JP2015117413A - Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材 - Google Patents
Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2015117413A JP2015117413A JP2013261976A JP2013261976A JP2015117413A JP 2015117413 A JP2015117413 A JP 2015117413A JP 2013261976 A JP2013261976 A JP 2013261976A JP 2013261976 A JP2013261976 A JP 2013261976A JP 2015117413 A JP2015117413 A JP 2015117413A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- resistant alloy
- content
- desirably
- grain size
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 60
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 51
- 239000000463 material Substances 0.000 title claims description 9
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 claims abstract description 32
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 25
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims abstract description 19
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims abstract description 14
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 13
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 10
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 238000012360 testing method Methods 0.000 claims description 48
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 20
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 claims description 19
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 15
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 13
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 10
- 230000007547 defect Effects 0.000 abstract description 16
- 239000002245 particle Substances 0.000 abstract 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 29
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 19
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 9
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 8
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 8
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 7
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 6
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 5
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 5
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 4
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 4
- 238000010248 power generation Methods 0.000 description 4
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 4
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 3
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 3
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 3
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 3
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 3
- 229910001122 Mischmetal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 2
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 2
- 238000000034 method Methods 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 2
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007545 Vickers hardness test Methods 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- QZPSXPBJTPJTSZ-UHFFFAOYSA-N aqua regia Chemical compound Cl.O[N+]([O-])=O QZPSXPBJTPJTSZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010622 cold drawing Methods 0.000 description 1
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 1
- 238000001514 detection method Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 238000013003 hot bending Methods 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 238000005488 sandblasting Methods 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000005480 shot peening Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 239000010959 steel Substances 0.000 description 1
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 1
- 230000000007 visual effect Effects 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
【課題】厚さが20mm以上の厚肉の場合であっても、熱間加工時の表面欠陥が防止できるＮｉ基耐熱合金部材を提供する。
【解決手段】厚さ20mm以上のNi基耐熱合金部材であって、化学組成が、質量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：１％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ni：40〜60％、Co：16％超25％以下、Cr：15〜28％、Ti：0.9〜３％、Nb：0.1〜３％、Al：0.05〜３％、Ｂ：0.0001〜0.01％、Ｎ：0.02％以下、Ｏ：0.01％以下、Ca：０〜0.05％、Mg：０〜0.05％、REM：０〜0.1％、Cu：０〜１％、Ｖ：０〜0.5％、Mo：０〜10％、Ｗ：０％以上４％未満、Mo＋Ｗ：０〜10％、残部Feおよび不純物であり、表層がASTM粒度番号７番以上の再結晶粒からなる金属組織を有し、部材の厚さ中央部がASTM粒度番号４番以下の結晶粒からなる金属組織を有するNi基耐熱合金部材。
【選択図】 なし
