JPS583942A - 耐中間温度脆性にすぐれたＮｉ基合金 - Google Patents
耐中間温度脆性にすぐれたＮｉ基合金Info
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- JPS583942A JPS583942A JP10098181A JP10098181A JPS583942A JP S583942 A JPS583942 A JP S583942A JP 10098181 A JP10098181 A JP 10098181A JP 10098181 A JP10098181 A JP 10098181A JP S583942 A JPS583942 A JP S583942A
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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】
この発明は、冷間加工後または溶接施工後の焼鈍に際し
て、いわゆる焼鈍割れを起しにくい、耐中間温度脆性に
すぐれたＮ１基合金に関するものである。
て、いわゆる焼鈍割れを起しにくい、耐中間温度脆性に
すぐれたＮ１基合金に関するものである。
一般に、Ｎｉ−Ｍｏ系合金は、還元性の腐食雰囲気に最
適の耐食合金であり、非酸化性の酸、特に塩酸に対して
はすぐれた耐食性を有する合金として知られておシ、石
油化学関係の塔や槽、熱交換器。
適の耐食合金であり、非酸化性の酸、特に塩酸に対して
はすぐれた耐食性を有する合金として知られておシ、石
油化学関係の塔や槽、熱交換器。
あるいは配管材料として広く使用されている合金の１つ
である。そして、これら装置部品は、曲げや伸管等の冷
間加工および溶接施工を組合せて作られるが、このよう
な加工によって発生した残留歪や残留応力は、その加工
後あるいは中間加工工程において焼鈍を施すことによシ
除去され、その後さらに加工されるかまたは最終製品と
して使用に供されるのが普通であった。しかしながら、
この焼鈍は、通常、１０００〜１１５０℃の温度で数十
分間性なわれるものであるが、この温度に前記合金部品
が昇温される途中、’７００〜８００℃の温度範囲を通
過するときに、著しい脆化（中間温度脆性）を生じ、こ
のため、高い引張り残留応力の作用の下に割れを発生す
ることが知られていた。
である。そして、これら装置部品は、曲げや伸管等の冷
間加工および溶接施工を組合せて作られるが、このよう
な加工によって発生した残留歪や残留応力は、その加工
後あるいは中間加工工程において焼鈍を施すことによシ
除去され、その後さらに加工されるかまたは最終製品と
して使用に供されるのが普通であった。しかしながら、
この焼鈍は、通常、１０００〜１１５０℃の温度で数十
分間性なわれるものであるが、この温度に前記合金部品
が昇温される途中、’７００〜８００℃の温度範囲を通
過するときに、著しい脆化（中間温度脆性）を生じ、こ
のため、高い引張り残留応力の作用の下に割れを発生す
ることが知られていた。
この焼鈍割れは、この合金のもつ１７００〜８００℃に
おける粒界の結合力の低下と、ちょうどこの温度域［Ｎ
ｏ５ｅをもつ金属間化合物Ｎｊ、４Ｍｏの析出により、
結晶粒内強度が高くなって硬さが高くなり、伸びが著し
く低下する作用と、冷間加工時または溶接施工時の高い
引張り残留応力との相互作用とによって生ずることから
、従来、このような合金の焼鈍脆化割れの発生を防止す
る手段として、つぎに挙げるような方法が検討されてい
た。
おける粒界の結合力の低下と、ちょうどこの温度域［Ｎ
ｏ５ｅをもつ金属間化合物Ｎｊ、４Ｍｏの析出により、
結晶粒内強度が高くなって硬さが高くなり、伸びが著し
く低下する作用と、冷間加工時または溶接施工時の高い
引張り残留応力との相互作用とによって生ずることから
、従来、このような合金の焼鈍脆化割れの発生を防止す
る手段として、つぎに挙げるような方法が検討されてい
