超えるとオ−ステナイト基地の不安定
を招く。
Al:0.3％以下 Alは脱酸剤として添加されるものであるが、その含有量
が0.3％を超えるとアトマイズによる粉末製造が困難と
なるため0.3％以下と定めた。
が0.3％を超えるとアトマイズによる粉末製造が困難と
なるため0.3％以下と定めた。
本発明方法で使用する合金粉末の一つは、上記の各成分
を含有し残部がFeおよび不可避的不純物からなるもので
ある。なお、不純物のうち、ＰおよびＳは特に好ましく
ないものであるから、Ｐは0.01％以下、Ｓは0.005％以
下に抑えるべきである。これらは、合金中に多量に存在
すると粒界偏析により熱間加工性を低下させ、また耐食
性をも劣化させる。
を含有し残部がFeおよび不可避的不純物からなるもので
ある。なお、不純物のうち、ＰおよびＳは特に好ましく
ないものであるから、Ｐは0.01％以下、Ｓは0.005％以
下に抑えるべきである。これらは、合金中に多量に存在
すると粒界偏析により熱間加工性を低下させ、また耐食
性をも劣化させる。
また、合金粉末のＮ含有量が0.1％を超えると粗大な窒
化物が形成されて、製品の延性および靱性が劣化するこ
とになるから、Ｎの含有量は0.1％以下に抑えるのが望
ましい。
化物が形成されて、製品の延性および靱性が劣化するこ
とになるから、Ｎの含有量は0.1％以下に抑えるのが望
ましい。
本発明方法で使用するもう一つの合金粉末は、前記の成
分に加えて、さらに前述の第１群および第２群の元素の
中から選んだ１種以上の成分を含有する合金である。こ
れらの成分は、合金の延性、靱性を改善するとともに耐
食性をも改善する作用があるので、必要により１種以上
を含有させるのがよい。以下に個々の元素について含有
量を限定した理由を特徴的な作用とともに説明する。
分に加えて、さらに前述の第１群および第２群の元素の
中から選んだ１種以上の成分を含有する合金である。こ
れらの成分は、合金の延性、靱性を改善するとともに耐
食性をも改善する作用があるので、必要により１種以上
を含有させるのがよい。以下に個々の元素について含有
量を限定した理由を特徴的な作用とともに説明する。
Cu:3.0％以下 Cuは、Ｓが単体で含まれるサワーガス環境下では、Cr、
Moと共に耐食性向上に極めて有効な成分であるが、3.0
％を越えて含有させてもその効果が飽和してしまう。
Moと共に耐食性向上に極めて有効な成分であるが、3.0
％を越えて含有させてもその効果が飽和してしまう。
Nb:2.0％以下 Nbは、Ｓが単体で含まれるサワーガス環境下での合金の
耐食性能を向上させる成分であるが、2.0％を越えて含
有させるとTCP相が生成し易くなるから、これを添加す
る場合はその含有量を2.0％以下とする。
耐食性能を向上させる成分であるが、2.0％を越えて含
有させるとTCP相が生成し易くなるから、これを添加す
る場合はその含有量を2.0％以下とする。
W:4.0％以下 ＷはMoと同様、Crとの共存下で合金の強度と耐食性を向
上させる作用を有しているが、Ｗ含有量が4.0％を越え
るとオーステナイト基地の不安定化を招く。したがっ
て、Ｗ含有量は4.0％以下とする。
上させる作用を有しているが、Ｗ含有量が4.0％を越え
るとオーステナイト基地の不安定化を招く。したがっ
て、Ｗ含有量は4.0％以下とする。
Co:2.0％以下 Coは合金の耐水素割れ性の向上に有効なものであるが、
その含有量が2.0％を越えるとTCP相が生成し易くなる。
その含有量が2.0％を越えるとTCP相が生成し易くなる。
Ti:1.0％以下、Zr:0.5％以下 TiおよびZrは、合金中の微量Ｃの安定化に有効である
が、その含有量がそれぞれ1.0％および0.5％を越えると
TCP相が生成し易くなる。
が、その含有量がそれぞれ1.0％および0.5％を越えると
TCP相が生成し易くなる。
以上に説明した組成をもつ合金粉末は、例えば、ガスア
トマイズ法等の急冷凝固法によって製造するのが望まし
い。この方法によれば偏析や金属間化合物がほとんど存
在しない球状の合金粉末が得られる。
トマイズ法等の急冷凝固法によって製造するのが望まし
い。この方法によれば偏析や金属間化合物がほとんど存
在しない球状の合金粉末が得られる。
管の製造工程 合金粉末は、まず加工性の良好な金属容器に充填され
る。容器は、第１図にその縦断面図を示すように、中空
円筒状のものである。この容器１は、前述のように、低
炭素鋼等の常温および熱間押出し温度において展延性の
良好な金属であり、肉厚は１〜4mmが望ましい。熱間押
出し前の加熱に先立って冷間静水圧プレスを行う場合、
金属容器全体が圧縮変形されて歪が加わるため、常温で
の展延性が必要である。また、熱間押出し製管時には、
ダイスおよびマンドレルとの接触は金属容器を介して起
