JPH0674475B2 - 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金 - Google Patents
耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金Info
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- JPH0674475B2 JPH0674475B2 JP2325314A JP32531490A JPH0674475B2 JP H0674475 B2 JPH0674475 B2 JP H0674475B2 JP 2325314 A JP2325314 A JP 2325314A JP 32531490 A JP32531490 A JP 32531490A JP H0674475 B2 JPH0674475 B2 JP H0674475B2
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- corrosion cracking
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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、原子炉内冷却水環境下で用いる構造物用の
Ni基合金に関し、特に炉内構造物締結ボルト用に耐応力
腐食割れ性に優れたものを開発し提出せんとするもので
ある。
Ni基合金に関し、特に炉内構造物締結ボルト用に耐応力
腐食割れ性に優れたものを開発し提出せんとするもので
ある。
従来、軽水炉等の原子炉内で構造物の締結ボルト材に用
いる合金としては、ステンレス鋼やNi基超合金が用いら
れており、特に応力条件の厳しい部位ではいわゆるイン
コネルＸ−750（商品名）（Ni−15.5Cr−1Nb−0.7Al−
2.5Ti−7Fe）等が析出時効処理によって100kgf/mm2レベ
ルの引張強度を付与されて用いられている。しかしイン
コネルＸ−750は、熱処理条件によっては高温高圧水環
境下で応力腐食割れ感受性が高くなることがあり、締結
部材として使用中に応力腐食割れを生じることがある。
同合金のこうした欠点を改善し、又、材料の安全性と信
頼性を高めることを目的として、いくつかの合金開発が
なされており、新合金も提案されている。
いる合金としては、ステンレス鋼やNi基超合金が用いら
れており、特に応力条件の厳しい部位ではいわゆるイン
コネルＸ−750（商品名）（Ni−15.5Cr−1Nb−0.7Al−
2.5Ti−7Fe）等が析出時効処理によって100kgf/mm2レベ
ルの引張強度を付与されて用いられている。しかしイン
コネルＸ−750は、熱処理条件によっては高温高圧水環
境下で応力腐食割れ感受性が高くなることがあり、締結
部材として使用中に応力腐食割れを生じることがある。
同合金のこうした欠点を改善し、又、材料の安全性と信
頼性を高めることを目的として、いくつかの合金開発が
なされており、新合金も提案されている。
例えば特開昭62−167836号乃至62−167839号に開示され
ている合金では、耐食性向上を目的としてCr量を20〜30
重量％（重量％を％と省略する、以下全て同じ）、Mo量
を10％以下とし、更に少量のAl,Tiと７％以下のNb、15
％以下のFeの共存によって、Nbを含む金属間化合物を析
出させ強化して用いるものである。
ている合金では、耐食性向上を目的としてCr量を20〜30
重量％（重量％を％と省略する、以下全て同じ）、Mo量
を10％以下とし、更に少量のAl,Tiと７％以下のNb、15
