JPS61119641A - 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 - Google Patents
高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法Info
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- JPS61119641A JPS61119641A JP24178584A JP24178584A JPS61119641A JP S61119641 A JPS61119641 A JP S61119641A JP 24178584 A JP24178584 A JP 24178584A JP 24178584 A JP24178584 A JP 24178584A JP S61119641 A JPS61119641 A JP S61119641A
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- resistant
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は、腐食環境下、特に硫化水素、二酸化炭素およ
び塩素イオンの１種または２種以上を含む環境下におい
て良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性を示す高
強度、高靭性ニッケル基金゛金およびその製造法に関す
る。
び塩素イオンの１種または２種以上を含む環境下におい
て良好な耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性を示す高
強度、高靭性ニッケル基金゛金およびその製造法に関す
る。
（従来の技術）
従来、油井、化学工業、地熱発電等の設備用の構造材な
どのように、高強度でかつ高耐食性を要求される金属部
材は（固溶強化）＋（冷間加工強化）によって強度上昇
をはかるものが大半であったため冷間加工等が施せない
ような複雑なあるいは特殊な形状を有する金属部材にあ
っては、上述のような従来の手段では強度上昇が困難で
あった。
どのように、高強度でかつ高耐食性を要求される金属部
材は（固溶強化）＋（冷間加工強化）によって強度上昇
をはかるものが大半であったため冷間加工等が施せない
ような複雑なあるいは特殊な形状を有する金属部材にあ
っては、上述のような従来の手段では強度上昇が困難で
あった。
一方、特殊形状の部材にも適用できる強度上昇手段とし
て従来より知られている手段は合金組成としてＴｉおよ
びＡｌあるいはＮｂを添加してＮｔ ３ （Ｔｉ、
Ａｌ）を主体とする金属間化合物（ｒ ｌ相）あるいは
Ｎｉ３Ｎｂを主体とする金属間化合物（Ｔ”相）を析出
させることである。このような析出強化を利用したもの
としては、すでに、インコネル−７１８、インコネルχ
−７５０（商品名）等のＮｉ基合金があるが、これらの
従来の合金では低Ｃｒ、高ＴｉであるためＮｉ ３ Ｔ
ｉが析出し耐食性の劣化は免れない。例えばインコネル
−７１８等はＮｂ、 Ｔｉ、 Ａｌ添加によるγ°およ
びγ”析出強化型Ｎｉ基合金であって、Ｔ”相による析
出強化を主体としているが、かなりのＴｉ量を含み、Ｎ
ｉ ３ ＴＬが析出するため耐食性は必ずしも良好でな
かった。
て従来より知られている手段は合金組成としてＴｉおよ
びＡｌあるいはＮｂを添加してＮｔ ３ （Ｔｉ、
Ａｌ）を主体とする金属間化合物（ｒ ｌ相）あるいは
Ｎｉ３Ｎｂを主体とする金属間化合物（Ｔ”相）を析出
させることである。このような析出強化を利用したもの
としては、すでに、インコネル−７１８、インコネルχ
−７５０（商品名）等のＮｉ基合金があるが、これらの
従来の合金では低Ｃｒ、高ＴｉであるためＮｉ ３ Ｔ
ｉが析出し耐食性の劣化は免れない。例えばインコネル
−７１８等はＮｂ、 Ｔｉ、 Ａｌ添加によるγ°およ
びγ”析出強化型Ｎｉ基合金であって、Ｔ”相による析
出強化を主体としているが、かなりのＴｉ量を含み、Ｎ
ｉ ３ ＴＬが析出するため耐食性は必ずしも良好でな
かった。
（発明が解決すべき問題点）
ところで、油井、化学工業および地熱発電環境等のよう
に硫化水素、二酸化炭素および塩素イオンの１種または
２種以上含有する環境下で使用される材料に対しては高
強度・高靭性とともにすぐれた耐食性、すなわち耐応力
腐食割れ性および耐水素割れ性が要求される。このよう
な用途に構造材として使用される材料の場合、板あるい
は管のように比較的成形の容易なものは冷間加工によっ
て強度上昇をはかることが望ましいが、バルブ、継手、
配管等で冷間加工の施せないような特殊形状を有するも
のについては析出強化によって強度上昇をはからなけれ
ばならない。
に硫化水素、二酸化炭素および塩素イオンの１種または
２種以上含有する環境下で使用される材料に対しては高
強度・高靭性とともにすぐれた耐食性、すなわち耐応力
腐食割れ性および耐水素割れ性が要求される。このよう
な用途に構造材として使用される材料の場合、板あるい
は管のように比較的成形の容易なものは冷間加工によっ
て強度上昇をはかることが望ましいが、バルブ、継手、
配管等で冷間加工の施せないような特殊形状を有するも
のについては析出強化によって強度上昇をはからなけれ
ばならない。
しかしながら、ＴｉおよびＡｌ添加によるＴ゛析出強化
型Ｎｉ基合金が大半を占めている上述のような従来の・
析出強化合金では、本発明者らの研究の結果によれば、
本質的に耐食性の劣化し易いことが判明した。
型Ｎｉ基合金が大半を占めている上述のような従来の・
析出強化合金では、本発明者らの研究の結果によれば、
本質的に耐食性の劣化し易いことが判明した。
（問題点を解決するための手段）
本特許出願人は上記析出強化型Ｎｉ基合金における耐食
性を改善する方法として、従来のＴｉ添加系に代えて、
