JP2023516503A

JP2023516503A - 耐食性ニッケル基合金

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Publication number: JP2023516503A
Application number: JP2022554587A
Authority: JP
Inventors: サブリナメック，ナセラ; エス．バーグストロム，デイビッド; ジェイ．ダン，ジョン; シー．ベリー，デイビッド
Original assignee: ATI Inc Indiana
Current assignee: ATI Inc Indiana
Priority date: 2020-03-09
Filing date: 2021-03-08
Publication date: 2023-04-19
Also published as: EP4118249A1; MX2022011182A; US20220074025A1; CA3174922A1; CN115943223A; WO2021183459A1; BR112022017964A2; US20210277501A1; US11186898B2; KR20230024248A; US12000023B2

Abstract

改良された耐局部腐食性、耐応力腐食割れ（ＳＣＣ）性、及び衝撃強度を有するニッケル基合金を開示する。改良は、有害な相が生成されにくい合金組成と、耐食性、衝撃強度及び耐ＳＣＣ性を向上させる合金元素の添加による。本発明のニッケル基合金は、制御された量のＮｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ及びＢを有する。ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理又は溶接に付されると、耐食性を保持し、かつ、望ましい衝撃強度を保有する。【選択図】図７

Description

＜関連出願の相互参照＞
本出願は、２０２０年３月９日に出願された米国仮特許出願第６２／９８７，１５４号の利益を主張し、該出願は参照により本明細書に組み込まれる。

本発明は、良好な耐食性、機械的特性及び溶接性を有するニッケル基合金に関する。

この背景セクションに記載される内容は、必ずしも先行技術として認められるものではない。

従来のＮｉ基６２５合金（ＵＮＳＮ０６６２５）は、その優れた耐食性能から石油、ガス、化学処理産業で最も多く使用されているＮｉ－Ｃｒ材料の一つである。しかし、６２５合金はコストが高い。従来のＮｉ基８２５合金（ＵＮＳＮ０８８２５）は、これらの産業で広く使用されているＮｉ－Ｆｅ－Ｃｒ材料である。８２５合金は、６２５合金よりも安価であるが、耐食性は６２５合金よりも実質的に低く、特に高塩化物の水環境では応力腐食割れや孔食、隙間腐食が発生することがある。

例えば、スーパーオーステナイト系合金やスーパー二相合金などのように、８２５合金と６２５合金の間の耐食性特性を有する材料は数多くある。このような合金は多くの用途に適しているが、その一方で、このような合金があまり適さない用途もある。そのような２つの用途として、熱間圧延で接合された管(hot-roll bonded pipe)（ＨＲＢＰ）とバイメタル加工で作製された容器がある。これらの製品の製造では、６２５合金や８２５合金などの耐食合金は、炭素鋼又は他の基材に接合又はクラッドされる。使用される接合方法によっては、溶接、クラッディング、及び／又は成形後に熱処理を行う必要がある。このようなクラッド後の熱処理(post-clad heat treatment)（ＰＣＨＴ）は、炭化物、窒化物、シグマなどの金属間相が生成し得る温度範囲で行われることが多い。これらの相は、多くのニッケル基合金やすべてのスーパーオーステナイト系及びスーパー二相合金の耐食性及び衝撃強度に有害である。

従来の６２５合金や８２５合金は、スーパーオーステナイト系合金やスーパー二相合金よりもＰＣＨＴ後におけるそれら特性の維持が実質的に良好であるため、非クラッド製品並びにＨＲＢＰ及びバイメタル加工容器などのクラッド製品の材料として従来から選択されている。ＨＲＢＰやバイメタル加工容器等のようにＰＣＨＴを必要とするクラッド製品に適したコスト、塩化物の孔食性、ＳＣＣ特性の組合せの点で、６２５合金と８２５合金との間のギャップを適切に埋めることができる工業用合金は知られていない。

米国特許第４，５４５，８２６号及び同第１０，１７４，３９７号に開示された幾つかの合金は、孔食性を高めるために、８２５合金のＭｏ、Ｃｒ及び／又はＮの含有量を増加させることにより、６２５合金と８２５合金との間の耐食性ギャップを埋める問題を解決しようとしたものである。しかし、これらの合金は、応力腐食割れ（ＳＣＣ）などの腐食破壊を受けやすく、ＰＣＨＴ中に脆化する可能性がある。ＰＣＴ出願ＷＯ２０１８／０２９３０５に開示された合金等の他の合金は、Ｎｉを５０％をはるかに超えて増加させることによって耐ＳＣＣ及び脆化の問題に対処するものであるが、そのような高Ｎｉ含有量は、６２５合金に関するコスト削減の大部分又はすべてを打ち消してしまう。

本発明は、好ましい耐食性特性を有するニッケル基合金を含み、前記耐食性特性には、良好な耐局部腐食性、耐応力腐食割れ性、耐粒界腐食性が含まれる。ニッケル基合金はまた、良好な機械的性質と溶接性を有する。これは、有害な相が生成されにくい合金組成と、耐食性、機械的特性及び溶接性を向上させる合金元素の添加によるものである。このニッケル基合金は、良好な耐食性と衝撃強度を保持したまま、クラッディング後熱処理又は溶接工程に付されてもよい。本発明のニッケル基合金は、非クラッド製品並びにＨＲＢＰ及びバイメタル容器などのクラッド製品用の８２５合金及び６２５合金の代替材料として好適である。また、本発明のニッケル基合金は、他の用途、特に、相安定性、耐塩化物孔食性、耐ＳＣＣの向上が求められる用途において、スーパーオーステナイト系合金やスーパー二相合金の代替材料として使用されることもできる。本発明のＮｉ基合金は、６２５合金よりも低コストで、８２５合金と同等以上の耐ＳＣＣ性、耐孔食性、耐すきま腐食性、耐粒界腐食性を有し、スーパーオーステナイト系やスーパー二相合金に比べてＰＣＨＴ等の熱処理や溶接加工等の高温加工後の特性劣化に対する抵抗が大きい。

本発明の一態様は、３８～６０重量％のＮｉ、１９～２５重量％のＣｒ、１５～３５重量％のＦｅ、３～７重量％のＭｏ、及び０．１～１０重量％のＣｏを含むニッケル基合金を提供することである。このニッケル基合金は、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠した－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーが１００ｆｔ－ｌｂｓ（フィート－ポンド）以上；ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した臨界孔食温度が９５°Ｆより高温；ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した粒界腐食速度が０．２５ｍｍ／年未満；及びＡＳＴＭＧ３６に準拠して測定した耐応力腐食割れが１０００時間より長時間、の特性の少なくとも１つの特性を有する。

本発明の他の態様は、３８～６０重量％のＮｉ、１９～２５重量％のＣｒ、１５～３５重量％のＦｅ、０．１～１０重量％のＣｏ、及び３～７重量％のＭｏを含むニッケル基合金を製造する方法を提供することである。この方法は、ニッケル基合金のインゴットを均質化する(homogenize)ことと、均質化されたインゴットを加工してスラブ又はビレットを形成することと、さらに熱間圧延して板状又は棒状又は管状の製品を形成することと、当該製品をアニーリングすることと、及びアニーリングされた製品を冷却することと、を含む。このニッケル基合金は、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠した－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーが１００フィート－ポンド以上；ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した臨界孔食温度が９５°Ｆより高温；ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した粒界腐食速度が０．２５ｍｍ／年未満；及びＡＳＴＭＧ３６に準拠して測定した耐応力腐食割れが１０００時間より長時間、の特性の少なくとも１つの特性を有する。

本発明のこれら及び他の態様は、以下の説明からより明らかになるであろう。

本明細書に記載された本発明の様々な特徴及び特性は、添付の図を参照することにより、より完全に理解され得る。

図1は、本発明の各種ニッケル基合金について計算したシグマソルバス温度を比較合金と比較したグラフである。

図２は、本発明のニッケル基合金が溶体化焼鈍された状態(solution annealed condition)の光学顕微鏡写真である。図３は、本発明のニッケル基合金のＰＣＨＴ状態の光学顕微鏡写真である。図４は、比較合金の溶体化焼鈍状態の光学顕微鏡写真である。図５は、比較合金のＰＣＨＴ状態の光学顕微鏡写真である。

図６は、本発明のニッケル基合金の溶体化焼鈍状態のＳＥＭ写真であり、上の画像は下の画像よりも低倍率で撮影している。図７は、本発明のニッケル基合金のＰＣＨＴ状態のＳＥＭ写真であり、上の画像は下の画像よりも低倍率で撮影している。

図８は、比較合金の溶体化焼鈍状態のＳＥＭ写真であり、上の画像は、下の画像よりも低倍率で撮影している。図９は、比較合金のＰＣＨＴ状態のＳＥＭ写真であり、上の画像は、下の画像よりも低倍率で撮影している。

図１０は、他の比較合金の溶体化焼鈍状態のＳＥＭ写真であり、上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。図１１は、他の比較合金のＰＣＨＴ状態のＳＥＭ写真であり、上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。

図１２は、他の比較合金の溶体化焼鈍状態のＳＥＭ写真であり、上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。図１３は、他の比較合金のＰＣＨＴ状態のＳＥＭ写真であり、上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。

図１４は、他の比較合金の溶体化焼鈍状態のＳＥＭ写真であり、上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。図１５は、他の比較合金のＰＣＨＴ状態のＳＥＭ写真であり、上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。

図１６は、長手方向のシャルピー衝撃エネルギーのグラフであって、本発明の様々なニッケル基合金を、ＰＣＨＴ無しとＰＣＨＴ有りの両方で比較合金と比較したものであり、ＰＣＨＴ後の衝撃強度の低下は、本発明合金が比較合金よりも少ないことを示している。

図１７は、幅方向のシャルピー衝撃エネルギーのグラフであって、本発明の様々なニッケル基合金を、ＰＣＨＴ無しとＰＣＨＴ有りの両方で比較合金と比較したものであり、ＰＣＨＴ後の衝撃強度の低下は、本発明合金が比較合金よりも少ないことを示している。

図１８は、本発明のニッケル基合金と３つの比較合金について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態における降伏強度を比較したグラフである。