【解決手段】厚さ20mm以上のNi基耐熱合金部材であって、化学組成が、質量％で、Ｃ：0.01〜0.15％、Si：１％以下、Mn：２％以下、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ni：40〜60％、Co：16％超25％以下、Cr：15〜28％、Ti：0.9〜３％、Nb：0.1〜３％、Al：0.05〜３％、Ｂ：0.0001〜0.01％、Ｎ：0.02％以下、Ｏ：0.01％以下、Ca：０〜0.05％、Mg：０〜0.05％、REM：０〜0.1％、Cu：０〜１％、Ｖ：０〜0.5％、Mo：０〜10％、Ｗ：０％以上４％未満、Mo＋Ｗ：０〜10％、残部Feおよび不純物であり、表層がASTM粒度番号７番以上の再結晶粒からなる金属組織を有し、部材の厚さ中央部がASTM粒度番号４番以下の結晶粒からなる金属組織を有するNi基耐熱合金部材。
【選択図】 なし
Description
本発明は、Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材に係り、特に、熱間加工時の表面での割れ（以下、「表面欠陥」ということがある。）を防止できて、発電用ボイラの主蒸気管または再熱蒸気管など、厚肉、大径の高温部材として好適に用いることができるＮｉ基耐熱合金部材およびそれを製造するのに際して用いられるＮｉ基耐熱合金素材に関する。
近年、環境負荷軽減の観点から発電用ボイラ等では運転条件の高温・高圧化が世界的規模で進められており、過熱器管または再熱器管の材料として使用されるＮｉ基耐熱合金には、より優れた高温強度および耐食性を有することが求められている。
また、従来フェライト系耐熱鋼が使用されていた、主蒸気管、再熱蒸気管等の大径かつ厚肉の部材においても、Ｎｉ基耐熱合金の適用が検討されている。
このような技術的背景のもと、例えば、特許文献１〜４には、Ｍｏおよび／またはＷを含有させて固溶強化を図るとともに、ＡｌおよびＴｉを含有させて金属間化合物であるγ’相の析出強化を活用するＮｉ基耐熱合金が開示されている。また、特許文献５には、ＡｌおよびＴｉの組成を調整し、γ’相を析出させることによりクリープ強度を改善したＮｉ基耐熱合金が提案されている。さらに、特許文献６〜９には、ＣｒおよびＭｏに加えて、さらなる高強度化を目的としてＣｏを含有させたＮｉ基耐熱合金が開示されている。
本発明者らが実施した詳細な調査から、特許文献１〜９で開示されたＮｉ基耐熱合金を用いても、熱間加工した場合、特に、厚さが２０ｍｍ以上の厚肉の部材において、これまでに確認されていなかった表面欠陥が発生する場合があることが明らかとなった。
本発明は、厚さが２０ｍｍ以上の厚肉の場合であっても、熱間加工時、例えば熱間曲げ加工時または熱間鍛造時の表面欠陥が防止できて、発電用ボイラの主蒸気管、再熱蒸気管等の厚肉、大径の高温部材に熱間加工して用いるのに好適な、Ｎｉ基耐熱合金部材を提供することを目的とする。
本発明者らは、上記の課題を解決するため、鋭意研究を行った結果、以下の知見を得るに至った。
（ａ）熱間加工時の表面欠陥の発生は、熱間加工前の部材表面の金属組織と関係する。例えば、部材表面に加工層が残存した状態で熱間加工すると、熱間加工中、加工層内の転位上に炭化物が析出し、その結果、粒内が強化されて相対的に粒界が弱化するので、表面近傍に粒界割れが発生する。加えて、部材表面の結晶粒径が粗粒であるほど部材は変形しにくくなるため、粗粒組織も粒界弱化を助長することとなる。
（ｂ）熱間加工時の表面欠陥を防止するためには、部材表面に加工層を残存させた状態で熱処理を施し、表面近傍を再結晶化させることで転位上への析出を抑制するとともに、細粒効果によって表面近傍の変形抵抗を下げることが粒界弱化の低減に効果的であることが新たに分かった。
（ｃ）表面欠陥が存在する場合、クリープ亀裂の発生起点となる。したがって、優れたクリープ特性を維持するためにも表面欠陥を防止する必要がある。
（ｄ）熱間加工時の表面欠陥を防止するためには、部材の表面からの深さが５０μｍまでの領域（以下、上記領域を「表層」ということがある。）における金属組織を、平均結晶粒度でＡＳＴＭ粒度番号７番以上の再結晶粒にする必要がある。
（ｅ）また、優れたクリープ特性を維持するためには、表層の金属組織を上記の再結晶粒として表面欠陥を防止するとともに、部材厚さの２５％となる各表面側を除外した領域（以下、上記領域を「厚さ中央部」ということがある。）における金属組織を、平均結晶粒度でＡＳＴＭ粒度番号４番以下の粗粒にする必要がある。
本発明は、上記の知見を基礎としてなされたものであり、下記のＮｉ基耐熱合金部材を要旨とする。
（１）厚さ２０ｍｍ以上のＮｉ基耐熱合金部材であって、
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜６０％、Ｃｏ：１６％を超えて２５％以下、Ｃｒ：１５〜２８％、Ｔｉ：０．９〜３％、Ｎｂ：０．１〜３％、Ａｌ：０．０５〜３％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．０５％、ＲＥＭ：０〜０．１％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜１０％、Ｗ：０％以上４％未満、Ｍｏ＋Ｗ：０〜１０％、残部Ｆｅおよび不純物であり、
部材の表層がＡＳＴＭ粒度番号７番以上の再結晶粒からなる金属組織を有し、
部材の厚さ中央部がＡＳＴＭ粒度番号４番以下の結晶粒からなる金属組織を有するＮｉ基耐熱合金部材。
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜６０％、Ｃｏ：１６％を超えて２５％以下、Ｃｒ：１５〜２８％、Ｔｉ：０．９〜３％、Ｎｂ：０．１〜３％、Ａｌ：０．０５〜３％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．０５％、ＲＥＭ：０〜０．１％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜１０％、Ｗ：０％以上４％未満、Ｍｏ＋Ｗ：０〜１０％、残部Ｆｅおよび不純物であり、
部材の表層がＡＳＴＭ粒度番号７番以上の再結晶粒からなる金属組織を有し、
部材の厚さ中央部がＡＳＴＭ粒度番号４番以下の結晶粒からなる金属組織を有するＮｉ基耐熱合金部材。
（２）前記化学組成が、質量％で、下記の第１群および第２群から選択される１種以上を含有する上記（１）に記載のＮｉ基耐熱合金部材。
第１群：Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、およびＲＥＭ：０．００１〜０．１％、
第２群：Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜１０％、およびＷ：０．１％以上４％未満。
第１群：Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、およびＲＥＭ：０．００１〜０．１％、
第２群：Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜１０％、およびＷ：０．１％以上４％未満。
（３）前記表層を含む試験片を、１１００℃において０．０００１ｓ−１のひずみ速度で引張試験を行い、伸びが１０％となった時の試験片内部における割れの深さが２０μｍ以下（０を含む）である上記（１）または（２）に記載のＮｉ基耐熱合金部材。
（４）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜６０％、Ｃｏ：１６％を超えて２５％以下、Ｃｒ：１５〜２８％、Ｔｉ：０．９〜３％、Ｎｂ：０．１〜３％、Ａｌ：０．０５〜３％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．０５％、ＲＥＭ：０〜０．１％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜１０％、Ｗ：０％以上４％未満、Ｍｏ＋Ｗ：０〜１０％、残部Ｆｅおよび不純物である化学組成を有する素材の表面に強加工を施し、再結晶熱処理を行うことで、
厚さ２０ｍｍ以上であり、
部材の表層がＡＳＴＭ粒度番号７番以上の再結晶粒からなる金属組織を有し、
部材の厚さ中央部がＡＳＴＭ粒度番号４番以下の結晶粒からなる金属組織を有するＮｉ基耐熱合金部材を製造するのに際して用いられるＮｉ基耐熱合金素材であって、
該強加工後で該再結晶熱処理前における素材表層の硬さがＨＶ０．１で３００以上であるＮｉ基耐熱合金素材。
厚さ２０ｍｍ以上であり、
部材の表層がＡＳＴＭ粒度番号７番以上の再結晶粒からなる金属組織を有し、
部材の厚さ中央部がＡＳＴＭ粒度番号４番以下の結晶粒からなる金属組織を有するＮｉ基耐熱合金部材を製造するのに際して用いられるＮｉ基耐熱合金素材であって、
該強加工後で該再結晶熱処理前における素材表層の硬さがＨＶ０．１で３００以上であるＮｉ基耐熱合金素材。
（５）前記化学組成が、質量％で、下記の第１群および第２群から選択される１種以上を含有する上記（４）に記載のＮｉ基耐熱合金素材。
第１群：Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、およびＲＥＭ：０．００１〜０．１％、
第２群：Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜１０％、およびＷ：０．１％以上４％未満。
第１群：Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、およびＲＥＭ：０．００１〜０．１％、
第２群：Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜１０％、およびＷ：０．１％以上４％未満。