た。
（ａ） Ｎｉ−Ｍｏ系合金のＭｏ含有量の低減により
、金属間化合物Ｎｉ４Ｍｏの析出を抑制し、７００〜８
００℃の温度範囲における硬さを低く抑えることによっ
て、結晶粒界への応力集中を緩和する方法。
、金属間化合物Ｎｉ４Ｍｏの析出を抑制し、７００〜８
００℃の温度範囲における硬さを低く抑えることによっ
て、結晶粒界への応力集中を緩和する方法。
（ｂ） 金属間化合物Ｎ ｊ、 ４ Ｍ ｏの析出に
は、ある程度の時間が必要であることから、昇温速度を
非常に早くして脆性温度領域を急速に通過させることに
よって、Ｎｉ４Ｍｏの析出が起る前に残留応力を除去し
てしまう方法。
は、ある程度の時間が必要であることから、昇温速度を
非常に早くして脆性温度領域を急速に通過させることに
よって、Ｎｉ４Ｍｏの析出が起る前に残留応力を除去し
てしまう方法。
（Ｃ） 冷間加工時または溶接施工時に残留応力を残
さないようにするか、あるいは圧縮残留応力のみとなる
ようにする方法。
さないようにするか、あるいは圧縮残留応力のみとなる
ようにする方法。
しかし、Ｍｏ含有量を低減させる前記（ａ）に示す方法
では、Ｎ ｉ、 −Ｍｏ系合金のすぐれた耐塩酸性を損
うことなく焼鈍脆化割れの発生を防止することが不可能
であり、また前記（ｂ）に示す方法は、対象製品が大き
くなると、工業上その実施が非常に困難となり、さらに
、前記（Ｃ）に示す方法では、現実の加工製品において
、あらゆる部位の残留応力をすべて予知することが困難
であシ、これを測定する手段も限られているので、冷間
加工時や溶接施工時に引張り残留応力を残さないような
加工方法を開発することが非常に難しいという理由から
、すべての製品に適用することができないという問題点
があった。
では、Ｎ ｉ、 −Ｍｏ系合金のすぐれた耐塩酸性を損
うことなく焼鈍脆化割れの発生を防止することが不可能
であり、また前記（ｂ）に示す方法は、対象製品が大き
くなると、工業上その実施が非常に困難となり、さらに
、前記（Ｃ）に示す方法では、現実の加工製品において
、あらゆる部位の残留応力をすべて予知することが困難
であシ、これを測定する手段も限られているので、冷間
加工時や溶接施工時に引張り残留応力を残さないような
加工方法を開発することが非常に難しいという理由から
、すべての製品に適用することができないという問題点
があった。
本発明者等は、上述のような観点から、高い引張り残留
応力を有した冷間加工部品または溶接施工部品を、ゆっ
くりとした昇温速度で昇温しで１０００℃以上の温度で
焼鈍した場合においても焼鈍割れの発生が起ることのな
い、耐中間温度脆性にすぐれ、かつ耐食性の良好な合金
を得べく、特に、すぐれた耐塩酸性を有するＮｉ−Ｍｏ
系合金を基本として、その特性を失うことなく耐中間温
度脆性を向上させるべく研究を重ねた結果、Ｎ１−Ｍ。
応力を有した冷間加工部品または溶接施工部品を、ゆっ
くりとした昇温速度で昇温しで１０００℃以上の温度で
焼鈍した場合においても焼鈍割れの発生が起ることのな
い、耐中間温度脆性にすぐれ、かつ耐食性の良好な合金
を得べく、特に、すぐれた耐塩酸性を有するＮｉ−Ｍｏ
系合金を基本として、その特性を失うことなく耐中間温
度脆性を向上させるべく研究を重ねた結果、Ｎ１−Ｍ。
系合金に微量のＢを含有させると共に、不可避不純物の
含有量を限定すると、′２００〜８００℃における結晶
粒界の結合力が強化され、割れの発生が抑制されるとい
う知見を得るに至ったのである。
含有量を限定すると、′２００〜８００℃における結晶
粒界の結合力が強化され、割れの発生が抑制されるとい
う知見を得るに至ったのである。
したがって、この発明は上記知見にもとづいてなされた
ものであって、非酸化性の酸に対してすぐれた耐食性を
有するＮｉ基合金を、 Ｍｏ：２６〜３０％（以下チは重量％とする）、Ｆｅ：
ｏ、ｏ ｌ 〜２．０％、 Ｂ：ｏ、ｏｏ１〜０．０１％、 Ｎ〕および不可避不純物：残シ、 ５ − で構成するとともに、不可避不純物としてのＣｒ。