％以下のFeの共存によって、Nbを含む金属間化合物を析
出させ強化して用いるものである。
従来提案されてきた合金は、Niを合金ベースとし耐食性
の向上に有用なCr,Moを添加することで、前記環境中で
の耐応力腐食割れ性改善を試みているが、強度向上のた
めの多量のNbとFeの共存によって非常に硬くて脆い組織
となり易い上、最適時効条件の範囲が狭く過時効となり
易い。わけても水素に起因する応力腐食割れに対して感
受性を有することは現用インコネルＸ−750をはじめと
する合金で認められる。この傾向は特に、水素の存在下
における高温高圧水中で使用する場合には大きな問題で
あり、例えば加圧水型軽水炉１次冷却水環境下では該環
境中に水素が少量混在するのが普通であって、水素に起
因する応力腐食割れを回避する材料設計思想が重要とな
るにもかかわらず、従来の材料では、この観点からの合
金設計が行なわれてこなかった。
の向上に有用なCr,Moを添加することで、前記環境中で
の耐応力腐食割れ性改善を試みているが、強度向上のた
めの多量のNbとFeの共存によって非常に硬くて脆い組織
となり易い上、最適時効条件の範囲が狭く過時効となり
易い。わけても水素に起因する応力腐食割れに対して感
受性を有することは現用インコネルＸ−750をはじめと
する合金で認められる。この傾向は特に、水素の存在下
における高温高圧水中で使用する場合には大きな問題で
あり、例えば加圧水型軽水炉１次冷却水環境下では該環
境中に水素が少量混在するのが普通であって、水素に起
因する応力腐食割れを回避する材料設計思想が重要とな
るにもかかわらず、従来の材料では、この観点からの合
金設計が行なわれてこなかった。
又、要求される強度特性として、80kgf/mm2レベルの室
温耐力、120kgf/mm2レベルの室温強度を得るためにγ′
−Ni3（Al,Ti）、γ″などの金属間化合物の析出を利用
しているが、これらの母相中に分散析出した組織が硬く
て延性に乏しく、熱間加工性に劣るため、良好な熱間鍛
造組織を得ようとして真空誘導溶解−真空アーク再溶解
若しくは真空誘導溶解−エレクトロスラグ再溶解などの
二重溶解を施して適宜プロセシングの中で熱間加工性を
改善する必要があった。
温耐力、120kgf/mm2レベルの室温強度を得るためにγ′
−Ni3（Al,Ti）、γ″などの金属間化合物の析出を利用
しているが、これらの母相中に分散析出した組織が硬く
て延性に乏しく、熱間加工性に劣るため、良好な熱間鍛
造組織を得ようとして真空誘導溶解−真空アーク再溶解
若しくは真空誘導溶解−エレクトロスラグ再溶解などの
二重溶解を施して適宜プロセシングの中で熱間加工性を
改善する必要があった。
本発明は従来技術の以上のような問題に鑑み創案された
もので、原子炉内冷却水環境下で用いる構造物用のNi基
合金の脆性及び水素に起因する応力腐食割れに対する感
受性の低減、並びに熱間加工性の改善を図らんとするも
のである。
もので、原子炉内冷却水環境下で用いる構造物用のNi基
合金の脆性及び水素に起因する応力腐食割れに対する感
受性の低減、並びに熱間加工性の改善を図らんとするも
のである。
そのため本発明のNi基合金は、C:0.05％以下、Si:0.5％
以下、Mn:0.5％以下、Fe:5％以下、Cr:18〜30％、Mo:1.
5〜７％を含み、Ta＋Nb:5％以下、Ti:2％以下、Al:2％
以下であって下式の条件を満たすと共に、残部Ni及び不
可避不純物から成り、且つ熱処理によってオーステナイ
ト基地中に金属間化合物Ni3（Al,Ti,Nb,Ta）を析出させ
て用いることを基本的特徴としている。
以下、Mn:0.5％以下、Fe:5％以下、Cr:18〜30％、Mo:1.