こり、この金属容器の熱間展延性が押出し製管材の成形
性に大きな影響及ぼす。
る。容器は、第１図にその縦断面図を示すように、中空
円筒状のものである。この容器１は、前述のように、低
炭素鋼等の常温および熱間押出し温度において展延性の
良好な金属であり、肉厚は１〜4mmが望ましい。熱間押
出し前の加熱に先立って冷間静水圧プレスを行う場合、
金属容器全体が圧縮変形されて歪が加わるため、常温で
の展延性が必要である。また、熱間押出し製管時には、
ダイスおよびマンドレルとの接触は金属容器を介して起
こり、この金属容器の熱間展延性が押出し製管材の成形
性に大きな影響及ぼす。
金属容器は粉末を充填した後封口されるが、耐食性能を
改善させるために、常温〜600℃の温度で１×10-1mmHg
以上の真空度で10分以上の真空脱気を行ない粉末表面に
吸着している水分、水酸化物および空気の除去を行なっ
た後に真空（減圧）下で封口することが望ましい。この
ようにして得られた中空円筒状の粉末充填体を、以下
「粉末ビレット」と記す。
改善させるために、常温〜600℃の温度で１×10-1mmHg
以上の真空度で10分以上の真空脱気を行ない粉末表面に
吸着している水分、水酸化物および空気の除去を行なっ
た後に真空（減圧）下で封口することが望ましい。この
ようにして得られた中空円筒状の粉末充填体を、以下
「粉末ビレット」と記す。
熱間押出前の粉末ビレットは、電気炉またはガス炉によ
る均熱加熱を行なってもよいが、加熱速度を早めて短時
間で保持温度まで加熱できる高周波誘導加熱を行なうの
が望ましい。この時、高周波誘導加熱がスムーズに行な
えるように、あらかじめ粉末ビレットを800℃〜1000℃
で予備焼結を行なうか、或いは高周波加熱前に、粉末ビ
レットを冷間静水圧プレスにかけて合金粉末の充填相対
密度を75％以上にしておくことが推奨される。こうして
おけば高周波誘導加熱の際の粉末ビレットの温度分布の
不均一性を小さくすることができる。
る均熱加熱を行なってもよいが、加熱速度を早めて短時
間で保持温度まで加熱できる高周波誘導加熱を行なうの
が望ましい。この時、高周波誘導加熱がスムーズに行な
えるように、あらかじめ粉末ビレットを800℃〜1000℃
で予備焼結を行なうか、或いは高周波加熱前に、粉末ビ
レットを冷間静水圧プレスにかけて合金粉末の充填相対
密度を75％以上にしておくことが推奨される。こうして
おけば高周波誘導加熱の際の粉末ビレットの温度分布の
不均一性を小さくすることができる。
粉末ビレットの加熱温度は1000〜1300℃とする。1000℃
未満の温度では合金粉末の変形抵抗が大きく、合金粉末
の塑性変形が起こらず、押出し中に詰まったり、押出し
ができても所定形状が保てないからである。一方、1300
℃を超える高温での加熱では合金粉末の固相線温度以上
になり一部で溶融がおきて偏析が生じ、成形性の良好な
製管材が得られない。
未満の温度では合金粉末の変形抵抗が大きく、合金粉末
の塑性変形が起こらず、押出し中に詰まったり、押出し
ができても所定形状が保てないからである。一方、1300
℃を超える高温での加熱では合金粉末の固相線温度以上
になり一部で溶融がおきて偏析が生じ、成形性の良好な
製管材が得られない。
なお、押出し製管後には急冷し金属間化合物の析出を抑
制することが望ましい。また、冷間加工は、合金管の寸
法精度を向上させるためと強度を上昇させるため、実施
するのであるが、その前に1100℃〜1300℃で固溶化熱処
理を行なう必要がある。金属間化合物を十分に抑制する
ためである。冷間加工を実施する場合は最低５％以上の
断面積減少が必要である。しかし断面積減少が60％を超
えるような冷間加工では加工硬化が大きく、良好な成形
性を保てない。冷間加工後に固溶化熱処理を行なえば再
結晶によつて合金管は軟化するので、これを繰り返すこ
とにより大きな断面積減少の加工も可能である。
制することが望ましい。また、冷間加工は、合金管の寸
法精度を向上させるためと強度を上昇させるため、実施
するのであるが、その前に1100℃〜1300℃で固溶化熱処
理を行なう必要がある。金属間化合物を十分に抑制する
ためである。冷間加工を実施する場合は最低５％以上の
断面積減少が必要である。しかし断面積減少が60％を超
えるような冷間加工では加工硬化が大きく、良好な成形
性を保てない。冷間加工後に固溶化熱処理を行なえば再
結晶によつて合金管は軟化するので、これを繰り返すこ
とにより大きな断面積減少の加工も可能である。
〔実施例１〕 Arガスアトマイズ法により、第１表に示す試料No.1の合
金粉末（粒径250μｍ以下）を製造し、第１図に示す低
炭素鋼容器（１）の中に充填した。脱気口（３）を通じ
て１×10-2mmHgの真空脱気を400℃の温度で１時間保持