本発明によれば、厚さが２０ｍｍ以上の厚肉の合金部材を用いた場合であっても、熱間加工時の表面欠陥を防止することができる。したがって、本発明のＮｉ基耐熱合金部材は、発電用ボイラの主蒸気管、再熱蒸気管等の厚肉、大径の高温部材に熱間加工して用いるのに好適である。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは、オーステナイトを安定にするとともに粒界に微細な炭化物を形成し、高温でのクリープ強度を向上させる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃが過剰に含有された場合には、炭化物が粗大となり、かつ多量に析出するので、粒界の延性が低下し、さらに、靱性およびクリープ強度の低下も生じる。したがって、上限を設け、Ｃの含有量を０．０１〜０．１５％とする。Ｃ含有量は０．０３％以上であるのが望ましく、０．０４％以上であるのがより望ましく、０．０５％以上であるのがさらに望ましい。また、Ｃ含有量は０．１２％以下であるのが望ましく、０．１０％以下であるのがより望ましい。
Ｃは、オーステナイトを安定にするとともに粒界に微細な炭化物を形成し、高温でのクリープ強度を向上させる。この効果を十分に得るためには、０．０１％以上のＣ含有量が必要である。しかしながら、Ｃが過剰に含有された場合には、炭化物が粗大となり、かつ多量に析出するので、粒界の延性が低下し、さらに、靱性およびクリープ強度の低下も生じる。したがって、上限を設け、Ｃの含有量を０．０１〜０．１５％とする。Ｃ含有量は０．０３％以上であるのが望ましく、０．０４％以上であるのがより望ましく、０．０５％以上であるのがさらに望ましい。また、Ｃ含有量は０．１２％以下であるのが望ましく、０．１０％以下であるのがより望ましい。
Ｓｉ：１％以下
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有された場合にはオーステナイトの安定性が低下して、靱性およびクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｓｉの含有量に上限を設けて１％以下とする。Ｓｉ含有量は０．８％以下であるのが望ましく、０．６％以下であるのがより望ましい。
Ｓｉは、脱酸作用を有するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有された場合にはオーステナイトの安定性が低下して、靱性およびクリープ強度の低下を招く。そのため、Ｓｉの含有量に上限を設けて１％以下とする。Ｓｉ含有量は０．８％以下であるのが望ましく、０．６％以下であるのがより望ましい。
なお、Ｓｉの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させると脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性が劣化するとともに、高温での耐食性および耐酸化性の向上効果が得難くなり、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｓｉ含有量は０．０２％以上であるのが望ましく、０．０５％以上であるのがより望ましい。
Ｍｎ：２％以下
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する。Ｍｎは、オーステナイトの安定化にも寄与する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招き、さらに、靱性およびクリープ延性の低下も生じる。そのため、Ｍｎの含有量に上限を設けて２％以下とする。Ｍｎの含有量は１．５％以下であるのが望ましく、１％以下であるのがより望ましく、０．８％以下であるのがさらに望ましい。
Ｍｎは、Ｓｉと同様、脱酸作用を有する。Ｍｎは、オーステナイトの安定化にも寄与する。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると脆化を招き、さらに、靱性およびクリープ延性の低下も生じる。そのため、Ｍｎの含有量に上限を設けて２％以下とする。Ｍｎの含有量は１．５％以下であるのが望ましく、１％以下であるのがより望ましく、０．８％以下であるのがさらに望ましい。
なお、Ｍｎの含有量についても特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させると脱酸効果が十分に得られず合金の清浄性が劣化するとともに、オーステナイト安定化効果が得難くなり、さらに製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｍｎ含有量は０．０２％以上であるのが望ましく、０．０５％以上であるのがより望ましい。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性および溶接性を著しく低下させ、さらに、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。そのため、Ｐの含有量に上限を設けて０．０３％以下とする。Ｐの含有量は、０．０２５％以下であるのが望ましく、０．０２％以下であるのがより望ましい。
Ｐは、不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性および溶接性を著しく低下させ、さらに、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。そのため、Ｐの含有量に上限を設けて０．０３％以下とする。Ｐの含有量は、０．０２５％以下であるのが望ましく、０．０２％以下であるのがより望ましい。
なお、Ｐの含有量は可能な限り低減することが好ましいが、極度の低減は製造コストの増大を招く。そのため、Ｐ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、Ｐと同様に不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性および溶接性を著しく低下させ、さらに、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。そのため、Ｓの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｓの含有量は、０．００８％以下であるのが望ましく、０．００５％以下であるのがより望ましい。なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが好ましい。
Ｓは、Ｐと同様に不純物として合金中に含まれ、多量に含まれる場合には、熱間加工性および溶接性を著しく低下させ、さらに、長時間使用後のクリープ延性も低下させる。そのため、Ｓの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｓの含有量は、０．００８％以下であるのが望ましく、０．００５％以下であるのがより望ましい。なお、Ｓの含有量は可能な限り低減することが好ましい。
Ｎｉ：４０〜６０％
Ｎｉは、オーステナイトを得るために有効な元素であり、長時間使用時の組織安定性を確保するために必須の元素である。さらにＮｉはＡｌまたはＴｉと結合して微細な金属間化合物相を形成し、クリープ強度を高める作用を有する。本発明のＣｒ含有量の範囲で十分な効果を得るためには、４０％以上のＮｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、多量に含有させるとコストの増大を招く。そのため、上限を設けて、Ｎｉの含有量を４０〜６０％とする。Ｎｉ含有量は４１％以上であるのが望ましく、４３％以上であるのがより望ましい。また、Ｎｉ含有量は５９％以下であるのが望ましく、５８％以下であるのがより望ましい。
Ｎｉは、オーステナイトを得るために有効な元素であり、長時間使用時の組織安定性を確保するために必須の元素である。さらにＮｉはＡｌまたはＴｉと結合して微細な金属間化合物相を形成し、クリープ強度を高める作用を有する。本発明のＣｒ含有量の範囲で十分な効果を得るためには、４０％以上のＮｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｉは高価な元素であり、多量に含有させるとコストの増大を招く。そのため、上限を設けて、Ｎｉの含有量を４０〜６０％とする。Ｎｉ含有量は４１％以上であるのが望ましく、４３％以上であるのがより望ましい。また、Ｎｉ含有量は５９％以下であるのが望ましく、５８％以下であるのがより望ましい。
Ｃｏ：１６％を超えて２５％以下
Ｃｏは、Ｎｉと同様オーステナイト生成元素であり、相安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。この効果を十分に得るためには、１６％を超える量のＣｏを含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、Ｃｏの過剰の含有は大幅なコスト増を招く。そのため、上限を設けて、Ｃｏの含有量は１６％を超えて２５％以下とする。Ｃｏ含有量は１８％以上であるのが望ましい。また、Ｃｏ含有量は２４．５％以下であるのが望ましく、２４％以下であるのがより望ましい。
Ｃｏは、Ｎｉと同様オーステナイト生成元素であり、相安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。この効果を十分に得るためには、１６％を超える量のＣｏを含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｏは極めて高価な元素であるため、Ｃｏの過剰の含有は大幅なコスト増を招く。そのため、上限を設けて、Ｃｏの含有量は１６％を超えて２５％以下とする。Ｃｏ含有量は１８％以上であるのが望ましい。また、Ｃｏ含有量は２４．５％以下であるのが望ましく、２４％以下であるのがより望ましい。