5〜７％を含み、Ta＋Nb:5％以下、Ti:2％以下、Al:2％
以下であって下式の条件を満たすと共に、残部Ni及び不
可避不純物から成り、且つ熱処理によってオーステナイ
ト基地中に金属間化合物Ni3（Al,Ti,Nb,Ta）を析出させ
て用いることを基本的特徴としている。
Ta＋1.9Nb＋3.8Ti＋6.7Al≦14 次に以上の構成から成る本発明の開発経緯につき説明す
る。
る。
上述のような問題から本発明者等は合金の脆性及び水素
に起因する応力腐食割れに対する感受性の低減を行な
い、かつ熱間加工性を改善する目的で種々検討を行なっ
た。その結果、Ni基合金中のFe量を減量することで耐水
素脆化が著しく改善され、又、γ′相、γ″相による時
効硬化に関する時効条件感受性も弱くなり、前記環境中
での使用に際し長期に亘って安定した性能を得ることが
できることを見出したものである。即ち、Feは、Ni基オ
ーステナイト中に固溶すると、おそらくは水素のオース
テナイト中での拡散を促進することになり、水素に起因
する応力腐食割れ感受性を高める元素である。又、Fe
は、金属間化合物強化相、特にNi3Ta，Ni3Nbの析出を促
進する元素であり、合金母相がFeを固溶する場合、時効
による硬化と脆化は、より急激に進行するようになる。
従って強化元素であるTa,Nb,Ti,Alの添加量に関しても
種々検討し、要求される強度水準を満足し、且つ高コス
トを招く二重溶解が不要で１次溶解のみで良好に鍛造の
可能な添加範囲を見出した。
に起因する応力腐食割れに対する感受性の低減を行な
い、かつ熱間加工性を改善する目的で種々検討を行なっ
た。その結果、Ni基合金中のFe量を減量することで耐水
素脆化が著しく改善され、又、γ′相、γ″相による時
効硬化に関する時効条件感受性も弱くなり、前記環境中
での使用に際し長期に亘って安定した性能を得ることが
できることを見出したものである。即ち、Feは、Ni基オ
ーステナイト中に固溶すると、おそらくは水素のオース
テナイト中での拡散を促進することになり、水素に起因
する応力腐食割れ感受性を高める元素である。又、Fe
は、金属間化合物強化相、特にNi3Ta，Ni3Nbの析出を促
進する元素であり、合金母相がFeを固溶する場合、時効
による硬化と脆化は、より急激に進行するようになる。
従って強化元素であるTa,Nb,Ti,Alの添加量に関しても
種々検討し、要求される強度水準を満足し、且つ高コス
トを招く二重溶解が不要で１次溶解のみで良好に鍛造の
可能な添加範囲を見出した。
本発明においては、Feの含有量を制限することにより、
耐応力腐食割れ特性を向上し、しかもNi3Ta，Ni3Nb、Ni
3（Al,Ti）等の金属間化合物の総析出量を制限して時効
条件への感受性を低下させ、材質が容易に脆化するのを
抑止する。結果、全体として環境脆化を生じ難く、しか
も熱間加工性の良好な高強度高耐食性合金が提供され
る。
耐応力腐食割れ特性を向上し、しかもNi3Ta，Ni3Nb、Ni
3（Al,Ti）等の金属間化合物の総析出量を制限して時効
条件への感受性を低下させ、材質が容易に脆化するのを
抑止する。結果、全体として環境脆化を生じ難く、しか
も熱間加工性の良好な高強度高耐食性合金が提供され
る。
以下本発明で規定した各成分毎にその限定理由を述べ
る。
る。
C:耐SCC性を劣化させる元素であるため、0.05％以下に
制限する。
制限する。
Si:脱酸剤として添加してもよいが、含有量が多いと脆
い相の析出を促進するため、0.5％以下とする。
い相の析出を促進するため、0.5％以下とする。
Mn:少量存在することは組織の安定性を高めるが、添加
しすぎると脆い相の析出を促進するため、0.5％以下と
する。
しすぎると脆い相の析出を促進するため、0.5％以下と
する。
Fe:上述したように、Feを多く含むことは、水素に起因
する応力腐食割れ感受性を高めるため、含有量を0.5％
以下に制限する。
する応力腐食割れ感受性を高めるため、含有量を0.5％
以下に制限する。
Cr:合金に耐食性と耐応力腐食割れ性を与える元素であ
るが、18％未満ではその効果が十分でなく、30％を超え
て添加すると、組織中に脆い相を析出し易いので、添加
量を18〜30％の範囲とした。
るが、18％未満ではその効果が十分でなく、30％を超え
て添加すると、組織中に脆い相を析出し易いので、添加
量を18〜30％の範囲とした。
Mo:合金に耐応力腐食割れ性を与え、且つ母相を固溶強
化する元素であるが、1.5％未満ではその効果が十分で
なく、７％を超えて添加すると、組織中に脆い相を析出
し易いので、添加量を1.5〜７％の範囲とした。
化する元素であるが、1.5％未満ではその効果が十分で
なく、７％を超えて添加すると、組織中に脆い相を析出