図１９は、本発明のニッケル基合金と３つの比較合金について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態における引張強度を比較したグラフである。

図２０は、本発明のニッケル基合金と３つの比較合金について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態におけるパーセント伸びを比較したグラフである。

図２１は、本発明のニッケル基合金と３つの比較合金について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態におけるロックウエルＣ硬度を比較したグラフである。

図２２は、本発明のニッケル基合金と３つの比較合金について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態におけるシャルピー衝撃エネルギーを比較したグラフである。

図２３は、本発明のニッケル基合金と３つの比較合金について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態における臨界孔食温度を比較したグラフである。

図２４は、本発明のニッケル基合金と３つの比較合金について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態における粒界腐食速度を比較したグラフである。

図２５は、本発明のニッケル基合金と３つの比較合金について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態における耐応力腐食割れを比較したグラフである。

図２６は、本発明のニッケル基合金の溶接ゾーンの光学顕微鏡写真である。

図２７は、本発明のニッケル基合金と３つの比較合金について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態における粒界腐食速度を比較したグラフである。本発明のニッケル基合金の溶接部の粒界腐食速度についても示されている。

＜詳細な説明＞
本発明のニッケル基合金は、制御された量のＮｉ、Ｃｒ、Ｆｅ、Ｍｏ及びＣｏを有し、制御された量のＣｕ、Ｍｎ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ及びＡｌを有してもよい。このような合金化添加物は、以下の表１に示される含有量で提供されることができる。加工性を向上させる技術的な利点を目的として調整される他の元素として、Ｖ、Ｗ、Ｍｇ、及び希土類金属を含んでもよい。Ｐ、Ｓ、Ｏなどの元素は、不可避的不純物として微量存在してもよいが、このような元素は本発明のニッケル基合金には意図的に添加されない。本明細書において用いられる「付随的不純物」とは、ニッケル基合金組成物に合金化添加物として意図的に添加されない元素であり、不可避的な不純物として、又は微量に存在する元素を意味する。本発明の合金組成物について「実質的に含まない」という用語は、ある元素が付随的不純物としてのみ存在することを意味する。

上記表１に示されるように、本発明のニッケル基合金は、重量パーセントにて、Ｎｉ３８．０～６０．０、Ｃｒ１９．０～２５．０、Ｆｅ１５．０～３５．０、Ｍｏ３．０～７．０、及びＣｏ０．１～５．０を含むことができる。ニッケル基合金は、追加元素として、重量パーセントにて、Ｃｕ０．１～４．０、Ｍｎ０．１～３．０、Ｃ≦０．０３０、Ｎ≦０．１５、Ｓｉ≦１．０、Ｔｉ≦０．１０、Ｎｂ≦０．２０、Ａｌ≦０．３０、Ｂ≦０．００５０、Ｖ≦０．３、Ｗ≦０．３、及びＭｇ≦０．０１、又はこれらの追加元素の任意の組合せをさらに含むことができる。表１に示した実施例の組成は、実現可能性のある本発明のニッケル基合金を例示したものである。

Ｃｒ、Ｍｏ及びＮの量は、十分な耐孔食性が得られるように選択されることができる。耐孔食指数(Pitting Resistance Equivalent Number)（ＰＲＥＮ）は、式ＰＲＥＮ＝％Ｃｒ＋３．３（％Ｍｏ）＋１６（％Ｎ）に基づいて算出される。ＰＲＥＮが高いほど、塩化物による孔食や隙間腐食に対する耐性が良好である。ニッケル基合金のＰＲＥＮは、少なくとも４０であり、幾つかの実施例では、４１以上、４５以下であり得る。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｎｉを３８．０～６０．０含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲で、例えば、３８．０～５５．０；３９．０～５０．０；３９．０～４９．０；３９．５～５０．０；３９．５～４９．５；４０．０～５０．０；４０．０～４９．０；４０．０～４８．０；４０．５～４９．５；４１．０～４８．０；４１．５～４８．０；４１．５～４７．５；４２．０～４８．０；４１．５～４６．５；４１．５～４６．０；４２．０～４６．０；４２．５～４８．０；４１．５～４５．５；又は４１．５～４４．０を含むことができる。３８．０～６０．０重量％のＮｉ、及び幾つかの実施態様では４０．０～４８．０重量％のＮｉは、耐応力腐食割れ性、相安定性、良好な機械特性及び成形性(fabricability)を提供する。しかしながら、材料性能を維持しながらＮｉ含有量を低減するために、Ｎｉ含有量は４０．０～４８．０重量％の範囲、又は前記範囲に包含される任意の範囲に維持されることができる。特定の合金では、Ｎｉ含有量は４８．０重量％未満、又は４７．０重量％未満、又は４６．０重量％未満、又は４５．０重量％未満、又は４４．０重量％未満である。また、特定の合金では、ニッケル含有量は３８．０重量％超、又は３８．５重量％超、又は３９．０重量％超、又は３９．５重量％超、又は４０．０重量％超、又は４０．５重量％超、又は４１．５重量％超、又は４２．０重量％超、又は４２．５重量％超である。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｃｒを１９．０～２５．０含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲で、例えば、２０．０～２５．０；２１．０～２５．０；２２．０～２５．０；２０．０～２４．０；２１．０～２４．０；２２．０～２４．０；２０．０～２３．０；２１．０～２３．０；２２．０～２３．０；２１．５～２４．５；２１．５～２３．５；又は２１．５～２３．０を含むことができる。１９．０～２５．０重量％のＣｒ、又は幾つかの実施態様では２１．０～２５．０重量％のＣｒは、酸化性腐食性媒体、塩化物による孔食及び隙間腐食に対する抵抗性を提供する。特定の合金では、Ｃｒ含有量は１９．０重量％超、又は１９．５重量％超、又は２０．０重量％超、又は２０．５重量％超、又は２１．０重量％超、又は２１．５重量％超、又は２２．０重量％超である。特定の例として、Ｃｒの含有量は約２２重量％であってもよい。Ｃｒを過剰に添加すると、例えば２５．０重量％を超えると、有害な相の形成を促進することがある。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｍｏを３．０～７．０含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲で、例えば、３．０～６．５；３．５～６．５；４．０～６．５；４．５～６．５；５．０～６．０；４．５～６．０；又は５．０～６．０を含むことができる。３．０～７．０重量％のＭｏ、又は幾つかの実施態様では４．０～６．５重量％のＭｏは、非酸化（還元）腐食性媒体、塩化物による孔食及び隙間腐食、応力腐食割れに対する抵抗性を提供する。特定の合金では、Ｍｏ含有量は７．０重量％未満、又は６．５重量％未満、又は６．０重量％未満、又は５．８重量％未満である。特定の実施例では、Ｍｏ含有量は約５．５重量％であってよい。Ｍｏが多すぎる場合、例えば７．０重量％を超えると、有害な相の形成を促進することがある。耐食性を向上させるためにＭｏを増やす場合、有害な相の生成を抑え、機械的特性を低下させないために、他の組成の変化とバランスさせることができる。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｃｏを０．１～５．０含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．１～４．０；０．１～３．０；０．１０～２．６０；０．２～４．５；０．２～４．０；０．２～３．５；０．２～３．０；０．２０～２．６０；０．２５～３．５０；０．２５～３．００；又は０．２５～２．６０を含むことができる。０．１～５．０重量％のＣｏ、又は幾つかの実施態様では０．２５～２．６０重量％のＣｏは、上記のＮｉの含有量と組み合わせて、応力腐食割れ（ＳＣＣ）に対する抵抗力を増加させると共に、望ましい衝撃強度をもたらし、固溶強化を提供する。Ｃｏの添加は、衝撃靱性及び耐ＳＣＣ性に有益な効果をもたらすことができ、その効果は本明細書に記載された他の合金化添加物(alloying additions)により向上させることができる。特定の合金では、Ｃｏ含有量は０．２５重量％超、又は０．５重量％超、又は１．０重量％超、又は１．５重量％超であってよい。しかしながら、Ｃｏは比較的高価な元素であるため、幾つかの実施形態では、Ｃｏ含有量は、材料性能を向上させながらコストを制御するために、０．１～３．０重量％の範囲、又は前記範囲に含まれる任意の範囲、例えば０．２５～２．６０重量％に維持されることができる。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｃｕを０．１～４．０含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．２～４．０；０．２～３．０；０．２～２．５；０．２～２．０、又は０．２５～２．００を含むことができる。０．１～４．０重量パーセントのＣｕ、又は幾つかの実施態様では０．２～２．０重量パーセントのＣｕは、硫酸などの還元環境に対する耐食性をもたらし、Ｈ_２Ｓの存在下でクラック発生に対する抵抗性を高めることができる。しかしながら、Ｃｕが多すぎると、例えば４．０重量％を超えると、熱間加工性や熱安定性に悪影響を及ぼす。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｍｎを０．１～３．０含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．２～３．０；０．２～２．５；０．２～２．０；０．２５～２．００；又は０．２５～１．５０を含むことができる。０．１～３．０重量パーセントのＭｎ、又は幾つかの実施態様では０．２５～２．００重量パーセントのＭｎは、Ｎの溶解性及び強度の向上をもたらす。Ｍｎの添加量が多すぎる場合、例えば３．０重量％を超えると、衝撃強度や局部腐食の抵抗性が低下することがある。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｓｉを最大１．０含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．９以下；０．７５以下；０．６以下；０．５以下；０．４以下；０．００１～１．０；０．００１～０．９；０．００１～０．７５；０．００１～０．６；０．００１～０．５；０．００１～０．４；０．０１～１．０；０．０１～０．５０；０．０１～０．４０；０．０５～１．０；０．０５～０．５０；０．０５～０．４０；０．１０～０．５０；又は０．１０～０．４０を含むことができる。Ｓｉは、有害な相の形成の動力学を増加させる効果があり、そのため、１重量％以下に制限されるべきであり、幾つかの実施態様では、０．５重量％以下又は０．４重量％以下に制限されるべきである。原材料には通常、少量のＳｉが含まれており、Ｓｉ含有量を約０．０５％未満まで下げることは可能であるが、合金のコストを不必要に上昇させることになる。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｎを最大０．１５まで含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．１以下；０．０７５以下；０．００１～０．１５；０．００１～０．１０；０．００１～０．０７５；０．００５～０．１２；０．００５～０．１０；０．００５～０．０７５；０．０１～０．１０；０．０１～０．０７５；又は０．０１５～０．０７５を含むことができる。０．１５重量％までのＮ、又は幾つかの実施態様では、０．０１～０．１重量％のＮは、強度と塩化物による孔食や隙間腐食に対する抵抗性をもたらす。Ｎが多すぎると、例えば０．１５重量％を超えると、クロム窒化物を生成し、耐食性や機械的性質に悪影響を及ぼすことがある。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｔｉを最大０．１まで含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．０１～０．１０；０．０１～０．０８；０．０１～０．０７；０．０１～０．０６；０．０１～０．０５；又は０．０１～０．０４を含むことができる。０．１重量パーセントまでのＴｉ、又は幾つかの実施態様では０．０１～０．０７重量パーセントのＴｉは、優先的にＣ不純物と反応してチタン炭化物を形成して、ＣｒとＣとの反応を低減又は排除する。ＣｒとＣが反応すると、クロム炭化物粒子の周りにＣｒ欠乏ゾーンが生成され、腐食の開始サイトを生じさせる。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｎｂを０．２まで含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．０１～０．２０；０．０２～０．１５；０．０２～０．１０；０．０２５～０．１０；０．０２５～０．０９５；０．０２５～０．０９０；又は０．０２～０．０９を含むことができる。０．２重量パーセントまでのＮｂ、又は幾つかの実施態様では０．０２～０．１重量パーセントのＮｂは、優先的にＣ不純物と反応してニオブ炭化物を形成して、ＣｒとＣとの反応を低減又は排除する。ＣｒとＣが反応すると、クロム炭化物粒子の周りにＣｒ欠乏ゾーンが生成され、腐食の開始サイトを生じさせる。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｂを０．００５まで含むことができ、又は前記範囲包含される任意の範囲、例えば、０．０００１～０．００５０；０．０００２～０．００５０；０．０００４～０．００３５；０．０００５～０．００５０；０．０００９～０．００３０；０．００１０～０．００３０；又は０．００１０～０．００２０を含むことができる。０．００５重量パーセントまでのＢ、又は幾つかの実施態様では０．００１～０．００３重量パーセントのＢは、粒界を強化して、熱間加工性を向上させる。約０．００５を超えるＢは、有害なホウ化物析出物の生成を引き起こし得る。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｃを０．０３０まで含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．０１５以下；０．０１０以下；０．００７以下；０．００１～０．０３０；０．００１～０．０１５；０．００１～０．００７；０．００２～０．００７；又は０．００３～０．００７を含むことができる。０．０３０重量パーセント以下のＣ、又は幾つかの実施態様では０．０１５重量パーセント以下のＣは、強度を向上させるが、Ｃｒと結合して粒界に有害な炭化クロム粒子を形成し、周囲領域のＣｒを枯渇させることもある。これは粒界鋭敏化(boundary sensitization)と称される。Ｃを低くすることで、鋭敏化の発生を最小限に抑えることができる。このため、Ｃを０．０３重量％未満に維持することが好ましく、Ｃを０．０１重量％以下にすることがより好ましい。