Ｎｂ単独添加系（特願昭５８−１０９４２２号）・およ
びＮｂ−Ｍ複合添加系（特願昭５８−２１７７７４号）
を採用することをそれぞれ開示した。
性を改善する方法として、従来のＴｉ添加系に代えて、
Ｎｂ単独添加系（特願昭５８−１０９４２２号）・およ
びＮｂ−Ｍ複合添加系（特願昭５８−２１７７７４号）
を採用することをそれぞれ開示した。
ここに、本発明者らはさらに研究を続けたところ、Ｔｉ
添加系にあっても（Ｎｂ、Ａ（２との複合添加でも同じ
） Ｓｉ、 Ｍｎの微量調整によって耐食性を飛躍的に
向上できるばかりか、靭性の向上もはかれることを見い
出した。すなわち、Ｔｉ添加系およびＴｉ、 Ｎｂ （
あるいはＡ（２）の複合添加系の析出強化型Ｎｉ基合金
にあってＡｌ、 Ｔｉ、 Ｎｂが２Ａ（２＋Ｔｉ＋１／
２Ｎｂ≦３．５ ％（７）範囲内テＳｉおよびＭｎの含
有量をＳｉＳ２．１５％、０．３％≦Ｍｎ≦２．０％に
制限することによって粒界強度の向上が可能となり、こ
れに伴って耐食性が向上するばかりか、靭性をも向上で
きることを見い出し、本発明を完成した。
添加系にあっても（Ｎｂ、Ａ（２との複合添加でも同じ
） Ｓｉ、 Ｍｎの微量調整によって耐食性を飛躍的に
向上できるばかりか、靭性の向上もはかれることを見い
出した。すなわち、Ｔｉ添加系およびＴｉ、 Ｎｂ （
あるいはＡ（２）の複合添加系の析出強化型Ｎｉ基合金
にあってＡｌ、 Ｔｉ、 Ｎｂが２Ａ（２＋Ｔｉ＋１／
２Ｎｂ≦３．５ ％（７）範囲内テＳｉおよびＭｎの含
有量をＳｉＳ２．１５％、０．３％≦Ｍｎ≦２．０％に
制限することによって粒界強度の向上が可能となり、こ
れに伴って耐食性が向上するばかりか、靭性をも向上で
きることを見い出し、本発明を完成した。
ここに、本発明の要旨とするところは、重量％で、
ｃ ： ０．０５０％以下、 Ｓｉ ： ０．１５％以
下、Ｍｎ ： ０．３０〜２．０％、 Ｎｉ ： ４５
〜６０％、ＭＯ： ２．５〜５．５％およびＷ ： １
１％以下の少なくとも１種ただし、２．５％≦−〇十〃
Ｗ≦５．５％、Ａ２：１．５％以下、 Ｎｂ ： ６．２％以下およびＴａ ： ２．０％以下
の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋Ｖ２Ｔａ≦６．２％、
２Ａ＜２＋Ｔｉ＋！／ＧＮｂ≦３．５％、 Ｐ ： ０．０２５％以下、 Ｓ ： ０．００５０％
以下、Ｎ ： ０．０５０％以下、 さらに必要により、Ｃｕ ： ２．０％以下およびＣｏ
：１５％以下の少なくとも１種、および／または１？Ｅ
Ｍ ：Ｑ、１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ
： ０．１０％以下およびＹ ： ０．２０％以下の少
なくともｌｐｉ、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金である。
下、Ｍｎ ： ０．３０〜２．０％、 Ｎｉ ： ４５
〜６０％、ＭＯ： ２．５〜５．５％およびＷ ： １
１％以下の少なくとも１種ただし、２．５％≦−〇十〃
Ｗ≦５．５％、Ａ２：１．５％以下、 Ｎｂ ： ６．２％以下およびＴａ ： ２．０％以下
の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋Ｖ２Ｔａ≦６．２％、
２Ａ＜２＋Ｔｉ＋！／ＧＮｂ≦３．５％、 Ｐ ： ０．０２５％以下、 Ｓ ： ０．００５０％
以下、Ｎ ： ０．０５０％以下、 さらに必要により、Ｃｕ ： ２．０％以下およびＣｏ
：１５％以下の少なくとも１種、および／または１？Ｅ
Ｍ ：Ｑ、１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ
： ０．１０％以下およびＹ ： ０．２０％以下の少
なくともｌｐｉ、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金である。
さらに、本発明は、
重量％で、
Ｃ： ０．０５０％以下、 Ｓｉ ： ０．１５％以下
、Ｍｎ ： ０．３０〜２．０％、 Ｎｉ ： ４５〜
６０％、Ｃｒ ： １８〜２７％、 Ｔｉ ： ０．
４０％超、３．５％以下、Ｍｏ ： ２．５〜５．５％
およびＷ：１１％以下の少なくとも１種ただし、２．５
％≦）ｌｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａ（！：１．５％以
下、 Ｎｂ ： ６．２％以下およびＴａ ： ２．０％以下
の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋Ｖ２Ｔａ≦６．２％、
２Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｖ２Ｎｂ≦３．５％、 Ｐ ７０．０２５％以下、 Ｓ ： ０．００５０％以
下、Ｎ 、７０．０５０％以下、 さらに必要により、Ｃｕ ： ２．０％以下およびＣｏ
：１５％以下の少なくとも１種、および／またはＲＥＭ
：０．１０％↓人下、 Ｍｇ ： ０．１０％以下、
Ｃａ： ０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少
なくとも１種、 残部Ｆｅおよび付随不純物 からなる組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上に熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持後空冷以上の冷却速度で
冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２００時間
の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから成る、
耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた高耐食
性Ｎｉ基合金の製造法である。
、Ｍｎ ： ０．３０〜２．０％、 Ｎｉ ： ４５〜
６０％、Ｃｒ ： １８〜２７％、 Ｔｉ ： ０．
４０％超、３．５％以下、Ｍｏ ： ２．５〜５．５％
およびＷ：１１％以下の少なくとも１種ただし、２．５
％≦）ｌｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａ（！：１．５％以
下、 Ｎｂ ： ６．２％以下およびＴａ ： ２．０％以下
の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋Ｖ２Ｔａ≦６．２％、
２Ａｌ＋Ｔｉ＋Ｖ２Ｎｂ≦３．５％、 Ｐ ７０．０２５％以下、 Ｓ ： ０．００５０％以
下、Ｎ 、７０．０５０％以下、 さらに必要により、Ｃｕ ： ２．０％以下およびＣｏ
：１５％以下の少なくとも１種、および／またはＲＥＭ
：０．１０％↓人下、 Ｍｇ ： ０．１０％以下、
Ｃａ： ０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少
なくとも１種、 残部Ｆｅおよび付随不純物 からなる組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上に熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持後空冷以上の冷却速度で
冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２００時間
の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから成る、
耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた高耐食
性Ｎｉ基合金の製造法である。
（作用）
以下に本発明にあって合金組成および加工条件を上述の
ように限定した理由についてさらに詳しく説明する。
ように限定した理由についてさらに詳しく説明する。
■）化学成分
Ｃ：析出強化の妨げとなり、また、０．０５０％を超え
るとＮｂＣ、ＴｉＣ等の介在物量が増加し延性、靭性、
耐食性が劣化する。好ましくはＣ５０，０２０％である
がＣ５０，０１０％では延性、靭性および耐食性はさら
に向上する。
るとＮｂＣ、ＴｉＣ等の介在物量が増加し延性、靭性、
耐食性が劣化する。好ましくはＣ５０，０２０％である
がＣ５０，０１０％では延性、靭性および耐食性はさら
に向上する。
Ｓｉ ： Ｓｉは脱酸剤として有効なため通常添加され
るが、多量に添加するとσ、μ、Ｐ 、、Ｌａｖｅｓ相
などの延性、靭性、耐食性にたいして好ましくない金属
間化合物（以下ＴＣＰ相と称する）を生成し易くなると
考えられていた。ところが本発明者らによりＳｉにはさ
らに炭化物、窒化物、炭窒化物等の粒界析出を促進する
効果が見い出された。ある場合にはＳｉのこの効果が有
効となるが、更に研究の結果、むしろ本合金系ではＭｎ
との組合せでＳｉＳ２．１５％に制限することによって
Ｔｉの関与した上述のような粒界析出を抑制することが
可能となり、耐食性ばかりか靭性をも向上できることが
判明した。好ましくは０．０１０〜０．１０％である。
るが、多量に添加するとσ、μ、Ｐ 、、Ｌａｖｅｓ相
などの延性、靭性、耐食性にたいして好ましくない金属
間化合物（以下ＴＣＰ相と称する）を生成し易くなると
考えられていた。ところが本発明者らによりＳｉにはさ
らに炭化物、窒化物、炭窒化物等の粒界析出を促進する
効果が見い出された。ある場合にはＳｉのこの効果が有
効となるが、更に研究の結果、むしろ本合金系ではＭｎ
との組合せでＳｉＳ２．１５％に制限することによって
Ｔｉの関与した上述のような粒界析出を抑制することが
可能となり、耐食性ばかりか靭性をも向上できることが
判明した。好ましくは０．０１０〜０．１０％である。
Ｍｎ ： Ｍｎは通常説硫剤として添加するが、ＴＣＰ
相生成を促進する場合があるため多量添加は望ましくな
い。ところがＭｎにはＳｉと全く逆の効果のあることが
判明し、Ｍｎ＜０．３０％の範囲ではかえって粒界析出
を促進する場合がある。この粒界析出の抑制とＴＣＰ相
生成の抑制を考慮して０．３０％≦Ｍｎ≦２゜０％とす
る。好ましくは０．６０％≦Ｍｎ≦１．Ｏｏ％である。
相生成を促進する場合があるため多量添加は望ましくな
い。ところがＭｎにはＳｉと全く逆の効果のあることが
判明し、Ｍｎ＜０．３０％の範囲ではかえって粒界析出
を促進する場合がある。この粒界析出の抑制とＴＣＰ相
生成の抑制を考慮して０．３０％≦Ｍｎ≦２゜０％とす
る。好ましくは０．６０％≦Ｍｎ≦１．Ｏｏ％である。
Ｎｉ：本発明における合金はオーステナイト基地にＴ゛
相あるいはＴ”相のいずれかまたは両者を時効により析
出し強化することを基本としており、ＣｒおよびＭｏ、
Ｆｅｓ Ｃｏの添加量をバランスさせることによって
ＴＣＰ相を生成しないようにオーステナイト基地を安定
化するに足るＮｉ量が必要であり、そのためにはＮｉ上
４５％となる。またＮｉが６０％を越えると耐水素割れ
性が著しく劣化するためＮｉ５６０％が望ましいが、好
ましくは、強度、靭性を共に満足させる範囲として５０
％≦Ｎｉ≦５５％とする。
相あるいはＴ”相のいずれかまたは両者を時効により析
出し強化することを基本としており、ＣｒおよびＭｏ、
Ｆｅｓ Ｃｏの添加量をバランスさせることによって
ＴＣＰ相を生成しないようにオーステナイト基地を安定
化するに足るＮｉ量が必要であり、そのためにはＮｉ上
４５％となる。またＮｉが６０％を越えると耐水素割れ
性が著しく劣化するためＮｉ５６０％が望ましいが、好
ましくは、強度、靭性を共に満足させる範囲として５０
％≦Ｎｉ≦５５％とする。
Ｃｒ ： Ｍｏとともに耐食性を向上させる。このため