ものであって、非酸化性の酸に対してすぐれた耐食性を
有するＮｉ基合金を、 Ｍｏ：２６〜３０％（以下チは重量％とする）、Ｆｅ：
ｏ、ｏ ｌ 〜２．０％、 Ｂ：ｏ、ｏｏ１〜０．０１％、 Ｎ〕および不可避不純物：残シ、 ５ − で構成するとともに、不可避不純物としてのＣｒ。
Ｍｎ、 Ｃｏ、 Ｓｉ、 Ｃ、Ｐ 、およびＳの含有量
をそれぞれ、 ｃｒ：１．０％以下、 １４ｎ：１．０％以下、 ＣＯ：１．０％以下、 ｓｉ：０．１％以下、 Ｃ：０．０２％以下、 ｐ：ｏ、０４％以下、 Ｓ ： ０．０３％以下、 として、すぐれた耐中間温度脆性を付与したことに特徴
を有するものである。
をそれぞれ、 ｃｒ：１．０％以下、 １４ｎ：１．０％以下、 ＣＯ：１．０％以下、 ｓｉ：０．１％以下、 Ｃ：０．０２％以下、 ｐ：ｏ、０４％以下、 Ｓ ： ０．０３％以下、 として、すぐれた耐中間温度脆性を付与したことに特徴
を有するものである。
ついで、この発明のＮ１基合金において、Ｍｏ ＋ Ｆ
ｅ＋Ｂ成分の成分組成範囲を上述のように限定し、Ｃｒ
。
ｅ＋Ｂ成分の成分組成範囲を上述のように限定し、Ｃｒ
。
Ｍｎ、 Ｃｏ、 Ｓｉ、 Ｃ、Ｐ 、およびＳの不可
避不純物量を上述のように制限した理由を説明する。
避不純物量を上述のように制限した理由を説明する。
（ａ） Ｍ。
Ｍｏ成分には、基金属たるＮ１中に固溶して、合金の耐
食性、特に耐塩酸性を向上させる作用があり、非酸化性
の酸に対する耐食性にすぐれたＮ１基合金 ６− を構成するために不可欠の元素であるが、その含有量が
２６％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方
３０％を越えて含有させると、合金の熱間加工性および
常温での機械的性質を低下させるようになることから、
その含有量を２６〜３０チと限定した。
食性、特に耐塩酸性を向上させる作用があり、非酸化性
の酸に対する耐食性にすぐれたＮ１基合金 ６− を構成するために不可欠の元素であるが、その含有量が
２６％未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方
３０％を越えて含有させると、合金の熱間加工性および
常温での機械的性質を低下させるようになることから、
その含有量を２６〜３０チと限定した。
（１）） Ｆｅ
Ｆｅ成分には、合金の熱間加工性および常温での機械的
性質を向上させる作用があるが、その含有、量が０．０
１％未満では前記作用に所望の効果が得られず、特に熱
間加工性に著しく劣る合金しか得ることができ々いが、
一方２．○チを越えて含有させると、合金の耐食性を低
下させるように々ることがら、その含有量を０．０１〜
２．０％と限定した。
性質を向上させる作用があるが、その含有、量が０．０
１％未満では前記作用に所望の効果が得られず、特に熱
間加工性に著しく劣る合金しか得ることができ々いが、
一方２．○チを越えて含有させると、合金の耐食性を低
下させるように々ることがら、その含有量を０．０１〜
２．０％と限定した。
（Ｃ） Ｂ
Ｂ成分は、合金の結晶粒二界に偏析して、該合金の結晶
粒界を強化し、粒界割れの発生および伝播を阻止して、
耐焼鈍割れ性を高める作用を有するものであるが、その
含有量が０．００１％未満では前記作用に所望の効果が
得られず、一方０．０１％を越えて含有させると結晶粒
界の耐食性が劣化するようになるうえ、溶接性にも悪影
響を及ばずようになることから、その含有量をＯ，ＯＯ
１〜０．０１％と限定した。
粒界を強化し、粒界割れの発生および伝播を阻止して、
耐焼鈍割れ性を高める作用を有するものであるが、その
含有量が０．００１％未満では前記作用に所望の効果が
得られず、一方０．０１％を越えて含有させると結晶粒
界の耐食性が劣化するようになるうえ、溶接性にも悪影
響を及ばずようになることから、その含有量をＯ，ＯＯ
１〜０．０１％と限定した。
（ｄ）Ｃ
Ｃ成分は、溶接熱影響部において、粒界にＭＯの炭化物
を形成し、この部分の粒界の耐食性を劣化させて粒界腐