本発明の幾つかの実施態様では、ニッケル基合金は、Ｍｇを実質的に含まない。なお、「実質的に含まない(substantially fee)」という用語は、Ｍｇがニッケル基合金に合金化添加物として意図的に添加されておらず、微量又は付随的な不純物としてのみ存在することを意味する。このようなＭｇを含まない合金は、製造時のエッジクラッキングに対する抵抗性を付与するために、上記した量のＴｉを含んでもよい。他の実施態様では、熱間加工性を向上させるために、ニッケル基合金に少量のＭｇを、例えば、最大０．０１重量％まで添加することができる。Ｍｇは、重量パーセントで、０．０１まで添加されることができ、又はその範囲内で、例えば、０．００５以下、０．００１～０．０１、又は０．００１～０．００５を添加することができる。

ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ａｌを０．３０まで含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．２５以下；０．２０以下；０．１５以下；０．１０以下、０．０１～０．３０；０．０１～０．２５；０．０１～０．２０；０．０１～０．１５；０．０１～０．１０；０．０２～０．３０；０．０３～０．２０；０．０４～０．２５；０．０４～０．１５；０．０５～０．２；０．０５～０．１５；０．０６～０．２５；又は０．０６～０．１５を含むことができる。ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｖを０．３まで含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．２以下；０．１以下、又は０．０５以下まで含むことができる。ニッケル基合金は、重量パーセントで、Ｗを０．３まで含むことができ、又は前記範囲に包含される任意の範囲、例えば、０．２５以下；０．２０以下；０．１５以下；０．１以下；０．００１～０．３；０．００１～０．２５；０．００１～０．２０；０．００１～０．１５；又は０．００１～０．１を含むことができる。

ニッケル基合金組成物の残部は、鉄と付随的不純物を含むことができる。幾つかの実施態様では、残部の鉄は、重量パーセントで、１５．０～３５．０、又は前記範囲に包含される任意範囲、例えば、１５．０～３０．０；１６．０～２９．０；１８．０～２９．０；又は１８．５～２９．０を含むことができる。

本発明のニッケル基合金は、インゴットの冶金学的操業により溶解及び鋳造されることができる。冶金学的操業として、例えば、アルゴン酸素脱炭（ＡＯＤ）、真空酸素脱炭（ＶＯＤ）、真空誘導溶解（ＶＩＭ）、エレクトロスラグ精錬（ＥＳＲ）、真空アーク再溶解（ＶＡＲ）の１又は２以上を挙げることができる。本発明のニッケル基合金の鋳造インゴット、スラブ、又はビレットは、例えば、１２～９６時間の均質化処理に付すことができ、例えば、２，０００～２，３５０°Ｆ、又は、前記温度範囲内の２，１００～２，２００°Ｆの温度で、前記時間の範囲内の２４～７２時間、均質化処理に付すことができる。均質化処理された生成物は、次いで、１，６００～２，３００°Ｆの温度、又は前記温度範囲内の任意の温度範囲、例えば１，７００～２，０００°Ｆの温度で、鍛造などの高温で加工することができる。加工工程では、合金をスラブ又はビレットに成形することができる。これは、例えば、２，０００～２，３００°Ｆの温度、又は前記温度範囲内の任意の温度範囲、例えば２，０５０～２，１５０°Ｆの温度で再加熱して、熱間加工し、例えば、プレート、シート、ストリップ、フォイル、バー、管状体、鍛造形状又はコイルなどの所望の厚さを有するミル製品を成形することができる。厚さは、例えば、０．００１～４．０インチ、又はその範囲内の任意の範囲であってよい。

熱間加工後、本発明のニッケル基合金は、選択された温度、例えば１，７５０～２，３００°Ｆ、又は前記範囲内の任意の範囲、例えば１，８００～２，１５０°Ｆでアニーリングに付すことができる。

アニーリングされたプレートは、アニーリング温度から９５０°Ｆ未満の温度まで、例えば、少なくとも３００°Ｆ／分の速度で急冷されることができる。

場合によっては、アニーリングされた材料は、その後、熱間圧延接合管（ＨＲＢＰ）又はバイメタルプロセス容器に従来使用されているクラッディング後熱処理(post-cladding heat treatment)（ＰＣＨＴ）に相当する追加の熱処理が施される。ＰＣＨＴは、例えば１，１００～１，８００°Ｆの温度で実施することができる。場合によっては、ＰＣＨＴは、異なる温度で複数段階行われることができる。例えば１，７５０°Ｆで１時間、次いで１，１００°Ｆで４５分の条件で行うことができる。

本発明のニッケル基合金は、ある種の従来のニッケル基合金と比較して、ＰＣＨＴ後の靭性特性の向上を示すことができる。本発明のニッケル基合金の靭性は、ＡＳＴＭＥ２３－１８に規定された「金属材料のノッチ付きバー衝撃試験に関する標準試験方法(Standard Test Methods for Notched Bar Impact Testing of Metallic Materials)」に基づいて測定することができ、このＡＳＴＭ規格は、引用を以てこの明細書に組み込まれる。本発明のニッケル基合金は、上述のＰＣＨＴ処理の後、ＡＳＴＭＥ２３－１８による－５０℃でのシャルピー衝撃エネルギーとして測定される溶体化焼鈍状態の初期靭性の少なくとも８５％を保持する。別の言い方をすれば、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で測定したとき、熱間圧延方向又は他の熱間加工方向に関して長手(longitudinal)方向又は幅(transverse)方向のどちらの方向においても、本発明のニッケル基合金は、上記ＰＣＨＴ状態のシャルピー衝撃エネルギーが、上記溶体化焼鈍状態のシャルピー衝撃エネルギーよりも１５％を超えて小さくない。

幾つかの実施態様では、上述したＰＣＨＴの処理後、本発明のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で測定されたシャルピー衝撃エネルギーは、上述の溶体化焼鈍状態において、初期靭性の少なくとも８６％、８７％、８８％、８９％、９０％、９１％、９２％、９３％、９４％又は９５％を維持する。別の言い方をすると、幾つかの実施態様では、－５０℃で測定されたシャルピー衝撃エネルギーは、熱間圧延方向又は他の熱間加工方向に関する長手方向又は幅方向の何れの方向においても、本発明のニッケル基合金は、上記ＰＣＨＴ状態のシャルピー衝撃エネルギーが、上記溶体化焼鈍状態のシャルピー衝撃エネルギーよりも、１４％、１３％、１２％、１１％、１０％、９％、８％、７％、６％又は５％を超えて小さくない。

幾つかの実施態様では、上記した本発明のニッケル基合金のＰＣＨＴ状態でのシャルピー衝撃エネルギーは、－５０℃で測定したとき、熱間圧延又は他の熱間加工方向に関して長手方向又は幅方向の何れの方向においても、上記した溶体化焼鈍状態での合金のシャルピー衝撃エネルギーよりも大きい。これに対して、従来の幾つかのニッケル基合金は、ＰＣＨＴ時に測定されたシャルピー衝撃エネルギーが、長手方向に測定した場合、少なくとも１９％、場合によっては少なくとも５０％減少することを示している。換言すれば、このような従来のＮｉ基合金は、ＰＣＨＴ後の溶体化焼鈍状態では、初期靭性の８１％より小さく、場合によっては５０％よりも小さい。