Ｃｒ：１５〜２８％
Ｃｒは、高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。本発明のＮｉ含有量の範囲で、上記の効果を得るためには、１５％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が２８％を超えると、高温でのオーステナイトの安定性が劣化してクリープ強度の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を１５〜２８％とする。Ｃｒ含有量は１５．５％以上であるのが望ましく、１６％以上であるのがより望ましい。また、Ｃｒ含有量は２７．５％以下であるのが望ましく、２７％以下であるのがより望ましい。
Ｃｒは、高温での耐酸化性および耐食性の確保のために必須の元素である。本発明のＮｉ含有量の範囲で、上記の効果を得るためには、１５％以上のＣｒ含有量が必要である。しかしながら、Ｃｒの含有量が２８％を超えると、高温でのオーステナイトの安定性が劣化してクリープ強度の低下を招く。したがって、Ｃｒの含有量を１５〜２８％とする。Ｃｒ含有量は１５．５％以上であるのが望ましく、１６％以上であるのがより望ましい。また、Ｃｒ含有量は２７．５％以下であるのが望ましく、２７％以下であるのがより望ましい。
Ｔｉ：０．９〜３％
Ｔｉは、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。その効果を得るためには０．９％以上のＴｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると金属間化合物相が多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｔｉの含有量を０．９〜３％とする。Ｔｉ含有量は１．０％以上であるのが望ましく、１．１％以上であるのがより望ましい。また、Ｔｉ含有量は２．８％以下であるのが望ましく、２．５％以下であるのがより望ましい。
Ｔｉは、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。その効果を得るためには０．９％以上のＴｉ含有量が必要である。しかしながら、Ｔｉの含有量が過剰になると金属間化合物相が多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｔｉの含有量を０．９〜３％とする。Ｔｉ含有量は１．０％以上であるのが望ましく、１．１％以上であるのがより望ましい。また、Ｔｉ含有量は２．８％以下であるのが望ましく、２．５％以下であるのがより望ましい。
Ｎｂ：０．１〜３％
Ｎｂは、Ｔｉと同様、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。また、Ｎｂは、ＣまたはＮと結合して微細な炭化物または炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度向上に寄与する。その効果を得るためには０．１％以上のＮｂ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると炭化物および炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｎｂの含有量を０．１〜３％とする。Ｎｂ含有量は０．３％以上であるのが望ましく、０．５％以上であるのがより望ましい。また、Ｎｂ含有量は２．８％以下であるのが望ましく、２．５％以下であるのがより望ましい。
Ｎｂは、Ｔｉと同様、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。また、Ｎｂは、ＣまたはＮと結合して微細な炭化物または炭窒化物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度向上に寄与する。その効果を得るためには０．１％以上のＮｂ含有量が必要である。しかしながら、Ｎｂの含有量が過剰になると炭化物および炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、上限を設けて、Ｎｂの含有量を０．１〜３％とする。Ｎｂ含有量は０．３％以上であるのが望ましく、０．５％以上であるのがより望ましい。また、Ｎｂ含有量は２．８％以下であるのが望ましく、２．５％以下であるのがより望ましい。
Ａｌ：０．０５〜３％
Ａｌは、ＴｉおよびＮｂと同様、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。また、Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。その効果を得るためには０．０５％以上のＡｌ含有量が必要である。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると金属間化合物相が多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招くとともに、合金の清浄性が著しく劣化して、熱間加工性および延性が低下する。そのため、上限を設けて、Ａｌの含有量を０．０５〜３％とする。Ａｌ含有量は０．１％以上であるのが望ましく、０．２％以上であるのがより望ましい。また、Ａｌ含有量は２．８％以下であるのが望ましく、２．５％以下であるのがより望ましい。
Ａｌは、ＴｉおよびＮｂと同様、Ｎｉと結合して微細な金属間化合物として粒内に析出し、高温でのクリープ強度および引張強さの向上に寄与する。また、Ａｌは、脱酸作用を有する元素である。その効果を得るためには０．０５％以上のＡｌ含有量が必要である。しかしながら、Ａｌの含有量が過剰になると金属間化合物相が多量に析出し、クリープ延性および靱性の低下を招くとともに、合金の清浄性が著しく劣化して、熱間加工性および延性が低下する。そのため、上限を設けて、Ａｌの含有量を０．０５〜３％とする。Ａｌ含有量は０．１％以上であるのが望ましく、０．２％以上であるのがより望ましい。また、Ａｌ含有量は２．８％以下であるのが望ましく、２．５％以下であるのがより望ましい。
Ｂ：０．０００１〜０．０１％
Ｂは、粒界炭化物を微細分散させることにより、クリープ強度を向上させるとともに、粒界に偏析して粒界を強化するのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると、溶接性が劣化することに加えて、熱間加工性が劣化する。そのため、上限を設けて、Ｂの含有量を０．０００１〜０．０１％とする。Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．００１％以上であるのがより望ましい。また、Ｂ含有量は０．００８％以下であるのが望ましく、０．００６％以下であるのがより望ましい。
Ｂは、粒界炭化物を微細分散させることにより、クリープ強度を向上させるとともに、粒界に偏析して粒界を強化するのに有効な元素である。この効果を得るためには、Ｂ含有量を０．０００１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると、溶接性が劣化することに加えて、熱間加工性が劣化する。そのため、上限を設けて、Ｂの含有量を０．０００１〜０．０１％とする。Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．００１％以上であるのがより望ましい。また、Ｂ含有量は０．００８％以下であるのが望ましく、０．００６％以下であるのがより望ましい。
Ｎ：０．０２％以下
Ｎは、オーステナイトを安定にするのに有効な元素であるものの、過剰に含有されると、高温での使用中に多量の微細窒化物が粒内に析出してクリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ｎの含有量に上限を設けて０．０２％以下とする。Ｎの含有量は０．０１８％以下であるのが望ましく、０．０１５％以下であるのがより望ましい。
Ｎは、オーステナイトを安定にするのに有効な元素であるものの、過剰に含有されると、高温での使用中に多量の微細窒化物が粒内に析出してクリープ延性および靱性の低下を招く。そのため、Ｎの含有量に上限を設けて０．０２％以下とする。Ｎの含有量は０．０１８％以下であるのが望ましく、０．０１５％以下であるのがより望ましい。
なお、Ｎの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端に低減させるとオーステナイトを安定にする効果が得難くなり、製造コストも大きく上昇する。そのため、Ｎ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。
Ｏ：０．０１％以下
Ｏ（酸素）は、不純物として合金中に含まれ、その含有量が過剰になると熱間加工性が低下し、さらに靱性および延性の劣化を招く。このため、Ｏの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｏの含有量は０．００８％以下であるのが望ましく、０．００５％以下であるのがより望ましい。
Ｏ（酸素）は、不純物として合金中に含まれ、その含有量が過剰になると熱間加工性が低下し、さらに靱性および延性の劣化を招く。このため、Ｏの含有量に上限を設けて０．０１％以下とする。Ｏの含有量は０．００８％以下であるのが望ましく、０．００５％以下であるのがより望ましい。
なお、Ｏの含有量について特に下限を設ける必要はないが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。そのため、Ｏ含有量は０．０００５％以上であるのが望ましく、０．０００８％以上であるのがより望ましい。