には１８％以上必要であるが、２７％を越えると熱間加
工性が低下し、さらにＴＣＰ相が生成し易くなる。
には１８％以上必要であるが、２７％を越えると熱間加
工性が低下し、さらにＴＣＰ相が生成し易くなる。
好ましくは、Ｃｒは２２〜２７％である。
Ｔｉ ： ＴｉはＡｌＳＮｂとともにＮｉ３Ｍ （Ｍ
はＴｉ、 Ａｌ、 Ｎｂ）のγ“相あるいはγ”相を形
成し強度上昇に寄与する。７’ 、Ｔ’相の析出割合お
よび量はＴｉ、％、Ｎｂの添加割合、量に依存して変化
する。従来Ｔｉは０．４０％を越えて添加するとＮｉ
３ Ｔｉを形成し耐食性、特に耐水素割れ性を著しく劣
化させることが判明していたが、本発明にあっては前述
のようにＳｉｓＭｎ量を微量調整することによって’ｌ
Ａｌ＋Ｔ＜＋１／２Ｎｂ≦３．５％の範囲内であるかぎ
りＴｉ Ｏ，４０％を越えて添加することによって耐食
性を劣化させることなく強度上昇に寄与しうるのである
。しかしながら、３．５％を越えてＴｉを添加すると靭
性の低下が著しくなる可能性があるため、０．４％＜Ｔ
ｉＳ２．５％とする。
はＴｉ、 Ａｌ、 Ｎｂ）のγ“相あるいはγ”相を形
成し強度上昇に寄与する。７’ 、Ｔ’相の析出割合お
よび量はＴｉ、％、Ｎｂの添加割合、量に依存して変化
する。従来Ｔｉは０．４０％を越えて添加するとＮｉ
３ Ｔｉを形成し耐食性、特に耐水素割れ性を著しく劣
化させることが判明していたが、本発明にあっては前述
のようにＳｉｓＭｎ量を微量調整することによって’ｌ
Ａｌ＋Ｔ＜＋１／２Ｎｂ≦３．５％の範囲内であるかぎ
りＴｉ Ｏ，４０％を越えて添加することによって耐食
性を劣化させることなく強度上昇に寄与しうるのである
。しかしながら、３．５％を越えてＴｉを添加すると靭
性の低下が著しくなる可能性があるため、０．４％＜Ｔ
ｉＳ２．５％とする。
Ｍｏ、Ｗ：これらの元素はＣｒとの共存によって特に耐
孔食性を向上させる。この効果は例えばＭｏ ２．５％
以上の添加で顕著となるがＣｒ同様多量添加することに
よってＴＣＰ相が生成し易（なることからＭｏ５．５％
以下の添加が望ましい。ＷはＭｏと同様な作用を示すが
、同じ効果を得るにはＭｏ量の２倍量の添加を要する。
孔食性を向上させる。この効果は例えばＭｏ ２．５％
以上の添加で顕著となるがＣｒ同様多量添加することに
よってＴＣＰ相が生成し易（なることからＭｏ５．５％
以下の添加が望ましい。ＷはＭｏと同様な作用を示すが
、同じ効果を得るにはＭｏ量の２倍量の添加を要する。
したがって、その割合で所要Ｍｏ量を少なくとも一部Ｗ
で置換しても良い。Ｗは１１％を越えて添加するとＭｏ
と同様に上述のような金属間化合物が生成し易くなるこ
とから、１１％以下に制限する。よって、本発明にあっ
ては、Ｍｏ ： ２．５〜５．５％およびＷ ７１１％
以下の少なくとも１ａｉ（ただし、２．５％≦？ｌｏ＋
１／２Ｗ≦５．５％）を添加する。
で置換しても良い。Ｗは１１％を越えて添加するとＭｏ
と同様に上述のような金属間化合物が生成し易くなるこ
とから、１１％以下に制限する。よって、本発明にあっ
ては、Ｍｏ ： ２．５〜５．５％およびＷ ７１１％
以下の少なくとも１ａｉ（ただし、２．５％≦？ｌｏ＋
１／２Ｗ≦５．５％）を添加する。
これらの範囲を外れると耐食性改善が十分でなく、また
延性、靭性が劣化する。
延性、靭性が劣化する。
鮫、Ｎｂ、 Ｔａ ： Ａｌは有効な脱酸剤であり、通
常０．３％以下含有される。しかし、本発明の場合のよ
うに合金元素として加えることにより、Ｔｉ、Ｗｂの場
合と同様にＮｉ３Ｍ （ＭはＴｉ、 Ａｌ、 Ｎｂ）
を形成して強度上昇にも寄与する。そのためには０．３
％超の添加を必要とする。しかしながらＡｌの多量添加
はＴＣＰ相生成を助長するためＭ≦１．５％とした。な
お、本発明において０．３％以下のＡｌは脱酸剤として
混入してくる量であって積極的に添加する合金元素では
ない、いわば１種の付随不純物である。
常０．３％以下含有される。しかし、本発明の場合のよ
うに合金元素として加えることにより、Ｔｉ、Ｗｂの場
合と同様にＮｉ３Ｍ （ＭはＴｉ、 Ａｌ、 Ｎｂ）
を形成して強度上昇にも寄与する。そのためには０．３
％超の添加を必要とする。しかしながらＡｌの多量添加
はＴＣＰ相生成を助長するためＭ≦１．５％とした。な
お、本発明において０．３％以下のＡｌは脱酸剤として
混入してくる量であって積極的に添加する合金元素では
ない、いわば１種の付随不純物である。
ＮｂはＴｉｓ鮫の場合と同様にＮｉ３Ｍ （ＭはＴｉ
、Ａ（２゜Ｎｂ）を形成して強度上昇に寄与する。Ｔｉ
、 Ａｌの添加量との相対的割合に応じてＴ″、Ｔ゛相
の析出強化挙動または析出量を変化させ得るが、Ｎｂ含
有量が６．２％を越えるとＴＣＰ相生成に伴う靭性低下
が著しくなる。ＴａはＮｂと同様な作用を示すためＮｂ
の一部をＴａで置換しても良いが、その添加効果はＮｂ
のほぼＡとなる。よって本発明にあってはＮｂＳ２．２
％およびＴａＳ２．０％でＮｂ＋１／２Ｔａ≦６．２％
の範囲内で添加する。
、Ａ（２゜Ｎｂ）を形成して強度上昇に寄与する。Ｔｉ
、 Ａｌの添加量との相対的割合に応じてＴ″、Ｔ゛相
の析出強化挙動または析出量を変化させ得るが、Ｎｂ含
有量が６．２％を越えるとＴＣＰ相生成に伴う靭性低下
が著しくなる。ＴａはＮｂと同様な作用を示すためＮｂ
の一部をＴａで置換しても良いが、その添加効果はＮｂ
のほぼＡとなる。よって本発明にあってはＮｂＳ２．２
％およびＴａＳ２．０％でＮｂ＋１／２Ｔａ≦６．２％
の範囲内で添加する。
Ａｌ．ＮｂおよびＴａはそれぞれ上記範囲内において少
なくともｔ ＋ｉ添加し、その場合、すでに述べたよう
に、２ Ｋｌ ＋Ｔｉ ＋ Ｖ２Ｎｂ≦３．５％とする
。
なくともｔ ＋ｉ添加し、その場合、すでに述べたよう
に、２ Ｋｌ ＋Ｔｉ ＋ Ｖ２Ｎｂ≦３．５％とする
。
Ｐ、Ｓ：Ｐ、Ｓは不可避的に混入してくる不純物であり