本発明のニッケル基合金は、上記のＰＣＨＴ後において、ＡＳＴＭＥ２３－１８に基づいて５ｍｍサイズ（試料片の厚さ）を－５０℃で測定したときのシャルピー衝撃エネルギーは、長手方向又は幅方向の何れにおいても、少なくとも１００フィート－ポンドであり、幾つかの実施態様では、少なくとも１１０フィート－ポンド、１１１フィート－ポンド、１１３フィート－ポンド、１１５フィート－ポンド、１１７フィート－ポンド、１１９フィート－ポンド、１２０フィート－ポンド、１２２フィート－ポンド、１２３フィート－ポンド、１２５フィート－ポンド、１２６フィート－ポンド、又は１２７フィート－ポンドである。

ＰＣＨＴを施したニッケル基合金は、衝撃強度や破壊靭性などの機械的特性を維持又は向上させながら、耐食性の向上を含む好ましい特性を維持する。機械的試験は、シャルピー衝撃試験、並びに、降伏強度（ＹＳ）、極限引張強度（ＵＴＳ）、伸び率（％Ｅ）及び面積減少率（％ＲＡ）を測定するための引張試験を含む。腐食試験は、塩化物応力腐食割れ(chloride stress corrosion cracking)（ＳＣＣ）、臨界孔食温度(critical pitting temperature)（ＣＰＴ）、及び粒界腐食(intergranular attack)（ＩＧＡ）を含む。

以下の実施例は、本発明の特徴を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものでない。

＜実施例１＞
本発明のニッケル基合金９ヒートと比較合金４ヒートを作成し、それらのミクロ組織とシャルピー衝撃エネルギー特性を評価した。さらに、各ヒートについて、耐孔食指数（ＰＲＥＮ）（Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ）、シグマソルバス温度(sigma solvus temperature)、平均電子空孔数(average electron vacancy number)（Ｎ_ｖ）、平均ｄ電子エネルギー(average d-electron energy)（メタル－ｄ）の計算を行った。下記の表２は、９つの発明例のニッケル基合金（ヒート１～９）と４つの比較例合金（ヒートＣ１～Ｃ４）の組成を示す。実験室規模の真空誘導溶解とエレクトロスラグ精錬を用いて、本発明合金実施例と比較合金実施例のインゴットを作製した。インゴットは均質化処理し、２，０００°～１，７００°Ｆの温度で直径８インチから６インチに鍛造した。直径６インチの鍛造品の各々を約５０ポンドにマルチカットして、パンケーキに鍛造した。このパンケーキをスラブにカットし、再加熱して熱間圧延し、約０．２７インチ厚さのプレートを作製した。熱間圧延されたプレートの各プレートは、各ヒートから５つの試験パネルにカットした。

圧延後、約２，１００°Ｆ（１，１５０℃）の温度で溶体化焼鈍（ＳＡ）の処理を行った。また、一部の材料には、シミュレートしたクラッド後熱処理（ＰＣＨＴ）を、１７５０°Ｆ（９５４℃）で第１段階の処理を行い、次いで、１１００°Ｆ（５９３℃）で第２段階の処理を行った。試験は、ＳＡとＰＣＨＴの両方の状態の試料について実施した。各ヒートの試料は、ＳＡとＰＣＨＴの両方の状態においてミクロ組織分析とシャルピー衝撃エネルギーの試験に使用した。

表２は、各ヒートのＰＲＥＮの数値とシグマソルバス温度を示す。シグマソルバス温度は、熱力学計算ソフトＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃを用いて、各組成について、シグマ相が熱力学的に安定となる最高温度を求めたものである。本発明合金の組成は、ＰＣＨＴ時に有害な相が生成しにくいように最適化されてもよい。熱力学計算ソフトウェアＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃと、平均電子空孔数（Ｎ_ｖ）及び平均ｄ電子エネルギー（Ｍ_ｄ又はメタル－ｄ）の標準式は、合金組成に基づく相安定性を計算するために用いられることができる。Ｎ_ｖとＭ_ｄに適用可能な式は、Ｃｉｅｓｌａｋらの「The Use of New PHACOMP in Understanding Solidification Microstructure of Nickel Base Alloy Weld Metal"Metallurgical Transactions A, Vol.17A (2107-16), December 1986」に記載されており、この文献は引用を以て本願に組み込まれるものとする。シグマソルバスの計算結果は、比較合金と比較して、図１に示されている。一般に、シグマソルバス温度が低く、Ｎ_ｖとメタル－ｄの値が小さいほど、相安定性が良好で、有害な金属間化合物が生成しにくいという相関がある。シグマソルバス温度が低いことは、本発明の合金が従来のある種の合金に比べて有害な相を生成しにくいことを示している。この相安定性の向上により、溶体化焼鈍をより低い温度で行うことができるようになり、合金の製造や加工がより簡単に、より低コストで行えるようになる。

実施例のヒートは、Ｎｉ、Ｆｅ、Ｍｏ、Ｍｎ、Ｎ、Ｃｏ、Ｃｕ及びＮｂの含有量を変化させ、これらの元素の濃度を変化させた場合の新規合金の腐食特性及び機械的特性への影響を測定した。

上記表２に示されるように、ヒートＮｏ．１～９の組成物は、Ｎｉを約４０～４８重量パーセントの範囲内で含み、合金化添加物として、約２１～２３重量パーセントの範囲内でＣｒ、約４．０～６．０重量パーセントの範囲内でＭｏ、約０．２５～２．６重量パーセントの範囲内でＣｏ、約０．２５～２重量パーセントの範囲内でＣｕ、約０．２５～約２重量パーセントの範囲内でＭｎ、約０．０１～０．０７重量％の範囲内でＮ、約１．０重量％までの範囲内でＳｉ、約０．０１～０．０５重量％の範囲内でＴｉ、約０．０２～０．１重量％の範囲内でＮｂ、０．０６～０．２５重量％の範囲内でＡ１、０．０１５までの範囲内でＣ、０．００１～０．００３の範囲内でＢを含み、残部Ｆｅ及び付随的不純物である。

図２及び図３は、本発明のニッケル基合金（ヒート２）について、それぞれ、溶体化焼鈍状態及びＰＣＨＴ状態での顕微鏡写真であり、図４及び図５は、比較用の従来合金（ヒートＣ３）について、それぞれ、溶体化焼鈍状態及びＰＣＨＴ状態での顕微鏡写真である。すべての試料は、同じエッチング手順にて、シュウ酸中で電解エッチングした。両合金の組織は、溶体化焼鈍状態では同様に見えるが、図５の暗い粒界領域によって示されるように、シミュレートされたクラッド後熱処理（ＰＣＨＴ）により、有害な相がはるかに多く生じ、従来合金Ｃ３の粒界に析出し、データに示されるように、その機械特性及び腐食特性の劣化を引き起こした。これは、本発明合金が、ＰＣＨＴを必要とする用途により適していることを示している。

図６及び図７は、本発明のニッケル基合金ヒート＃６の溶体化焼鈍状態（図６）及びＰＣＨＴ状態（図７）のＳＥＭ写真である。上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。図６及び図７に示される組織は、溶体化焼鈍状態及びＰＣＨＴ状態の何れにおいても、シグマなどの有害な粒界相を実質的に含まないため、腐食感受性は有意に低下する。

図８及び図９は、比較合金Ｃｌの溶体化焼鈍状態（図８）及びＰＣＨＴ状態（図９）のＳＥＭ写真である。上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。図９の明るい領域は、粒界に存在するシグマなどの有害相に対応する。比較合金ＣｌのＰＣＨＴ状態におけるこのような粒界相の存在は、合金の粒界腐食感受性を有意に上昇させる。

図１０及び図１１は、比較合金Ｃ２の溶体化焼鈍状態（図１０）及びＰＣＨＴ状態（図１１）のＳＥＭ写真である。上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。

図１２及び図１３は、比較合金Ｃ３の溶体化焼鈍状態（図１２）及びＰＣＨＴ状態（図１３）のＳＥＭ写真である。上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。図１３の明るい領域は、粒界に存在するシグマなどの有害相に対応する。比較合金Ｃ３のＰＣＨＴ状態におけるこのような粒界相の存在は、合金の粒界腐食感受性を有意に上昇させる。

図１４及び図１５は、比較合金Ｃ４の溶体化焼鈍状態（図１４）及びＰＣＨＴ状態（図１５）のＳＥＭ写真である。上の画像は、下の画像よりも低い倍率で撮影している。図１５の明るい領域は、粒界に存在するシグマなどの有害相に対応する。比較合金Ｃ４のＰＣＨＴ状態におけるこのような粒界相の存在は、合金の粒界腐食感受性を有意に上昇させる。

図１６及び図１７は、本発明のニッケル基合金と従来合金について、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して、５ｍｍ厚のＶノッチ衝撃試験の試験片を－５０℃で行った試験の測定結果を示すグラフであり、図１６は長手方向のシャルピー衝撃エネルギーのグラフであり、図１７は幅方向のシャルピー衝撃エネルギーのグラフである。両図とも、ＰＣＨＴ状態とＰＣＨＴ無しの状態を示す。試験結果は、ＰＣＨＴを施した本発明合金は、従来合金に比べて衝撃強度が高いことを示している。この図で示されるように、殆どの合金は、衝撃エネルギーがＰＣＨＴ後に低下している。しかし、本発明合金の衝撃エネルギーの減少量（熱間圧延方向に関して、長手方向で４．８％～１３．５％、幅方向で２．４％～１１．３％）は、比較合金（熱間圧延方向に関して、長手方向で１８．８％～５１．２％、幅方向で１４．１％～４６．８％）に比べて、実質的に少ない。換言すれば、本発明合金は長手方向の初期靭性を８６．５％～９５．２％保持したのに対し、比較合金では長手方向の初期靭性を４８．８％～８１．２％しか保持することができなかった。また、本発明合金は幅方向の初期靭性を８８．７％～９７．６％保持したのに対し、比較合金では幅方向の初期靭性を５３．２％～８５．９％しか保持することができなかった。実際、Ｃｏ含有量の多い２つの本発明合金（ヒート４とヒート７）では、長手方向の衝撃エネルギーが溶体化焼鈍状態の場合よりも予期し得ぬほどに高い。