本発明のＮｉ基耐熱合金部材は、上述の各元素を含み、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するものである。
なお、「不純物」とは、Ｎｉ基耐熱合金部材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップまたは製造環境などから混入するものを指す。
本発明のＮｉ基耐熱合金部材には、上記の元素に加えてさらに、下記の第１群および第２群から選択される１種以上の元素を含有させても良い。
第１群：Ｃａ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．０５％、およびＲＥＭ：０〜０．１％
第２群：Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜１０％、およびＷ：０％以上４％未満
ただし、ＭｏおよびＷの両方を含有させる場合は、その合計含有量（Ｍｏ＋Ｗ）を１０％以下とする。
第１群：Ｃａ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．０５％、およびＲＥＭ：０〜０．１％
第２群：Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜１０％、およびＷ：０％以上４％未満
ただし、ＭｏおよびＷの両方を含有させる場合は、その合計含有量（Ｍｏ＋Ｗ）を１０％以下とする。
以下に、上記の元素の作用効果および含有量の限定理由について説明する。
第１群のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭはいずれも熱間加工性を向上させる作用を有する元素である。そのため、これらの元素を含有させても良い。
Ｃａ：０〜０．０５％
Ｃａは、熱間加工性を改善する作用を有する。具体的には、Ｃａは、ＣａＳを生成しＳの粒界偏析を抑制することで、熱間加工性を改善する効果を有する元素である。このため、Ｃａを含有させても良い。しかしながら、Ｃａの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｃａを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とする。Ｃａ含有量は０．０３％以下であるのが望ましい。
Ｃａは、熱間加工性を改善する作用を有する。具体的には、Ｃａは、ＣａＳを生成しＳの粒界偏析を抑制することで、熱間加工性を改善する効果を有する元素である。このため、Ｃａを含有させても良い。しかしながら、Ｃａの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｃａを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とする。Ｃａ含有量は０．０３％以下であるのが望ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃａ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましく、０．０００５％以上とすることがより望ましい。
Ｍｇ：０〜０．０５％
Ｍｇは、Ｃａと同様、熱間加工性を改善する作用を有する。このため、Ｍｇを含有させても良い。しかしながら、Ｍｇの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｍｇを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０３％以下であるのが望ましい。
Ｍｇは、Ｃａと同様、熱間加工性を改善する作用を有する。このため、Ｍｇを含有させても良い。しかしながら、Ｍｇの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、Ｍｇを含有させる場合には、その含有量を０．０５％以下とする。Ｍｇ含有量は０．０３％以下であるのが望ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｍｇ含有量を０．０００１％以上とすることが望ましく、０．０００５％以上とすることがより望ましい。
ＲＥＭ：０〜０．１％
ＲＥＭは、Ｓとの親和力が強く、熱間加工性を改善する作用を有するとともに、高温での使用中のクリープ延性の向上に有効な元素である。このため、ＲＥＭを含有させても良い。しかしながら、ＲＥＭの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、ＲＥＭを含有させる場合には、その含有量を０．１％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０９％以下であるのが望ましく、０．０８％以下であるのがより望ましい。
ＲＥＭは、Ｓとの親和力が強く、熱間加工性を改善する作用を有するとともに、高温での使用中のクリープ延性の向上に有効な元素である。このため、ＲＥＭを含有させても良い。しかしながら、ＲＥＭの含有量が過剰になるとＯと結合して、清浄性を著しく低下させ、却って熱間加工性を劣化させる。したがって、ＲＥＭを含有させる場合には、その含有量を０．１％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．０９％以下であるのが望ましく、０．０８％以下であるのがより望ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、ＲＥＭ含有量を０．００１％以上とすることが望ましく、０．００５％以上とすることがより望ましく、０．００８％以上とすることがさらに望ましい。
なお、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させても良い。
上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみ、または２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は０．２％であっても良い。
第２群のＣｕ、Ｖ、ＭｏおよびＷはいずれもクリープ強度を向上させる作用を有する元素である。そのため、これらの元素を含有させても良い。
Ｃｕ：０〜１％
Ｃｕは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｃｕは、ＮｉおよびＣｏと同様オーステナイト生成元素であり、相安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。したがって、Ｃｕを含有させても良い。しかしながら、Ｃｕが過剰に含有された場合には熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を１％以下とする。Ｃｕ含有量は０．８％以下であるのが望ましい。
Ｃｕは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｃｕは、ＮｉおよびＣｏと同様オーステナイト生成元素であり、相安定性を高めてクリープ強度の向上に寄与する。したがって、Ｃｕを含有させても良い。しかしながら、Ｃｕが過剰に含有された場合には熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｃｕを含有させる場合には、その含有量を１％以下とする。Ｃｕ含有量は０．８％以下であるのが望ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０３％以上とすることがより望ましい。
Ｖ：０〜０．５％
Ｖは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｖは、ＣまたはＮと結合して微細な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度を向上させる作用を有する。このため、Ｖを含有させても良い。しかしながら、Ｖが過剰に含有された場合、炭化物または炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。したがって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。Ｖ含有量は０．４％以下であるのが望ましい。
Ｖは、クリープ強度を向上させる作用を有する。すなわち、Ｖは、ＣまたはＮと結合して微細な炭化物または炭窒化物を形成し、クリープ強度を向上させる作用を有する。このため、Ｖを含有させても良い。しかしながら、Ｖが過剰に含有された場合、炭化物または炭窒化物として多量に析出し、クリープ延性の低下を招く。したがって、Ｖを含有させる場合には、その含有量を０．５％以下とする。Ｖ含有量は０．４％以下であるのが望ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、Ｖの含有量を０．０１％以上とすることが望ましく、０．０２％以上とすることがより望ましい。
Ｍｏ：０〜１０％
Ｗ：０％以上４％未満
Ｍｏ＋Ｗ：０〜１０％
ＭｏおよびＷは、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度を向上させる作用を有する。このため、ＭｏおよびＷの一方または両方を含有させても良い。しかしながら、Ｗおよび／またはＭｏが過剰に含有された場合、オーステナイトの安定性が低下して、却ってクリープ強度の低下を招くとともに、コストの増大を招く。したがって、上限を設けて、ＭｏまたはＷを単独で含有させる場合は、それぞれの含有量を１０％以下および４％未満とし、両方含有させる場合は、その合計含有量（Ｍｏ＋Ｗ）を１０％以下とする。Ｍｏを単独で含有させる場合、Ｍｏ含有量は９％以下であるのが望ましい。また、ＭｏおよびＷを両方含有させる場合は、合計含有量が８％以下であるのが望ましい。