、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、耐食性も劣化するため、本発明にあ
ってはＰ≦０．０２５％、Ｓ≦０．００５０％、好まし
くは、熱間加工性をさらに向上させるためＳ≦０．００
１０％とする。
、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、耐食性も劣化するため、本発明にあ
ってはＰ≦０．０２５％、Ｓ≦０．００５０％、好まし
くは、熱間加工性をさらに向上させるためＳ≦０．００
１０％とする。
ＮＵＮは介在物量を増加させ材料特性の異方性の要因と
なるため、Ｎ≦０．０５０％とするが、延性、靭性をさ
らに飛躍的に向上させるためには好ましくはＮ≦０．０
１０％とする。
なるため、Ｎ≦０．０５０％とするが、延性、靭性をさ
らに飛躍的に向上させるためには好ましくはＮ≦０．０
１０％とする。
Ｆｅ：Ｎｉｉ加とのバランスにより析出強化を促進する
ため適当量必要であり、合金組成の残部は付随不純物を
除いてＦｅである。好ましくは、３．０％≦Ｆｅ≦２５
％とする。
ため適当量必要であり、合金組成の残部は付随不純物を
除いてＦｅである。好ましくは、３．０％≦Ｆｅ≦２５
％とする。
Ｃｕ：耐食性の向上に有効であるが、その効果は２．０
％を越えると飽和するためＣｕ≦２．０％とする。
％を越えると飽和するためＣｕ≦２．０％とする。
Ｃｏ ： ＣｏもＣｕと同様に耐食性を向上する効果を
有するが１．さらにＣｏの場合、特に耐水素割れ性を向
上させる。さらにＮｉ％Ｆｅとのバランスによりγ゛、
Ｔ”相の析出を促進し強度上昇にも寄与するため、Ｇｏ
≦１５％の範囲で添加するが、これ以上添加するとＴＣ
Ｐ相が生成し易くなる。
有するが１．さらにＣｏの場合、特に耐水素割れ性を向
上させる。さらにＮｉ％Ｆｅとのバランスによりγ゛、
Ｔ”相の析出を促進し強度上昇にも寄与するため、Ｇｏ
≦１５％の範囲で添加するが、これ以上添加するとＴＣ
Ｐ相が生成し易くなる。
ＲＥＭ 、Ｍｇ、 Ｃａ、 Ｙ 二これらの元素はす
くなくとも１種の微量添加により熱間加工性を向上させ
るがそれぞれ０．１０％、０．１０％、０．１０％およ
び０．２０％の各上限を越えると逆に低融点化合物を生
成し易くなり加工性が低下する。
くなくとも１種の微量添加により熱間加工性を向上させ
るがそれぞれ０．１０％、０．１０％、０．１０％およ
び０．２０％の各上限を越えると逆に低融点化合物を生
成し易くなり加工性が低下する。
その他： Ｂ 、Ｓｎ、Ｚｎｓ Ｐｂ等は微量では本発
明により得られる合金の特性に何ら影響を与えないので
不純物としてそれぞれ０．１０％まで許容されるがこの
上限を越えると加工性あるいは耐食性が劣化する。
明により得られる合金の特性に何ら影響を与えないので
不純物としてそれぞれ０．１０％まで許容されるがこの
上限を越えると加工性あるいは耐食性が劣化する。
なお、前述のように脱酸剤としてのＡｌは０．３％まで
含有される場合があるが、その程度のＡｌも不純物とし
て許容される。
含有される場合があるが、その程度のＡｌも不純物とし
て許容される。
２）熱間加工
本発明におけるようにＮｂを添加した場合、凝固時に粒
界部に低融点化合物が生成し易くなる傾向があり、熱間
加工時の加熱温度および加工温度範囲を制限する必要が
ある。熱間加工の開始温度が１２００℃を越えると粒界
の脆弱化がみられる。一方、仕上げ温度が８００°Ｃ未
満では加工が困難になる。本発明では、したがって、１
２００〜８００℃の温度範囲、好ましくは、１１５０〜
８５０℃で熱間加工を行う。
界部に低融点化合物が生成し易くなる傾向があり、熱間
加工時の加熱温度および加工温度範囲を制限する必要が
ある。熱間加工の開始温度が１２００℃を越えると粒界
の脆弱化がみられる。一方、仕上げ温度が８００°Ｃ未
満では加工が困難になる。本発明では、したがって、１
２００〜８００℃の温度範囲、好ましくは、１１５０〜
８５０℃で熱間加工を行う。
さらにＮｂ、、Ｍｏ等は凝固時におけるマクロ偏析の原
因になり易く、このような偏析が製品においても残存す
ると厚肉材等では靭性および耐食性劣化の要因となる。
因になり易く、このような偏析が製品においても残存す
ると厚肉材等では靭性および耐食性劣化の要因となる。
このためインゴットから製品までの熱間加工度を断面減
少率で５０％以上としてＮｂｓ Ｍｏ等のマクロ偏析を
防止する。
少率で５０％以上としてＮｂｓ Ｍｏ等のマクロ偏析を
防止する。
３）熱処理
時効によるγ°相あるいはＴ”相の析出を有効に行わせ
るためには適切な溶体化処理が必要であり、そのため本
発明にあっては時効に先だって９００〜１２ｏｏ℃、好
ましくは９５０−１１５０℃で３分間〜５．０時間保持
後空冷以上の冷却速度で冷却する。冷却に際しては特に
９００〜５００℃の間は脆化相が析出し易いのでその間
の温度領域はｌＯ℃／分以上の冷却速度で冷却してその
ような脆化相の析出を抑制するのが望ましい。
るためには適切な溶体化処理が必要であり、そのため本
発明にあっては時効に先だって９００〜１２ｏｏ℃、好
ましくは９５０−１１５０℃で３分間〜５．０時間保持
後空冷以上の冷却速度で冷却する。冷却に際しては特に
９００〜５００℃の間は脆化相が析出し易いのでその間
の温度領域はｌＯ℃／分以上の冷却速度で冷却してその
ような脆化相の析出を抑制するのが望ましい。
４）時効処理
本合金は時効によりγ°相および／またはγ“相が母相
のオーステナイト基地に均一に分散析出するため高強度
と良好な延性、靭性および耐食性が得られる。時効によ
る析出強化挙動は溶体化処理条件およびＴｉ、 Ａｌ、
Ｎｂの添加量、さらにはＮｉ、 Ｃｏ、 Ｐｅ等の添
加量に依存して種々変化するが、６００℃以上の時効温
度で析出は顕著となる。７５０℃を越える高温時効では
過時効となりｒｌ相あるいはＴ”相の凝集粗大化あるい
はＴＣＰ相生成のため強度・靭性が低下する。時効時間