食を発生させる有害々元素であシ、その含有量が０．０
２％を越えるとその傾向が顕著になることから、その含
有量を０．０２％以下と限定した。しかし、十分な耐食
性を確保するためには、Ｃの含有量を０．０１％以下と
するのが望ましいことである。
を形成し、この部分の粒界の耐食性を劣化させて粒界腐
食を発生させる有害々元素であシ、その含有量が０．０
２％を越えるとその傾向が顕著になることから、その含
有量を０．０２％以下と限定した。しかし、十分な耐食
性を確保するためには、Ｃの含有量を０．０１％以下と
するのが望ましいことである。
（ｅ） Ｃｒ、 Ｍｎ、 Ｃｏ、 Ｓｉ、 Ｐ、およ
びＳ通常、Ｎｉ−Ｍｏ系合金には不可避の不純物として
、Ｃの他に、Ｃｒ、 Ｍｎ、 Ｃｏ、 Ｓｊ 、 Ｐ
、およびＳなどが含有されているが、これらの不純物
は、合金の耐食性の低下、延性の低下、溶接性および加
工性の劣化などの原因となるものであるが、その含有量
が、Ｃｒ 、 １ｖｌｎ 、 およびｃｏについては１
％以下、ｓｌについては０．１％以下、Ｐについては０
．０４％以下Ｓについては０．０３％以下であれば実用
上の障害とならないことから、その含有量の許容範囲を
前記のように限定した。
びＳ通常、Ｎｉ−Ｍｏ系合金には不可避の不純物として
、Ｃの他に、Ｃｒ、 Ｍｎ、 Ｃｏ、 Ｓｊ 、 Ｐ
、およびＳなどが含有されているが、これらの不純物
は、合金の耐食性の低下、延性の低下、溶接性および加
工性の劣化などの原因となるものであるが、その含有量
が、Ｃｒ 、 １ｖｌｎ 、 およびｃｏについては１
％以下、ｓｌについては０．１％以下、Ｐについては０
．０４％以下Ｓについては０．０３％以下であれば実用
上の障害とならないことから、その含有量の許容範囲を
前記のように限定した。
つぎに、この発明のＮｉ基合金を実施例により比較例と
対比しながら説明する。
対比しながら説明する。
実施例 ｌ
まず、第１表に示す通シの化学成分組成の合金を溶製し
、Ｎｉ合金等で通常行なっている方法で熱間鍛造および
熱゛間圧延し、焼なまし状態の平板試料を作製した。々
お、試料番号１〜３のものはＢ成分の所定量を含有した
この発明合金であり、試料番号４のものはＢ成分を積極
的に添加しない比較合金、試料番号５のものは０．０１
％を越えてＢ成分を含有せしめた比較合金を示すもの
である。
、Ｎｉ合金等で通常行なっている方法で熱間鍛造および
熱゛間圧延し、焼なまし状態の平板試料を作製した。々
お、試料番号１〜３のものはＢ成分の所定量を含有した
この発明合金であり、試料番号４のものはＢ成分を積極
的に添加しない比較合金、試料番号５のものは０．０１
％を越えてＢ成分を含有せしめた比較合金を示すもの
である。
これらの５種類の試料について、まず、高温引張シ試験
を行なった。高温引張り試験は、試験片を５分以内に所
定の温度に昇温した後、この温度で２０分間保持し、引
続いて引張速度１１１７Ｈ／ｍｉｎで引張り試験を行な
い、その時の試料の伸び（％）を測 ９一 定するものである。この試験結果を第１表に併せて示し
た。第１表に示した高温引張り試験結果からは、Ｂ成分
を積極的に添加した本発明合金１〜３および比較合金５
は、Ｂ成分を添加しない比較合金４に比して、′７００
℃および’ｉ’５０℃における伸びが著しく向上してお
り、Ｂ成分の含有にょシ結晶粒界が強化されるというこ
とが明らかである。
を行なった。高温引張り試験は、試験片を５分以内に所
定の温度に昇温した後、この温度で２０分間保持し、引
続いて引張速度１１１７Ｈ／ｍｉｎで引張り試験を行な
い、その時の試料の伸び（％）を測 ９一 定するものである。この試験結果を第１表に併せて示し
た。第１表に示した高温引張り試験結果からは、Ｂ成分
を積極的に添加した本発明合金１〜３および比較合金５
は、Ｂ成分を添加しない比較合金４に比して、′７００
℃および’ｉ’５０℃における伸びが著しく向上してお
り、Ｂ成分の含有にょシ結晶粒界が強化されるというこ