して行ない、冷却後封口して中空粉末ビレット（高さh:
600mm、内径d:80mm、外径D:210mm）を製造した。
金粉末（粒径250μｍ以下）を製造し、第１図に示す低
炭素鋼容器（１）の中に充填した。脱気口（３）を通じ
て１×10-2mmHgの真空脱気を400℃の温度で１時間保持
して行ない、冷却後封口して中空粉末ビレット（高さh:
600mm、内径d:80mm、外径D:210mm）を製造した。
上記の中空粉末ビレットをガス加熱炉に入れて1200℃に
加熱し、押出比８でユージン式熱間押出し製管を行い水
冷した。
加熱し、押出比８でユージン式熱間押出し製管を行い水
冷した。
この製管材を酸洗いして低炭素鋼容器を除去し、1250℃
×10分の固溶化熱処理後に冷間抽伸機により20％の断面
積減少加工を行った。得られた合金管の特性を第２表に
試験No.1として示す。
×10分の固溶化熱処理後に冷間抽伸機により20％の断面
積減少加工を行った。得られた合金管の特性を第２表に
試験No.1として示す。
第２表中の耐食性試験は下記の条件で行った。
（ａ）耐応力腐食割れ試験 腐食溶液:20％NaCl−1g/lS−10atmH2Ｓ −20atmCO2 試験温度:300℃ 浸漬時間:500hr 付加応力:1σｙ 試験片 :10mm幅×2mm厚×75mm長で、 R0.25Uノッチ付 （ｂ）耐水素割れ試験 NACE条件:5％NaCl−0.5％CH3COOH−1atmH2Ｓ 試験温度:25℃ 浸漬時間:720hr 付加応力:1σｙ 試験片 :10mm幅×2mm厚×75mm長で、 R0.25Uノッチ付 第２表の結果から明らかなように、この実施例でえられ
た管材は機械的性質も耐食性も極めて良好である。
た管材は機械的性質も耐食性も極めて良好である。
〔実施例２〕 N2ガスアトマイズ法により、第１表中の試料No2〜３の
化学成分の合金粉末（粒径500μｍ以下）を製造し、実
施例１と同じく第１図に示す低炭素鋼容器（１）の中に
充填し、脱気口（３）を通じて１×10-2mmHgの真空脱気
を常温で1hr保持して行い、封口して実施例１と同一サ
イズの中空粉末ビレットを製造した。
化学成分の合金粉末（粒径500μｍ以下）を製造し、実
施例１と同じく第１図に示す低炭素鋼容器（１）の中に
充填し、脱気口（３）を通じて１×10-2mmHgの真空脱気
を常温で1hr保持して行い、封口して実施例１と同一サ
イズの中空粉末ビレットを製造した。
この中空粉末ビレットに冷間静水圧プレスによる4000kg
/cm2の加圧を施し、粉末充填相対密度を80％まで上昇さ
せた。続いてこの中空粉末ビレットをロータリー式ガス
炉で800℃まで予熱し、これに引き続いて、更に高周波
誘導加熱炉で1000〜1360℃まで加熱し、ユジーン式熱間
押出し機により押出し製管を行い水冷した。
/cm2の加圧を施し、粉末充填相対密度を80％まで上昇さ
せた。続いてこの中空粉末ビレットをロータリー式ガス
炉で800℃まで予熱し、これに引き続いて、更に高周波
誘導加熱炉で1000〜1360℃まで加熱し、ユジーン式熱間
押出し機により押出し製管を行い水冷した。
この製管材を酸洗いして低炭素鋼容器を除去し、1250℃
×10minの固溶化処理後に冷間抽伸機により５〜60％の
断面積減少加工を行った。得られた合金管の特性を第２
表に試験No.2〜９として示す。
×10minの固溶化処理後に冷間抽伸機により５〜60％の
断面積減少加工を行った。得られた合金管の特性を第２
表に試験No.2〜９として示す。
第２表のNo.2およびNo.8は、熱間押出し前の加熱温度が
低すぎる例と高すぎる例である。これらは熱間加工性が
悪く、押出しができなかった。
低すぎる例と高すぎる例である。これらは熱間加工性が
悪く、押出しができなかった。
No.3〜７およびNo.9は、本発明法にそって製管したもの
で、機械的性質、耐食性とも満足できる管が得られてい
る。
で、機械的性質、耐食性とも満足できる管が得られてい
る。
第１表中の試料No.4とNo.5の化学成分の溶製材を製造
し、第２図のような中空溶製ビレット（h:600mm、D:210
mm、d:80mm）を製造した。
し、第２図のような中空溶製ビレット（h:600mm、D:210
mm、d:80mm）を製造した。
この溶製ビレットをロータリー式ガス炉で800℃まで予
熱し、これに引き続いて更に高周波誘導加熱炉で1200℃
まで加熱後、押出比６でユジーン式熱間押出し機により
1150℃で押出し製管を行った。
熱し、これに引き続いて更に高周波誘導加熱炉で1200℃
まで加熱後、押出比６でユジーン式熱間押出し機により
1150℃で押出し製管を行った。
第２表にNo.10およびNo.11として示すように、第１表の
試料No.4（Moが32.0％のもの）の溶製材は熱間加工性が