し易いので、添加量を1.5〜７％の範囲とした。
Ta,Nb:TaはNbとともに基本成分であるNiと結合し、Ni3
（Nb,Ta）として母相を強化する。但し、これらは合計
で５％を超えて添加すると延性、熱間加工性が著しく低
下するため、添加量をTa＋Nb≦５％とした。
（Nb,Ta）として母相を強化する。但し、これらは合計
で５％を超えて添加すると延性、熱間加工性が著しく低
下するため、添加量をTa＋Nb≦５％とした。
Ti:TiはNiと結合し、Ni3Tiとして母相を強化する。但
し、２％を超えて添加すると延性、熱間加工性を著しく
低下するため、添加量をTi≦２％とした。
し、２％を超えて添加すると延性、熱間加工性を著しく
低下するため、添加量をTi≦２％とした。
Al:AlはNiと結合し、Ni3Alとして母相を強化する。但
し、２％を超えて添加すると延性、熱間加工性を著しく
低下するため、添加量をAl≦２％とした。
し、２％を超えて添加すると延性、熱間加工性を著しく
低下するため、添加量をAl≦２％とした。
又、上記Ta,Nb,Ti,Alの添加量を下式で表される範囲内
としたのは、二重溶解を不要とし、１次溶解までで良好
且つ健全な熱間鍛造組織を得るために必要だからであ
る。
としたのは、二重溶解を不要とし、１次溶解までで良好
且つ健全な熱間鍛造組織を得るために必要だからであ
る。
Ta＋1,9Nb＋3.8Ti＋6.7Al≦14 〔実施例〕 以下本発明者等の行なった実験とその結果につき詳述す
る。
る。
下記第１表に合金組成の示された本発明材と比較材を50
kg又は150kg真空誘導溶解し、金属型に鋳込み、真空中
で鋳造した。鋳造ままのねじり破断特性の悪い材料につ
いては更に鋳塊から電極を削り出し、真空アーク再溶解
を施して、鋳込組織の改善されたφ150mm×200mmh円柱
状鋳塊とした。
kg又は150kg真空誘導溶解し、金属型に鋳込み、真空中
で鋳造した。鋳造ままのねじり破断特性の悪い材料につ
いては更に鋳塊から電極を削り出し、真空アーク再溶解
を施して、鋳込組織の改善されたφ150mm×200mmh円柱
状鋳塊とした。
そして、1150℃に加熱して１パス10％圧下を超えないよ
う複数パスで50mm□角棒状にプレス鍛造した後、1150℃
加熱エアハンマ鍛造によりφ25mm丸棒形状に鍛伸し、熱
処理を施した。この時の熱処理条件は、最大の引張強度
が得られるよう個々の合金について詳細に検討し、次の
第２表に掲載する熱処理条件を定めた。
う複数パスで50mm□角棒状にプレス鍛造した後、1150℃
加熱エアハンマ鍛造によりφ25mm丸棒形状に鍛伸し、熱
処理を施した。この時の熱処理条件は、最大の引張強度
が得られるよう個々の合金について詳細に検討し、次の
第２表に掲載する熱処理条件を定めた。
以上のようにして得た供試材を使用して、これらに対
し、下記のような要領による衝撃試験、引張試験、ねじ
り試験及び低歪速度引張（SSRT）試験を行なった。
し、下記のような要領による衝撃試験、引張試験、ねじ
り試験及び低歪速度引張（SSRT）試験を行なった。
衝撃試験：シャルピー衝撃試験片JIS4号（Ｖノッチ10mm
角フルサイズ）を用い０℃で行なった。
角フルサイズ）を用い０℃で行なった。
引張試験：平行部形状φ6mm×30mmlの試験片を用い、室
温で行なった。引張速度は耐力まで0.1mm/min、のち破
断まで3mm/minとした。
温で行なった。引張速度は耐力まで0.1mm/min、のち破
断まで3mm/minとした。
ねじり試験：鍛造したままの合金の熱間加工性を評価し
た。平行部φ10mm×30mmlの試験片を用い、1150℃に保
持して回転数100rpmでねじり試験し、破断までの回転数
で評価した。
た。平行部φ10mm×30mmlの試験片を用い、1150℃に保
持して回転数100rpmでねじり試験し、破断までの回転数
で評価した。
低歪速度引張（SSRT）試験： 環境中及び大気中で低歪速度引張試験を行ない、軽水炉
環境下での耐環境脆化特性を評価した。この時の試験条
件を次の第３表に示す。環境は加圧水型軽水炉の１次系
冷却水を模擬した。大気中で試験した破断材との破断延
性化、及び環境中での破断材の脆性破面の有無で評価を
行なった。
環境下での耐環境脆化特性を評価した。この時の試験条
件を次の第３表に示す。環境は加圧水型軽水炉の１次系
冷却水を模擬した。大気中で試験した破断材との破断延
性化、及び環境中での破断材の脆性破面の有無で評価を
行なった。
以上の試験のうち衝撃試験と引張試験の結果は上記第２
表に、又、SSRT試験の結果は下記第４表に示す通りであ
る。又、Fe,C量とSSRT試験の環境脆化の関係において図
示したものが第１図、第１表のＧ値と引張強度及びねじ
り試験による熱間加工性の関係を図示したものが第２