Ｗ：０％以上４％未満
Ｍｏ＋Ｗ：０〜１０％
ＭｏおよびＷは、マトリックスに固溶して高温でのクリープ強度を向上させる作用を有する。このため、ＭｏおよびＷの一方または両方を含有させても良い。しかしながら、Ｗおよび／またはＭｏが過剰に含有された場合、オーステナイトの安定性が低下して、却ってクリープ強度の低下を招くとともに、コストの増大を招く。したがって、上限を設けて、ＭｏまたはＷを単独で含有させる場合は、それぞれの含有量を１０％以下および４％未満とし、両方含有させる場合は、その合計含有量（Ｍｏ＋Ｗ）を１０％以下とする。Ｍｏを単独で含有させる場合、Ｍｏ含有量は９％以下であるのが望ましい。また、ＭｏおよびＷを両方含有させる場合は、合計含有量が８％以下であるのが望ましい。
なお、上記の効果を得たい場合は、ＭｏおよびＷの一方または両方の含有量を０．１％以上とすることが望ましく、０．５％以上とすることがより望ましく、１％以上とすることがさらに望ましい。
上記のＣｕ、Ｖ、ＭｏおよびＷは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、１１．５％であっても良い。
２．部材の平均結晶粒度
本発明のＮｉ基耐熱合金部材は、部材の表層が平均結晶粒度でＡＳＴＭ粒度番号７番以上の再結晶粒からなる金属組織を有し、部材の厚さ中央部が平均結晶粒度でＡＳＴＭ粒度番号４番以下の粗粒な結晶粒からなる金属組織を有する。なお、粒度番号は、ＡＳＴＭ Ｅ１１２の規定によるものである。
本発明のＮｉ基耐熱合金部材は、部材の表層が平均結晶粒度でＡＳＴＭ粒度番号７番以上の再結晶粒からなる金属組織を有し、部材の厚さ中央部が平均結晶粒度でＡＳＴＭ粒度番号４番以下の粗粒な結晶粒からなる金属組織を有する。なお、粒度番号は、ＡＳＴＭ Ｅ１１２の規定によるものである。
前述のように、本発明において、部材の表層とは、部材表面からの深さが５０μｍまでの領域をいう。また、部材の厚さ中央部の平均結晶粒度とは、部材厚さの２５％となる各表面側を除外した領域における平均結晶粒度のことである。
なお、熱間加工時の表面欠陥を防止するためには、表層の金属組織は細粒であるほど好ましく、平均結晶粒度について、上限は特に規定しない。しかしながら、過度に細粒な組織とするのは、技術的に困難であるだけでなく、製造コストの上昇を招くため、ＡＳＴＭ粒度番号１２番以下とするのが好ましい。
また、優れたクリープ特性を得るためには、厚さ中央部の平均結晶粒度は、ＡＳＴＭ粒度番号３番以下であるのが好ましく、２番以下であるのがより好ましい。一方、厚さ中央部の金属組織が過度に粗粒であるとクリープ延性の劣化および衝撃値の低下を招く場合があるため、厚さ中央部の平均結晶粒度は、ＡＳＴＭ粒度番号−２番以上であるのが好ましく、−１番以上であるのがより好ましい。
なお、部材の厚さ中央部の平均結晶粒度は、部材の溶体化熱処理時の温度および時間を管理することにより調整することが可能である。溶体化熱処理の条件としては、１０００〜１２８０℃の温度域において、０．１〜５ｈ保持するのが好ましい。熱処理の温度域は１１００〜１２５０℃とするのがより好ましく、保持時間は０．２〜１．５ｈとするのがより好ましい。
また、部材の表層の平均結晶粒度は、上記の溶体化熱処理を施した部材の表面に、工具による切削、研磨、レーザーもしくはサンドブラスト等を活用したショットピーニング、ロールもしくは油圧プレスによる冷間圧延、または冷間での抽伸等を行って、機械的に表面部に強加工を施した後、熱処理を施して再結晶させることにより制御可能である。再結晶させるための熱処理の条件としては、９５０〜１１８０℃の温度域で０．１〜３ｈ保持するのが好ましい。熱処理の温度域は１０００〜１１５０℃とするのがより好ましく、保持時間は０．５〜１．５ｈとするのがより好ましい。
表層の硬さについて、上記の強加工を施した後で再結晶熱処理前の素材の表層におけるＨＶ０．１が３００以上であるのが好ましく、３５０以上であるのがより好ましい。強加工後の素材表層のＨＶ０．１が３００未満では、再結晶熱処理後の部材表層の平均結晶粒度がＡＳＴＭ粒度番号７番以上とならないためである。そして、再結晶熱処理後の部材の表層の硬さは、ＨＶ０．１が２７０以下であるのが好ましく、２２０以下であるのがより好ましい。再結晶熱処理後の部材表層の硬さが２７０を超えると、粒内の変形抵抗が高く、粒界破壊を助長するためである。
ここで、「ＨＶ０．１」は、試験力を０．９８０７Ｎ（１００ｇｆ）として、マイクロビッカース硬さ試験を実施した場合の「硬さ記号」を意味する。
なお、本発明に係るＮｉ基耐熱合金素材の表層の硬さにおいて、ＨＶ０．１が３００以上とは、表層の転位密度が２．０×１０１４／ｍ２以上であることに相当する。すなわち、強加工を施した後で再結晶熱処理前の素材の表層における転位密度は、２．０×１０１４／ｍ２以上であることが好ましい。
「転位密度」は、Ｃｏ管球を用いてＸＲＤにより試料表面をθ−２θ測定し、得られたＸ線回折データから{１１１}、{２００}、{２２０}および{３１１}面のLorentz関数近似によって回折ピークの角度、半値幅、回折強度を求め、Modified Williamson-Hallの式およびModified Warren-Averbachの式より算出することができる。
３．割れの評価方法
本発明のＮｉ基耐熱合金部材は、熱間加工時の表面欠陥を防止できるものである。一方、部材内部の微小な割れについては、生じないのが最も望ましいことは言うまでもないが、たとえ生じたとしても、割れの深さが小さければ、実プラントにおいて重大な事故につながる可能性は低く、大きな問題とはならない。
本発明のＮｉ基耐熱合金部材は、熱間加工時の表面欠陥を防止できるものである。一方、部材内部の微小な割れについては、生じないのが最も望ましいことは言うまでもないが、たとえ生じたとしても、割れの深さが小さければ、実プラントにおいて重大な事故につながる可能性は低く、大きな問題とはならない。
したがって、本発明のＮｉ基耐熱合金部材は、再結晶粒からなる部材の表層を含む試験片を、１１００℃において０．０００１ｓ−１のひずみ速度で引張試験を行い、伸びが１０％となった時の試験片内部における割れの深さが２０μｍ以下であるのが望ましい。
上記の試験に用いる試験片は、部材の少なくとも一方の面の表層を含むものとし、両方の面を含んでいても良い。また、形状については、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に規定される、断面が長方形または正方形となるような板状試験片または棒状試験片を用いることができる。この際、試験片の少なくとも一面に部材表面が含まれるように試験片を作製するのが望ましい。
上記の試験片を用いて、熱間加工を模擬した低ひずみ速度での引張試験を行う。具体的には、グリーブル試験機を用いて、上記の試験片を、加工温度１１００℃でひずみ速度が０．０００１ｓ−１の低ひずみ速度で引張試験し、伸び（ひずみ量）が１０％になった時点で引張試験を中断し、引張試験中断後の試験片を用いて、試験片表面部および内部の割れを確認する。
なお、グリーブル試験とは、試験片中央部を通電加熱しながら行う引張試験である。加工温度は、グリーブル試験片の中央部に熱電対を溶着して測定する。
引張試験中断後の試験片表面における割れの有無は、ＪＩＳ Ｚ ２３４３−１（２００１）に規定される浸透探傷試験により行うこととする。また、試験片内部の割れの有無は、引張試験中断後の試験片中央部を横断面が被検面となるように切断し、鏡面研磨した後、倍率１００倍で光学顕微鏡観察して確認することとする。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有するＮｉ基耐熱合金を実験室溶解してインゴットを作製した。上記インゴットを用いて、熱間での鍛造および圧延による成形ならびに表２に示す条件での溶体化熱処理を行い、厚さ２５ｍｍ、幅１００ｍｍ、長さ５００ｍｍの合金板を複数枚作製した。その後、合金板に切削バイトによる表面切削加工を行い、さらに表２に示す条件で熱処理を行い合金板表層部に再結晶層を形成した。
上記のようにして得た各合金板から、横断面が被検面となるように平均結晶粒度を決定するための試験片を切り出して鏡面研磨した。その後、各試験片について、表層となる表面加工を施した合金板表面から深さ２５μｍの位置、および合金板の厚さ方向における中央部のそれぞれの平均結晶粒度を、以下の方法により求めた。
上記の試験片を鏡面研磨して、王水で腐食した後、表層および部材の厚さ中央部のそれぞれの任意の３視野について倍率１００倍で光学顕微鏡観察した。その後、ＡＳＴＭ Ｅ１１２に準拠して、平均結晶粒度番号を求めた。
さらに、上記の各合金板について、引張試験に用いるための試験片を切り出した。引張試験用の試験片は、表面加工を施した合金板表面が含まれるように、合金板の長手方向に平行な１０ｍｍ角で長さが１３０ｍｍの角棒状の試験片を複数本ずつ機械加工により作製した。
上記の試験片を用いて、前述の加工温度が１１００℃、ひずみ速度が０．０００１ｓ−１の低ひずみ速度での引張試験を行った。そして、伸び（ひずみ量）が１０％になった時点で引張試験を中断し、引張試験中断後の試験片を用いて試験片表面部および内部の割れを調査した。
前述の通り、引張試験中断後の試験片表面における割れの有無は、ＪＩＳ Ｚ ２３４３−１（２００１）に規定される浸透探傷試験により行い、試験片内部の割れの有無は、試験片中央部を横断面が被検面となるように切断し、鏡面研磨した後、倍率１００倍で光学顕微鏡観察して調査した。
加えて、各合金板の肉厚中央部から、直径６ｍｍ、標点距離３０ｍｍの丸棒クリープ破断試験片を採取して、７５０℃、２００ＭＰａの条件でクリープ破断試験を行った。なお、クリープ破断時間が、１５００ｈ以上となるものを合格とし、１５００ｈ未満のものを不合格とした。