とが明らかである。
つぎに、Ｂ成分の含有による溶接性および２０％ＨＣ１
沸騰溶液中の耐食性に対する影響を調べた。溶接性の試
験は、トランスパレストレン試験によって行なった。こ
の試験方法について説明すると、まず、曲げブロック上
に板状の試験片の片側を固定し、試験片の表面上に直流
正極性の’Ｉ’ＩＧによりピードオンプレート溶接を行
ない、ＴＩＧのトーチが試験片の中央部に移動したとき
、曲げブロックに沿って試験片を瞬間的に曲げるもので
あり、このとき、溶接方向と曲げ歪み方向とは互に直角
になるようにして、試験片表面ビード部に所定の曲げ歪
を付与するようにする。そして、こ１０− の際に、ビード中央部に発生する割れ長さによシ、溶接
性を評価するのである。
沸騰溶液中の耐食性に対する影響を調べた。溶接性の試
験は、トランスパレストレン試験によって行なった。こ
の試験方法について説明すると、まず、曲げブロック上
に板状の試験片の片側を固定し、試験片の表面上に直流
正極性の’Ｉ’ＩＧによりピードオンプレート溶接を行
ない、ＴＩＧのトーチが試験片の中央部に移動したとき
、曲げブロックに沿って試験片を瞬間的に曲げるもので
あり、このとき、溶接方向と曲げ歪み方向とは互に直角
になるようにして、試験片表面ビード部に所定の曲げ歪
を付与するようにする。そして、こ１０− の際に、ビード中央部に発生する割れ長さによシ、溶接
性を評価するのである。
このようなトランスパレストレン試験によって得られた
、歪量と最大割れ長さとの関係を表わす線図を第１図に
示した。
、歪量と最大割れ長さとの関係を表わす線図を第１図に
示した。
第１図に示した結果からは、Ｂ成分含有の本発明合金１
〜３と、Ｂ成分を積極的に添加しなかった比較合金４と
の最大割れ長さくこれが長い程溶接性が悪い）Ｋ差が無
いが、Ｂ成分の含有量が、０．０１％を越えた比較合金
５では、最大割れ長さが長くなっており、このことから
も、過剰のＢ成分の添加が溶接性を劣化させることが確
認された。
〜３と、Ｂ成分を積極的に添加しなかった比較合金４と
の最大割れ長さくこれが長い程溶接性が悪い）Ｋ差が無
いが、Ｂ成分の含有量が、０．０１％を越えた比較合金
５では、最大割れ長さが長くなっており、このことから
も、過剰のＢ成分の添加が溶接性を劣化させることが確
認された。
さらに、通常の腐食に対する耐食性試験も実施したが、
これは２０％ＨＣ１の沸騰溶液中に試験片を３週間保持
することによって実施した。この結果は第１表に示した
とおシであった。第１表に示した結果は、それぞれ３個
の試料に対して実施した腐食試験結果の平均値を示した
ものであるが、この結果からは、Ｂ成分の所定量を含有
した本発明合金１〜３と、Ｂ成分を積極的に添加してい
な１２− い比較合金４とでは腐食深さに差がみられず、また、い
ずれの合金も粒界腐食を起していないが、Ｂ成分含有量
が０．０１％を越えている比較合金５では、腐食深さが
若干大きくなるうえ、粒界腐食を起すことが確認された
。
これは２０％ＨＣ１の沸騰溶液中に試験片を３週間保持
することによって実施した。この結果は第１表に示した
とおシであった。第１表に示した結果は、それぞれ３個
の試料に対して実施した腐食試験結果の平均値を示した
ものであるが、この結果からは、Ｂ成分の所定量を含有
した本発明合金１〜３と、Ｂ成分を積極的に添加してい
な１２− い比較合金４とでは腐食深さに差がみられず、また、い
ずれの合金も粒界腐食を起していないが、Ｂ成分含有量
が０．０１％を越えている比較合金５では、腐食深さが
若干大きくなるうえ、粒界腐食を起すことが確認された
。
実施例 ２
実施例１で用いた本発明合金１〜３および比較合金４，
５の平板を用いて、上向きノンフィラー自動ＴＩＧ溶接
機にてパイプを作った。このようにして得られた外径：
２’ｉ’、２ｉｆｉφ×肉厚＋２．２ｍｍの寸法のパイ
プを空引きして、２′７．０ｍｍφ×２２ｍｍの寸法の
パイプとし、このパイプを、電気炉にて大気中で５６０
℃から１０６６℃まで２時間３０分で昇温し、１０６６