図、更に引張強度とシャルピー吸収エネルギの関係にお
いて示したものが第３図である。
表に、又、SSRT試験の結果は下記第４表に示す通りであ
る。又、Fe,C量とSSRT試験の環境脆化の関係において図
示したものが第１図、第１表のＧ値と引張強度及びねじ
り試験による熱間加工性の関係を図示したものが第２
図、更に引張強度とシャルピー吸収エネルギの関係にお
いて示したものが第３図である。
SSRT試験による耐SCCの評価において、Cr及びMoが高い
材料、Ｃが低い材料が優れた耐SCC性を示すことは一般
に知られており、特に第１図に示すようにＣは0.05％以
下に抑えることが脆性を示さないために必要である。な
お且つ、この環境のように水素を含む系では、おそらく
水素脆性のための粒界破断が著しく、この傾向はFe添加
量を５％以下に抑えることで回避し得ることが同じ図に
示されている。
材料、Ｃが低い材料が優れた耐SCC性を示すことは一般
に知られており、特に第１図に示すようにＣは0.05％以
下に抑えることが脆性を示さないために必要である。な
お且つ、この環境のように水素を含む系では、おそらく
水素脆性のための粒界破断が著しく、この傾向はFe添加
量を５％以下に抑えることで回避し得ることが同じ図に
示されている。
又、Ｇ値として示した金属間化合物Ni3（Nb,Al,Ti）生
成能は、合金の熱間加工性に多大な影響を及ぼし、これ
が大きすぎると二重の真空溶解を施すことで組織を改善
しなければ、鍛造ままで良好に熱間加工することができ
ない。本発明者等はこれを熱間ねじり試験によって評価
すべく種々試みた結果、熱間でのねじり破断値におい
て、3.5回以上を数える合金では、再溶解抜きの真空溶
解鍛造ままで割れを生じないで良好に鍛造し得ることを
知得し、しかもＧ値がこの熱間加工性を整理する優れた
パラメータの一つとして用いることが可能なことが判っ
た。
成能は、合金の熱間加工性に多大な影響を及ぼし、これ
が大きすぎると二重の真空溶解を施すことで組織を改善
しなければ、鍛造ままで良好に熱間加工することができ
ない。本発明者等はこれを熱間ねじり試験によって評価
すべく種々試みた結果、熱間でのねじり破断値におい
て、3.5回以上を数える合金では、再溶解抜きの真空溶
解鍛造ままで割れを生じないで良好に鍛造し得ることを
知得し、しかもＧ値がこの熱間加工性を整理する優れた
パラメータの一つとして用いることが可能なことが判っ
た。
第２図には、ねじり破断値3.5回以上の得られる合金を
白抜きのプロットで示したが、このようにＧ値を14で制
御することにより、良好な熱間加工性を示す合金を得る
ことができる。
白抜きのプロットで示したが、このようにＧ値を14で制
御することにより、良好な熱間加工性を示す合金を得る
ことができる。
以上詳述した本発明によれば、原子炉内冷却水環境下で
用いる構造物用のNi基合金に関し、耐応力腐食割れ性、
強度及び熱間加工性に優れたものが得られ、特に炉内構
造物締結ボルト用に用いれた場合、現用インコネルＸ−
750合金を上回る特性を示すことが明らかとなった。
用いる構造物用のNi基合金に関し、耐応力腐食割れ性、
強度及び熱間加工性に優れたものが得られ、特に炉内構
造物締結ボルト用に用いれた場合、現用インコネルＸ−
750合金を上回る特性を示すことが明らかとなった。
第１図はFe,C量と環境脆化の関係を示すグラフ図、第２
図はＧ値と引張強度及び熱間加工性の関係を示すグラフ
図、第３図はTSとシャルピー吸収エネルギの関係を示す
グラフ図である。
図はＧ値と引張強度及び熱間加工性の関係を示すグラフ
図、第３図はTSとシャルピー吸収エネルギの関係を示す
グラフ図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 南 雄介 東京都千代田区丸の内１丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内 (72)発明者 米澤 利夫 東京都千代田区丸の内２丁目５番１号 三 菱重工業株式会社内 (72)発明者 岩村 俊彦 東京都千代田区丸の内２丁目５番１号 三 菱重工業株式会社内 (72)発明者 伴 實 東京都千代田区丸の内２丁目５番１号 三 菱重工業株式会社内 (72)発明者 安食 和英 東京都千代田区丸の内２丁目５番１号 三 菱重工業株式会社内 審判の合議体 審判長 松浦 弘三 審判官 相沢 旭 審判官 寺本 光生 (56)参考文献 特開 昭62−167838（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−131958（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−53234（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−101634（ＪＰ，Ａ)