＜実施例２＞
上述したヒート６の合金を比較合金Ｃ５、Ｃ６及びＣ７と比較した。ヒートＣ５は、公称６重量％のＭｏを含む上述のヒートＣ３と同様の組成を有し、ヒートＣ６は、従来合金８２５に対応する上述のヒートＣ２と同様の組成を有し、ヒートＣ７は、従来合金６２５に対応する上述のヒートＣｌと同様の組成を有している。さらに、上述したヒート６と同様の本発明のニッケル基合金を作製し、これをヒート１０として、表２にも記載している。ヒート１０の組成は、Ｎｉ：４３．４８、Ｃｒ：２２．００、Ｆｅ：２４．９５：Ｍｏ：５．７２、Ｍｎ：０．１７、Ｓｉ：０．４０、Ｃｕ：０．９７、Ｎ：０．０５、Ｗ：０．０６６、Ｃｏ：２．００、Ｔｉ：０．００１、Ｂ：０．０００７、Ｐ：０．００６、Ｓ：０．０００２、Ｎｂ：０．０９３、Ａｌ：０．０６０、Ｃ：０．００６、及びＶ：０．０２９（重量％）である。ヒート１０は、ＰＲＥＮが４１．７、Ｎ_ｖが２．２６０、メタル－ｄが０．８６２であった。

この実施例では、熱間圧延及び焼鈍した０．２７０インチ（６．８５ｍｍ）プレートをシャルピー衝撃試験で用いた以外はすべて、冷間圧延及び焼鈍した０．０６０インチ（１．５ｍｍ）プレートを用いて試験を実施した。すべての材料は、熱間及び冷間圧延後、厚さに応じた時間、２１００°Ｆ（１１５０°Ｃ）で溶体化焼鈍（ＳＡ）を行った。また、一部の材料には、シミュレートしたクラッド後熱処理（ＰＣＨＴ）として、１７５０°Ｆ（９５４℃）の第１段階と、続いて１１００°Ｆ（５９３℃）の第２段階とからなる処理を施した。試験は、ＳＡ状態とＰＣＨＴ状態の両状態の試料について実施した。

シャルピー衝撃試験は，ＡＳＴＭ（米国試験材料協会インターナショナル（American Society for Testing and Materials (ASTM) International, 100 Barr Harbor Drive, West Conshohocken, PA, 19428）Ｅ２３（金属材料のノッチ付きバー衝撃試験に関する標準試験方法）(West Conshohocken, PA: ASTM)）に準拠して実施した。０．２７０インチのプレートからハーフサイズ（０．１９７インチ［５ｍｍ］）のシャルピー試料を機械加工し、－５８°Ｆ（－５０℃）で試験を行った。各合金について，溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態の両状態の２つの試料を試験した。試料は幅方向（Ｔ－Ｌ）の向きに作製した。試験後、衝撃吸収エネルギー、幅方向の伸び、剪断破壊の割合が報告された。

引張試験は，ＡＳＴＭＥ８（最新版）「金属材料の引張試験の標準試験方法（West Conshohocken, PA: ASTM))に準拠して室温で行った。標準のゲージ長２インチ（５０．８ｍｍ）の引張試料は、０．０６０インチ（１．５ｍｍ）の材料から長手方向に作製した。各状態の各合金に対して３つの試料を試験し、０．２％オフセット降伏強度、極限引張強度、及び％伸びを求めた。

各合金の臨界孔食温度（ＣＰＴ）は、ＡＳＴＭＧ４８（（最新版）塩化第二鉄溶液を使用したステンレス鋼及び関連する合金の耐孔食性及び耐隙間腐食性のための標準試験方法（West Conshohocken, PA: ASTM))）メソッドＣによる試験片を使用して測定した。約１インチ×２インチ（２５ｍｍ×５０ｍｍ）の試験片は、０．０６０インチのシートから剪断した。剪断されたエッジは、研削し、バリを取り除き、２４０グリットのペーパーで仕上げした。試験片は、蒸留水とアセトンで洗浄し、２つの試験片を各温度で試験した。試験片は、酸性化された塩化第二鉄溶液に浸漬し、溶液温度を５℃（９°Ｆ）刻みで上昇させた後、ＣＰＴに達するまで試験を繰り返した。ＣＰＴは、深さ０．００１インチ（０．０２５ｍｍ）以上のピットが形成される最低温度と定義される。

耐粒界腐食性は、ＡＳＴＭＧ２８（最新版）「鍛錬ニッケルリッチ、クロム－軸受合金の粒界腐食に対する感受性を検出するための標準試験法（West Conshohocken, PA: ASTM）」メソッドＡを用いて測定した。０．０６０インチのシートから約１インチ×２インチ（２５ｍｍ×５０ｍｍ）の２つの試験片を剪断した。剪断されたエッジは、研削し、バリを取り除き、２４０グリットのペーパーで仕上げした。試験片は、蒸留水とアセトンで洗浄し、沸騰硫酸第二鉄－硫酸溶液に浸漬した。試験は１２０時間行い、各試験片の重量損失を求めた。

耐応力腐食割れ性は、ＡＳＴＭＧ３６（最新版）「沸騰塩化マグネシウム溶液中の金属および合金の耐応力腐食割れ性を評価するための6標準試験（West Conshohocken, PA: ASTM）に準拠して、沸騰塩化マグネシウム溶液中で求めた。
１インチ×４インチ（２５．４×１０１．６ｍｍ）の２つの試験片は、各合金の０．０６０インチ（１．５ｍｍ）シートからから剪断した。剪断されたエッジは、研削とバリ取りを行い、２４０グリットのペーパーで仕上げた。各端部から０．５インチ（１２．７ｍｍ）の２つの穴を開け、次いで試料は、１３０°Ｆ（５４°Ｃ）の２０％ＨＮＯ_３溶液に１０分間浸漬して汚染物質を除去し、蒸留水ですすぎ洗いをした。試料は、次いで、直径１インチ（２５．４ｍｍ）の周囲をＵ字形状に屈曲させた。これは、現場にて、機器の製造（溶接、成形）、設置、操業（温度勾配）の結果として一般的に経験するのと同様の応力状態を作り出すものである。次いで、Ｕ字型曲げ試料の両端をボルトで固定し、脚の間隔を１インチ（２５．４ｍｍ）に保ち、プラスチック製ワッシャーを使って試料をボルトから絶縁した。アッセンブリは、超音波で洗浄した後、１５５℃（３１１°Ｆ）の沸騰した４５％ＭｇＣｌ_２に浸漬した。Ｕ字曲げ試料は定期的にクラックの有無をチェックした。試験は、クラックが発生するか、又は浸漬時間が１，００８時間に達するまで実施した。

０．０６０インチ（１．５ｍｍ）のヒート６合金プレートに、６２５合金フィラー金属、具体的には、ＥＲＮｉＣｒＭｏ－３，３／３２”（２．４ｍｍ）の溶接ワイヤを使用して、１１インチ（２７９ｍｍ）のビードオンプレート溶接部を幾つか作製した。溶接は、ガスタングステンアーク溶接（ＧＴＡＷ）法によって行った。シールディングガスとバッキングガスにはアルゴンを使用した。電源設定は７０アンペア、１０．５ボルトを使用した。溶接の完全性をチェックするために、溶接した試料は、溶接面にテンションをかけた状態で、直径１．５インチ（３８ｍｍ）のダイの周りで１８０度屈曲させた。溶接部のミクロ組織を調べるために、溶接部の断面を、磨いて、混合酸のエッチング液でエッチングした。

ヒート６合金の機械的試験及び腐食試験の結果を、ヒートＣ５、ヒートＣ６及びヒートＣ７合金（Ｎ０８３６７）に対して行った同様な試験の結果と比較した。

表３は、０．０６０インチ（１．５ｍｍ）の材料について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態で行った引張試験の結果を示す。機械的特性試験結果を図１８～図２１にグラフで示す。２１００°Ｆ（１１５０℃）の溶体化焼鈍温度を選択したのは、試験したすべての合金に対して、完全な溶体化処理を確実に行うためである。このため、より低い温度で焼鈍した場合にこれらの合金が一般的に得られるであろう強度よりも低くなった。ヒート６合金とヒートＣ６合金の引張特性は、ＰＣＨＴ後に認識し得る程の変化がないことは大きな意義を有する。しかしながら、ヒートＣ５合金の強度は実質的に上昇する。これは、ＰＣＨＴ中に望ましくない金属間化合物が析出したためと考えられる。

表４は、幅方向（Ｔ－Ｌ）の向きに作られた０．１９７インチ（５ｍｍ）の試料に対して－５８°Ｆ（－５０℃）で実施したシャルピー衝撃試験の結果を示している。シャルピー衝撃エネルギー試験結果は図２２にグラフで示されている。試料は、２１００°Ｆ（１１５０℃）の溶体化焼鈍の後と、１７５０°Ｆ（９５４℃）及び１１００°Ｆ（５９３℃）の２段階のＰＣＨＴの後に試験を行った。このデータは、すべての試料は１００％剪断破壊面を有し、劈開破壊の領域は無かったことを示している。また、破壊したすべての試料の幅方向伸び(lateral expansion)もかなり大きく、３９～６０ミル（１．０～１．５ｍｍ）の範囲であった。しかしながら、吸収エネルギーに関しては、合金間で有意の差異があった。

溶体化焼鈍した状態では、ヒート６、ヒートＣ６（８２５合金）、ヒートＣ５（６Ｍｏ合金）はすべて、同程度のエネルギー吸収量であったが、ヒートＣ７（６２５合金）のエネルギー吸収量は少なかった。ＰＣＨＴの後、ヒート６合金とヒート７合金が吸収したエネルギー量には事実上の変化はなかったが、他の合金が吸収したエネルギー量は有意に減少した。この挙動の違いは、ヒート６合金の相安定性の向上によるものと説明することができる。ＰＣＨＴ時の有害相の析出は、合金の一部を脆化させ、破壊時に吸収されるエネルギー量を減少させる。