℃で炉より取出して空冷することによって焼鈍を行なっ
た。なお、このとき、７００℃から７５０℃までの間の
昇温速度を３３℃／ ｍｍとした。焼鈍後のパイプにつ
いて割れの有無を調べるためにカラーチェックを行なっ
た。この結果、Ｂ成分を積極的に添加含有せしめた本発
明合金１〜３と比較合金５を原材料とした１３− 溶接パイプには割れの発生が認められなかったのに対し
て、Ｂ成分の積極添加のない比較合金４を原材料とした
溶接パイプには割れの発生が認められた。
５の平板を用いて、上向きノンフィラー自動ＴＩＧ溶接
機にてパイプを作った。このようにして得られた外径：
２’ｉ’、２ｉｆｉφ×肉厚＋２．２ｍｍの寸法のパイ
プを空引きして、２′７．０ｍｍφ×２２ｍｍの寸法の
パイプとし、このパイプを、電気炉にて大気中で５６０
℃から１０６６℃まで２時間３０分で昇温し、１０６６
℃で炉より取出して空冷することによって焼鈍を行なっ
た。なお、このとき、７００℃から７５０℃までの間の
昇温速度を３３℃／ ｍｍとした。焼鈍後のパイプにつ
いて割れの有無を調べるためにカラーチェックを行なっ
た。この結果、Ｂ成分を積極的に添加含有せしめた本発
明合金１〜３と比較合金５を原材料とした１３− 溶接パイプには割れの発生が認められなかったのに対し
て、Ｂ成分の積極添加のない比較合金４を原材料とした
溶接パイプには割れの発生が認められた。
実施例１および２によって得られた結果からも、この発
明の範囲でＢ成分を含有したＮｉ−Ｍｏ系合金は、良好
な溶接性および耐食性を有しており、しかもすぐれた耐
中間温度脆性を併せ持つものであることが確認された。
明の範囲でＢ成分を含有したＮｉ−Ｍｏ系合金は、良好
な溶接性および耐食性を有しており、しかもすぐれた耐
中間温度脆性を併せ持つものであることが確認された。
上述のように、この発明の１ｈ基合金は、従来のＮｊ
−Ｍｏ系合金と同様のすぐれた耐食性と溶接性を有する
とともに、中間温度脆性に対しては、従来のＮｊ、−Ｍ
ｏ系合金にない高い抵抗性を有しているので、冷間加工
後または溶接施工後の焼鈍に際しては、残留応力につい
て何ら考慮することなく、すなわち、仮に高い引張シ残
留応力状態にあっても、これを低減したり、圧縮残留応
力に変えたりすることなく、そのままの状態で、昇温速
度も特に速める必要も々く、通常の焼鈍炉に於て焼鈍す
るだけで、割れ等の存在しない健全な高耐食性部品とす
ることができるなど、工業上有用な特性をもつものであ
る。
−Ｍｏ系合金と同様のすぐれた耐食性と溶接性を有する
とともに、中間温度脆性に対しては、従来のＮｊ、−Ｍ
ｏ系合金にない高い抵抗性を有しているので、冷間加工
後または溶接施工後の焼鈍に際しては、残留応力につい
て何ら考慮することなく、すなわち、仮に高い引張シ残
留応力状態にあっても、これを低減したり、圧縮残留応
力に変えたりすることなく、そのままの状態で、昇温速
度も特に速める必要も々く、通常の焼鈍炉に於て焼鈍す
るだけで、割れ等の存在しない健全な高耐食性部品とす
ることができるなど、工業上有用な特性をもつものであ
る。
第１図は種々の化学成分組成の合金の歪量と最大割れ長
さとの関係を示した線図である。 出願人 三菱金属株式会社 代理人 富 １） 和 夫
さとの関係を示した線図である。 出願人 三菱金属株式会社 代理人 富 １） 和 夫
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｍｏ： ２６〜３０％、 Ｆｅ ： ０．０１〜２．０％、 Ｂ：０．００１〜０．０１％、 Ｎ１および不可避不純物：残り、 から成るとともに、不可避不純物としてのＣｒ、Ｍｎ。 Ｃｏ、 Ｓｉ、 Ｃ，Ｐ、およびＳの含有量をそれぞ
れ、Ｃｒ：１．０％以下、 Ｍｌｌ：１．０％以下、 Ｃｏ： １．０％以下、 ３ｉ：０．１％以下、 Ｃ： ０．０２％以下、 Ｐ：０．０４％以下、 Ｓ： ０．０３％以下、 （以上重量％）としたことを特徴とする耐中間温度脆性
にすぐれたＮ１基合金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10098181A JPS6047890B2 (ja) | 1981-06-29 | 1981-06-29 | 耐中間温度脆性にすぐれたＮｉ基合金 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10098181A JPS6047890B2 (ja) | 1981-06-29 | 1981-06-29 | 耐中間温度脆性にすぐれたＮｉ基合金 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS583942A true JPS583942A (ja) | 1983-01-10 |
| JPS6047890B2 JPS6047890B2 (ja) | 1985-10-24 |
Family
ID=14288508
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10098181A Expired JPS6047890B2 (ja) | 1981-06-29 | 1981-06-29 | 耐中間温度脆性にすぐれたＮｉ基合金 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6047890B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6040742U (ja) * | 1983-08-29 | 1985-03-22 | 光洋機械産業株式会社 | 鋼製足場板 |
| JPH04185950A (ja) * | 1990-11-19 | 1992-07-02 | Yamada Dobby Co Ltd | プレス機の送り調整装置 |
| WO1993018194A1 (en) * | 1992-03-02 | 1993-09-16 | Haynes International, Inc | Nickel-molybdenum alloys |
-
1981
- 1981-06-29 JP JP10098181A patent/JPS6047890B2/ja not_active Expired
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6040742U (ja) * | 1983-08-29 | 1985-03-22 | 光洋機械産業株式会社 | 鋼製足場板 |
| JPH04185950A (ja) * | 1990-11-19 | 1992-07-02 | Yamada Dobby Co Ltd | プレス機の送り調整装置 |
| WO1993018194A1 (en) * | 1992-03-02 | 1993-09-16 | Haynes International, Inc | Nickel-molybdenum alloys |
| GB2278614A (en) * | 1992-03-02 | 1994-12-07 | Haynes Int Inc | Nickel-molybdenum alloys |
| GB2278614B (en) * | 1992-03-02 | 1995-09-06 | Haynes Int Inc | Nickel-molybdenum alloys |
| US6503345B1 (en) | 1992-03-02 | 2003-01-07 | Haynes International, Inc. | Nickel-molybdenum alloys |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6047890B2 (ja) | 1985-10-24 |
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