の選択は時効温度によっても種々異なるが有効な析出強
化は１時間〜２００時間で得られる。しかしながら５〜
２０時間でも十分強度が得られる。また時効処理は２回
以上施すことも可能で、その場合２段目以降の時効処理
は、その前段の時効処理後室温付近まで冷却後再加熱に
よって時効処理を施しても良いし、前段の時効処理温度
から次段の時効処理温度までそのまま加熱あるいは冷却
（炉冷以す 上の速度）によって時効処理を施しても良い。いずれの
場合にも強度、靭性あるいは耐食性に顕著な差は認めら
れない。
のオーステナイト基地に均一に分散析出するため高強度
と良好な延性、靭性および耐食性が得られる。時効によ
る析出強化挙動は溶体化処理条件およびＴｉ、 Ａｌ、
Ｎｂの添加量、さらにはＮｉ、 Ｃｏ、 Ｐｅ等の添
加量に依存して種々変化するが、６００℃以上の時効温
度で析出は顕著となる。７５０℃を越える高温時効では
過時効となりｒｌ相あるいはＴ”相の凝集粗大化あるい
はＴＣＰ相生成のため強度・靭性が低下する。時効時間
の選択は時効温度によっても種々異なるが有効な析出強
化は１時間〜２００時間で得られる。しかしながら５〜
２０時間でも十分強度が得られる。また時効処理は２回
以上施すことも可能で、その場合２段目以降の時効処理
は、その前段の時効処理後室温付近まで冷却後再加熱に
よって時効処理を施しても良いし、前段の時効処理温度
から次段の時効処理温度までそのまま加熱あるいは冷却
（炉冷以す 上の速度）によって時効処理を施しても良い。いずれの
場合にも強度、靭性あるいは耐食性に顕著な差は認めら
れない。
かくして、本発明方法によれば、機械的性質として、０
．２％耐力≧６３ ｋｇｆ／晶（好ましくは≧７７ ｋ
ｇｆ／ｍホ）、伸び≧２０％、絞り≧３０％および衝撃
値≧５ｋｇｆ−ａ＋／ｃｄ （好ましくは≧１０ ｋｇ
ｆ−ｍ／ａｉ）を有し、かつ耐食性、つまり、耐応力腐
食割れ性および耐水素割れ性が非常に優れた製品を４名
ことができる。
．２％耐力≧６３ ｋｇｆ／晶（好ましくは≧７７ ｋ
ｇｆ／ｍホ）、伸び≧２０％、絞り≧３０％および衝撃
値≧５ｋｇｆ−ａ＋／ｃｄ （好ましくは≧１０ ｋｇ
ｆ−ｍ／ａｉ）を有し、かつ耐食性、つまり、耐応力腐
食割れ性および耐水素割れ性が非常に優れた製品を４名
ことができる。
本発明により得られる合金は、Ｔ°相あるいはＴ”相の
析出強化により、高い強度を得ることができるので、冷
間加工等による強化法が通用できない油井管用バルブｆ
ディのような特殊形状品であっても、良好な強度、靭性
および耐食性を備えたものを製造することができる。
析出強化により、高い強度を得ることができるので、冷
間加工等による強化法が通用できない油井管用バルブｆ
ディのような特殊形状品であっても、良好な強度、靭性
および耐食性を備えたものを製造することができる。
次に、実施例によって本発明をさらに説明する。
去五週
第１表に示す化学組成を有する各合金を調製し、第２表
に示す各熱間加工条件、熱処理条件そして時効処理条件
で析出強化型ニッケル基合金を製造した。
に示す各熱間加工条件、熱処理条件そして時効処理条件
で析出強化型ニッケル基合金を製造した。
得られた合金の機械的性質および耐食性試験の結果を同
じく第２表にまとめて示す。
じく第２表にまとめて示す。
なお、各試験条件は下記の通りであった。
・引張試験：
試験温度 ：室温
試験片形状：直径３．５ｍｎ＋ 、標点間距離２０ｎ＋
ｍ・シャルピー試験： 試験温度 二〇℃ 試験片形状： ５ Ｘ１０Ｘ５５ａ＋＋ｉ、 ２ｖｏ
’Ｖ パッチ付・耐応力腐食割れ試験： 腐食溶液 ：２５％Ｎａ Ｃ１−０，５％ＣＨ３Ｃ００
ＩＩ −１５ａｔｉ Ｈ２Ｓ −１０ａｔｍ Ｃｏ ２
溶液のｐＨ１ 〃 温度 ：２５０℃ 浸漬時間 ８３０日 ・耐水素割れ試験： ＮＡＣＥ条件 ； （５％Ｎａ Ｃ１−０，５％ＣＨ３
Ｃ０ＯＨｌａｔｍ Ｈ２Ｓ、 ２５℃） 試験片形状：炭素鋼カップリング、ＲＯ，２５Ｕノツチ
付 比較例としては本発明方法において使用する合金校則に
あってはいずれも強度、延性、靭性あるいは耐食性のう
ち１つまたは２つ以上が良好でなかった。
ｍ・シャルピー試験： 試験温度 二〇℃ 試験片形状： ５ Ｘ１０Ｘ５５ａ＋＋ｉ、 ２ｖｏ
’Ｖ パッチ付・耐応力腐食割れ試験： 腐食溶液 ：２５％Ｎａ Ｃ１−０，５％ＣＨ３Ｃ００
ＩＩ −１５ａｔｉ Ｈ２Ｓ −１０ａｔｍ Ｃｏ ２
溶液のｐＨ１ 〃 温度 ：２５０℃ 浸漬時間 ８３０日 ・耐水素割れ試験： ＮＡＣＥ条件 ； （５％Ｎａ Ｃ１−０，５％ＣＨ３
Ｃ０ＯＨｌａｔｍ Ｈ２Ｓ、 ２５℃） 試験片形状：炭素鋼カップリング、ＲＯ，２５Ｕノツチ
付 比較例としては本発明方法において使用する合金校則に
あってはいずれも強度、延性、靭性あるいは耐食性のう
ち１つまたは２つ以上が良好でなかった。
隘３７〜４３はＴｉ添加系の従来合金について本発明方
法により製造された合金との比較をするため示したもの
である。これらの従来合金では強度的に良好なものも多
いが耐食性が不良であり、そのような耐食性を改善しよ
うとすれば強度を犠牲にしなければならず、両者ともに
良好なものは得られない。
法により製造された合金との比較をするため示したもの
である。これらの従来合金では強度的に良好なものも多
いが耐食性が不良であり、そのような耐食性を改善しよ
うとすれば強度を犠牲にしなければならず、両者ともに
良好なものは得られない。
このようにして本発明におけるごとく合金の成分範囲な
らびに熱間加工、熱処理、時効処理の各条件を選定する
ことによって、耐食性、すなわち、耐応力腐食割れ性お
よび耐水素割れ性の抜群に優れた高強度・高靭性材料が
得られる。
らびに熱間加工、熱処理、時効処理の各条件を選定する
ことによって、耐食性、すなわち、耐応力腐食割れ性お
よび耐水素割れ性の抜群に優れた高強度・高靭性材料が
得られる。