シャルピー衝撃試験結果を裏付けるためと、幾つかの参照合金における有害相の存在を確認するために、破壊された衝撃試験試料の断面について金属組織学的解析を行った。金属組織学的試料を載置し、研磨した後、シュウ酸中で６Ｖの電位で９０秒間、電解エッチングを行った。図１は、溶体化焼鈍状態及びＰＣＨＴ状態におけるヒート６合金とヒートＣ５合金のミクロ組織の比較を示している。ヒート６合金のミクロ組織には幾つかの粒子が認められるが、結晶粒界への析出は殆ど無いか全く無く、ＰＣＨＴ後に有意な変化は見られない。

ヒート６合金のミクロ組織の安定性は、ヒートＣ５合金のミクロ組織が、溶体化焼鈍状態では粒界が明るくエッチングされているが、ＰＣＨＴ状態では粒界が濃くエッチングされているのと対照的である。これは、ヒートＣ５合金のミクロ組織が、ＰＣＨＴ中は安定でなかったことを示している。シャルピー試験の結果、ヒートＣ５合金の吸収エネルギーが１２５フィート－ポンド（１６９Ｊ）から６９フィート－ポンド（９４Ｊ）に低下したのは、結晶粒界に有害な相が析出したためと考えられる。また、表２に示されたＰＣＨＴ後の引張強度の上昇についても同じ理由によると考えられる。

表５は、ヒート６合金及び他の合金について、溶体化焼鈍状態及びＰＣＨＴ状態での臨界孔食温度をＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した結果を示している。臨界孔食温度の結果は図２３にグラフで示されている。

結果は合金のＰＲＥＮ数に対応している。ヒートＣ７は、多くの水系環境では一般的に過剰とみなされるＭｏを多く含むため、試験した合金の中で最も高いＣＰＴを示した。ヒートＣ７合金は、８０℃（１７６°Ｆ）の試験では孔食を発生しなかったので、ＣＰＴは少なくとも８５℃（１８５°Ｆ）である。ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣの試験手順では、８５℃（１８５°Ｆ）がこの試験の最高温度とされているため、この温度よりも高い温度での試験は行わなかった。ヒートＣ５合金はＰＲＥＮが２番目に高く、ＣＰＴの７５℃（１６７°Ｆ）も２番目に高かった。ヒート６合金のＣＰＴは５０℃（１２２°Ｆ）であるのに対し、ヒートＣ６合金のＣＰＴは３５℃（９３°Ｆ）であり、ヒート６合金はヒートＣ６合金よりもＣＰＴは有意に高い。

図４、図５に見られるように、ＰＣＨＴは、有害な相を析出させたが、それにも拘わらず、ヒートＣ５合金又は他のどの合金のＣＰＴも低下させなかったというのは予期し得ぬことであった。これは、これら析出物の近傍にＣｒ欠乏領域が存在しなかったためと考えられる。２段階のＰＣＨＴにより、析出物形成後にＣｒの逆拡散が可能となり、粒界析出物により機械的特性が明らかに低下している場合でも、耐食性を回復させることは可能である。

表６は、ヒート６合金及び他の合金の粒界腐食速度を、ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した結果を示している。粒界腐食速度は図２４にグラフで示されている。速度は、ミル／年と、ｍｍ／年で示されている。

試験したすべての合金は、溶体化焼鈍状態における腐食速度はかなり低かった。ヒート６合金とヒートＣ６合金が最も低く、ヒートＣ５合金とヒートＣ７合金は僅かに高かった。この試験で６２５合金（ヒートＣ７）に用いられた共通の合格基準は、腐食速度が０．６２５ｍｍ／年（２４．６ｍｐｙ）未満であり、試験したすべての合金が溶体化焼鈍状態で容易にこの要件を満たした。この試験では、ほとんどの合金の腐食速度はＰＣＨＴ後に増加した。腐食速度はヒート６合金で６．５％、ヒートＣ６合金で１９．４％、ヒートＣ５合金で４４．１％高かった。ヒートＣ７合金では８．３％低かった。ヒートＣ５合金を除けば、これらの差はすべてが小さく、その合金でさえ、腐食速度は、目標限界値の０．６２５ｍｍ／年（２４．６ｍｐｙ）よりもかなり低かった。

表７は，ＡＳＴＭＧ３６に準拠して試験したヒート６合金と他の合金の２つの試料について、ＳＣＣ破壊までの時間の測定結果を示す。応力腐食割れの結果は、図２５にグラフで示されている。

この試験は、機器の製造、設置、操業による応力下で合金を受けると予想される性能を識別する上で意義を有する。試験は、１，００８時間経過してもクラックが発生しない場合は中止した。データは、ヒート６合金とヒートＣ７合金は、両合金とも、クラックが観察されず、試験に合格したことを示している。６２５合金（ヒート７）はＮｉを６３％含んでいるため、この試験で良好な結果が得られることは予想された。塩化物応力腐食割れ感受性がＮｉ含有量に関係することは、コプソン（H. R. Copson, "Effect of Composition on Stress Corrosion Cracking of Some Alloys Containing Nickel," Physical Metallurgy of Stress Corrosion Fracture, Interscience Publishers, New York, 1959）によって示されている。表６に示す合金では、Ｎｉ含有量の増加と共に破壊までの時間が増加した。これらの結果から、ヒート６合金は、８２５合金（ヒートＣ６）やスーパーオーステナイト系ステンレス鋼よりも、１５５℃の沸騰高塩化物環境の応力下において、ＳＣＣに対して耐性を備える十分なＮｉ含有量を有していると結論付けることができる。また、ヒートＣ５合金を除き、ＰＣＨＴによって耐ＳＣＣ性が有意に低下することが示されていないことも重要なことである。その合金の抵抗値が低下したのは、図４、図５に示されるように、ＰＣＨＴ中に、有害な相がその合金に大量に析出したためと考えられる。

ヒート６合金の試料は，６２５合金フィラー金属を用いてＧＴＡＷ溶接を行った。溶接部の光学顕微鏡写真を約１００倍の倍率で図２６に示す。溶接部の完全性をチェックするために、溶接面にテンションをかけた状態で、直径１．５インチ（３８ｍｍ）のダイの周りで１８０度屈曲させた。溶接部のミクロ組織を調べるために、溶接部の断面を、載せて、磨いて、混合酸のエッチング液でエッチングした。図１２は、溶接部と母材との界面における溶接後のミクロ組織を示しており、該ミクロ組織は、界面に小さな混合領域はあるが、溶接部に隣接する領域には、有害相の析出は殆ど認められない。溶接面の曲げ試験では、目に見えるクラックは観察されず、良好な展延性(ductility)を示した。

本発明のヒート６合金及び他の合金は、クラッディング後の熱間圧延接合管に適用されるような感作性熱処理に曝露されても、有害な相が生成しにくい非常に安定したミクロ組織を有している。その結果、シミュレートされたＰＣＨＴ後の機械的特性、特に衝撃靭性は、殆ど変化していない。

本発明のニッケル基合金の耐食性は、ＰＣＨＴ後にほとんど変化しなかったが、これは試験した他の合金、特にヒートＣ５合金ではそうでなかった。ＰＲＥＮが４２、ＣＰＴが５０℃（１２２°Ｆ）のヒート６合金は、海水などの塩化物を含む環境下での耐孔食性が８２５合金（ヒートＣ６）より優れている。ヒート６合金は沸騰ＭｇＣｌ_２溶液中でクラックが発生しない時間が１０００時間を上回っており、８２５合金（ヒートＣ６）及び同じ試験でのヒートＣ５合金の性能を超えている。ヒート６合金は、感作性熱処理後でも良好な耐粒界腐食性を示した。

ヒート６合金のシートは、６２５合金のフィラー材料を用いて溶接することに成功した。溶接した試料は、曲げ試験でクラックを発生することなく合格し、溶接部と該溶接部に隣接する熱影響部のミクロ組織は健全であった。

これらの試験結果を総合すると、ヒート６合金を含む本発明のニッケル基合金は、石油及びガス処理並びに化学処理への適用例に見られる厳しい腐食環境において、６２５合金の代替としてコスト削減効果をもたらすことを示している。本発明のニッケル基合金は、さらなる耐食性が必要とされる用途において、合金８２５を超える改良をもたらすことができる。