Claims (1)
- 【請求項１】重量比でC:0.05％以下、Si:0.5％以下、M
n:0.5％以下、Fe:5％以下、Cr:18〜30％、Mo:1.5〜７％
を含み、Ta＋Nb:5％以下、Ti:2％以下、Al:2％以下であ
って下式の条件を満たすと共に、残部Ni及び不可避不純
物から成り、且つ熱処理によってオーステナイト基地中
に金属間化合物Ni3（Al,Ti,Nb,Ta）を析出させて用いる
ことを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたNi基合金。 Ta＋1.9Nb＋3.8Ti＋6.7Al≦14
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2325314A JPH0674475B2 (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金 |
| JP5225054A JPH07103437B2 (ja) | 1990-11-29 | 1993-08-19 | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2325314A JPH0674475B2 (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5225054A Division JPH07103437B2 (ja) | 1990-11-29 | 1993-08-19 | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04198444A JPH04198444A (ja) | 1992-07-17 |
| JPH0674475B2 true JPH0674475B2 (ja) | 1994-09-21 |
Family
ID=18175440
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2325314A Expired - Lifetime JPH0674475B2 (ja) | 1990-11-29 | 1990-11-29 | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0674475B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA2723526C (en) * | 2008-05-22 | 2013-07-23 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-strength ni-based alloy tube for nuclear power use and method for manufacturing the same |
| JP6347408B2 (ja) * | 2014-09-04 | 2018-06-27 | 日立金属株式会社 | 高強度Ｎｉ基合金 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57101634A (en) * | 1980-12-12 | 1982-06-24 | Hitachi Ltd | Ni base alloy with superior stress corrosion resisting property and manufacture thereof |
| JPS60131958A (ja) * | 1983-12-20 | 1985-07-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 析出強化型Νｉ基合金の製造法 |
| JPS62167838A (ja) * | 1986-01-20 | 1987-07-24 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Ｎｉ基合金及びその製造法 |
| JPS6353234A (ja) * | 1986-08-22 | 1988-03-07 | Toshiba Corp | 耐熱・高強度構造部材 |
-
1990
- 1990-11-29 JP JP2325314A patent/JPH0674475B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04198444A (ja) | 1992-07-17 |
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