わるく、押出し製管が不可能であった。一方、第１表の
試料No.5（Moが11.4％と低いもの）の溶製材は、押出し
製管はできたが、耐食性がわるい。
試料No.4（Moが32.0％のもの）の溶製材は熱間加工性が
わるく、押出し製管が不可能であった。一方、第１表の
試料No.5（Moが11.4％と低いもの）の溶製材は、押出し
製管はできたが、耐食性がわるい。
（発明の効果） 本発明は、耐食性において極めて優れているが熱間加工
性のわるい高Mo高Cr系Ni合金製の管を製造する新しい方
法を提供するものである。
性のわるい高Mo高Cr系Ni合金製の管を製造する新しい方
法を提供するものである。
この方法によれば、偏析や金属間化合物の析出がなく、
単体Ｓを含むサワーガス雰囲気のような苛酷な環境にも
耐える管が製造できる。本発明方法は、特に油井用継目
無管の製造に好適である。
単体Ｓを含むサワーガス雰囲気のような苛酷な環境にも
耐える管が製造できる。本発明方法は、特に油井用継目
無管の製造に好適である。
第１図は、本発明の実施例で作製した中空円筒状粉末充
填体（粉末ビレット）の縦断面図である。 第２図は、従来の溶製材で作製した中空ビレットの縦断
面図である。
填体（粉末ビレット）の縦断面図である。 第２図は、従来の溶製材で作製した中空ビレットの縦断
面図である。
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、 C:0.05％以下、Si:0.20％以下、 Mn:1.0％以下、Ni:50〜60％、 Cr:10〜20％、Mo:18％を超え30％以下、 Al:0.3％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
からなるNi基合金粉末を、加工性の良好な金属製の中空
円筒状容器に充填し、密閉して中空ビレットとなし、こ
の中空ビレットを1000〜1300℃の温度に加熱して熱間押
出したのち、さらに1100〜1300℃の固溶化熱処理後、５
〜60％の断面減少率で冷間加工することを特徴とする高
耐食性Ni基合金管の製造方法。 - 【請求項２】Ni基合金粉末が、重量％で、 C:0.05％以下、Si:0.20％以下、 Mn:1.0％以下、Ni:50〜60％、 Cr:10〜20％、Mo:18％を超え30％以下、 Al:0.3％以下を含有し、 さらに、Cu:3.0％以下、Nb:2.0％以下、W:4.0％以下お
よびCo:2.0％以下の中の１種以上を含み、残部はFeおよ
び不可避的不純物からなるNi基合金粉末を、加工性の良
好な金属製の中空円筒状容器に充填し、密閉して中空ビ
レットとなし、この中空ビレットを1000〜1300℃の温度
に加熱して熱間押出したのち、さらに1100〜1300℃の固
溶化熱処理後、５〜60％の断面減少率で冷間加工するこ
とを特徴とする高耐食性Ni基合金管の製造方法。 - 【請求項３】Ni基合金粉末が、重量％で、 C:0.05％以下、Si:0.20％以下、 Mn:1.0％以下、Ni:50〜60％、 Cr:10〜20％、Mo:18％を超え30％以下、 Al:0.3％以下を含有し、 さらに、Ti:1.0％以下とZr:0.5％以下の一方または両方
を含み、残部はFeおよび不可避的不純物からなるNi基合
金粉末を、加工性の良好な金属製の中空円筒状容器に充
填し、密閉して中空ビレットとなし、この中空ビレット
を1000〜1300℃の温度に加熱して熱間押出したのち、さ
らに1100〜1300℃の固溶化熱処理後、５〜60％の断面減
少率で冷間加工することを特徴とする高耐食性Ni基合金
管の製造方法。 - 【請求項４】Ni基合金粉末が、重量％で、 C:0.05％以下、Si:0.20％以下、 Mn:1.0％以下、Ni:50〜60％、 Cr:10〜20％、Mo:18％を超え30％以下、 Al:0.3％以下を含有し、 さらに、Cu:3.0％以下、Nb:2.0％以下、W:4.0％以下お
よびCo:2.0％以下の中の１種以上と、ならびにTi:1.0％
以下とZr:0.5％以下の一方または両方を含み、残部はFe
および不可避的不純物からなるNi基合金粉末を、加工性
の良好な金属製の中空円筒状容器に充填し、密閉して中
空ビレットとなし、この中空ビレットを1000〜1300℃の
温度に加熱して熱間押出したのち、さらに1100〜1300℃
の固溶化熱処理後、５〜60％の断面減少率で冷間加工す
ることを特徴とする高耐食性Ni基合金管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2180274A JPH0713243B2 (ja) | 1990-07-06 | 1990-07-06 | 高耐食性Ｎｉ基合金管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2180274A JPH0713243B2 (ja) | 1990-07-06 | 1990-07-06 | 高耐食性Ｎｉ基合金管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0466607A JPH0466607A (ja) | 1992-03-03 |
| JPH0713243B2 true JPH0713243B2 (ja) | 1995-02-15 |
Family
ID=16080361
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2180274A Expired - Lifetime JPH0713243B2 (ja) | 1990-07-06 | 1990-07-06 | 高耐食性Ｎｉ基合金管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0713243B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP4780431B2 (ja) * | 2001-04-05 | 2011-09-28 | 大同特殊鋼株式会社 | 高硬度高耐食性Ｎｉ基合金 |
| US7785532B2 (en) * | 2006-08-09 | 2010-08-31 | Haynes International, Inc. | Hybrid corrosion-resistant nickel alloys |
| US9267184B2 (en) | 2010-02-05 | 2016-02-23 | Ati Properties, Inc. | Systems and methods for processing alloy ingots |
| US10207312B2 (en) | 2010-06-14 | 2019-02-19 | Ati Properties Llc | Lubrication processes for enhanced forgeability |
| CN104889399B (zh) * | 2015-05-15 | 2017-10-10 | 安泰科技股份有限公司 | 粉末冶金工艺制备耐磨耐蚀合金管件的方法 |
| FI3936257T3 (fi) * | 2019-03-04 | 2025-08-27 | Proterial Ltd | Ni-pohjainen korroosionkestävä seosjauhe additiivista valmistusta varten sekä menetelmä additiivisen valmistustuotteen valmistamiseksi mainittua jauhetta käyttäen |
| CN115228964B (zh) * | 2022-06-15 | 2024-03-26 | 江苏银环精密钢管有限公司 | 核反应堆压力容器密封圈用镍基合金小口径管的制造方法 |
| CN115161515B (zh) * | 2022-07-14 | 2023-03-28 | 江苏银环精密钢管有限公司 | 一种耐腐蚀装置用Ni-Mo耐蚀合金无缝管及制造方法 |
| CN116408363A (zh) * | 2023-04-06 | 2023-07-11 | 浙江久立特材科技股份有限公司 | 一种镍钼耐蚀合金无缝管的制备方法及制得的无缝管 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6112012A (ja) * | 1984-06-27 | 1986-01-20 | Toshiba Corp | 負荷時タツプ切換変圧器 |
| JPH01108301A (ja) * | 1987-10-20 | 1989-04-25 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 粉末冶金法による耐熱鋼管の製造方法 |
| JPH01225753A (ja) * | 1988-03-07 | 1989-09-08 | Nippon Steel Corp | 硫化水素の存在する環境で耐食性の優れた合金 |
-
1990
- 1990-07-06 JP JP2180274A patent/JPH0713243B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0466607A (ja) | 1992-03-03 |
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