＜発明の態様＞
本発明の様々な態様は、以下の番号が付された項を含むが、これらに限定されるものではない。
１．３８～６０重量％のＮｉ、１９～２５重量％のＣｒ、１５～３５重量％のＦｅ、３～７重量％のＭｏ、及び０．１～１０重量％のＣｏを含むニッケル基合金。
２．Ｎｉを３９～５０重量％、Ｃｒを２０～２５重量％、Ｆｅを１５～３０重量％、Ｍｏを３．５～６．５重量％、Ｃｏを０．２～４重量％含む前記１項のニッケル基合金。
３．Ｎｉを４０～４８重量％、Ｃｒを２１～２５重量％、Ｆｅを１６～２９重量％、Ｍｏを４～６．５重量％、Ｃｏを０．２５～２．６重量％含む、前記１項又は２項のニッケル基合金。
４．０．１～４重量％のＣｕ、及び０．１～３重量％のＭｎをさらに含む、前記１～３項の何れか１項のニッケル基合金。
５．０．１５重量％未満のＮ、１．０重量％未満のＳｉ、０．０１～０．１重量％のＴｉ、０．０１～０．２重量％のＮｂ、０．０２～０．３重量％のＡｌ、及び０．０００２～０．００５重量％のＢをさらに含む、前記１～４項の何れか１項のニッケル基合金。
６．０．２～３重量％のＣｕ、及び０．２～２．５重量％のＭｎをさらに含む、前記１～４項の何れか１項のニッケル基合金。
７．０．１５重量％未満のＮ、１．０重量％未満のＳｉ、０．０１～０．０８重量％のＴｉ、０．０２～０．１５重量％のＮｂ、０．０４～０．２５重量％のＡｌ、及び０．０００４～０．００３５重量％のＢをさらに含む、前記１～６項の何れか１項のニッケル基合金。
８．０．２５～２重量％のＣｕ、及び０．２５～２重量％のＭｎをさらに含む、前記１～４項の何れか１項のニッケル基合金。
９．０．１５重量％未満のＮ、１．０重量％未満のＳｉ、０．０１～０．０７重量％のＴｉ、０．０２～０．１重量％のＮｂ、０．０６～０．２５重量％のＡｌ、及び０．００１０～０．００３０重量％のＢをさらに含む、前記１～８項の何れか１項のニッケル基合金。
１０．前記ニッケル基合金は０．０１重量％未満のＭｇを含む、前記１～９項の何れか１項のニッケル基合金。
１１．前記ニッケル基合金は０．０１～０．１重量％のＴｉをさらに、前記１～１０項の何れかのニッケル基合金。
１２．前記ニッケル基合金は０．３重量％未満のＶを含む、前記１～１１項の何れか１項のニッケル基合金。
１３．前記ニッケル基合金は０．３重量％未満のＷを含む、前記１～１２項の何れか１項のニッケル基合金。
１４．前記ニッケル基合金は０．０１０重量％以下のＣを含む、前記１～１３項の何れか１項のニッケル基合金。
１５．前記ニッケル基合金は少なくとも４０のＰＲＥＮを有する、前記１～１４項の何れか１項のニッケル基合金。
１６．前記ニッケル基合金は４０～４５のＰＲＥＮを有する、前記１～１５項の何れか１項のニッケル基合金。
１７．前記ニッケル基合金が、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーが少なくとも１００フィート－ポンドである、前記１～１６項及び前記１８～２０項の何れか１項のニッケル基合金。
１８．前記ニッケル基合金が、ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した臨界孔食温度が９５°Ｆ超である、前記１～１７、１９及び２０項の何れか１項のニッケル基合金。
１９．前記ニッケル基合金が、ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した粒界腐食速度が０．２５ｍｍ／年未満である、前記１～１８及び２０項の何れか１項のニッケル基合金。
２０．前記ニッケル基合金が、ＡＳＴＭＧ３６に準拠して測定した耐応力腐食割れ性が１，０００時間超である、前記１～１９項の何れか１項のニッケル基合金。
２１．前記ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理が施される、前記１～２０項の何れか１項のニッケル基合金。
２２．前記クラッディング後熱処理の後のニッケル基合金は、シグマソルバスが２，０００°Ｆ未満である前記２１項のニッケル基合金。
２３．前記シグマソルバスは１，８４６～１，９９６°Ｆである、前記２２項のニッケル基合金。
２４．前記クラッディング後熱処理が施されたニッケル基合金は、Ｎ_ｖが２．４未満である、前記２１～２３項の何れか１項のニッケル基合金。
２５．前記Ｎ_ｖが２．１５４～２．３３１である、前記２４項のニッケル基合金。
２６．前記クラッディング後熱処理が施されたニッケル基合金は、メタルｄが０．８７未満である、前記２１～２５項の何れか１項のニッケル基合金。
２７．前記メタルｄが０．８５２～０．８６５である、前記２６項のニッケル基合金。
２８．前記クラッディング後熱処理が施されたニッケル基合金が、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーが少なくとも１００フィート－ポンドである、前記２１～２７項の何れか１項のニッケル基合金。
２９．前記シャルピー衝撃エネルギーが少なくとも１１０フィート－ポンドである、前記２８項に記載のニッケル基合金。
３０．前記ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理された状態におけるシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギーの少なくとも８５％である、前記１～２９項の何れか１項のニッケル基合金。
３１．前記ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理された状態におけるシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギーの少なくとも９０％である、前記１～２９項の何れか１項のニッケル基合金。
３２．ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーは、クラッディング後熱処理された状態における前記ニッケル基合金のシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギー以上である、前記２１～３１項の何れか１項のニッケル基合金。
３３．クラッディング後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した臨界孔食温度が９５°Ｆ超である、前記２１～３２、３４及び３５項の何れか１項のニッケル基合金。
３４．クラッディング後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した粒界腐食速度が０．２５ｍｍ／年未満である、前記２１～３３及び３５項の何れか１項のニッケル基合金。
３５．クラッディング後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ３６に準拠して測定した耐応力腐食割れ性が１，０００時間超である、前記２１～３４項の何れか１項のニッケル基合金。
３６．ニッケル基合金を製造する方法であって、前記ニッケル基合金は、３８～６０重量％のＮｉ、１９～２５重量％のＣｒ、１５～３５重量％のＦｅ、０．１～１０重量％のＣｏ、及び３～７重量％のＭｏを含み、
ニッケル基合金のインゴットを均質化することと、
均質化されたインゴットを加工して、スラブ又はビレットを形成することと、
さらに熱間圧延して、プレート状、棒状、又は管状の製品を生成することと、
前記製品を焼鈍することと、及び
前記焼鈍した製品を冷却することと、を含む方法。
３７．前記製品を、クラッディング後熱処理又は溶接熱影響部に付すことをさらに含む、前記３６項に記載の方法。
３８．クラッディング後熱処理は、１，１００～１，８００°Ｆの温度で行われる、前記３７項の方法。
３９．クラッディング後熱処理は、第１の温度及び／又は前記第１の温度よりも低い第２の温度の何れかで行われる、前記３７又は３８項の方法。
４０．クラッディング後熱処理された製品は、２，０００°Ｆ未満のシグマソルバスを有する、前記３７～３９項の何れか１項の方法。
４１．クラッディング後熱処理された製品は、２．４未満のＮ_ｖを有する、前記３７～４０項の何れか１項の方法。
４２．クラッディング後熱処理された製品は、０．８７未満のメタルｄを有する、前記３７～４１項の何れか１項の方法。
４３．クラッディング後熱処理された製品は、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーが少なくとも１００フィート－ポンドである、前記３７～４２項の何れか１項の方法。
４４．前記ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理された状態におけるシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギーの少なくとも８５％である、前記３７～４３項の何れか１項の方法。
４５．前記ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理された状態におけるシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギーの少なくとも９０％である、前記３７～４４項の何れか１項のニッケル基合金。
４６．ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーは、クラッディング後熱処理された状態における前記ニッケル基合金のシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギー以上である、前記３７～４５及び４７～４９項の何れか１項のニッケル基合金。
４７．クラッディング後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した臨界孔食温度が９５°Ｆ超である、前記３７～４６、４８及び４９項の何れか１項のニッケル基合金。
４８．クラッディング後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した粒界腐食速度が０．２５ｍｍ／年未満である、前記３７～４７及び４９項の何れか１項のニッケル基合金。
４９．クラッディング後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ３６に準拠して測定した耐応力腐食割れ性が１，０００時間超である、前記３７～４８項の何れか１項のニッケル基合金。

本明細書で特定される特許、特許出願、刊行物、又はその他の外部文書は、特に明示しない限り、参照によりその全体が本明細書に組み込まれるが、組み込まれた材料が、記載、定義、記述、図解などと矛盾しない程度においてのみ、明示的に本明細書に組み込まれるものとする。このため、必要な範囲において、本明細書に記載された明示的な記述は、参照により組み込まれたあらゆる矛盾する材料に優先する。参照により本明細書に組み込まれる材料又はその一部であって、本明細書に記載された明示的な記述と矛盾するものは、その組み込まれた材料と明示的な記述との間に矛盾が生じない範囲でのみ組み込まれるものとする。出願人は、参照により組み込まれる主題又はその一部を明示的に記載するために、本明細書を補正する権利を留保する。このような組み込まれた主題を追加するための本明細書の補正は、記載要件（例えば、３５Ｕ．Ｓ．Ｃ．§１１２（ａ）及びＥＰＣ第１２３条（２））を適合するものである。

様々な特徴及び特性は、本発明の全体的な理解をもたらすために、本明細書に記載され、図面に示されている。本明細書に記載され、図面に例示された様々な特徴及び特性は、かかる特徴及び特性が本明細書に明示的に記載又は例示されているかどうかにかかわらず、任意の方法で組み合わせることができることは理解されるものとする。発明者及び出願人は、そのような特徴及び特性の組合せは、本明細書の範囲に含まれることを明示的に意図しており、さらに、このような特徴及び特性の組合せの主張は本出願に新しい主題を追加するものでないことを意図する。それゆえ、特許請求の範囲は、任意の組合せを、本明細書に明示的又は本質的に記載されたあらゆる特徴及び特性、又はその他の明示的又は本質的に裏付けされた特徴及び特性を引用するように補正することができるものとする。また、出願人は、先行技術に存在し得る特徴や特性を、たとえ本明細書に明示的に記載されていない場合でも、積極的に権利放棄するように請求項を補正する権利を留保する。それゆえ、そのような補正は、明細書又は特許請求の範囲に新たな事項を追加するものではなく、記載要件、追加事項要件（例えば、３５Ｕ．Ｓ．Ｃ．§１１２（ａ）及びＥＰＣ第１２３条（２））に適合するものである。本発明は、本明細書に記載された様々な特徴及び特性を含み、これらの特徴及び特性から構成され、又は本質的に構成され得る。場合によっては、本発明は、本明細書に記載されたあらゆる構成要素又は他の特徴又は特性も実質的に含まないことも可能である。

また、本明細書に記載された数値範囲は、記載した端点を含み、記載した範囲に含まれる同じ数値精度（すなわち、記載された同じ桁数）のすべての部分範囲を記載している。例えば、「１．０～１０．０」の範囲は、「１．０」の最小値と「１０．０」の最大値の間（及びそれを含む）のすべての範囲であり、例えば、「２．４～７．６」の範囲を明示的に記述していない場合でも、「２．４～７．６」等を記載しているものとする。したがって、出願人は、特許請求の範囲を含む本明細書について、本明細書に明示的に記載された範囲に包含される同じ数値精度の任意の部分範囲を明示的に記載するための補正する権利を留保するものとする。このような範囲はすべて、本明細書に本質的に記載されており、このような任意の部分範囲を明示的に記載するように補正することは、記載要件、及び追加事項要件（例えば、３５Ｕ．Ｓ．Ｃ．§１１２（ａ）及びＥＰＣ第１２３条（２））に適合するものである。

本明細書で使用される、「含む(including)」、「含む(containing)」、及び同様な用語は、本明細書の文脈において、「含む(comprising)」と同義語である。それゆえ、これらの語はオープンエンドであり、未記載又は未規定の材料、成分、又は方法の工程の存在を排除しないものと理解される。本明細書で使用される「～からなる(consisting of)」は、本明細書の文脈において、特定されていない要素、成分、又は方法の工程の存在を排除するものと理解される。本明細書で使用されている「本質的に～からなる(consisting essentially of)」は、本明細書の文脈において、特定された要素、成分、又は方法の工程を含み、記載されている基本的かつ新規な特性に実質的に影響を与えない要素、材料、成分又は方法の工程を含むものと理解される。本明細書で使用される文法的冠詞「１つ(one)」、「ａ」、「ａｎ」、及び「ｔｈｅ」は、特に示されない限り、又は文脈によって要求されない限り、「少なくとも１つ」又は「１つ超」を含むことを意図している。したがって、本明細書で使用される冠詞は、冠詞の文法的対象の１つ又は複数（すなわち、「少なくとも１つ」）を指している。例えば、「構成要素(a component)」は１又はそれよりも多い構成要素を意味し、したがって、１つよりも多い構成要素が企図され、本発明の実施に採用又は使用されることができる。さらに、単数形の名詞の使用は複数形を含み、複数形の名詞の使用は、使用上の文脈から他に要求されない限り、単数形を含む。

本発明の具体的な実施例を詳細に説明したが、当業者であれば、発明の本明細書の全体的な教示に照らして、それらの詳細に様々な修正及び代替が実施され得ることは理解されるであろう。従って、記載された特定の実施態様は、例示のみを意図するものであり、特許請求の範囲の全範囲及びそのすべての均等物に与えられるべき発明の範囲を必ずしも限定するものではない。

図２１は、本発明のニッケル基合金と３つの比較合金について、溶体化焼鈍状態とＰＣＨＴ状態におけるロックウエルＢ硬度を比較したグラフである。

Claims

ニッケル基合金であって、
３８～６０重量％のＮｉ、１９～２５重量％のＣｒ、１５～３５重量％のＦｅ、３～７重量％のＭｏ、及び０．１～１０重量％のＣｏを含み、前記ニッケル基合金が、
ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーが少なくとも１００フィート－ポンドである特性、
ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した臨界孔食温度が９５°Ｆ超である特性、
ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した粒界腐食速度が０．２５ｍｍ／年未満である特性、及び
ＡＳＴＭＧ３６に準拠して測定した耐応力腐食割れ性が１，０００時間超である特性、
のうちの少なくとも１つの特性を有する、ニッケル基合金。
Ｎｉを３９～５０重量％、Ｃｒを２０～２５重量％、Ｆｅを１５～３０重量％、Ｍｏを３．５～６．５重量％、Ｃｏを０．２～４重量％含む、請求項１に記載のニッケル基合金。
Ｎｉを４０～４８重量％、Ｃｒを２１～２５重量％、Ｆｅを１６～２９重量％、Ｍｏを４～６．５重量％、Ｃｏを０．２５～２．６重量％含む、請求項１に記載のニッケル基合金。
０．１～４重量％のＣｕ、及び０．１～３重量％のＭｎをさらに含む、請求項１に記載のニッケル基合金。
０．１５重量％未満のＮ、１．０重量％未満のＳｉ、０．０１～０．１重量％のＴｉ、０．０１～０．２重量％のＮｂ、０．０２～０．３重量％のＡｌ、及び０．０００２～０．００５重量％のＢをさらに含む、請求項４に記載のニッケル基合金。
０．２～３重量％のＣｕ、及び０．２～２．５重量％のＭｎをさらに含む、請求項４に記載のニッケル基合金。
０．１５重量％未満のＮ、１．０重量％未満のＳｉ、０．０１～０．０８重量％のＴｉ、０．０２～０．１５重量％のＮｂ、０．０４～０．２５重量％のＡｌ、及び０．０００４～０．００３５重量％のＢをさらに含む、請求項６に記載のニッケル基合金。
０．２５～２重量％のＣｕ、及び０．２５～２重量％のＭｎをさらに含む、請求項４に記載のニッケル基合金。
０．１５重量％未満のＮ、１．０重量％未満のＳｉ、０．０１～０．０７重量％のＴｉ、０．０２～０．１重量％のＮｂ、０．０６～０．２５重量％のＡｌ、及び０．００１０～０．００３０重量％のＢをさらに含む、請求項８に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は０．０１重量％未満のＭｇを含む、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は０．０１～０．１重量％のＴｉをさらに含む、請求項１０に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は０．３重量％未満のＶを含む、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は０．３重量％未満のＷを含む、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は０．０１０重量％以下のＣを含む、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は少なくとも４０のＰＲＥＮを有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は４０～４５のＰＲＥＮを有する、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーが少なくとも１００フィート－ポンドである、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した臨界孔食温度が９５°Ｆ超である、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した粒界腐食速度が０．２５ｍｍ／年未満である、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ３６に準拠して測定した耐応力腐食割れ性が１，０００時間超である、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理が施される、請求項１に記載のニッケル基合金。
前記クラッディング後熱処理後のニッケル基合金は、シグマソルバスが２，０００°Ｆ未満である、請求項２１に記載のニッケル基合金。
前記シグマソルバスは１，８４６～１，９９６°Ｆである、請求項２２に記載のニッケル基合金。
前記クラッディング後熱処理が施されたニッケル基合金は、Ｎ_ｖが２．４未満である、請求項２１に記載のニッケル基合金。
前記Ｎ_ｖが２．１５４～２．３３１である、請求項２４に記載のニッケル基合金。
前記クラッド後熱処理が施されたニッケル基合金は、メタルｄが０．８７未満である、請求項２１に記載のニッケル基合金。
前記メタルｄが０．８５２～０．８６５である、請求項２６に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金が、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーが少なくとも１００フィート－ポンドである、請求項２１に記載のニッケル基合金。
前記シャルピー衝撃エネルギーが少なくとも１１０フィート－ポンドである、請求項２８に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理された状態におけるシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギーの少なくとも８５％である、請求項２１に記載のニッケル基合金。
前記ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理された状態におけるシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギーの少なくとも９０％である、請求項２１に記載のニッケル基合金。
ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーは、クラッディング後熱処理された状態における前記ニッケル基合金のシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギー以上である、請求項２１に記載のニッケル基合金。
クラッド後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した臨界孔食温度が９５°Ｆ超である、請求項２１に記載のニッケル基合金。
クラッド後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した粒界腐食速度が０．２５ｍｍ／年未満である、請求項２１に記載のニッケル基合金。
クラッド後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ３６に準拠して測定した耐応力腐食割れ性が１，０００時間超である、請求項２１に記載のニッケル基合金。
ニッケル基合金を製造する方法であって、
前記ニッケル基合金が、３８～６０重量％のＮｉ、１９～２５重量％のＣｒ、１５～３５重量％のＦｅ、０．１～１０重量％のＣｏ、及び３～７重量％のＭｏを含み、前記方法は、
前記ニッケル基合金のインゴットを均質化することと、
前記均質化されたインゴットを加工して、スラブ又はビレットを形成することと、
さらに熱間圧延して、プレート状、棒状、又は管状の製品を生成することと、
前記製品をアニーリングすることと、及び
前記アニーリングした製品を冷却することと、を含み、
前記ニッケル基合金が、
ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーが少なくとも１００フィート－ポンドである特性、
ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した臨界孔食温度が９５°Ｆ超である特性、
ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した粒界腐食速度が０．２５ｍｍ／年未満である特性、及び
ＡＳＴＭＧ３６に準拠して測定した耐応力腐食割れ性が１，０００時間超である特性、のうちの少なくとも１つの特性を有する、方法。
前記製品を、クラッディング後熱処理又は溶接熱影響部に付すことをさらに含む、請求項３６に記載の方法。
前記クラッディング後熱処理は、１，１００～１，８００°Ｆの温度で行われる、請求項３７に記載の方法。
前記クラッディング後熱処理は、第１の温度及び／又は前記第１の温度よりも低い第２の温度の何れかで行われる、請求項３８に記載の方法。
前記クラッディング後熱処理された製品は、２，０００°Ｆ未満のシグマソルバスを有する、請求項３７に記載の方法。
前記クラッディング後熱処理された製品は、２．４未満のＮ_ｖを有する、請求項３７に記載の方法。
前記クラッディング後熱処理された製品は、０．８７未満のメタルｄを有する、請求項３７に記載の方法。
前記クラッディング後熱処理された製品は、ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーが少なくとも１００フィート－ポンドである、請求項３７に記載の方法。
前記ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理された状態におけるシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギーの少なくとも８５％である、請求項３６に記載の方法。
前記ニッケル基合金は、クラッディング後熱処理された状態におけるシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギーの少なくとも９０％である、請求項３６に記載のニッケル基合金。
ＡＳＴＭＥ２３－１８に準拠して－５０℃で５ｍｍの試験片を用いて測定したシャルピー衝撃エネルギーは、クラッディング後熱処理された状態における前記ニッケル基合金のシャルピー衝撃エネルギーが、溶体化焼鈍された状態における前記合金のシャルピー衝撃エネルギー以上である、請求項３６に記載のニッケル基合金。
前記クラッディング後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ４８メソッドＣに準拠して測定した臨界孔食温度が９５°Ｆ超である、請求項３６に記載のニッケル基合金。
前記クラッディング後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ２８メソッドＡに準拠して測定した粒界腐食速度が０．２５ｍｍ／年未満である、請求項３６に記載のニッケル基合金。
前記クラッディング後熱処理された状態のニッケル基合金は、ＡＳＴＭＧ３６に準拠して測定した耐応力腐食割れ性が１，０００時間超である、請求項３６に記載のニッケル基合金。