表層および部材の厚さ中央部における平均結晶粒径ならびに上記の各試験結果について、表２に合わせて示した。表面割れについては、割れが発生しなかったものを「○」、割れが発生したものを「×」とした。また、内部割れについては、割れが発生しなかったものを「○」、割れは発生したものの、その深さが２０μｍ以下であったものを「△」、２０μｍを超える深さの割れが発生したものを「×」とした。
表２の総合評価においては、クリープ破断時間が長く、かつ熱間加工時の耐割れ性評価である引張試験片表面および内部の双方に割れが認められなかった場合を「良」とした。また、クリープ破断時間が長く、浸透探傷試験では試験片表面に割れが認められなかったものの、試験片内部に深さ２０μｍ以下の微小な割れが認められた場合を「可」とした。そして、クリープ破断時間が短い場合、引張試験片の表面に割れが認められた場合、または、引張試験片の内部に２０μｍを超える深さの割れが発生した場合を「不可」とした。
表２に示すように、表層および部材の厚さ中央部における平均結晶粒度が本発明で規定される範囲である試験番号２〜４、８〜１０、１４〜１６、２０〜２２、２６〜２８および３２〜３４は、総合評価において、「良」または「可」となった。
一方、試験番号１、７、１３、１９、２５および３１は、部材の厚さ中央部の平均結晶粒度が大きいため、クリープ破断時間が短く、クリープ強度に劣る結果となった。また、試験番号５、１１、１７、２３、２９および３５は、表層の平均結晶粒度が小さいため、熱間加工時に表面欠陥が生じる結果となった。さらに、試験番号６、１２、１８、２４、３０および３６は、強加工後の素材表層の硬度が低いため、再結晶化熱処理後の部材表層の平均結晶粒度が小さく、熱間加工時に表面欠陥が生じる結果となった。
本発明によれば、厚さが２０ｍｍ以上の厚肉の合金部材を用いた場合であっても、熱間加工時の表面欠陥を防止することができる。したがって、本発明のＮｉ基耐熱合金部材は、発電用ボイラの主蒸気管、再熱蒸気管等の厚肉、大径の高温部材に熱間加工して用いるのに好適である。
Claims (5)
- 厚さ２０ｍｍ以上のＮｉ基耐熱合金部材であって、
化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜６０％、Ｃｏ：１６％を超えて２５％以下、Ｃｒ：１５〜２８％、Ｔｉ：０．９〜３％、Ｎｂ：０．１〜３％、Ａｌ：０．０５〜３％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．０５％、ＲＥＭ：０〜０．１％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜１０％、Ｗ：０％以上４％未満、Ｍｏ＋Ｗ：０〜１０％、残部Ｆｅおよび不純物であり、
部材の表層がＡＳＴＭ粒度番号７番以上の再結晶粒からなる金属組織を有し、
部材の厚さ中央部がＡＳＴＭ粒度番号４番以下の結晶粒からなる金属組織を有するＮｉ基耐熱合金部材。 - 前記化学組成が、質量％で、下記の第１群および第２群から選択される１種以上を含有する請求項１に記載のＮｉ基耐熱合金部材。
第１群：Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、およびＲＥＭ：０．００１〜０．１％
第２群：Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜１０％、およびＷ：０．１％以上４％未満 - 前記表層を含む試験片を、１１００℃において０．０００１ｓ−１のひずみ速度で引張試験を行い、伸びが１０％となった時の試験片内部における割れの深さが２０μｍ以下（０を含む）である請求項１または請求項２に記載のＮｉ基耐熱合金部材。
- 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：４０〜６０％、Ｃｏ：１６％を超えて２５％以下、Ｃｒ：１５〜２８％、Ｔｉ：０．９〜３％、Ｎｂ：０．１〜３％、Ａｌ：０．０５〜３％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎ：０．０２％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．０５％、ＲＥＭ：０〜０．１％、Ｃｕ：０〜１％、Ｖ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜１０％、Ｗ：０％以上４％未満、Ｍｏ＋Ｗ：０〜１０％、残部Ｆｅおよび不純物である化学組成を有する素材の表面に強加工を施し、再結晶熱処理を行うことで、
厚さ２０ｍｍ以上であり、
部材の表層がＡＳＴＭ粒度番号７番以上の再結晶粒からなる金属組織を有し、
部材の厚さ中央部がＡＳＴＭ粒度番号４番以下の結晶粒からなる金属組織を有するＮｉ基耐熱合金部材を製造するのに際して用いられるＮｉ基耐熱合金素材であって、
該強加工後で該再結晶熱処理前における素材表層の硬さがＨＶ０．１で３００以上であるＮｉ基耐熱合金素材。 - 前記化学組成が、質量％で、下記の第１群および第２群から選択される１種以上を含有する請求項４に記載のＮｉ基耐熱合金素材。
第１群：Ｃａ：０．０００１〜０．０５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．０５％、およびＲＥＭ：０．００１〜０．１％
第２群：Ｃｕ：０．０１〜１％、Ｖ：０．０１〜０．５％、Ｍｏ：０．１〜１０％、およびＷ：０．１％以上４％未満
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013261976A JP6201724B2 (ja) | 2013-12-19 | 2013-12-19 | Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013261976A JP6201724B2 (ja) | 2013-12-19 | 2013-12-19 | Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015117413A true JP2015117413A (ja) | 2015-06-25 |
| JP6201724B2 JP6201724B2 (ja) | 2017-09-27 |
Family
ID=53530425
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2013261976A Active JP6201724B2 (ja) | 2013-12-19 | 2013-12-19 | Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6201724B2 (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105914393A (zh) * | 2016-06-29 | 2016-08-31 | 江苏远航精密合金科技股份有限公司 | 一种锂离子动力电池用镍基导体材料及其制备方法 |
| JP2018059135A (ja) * | 2016-10-03 | 2018-04-12 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金部材およびその製造方法 |
| JP2018123359A (ja) * | 2017-01-30 | 2018-08-09 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ耐熱合金部材 |
| WO2019020145A1 (de) * | 2017-07-28 | 2019-01-31 | Vdm Metals International Gmbh | Hochtemperatur-nickelbasislegierung |
| CN109837427A (zh) * | 2017-11-28 | 2019-06-04 | 丹阳市延陵镇优越合金厂 | 一种合金导电丝及其制备方法 |
| CN111719057A (zh) * | 2019-03-20 | 2020-09-29 | 沈阳人和机械制造有限公司 | 一种降膜管及其制造工艺 |
| US11634792B2 (en) | 2017-07-28 | 2023-04-25 | Alloyed Limited | Nickel-based alloy |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN107541618A (zh) * | 2017-10-12 | 2018-01-05 | 河钢股份有限公司 | 一种热压烧结模具用合金材料 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH093577A (ja) * | 1995-06-15 | 1997-01-07 | Daido Steel Co Ltd | 熱間押出ダイス用材料およびその製造方法 |
| JP2002235134A (ja) * | 2001-02-06 | 2002-08-23 | Toshiba Corp | 強度と靭性に優れた耐熱合金および耐熱合金部品 |
| JP2011089201A (ja) * | 2009-10-21 | 2011-05-06 | General Electric Co <Ge> | ニッケル含有合金、製造方法及び物品 |
| WO2011071054A1 (ja) * | 2009-12-10 | 2011-06-16 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系耐熱合金 |