Claims (8)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．５％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：１．５％以下、Ｎｂ：６．２％以下およびＴａ：２．
０％以下の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ≦
６．２％、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ≦３．５％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：０．
０５０％以下、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．５％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：１．５％以下、Ｎｂ：６．２％以下およびＴａ：２．
０％以下の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ≦
６．２％、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ≦３．５％、Ｃｕ
：２．０％以下およびＣｏ：１５％以下の少なくとも１
種、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：
０．０５０％以下、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （３）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．５％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：１．５％以下、Ｎｂ：６．２％以下およびＴａ：２．
０％以下の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ≦
６．２％、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ≦３．５％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：０．
０５０％以下、 ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ
：０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少なくと
も１種、残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （４）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．５％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：１．５％以下、Ｎｂ：６．２％以下およびＴａ：２．
０％以下の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ≦
６．２％、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ≦３．５％、Ｃｕ
：２．０％以下およびＣｏ：１５％以下の少なくとも１
種、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：
０．０５０％以下、 ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ
：０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少なくと
も１種、残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する耐応力腐食割れ性および耐水素割
れ性にすぐれた高耐食性Ｎｉ基合金。 - （５）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．５％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：１．５％以下、Ｎｂ：６．２％以下およびＴａ：２．
０％以下の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ≦
６．２％、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ≦３．５％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：０．
０５０％以下、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上の熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持してから空冷以上の冷却
速度で冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２０
０時間の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから
成る、耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた
高耐食性Ｎｉ基合金の製造法。 - （６）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．５％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：１．５％以下、Ｎｂ：６．２％以下およびＴａ：２．
０％以下の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ≦
６．２％、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ≦３．５％、Ｃｕ
：２．０％以下およびＣｏ：１５％以下の少なくとも１
種、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：
０．０５０％以下、 残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上の熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持してから空冷以上の冷却
速度で冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２０
０時間の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから
成る、耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた
高耐食性Ｎｉ基合金の製造法。 - （７）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．５％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：１．５％以下、Ｎｂ：６．２％以下およびＴａ：２．
０％以下の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ≦
６．２％、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ≦３．５％、Ｐ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎ：０．０
５０％以下、 ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ
：０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少なくと
も１種、残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上の熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持してから空冷以上の冷却
速度で冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２０
０時間の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから
成る、耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた
高耐食性Ｎｉ基合金の製造法。 - （８）重量％で、 Ｃ：０．０５０％以下、Ｓｉ：０．１５％以下、Ｍｎ：
０．３０〜２．０％、Ｎｉ：４５〜６０％、Ｃｒ：１８
〜２７％、Ｔｉ：０．４０％超、３．５％以下、Ｍｏ：
２．５〜５．５％およびＷ：１１％以下の少なくとも１
種ただし、２．５％≦Ｍｏ＋１／２Ｗ≦５．５％、Ａｌ
：１．５％以下、Ｎｂ：６．２％以下およびＴａ：２．
０％以下の少なくとも１種ただし、Ｎｂ＋１／２Ｔａ≦
６．２％、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ≦３．５％、Ｃｕ
：２．０％以下およびＣｏ：１５％以下の少なくとも１
種、 Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎ：
０．０５０％以下、 ＲＥＭ：０．１０％以下、Ｍｇ：０．１０％以下、Ｃａ
：０．１０％以下およびＹ：０．２０％以下の少なくと
も１種、残部Ｆｅおよび付随不純物 から成る組成を有する合金に１２００〜８００℃で断面
減少率５０％以上の熱間加工を施した後、９００〜１２
００℃で３分ないし５時間保持してから空冷以上の冷却
速度で冷却し、次いで６００〜７５０℃で１時間〜２０
０時間の時効処理を１回もしくは２回以上施すことから
成る、耐応力腐食割れ性および耐水素割れ性にすぐれた
高耐食性Ｎｉ基合金の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24178584A JPS61119641A (ja) | 1984-11-16 | 1984-11-16 | 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24178584A JPS61119641A (ja) | 1984-11-16 | 1984-11-16 | 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61119641A true JPS61119641A (ja) | 1986-06-06 |
Family
ID=17079479
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24178584A Pending JPS61119641A (ja) | 1984-11-16 | 1984-11-16 | 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61119641A (ja) |
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1984
- 1984-11-16 JP JP24178584A patent/JPS61119641A/ja active Pending
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