| JP2013049902A (ja) * | 2011-08-31 | 2013-03-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Ｎｉ基合金およびＮｉ基合金の製造方法 |
| JP2013216939A (ja) * | 2012-04-06 | 2013-10-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Ｎｉ基耐熱合金 |
-
2013
- 2013-12-19 JP JP2013261976A patent/JP6201724B2/ja active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH093577A (ja) * | 1995-06-15 | 1997-01-07 | Daido Steel Co Ltd | 熱間押出ダイス用材料およびその製造方法 |
| JP2002235134A (ja) * | 2001-02-06 | 2002-08-23 | Toshiba Corp | 強度と靭性に優れた耐熱合金および耐熱合金部品 |
| JP2011089201A (ja) * | 2009-10-21 | 2011-05-06 | General Electric Co <Ge> | ニッケル含有合金、製造方法及び物品 |
| WO2011071054A1 (ja) * | 2009-12-10 | 2011-06-16 | 住友金属工業株式会社 | オーステナイト系耐熱合金 |
| JP2013049902A (ja) * | 2011-08-31 | 2013-03-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Ｎｉ基合金およびＮｉ基合金の製造方法 |
| JP2013216939A (ja) * | 2012-04-06 | 2013-10-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Ｎｉ基耐熱合金 |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105914393A (zh) * | 2016-06-29 | 2016-08-31 | 江苏远航精密合金科技股份有限公司 | 一种锂离子动力电池用镍基导体材料及其制备方法 |
| JP2018059135A (ja) * | 2016-10-03 | 2018-04-12 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ基耐熱合金部材およびその製造方法 |
| JP2018123359A (ja) * | 2017-01-30 | 2018-08-09 | 新日鐵住金株式会社 | Ｎｉ耐熱合金部材 |
| WO2019020145A1 (de) * | 2017-07-28 | 2019-01-31 | Vdm Metals International Gmbh | Hochtemperatur-nickelbasislegierung |
| CN110914463A (zh) * | 2017-07-28 | 2020-03-24 | Vdm金属国际有限公司 | 高温镍基合金 |
| JP2020521879A (ja) * | 2017-07-28 | 2020-07-27 | ファオデーエム メタルズ インターナショナル ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＶＤＭ Ｍｅｔａｌｓ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ ＧｍｂＨ | 高温ニッケル基合金 |
| US11193186B2 (en) | 2017-07-28 | 2021-12-07 | Vdm Metals International Gmbh | High-temperature nickel-base alloy |
| KR20220070349A (ko) * | 2017-07-28 | 2022-05-30 | 파우데엠 메탈스 인테르나티오날 게엠베하 | 고온 니켈계 합금 |
| US11634792B2 (en) | 2017-07-28 | 2023-04-25 | Alloyed Limited | Nickel-based alloy |
| KR102534136B1 (ko) * | 2017-07-28 | 2023-05-18 | 파우데엠 메탈스 인테르나티오날 게엠베하 | 고온 니켈계 합금 |
| CN109837427A (zh) * | 2017-11-28 | 2019-06-04 | 丹阳市延陵镇优越合金厂 | 一种合金导电丝及其制备方法 |
| CN111719057A (zh) * | 2019-03-20 | 2020-09-29 | 沈阳人和机械制造有限公司 | 一种降膜管及其制造工艺 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP6201724B2 (ja) | 2017-09-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6201724B2 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材 | |
| JP6819700B2 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金部材およびその製造方法 | |
| US8801876B2 (en) | Ni-based alloy product and producing method thereof | |
| JP5212533B2 (ja) | 継目無オーステナイト系耐熱合金管 | |
| JP6048169B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材およびオーステナイト系耐熱合金素材 | |
| JP6520516B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材 | |
| JP5998950B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材 | |
| JP6384611B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金及び溶接構造物 | |
| JPWO2016129666A1 (ja) | オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法およびそれを用いて得られる溶接継手 | |
| JP2016196685A (ja) | Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法およびそれを用いて得られる溶接継手 | |
| JP2015202504A (ja) | Ｎｉ基耐熱合金溶接継手の製造方法およびＮｉ基耐熱合金溶接継手 | |
| US11021778B2 (en) | Austenitic stainless steel weld metal and welded structure | |
| JP6085989B2 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金部材およびＮｉ基耐熱合金素材 | |
| JP5998963B2 (ja) | Ｎｉ基耐熱合金部材 | |
| JP2014001437A (ja) | オーステナイト系耐熱部材 | |
| JP6439579B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金溶接継手の製造方法およびそれを用いて得られる溶接継手 | |
| JP2018059135A (ja) | Ｎｉ基耐熱合金部材およびその製造方法 | |
| JP5846074B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法 | |
| JP2021095611A (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材およびオーステナイト系耐熱合金素材 | |
| JP6825514B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材 | |
| JP2021011610A (ja) | オーステナイト系耐熱合金溶接継手 | |
| JP2021021130A (ja) | オーステナイト系耐熱合金溶接継手 | |
| JP2019130591A (ja) | 溶接継手 | |
| JP2019173122A (ja) | 溶接継手 | |
| JP7256374B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20160803 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20170718 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20170801 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20170814 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6201724 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |