JPH07509535A - ニッケル−モリブデン合金 - Google Patents

Abstract

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Description

【発明の詳細な説明】 ニッケルーモリブデン合金 技術分野 本発明は、広義の概念で言えば、Ｎｉ基合金組成物に係り、特に金属組織に熱的 安定性を付与する低いが臨界量の若干のその他の置換型合金元素と共に、ＭＯ約 １８〜２５原子％を含むＮｉ基合金族に関するものである。

背景技術 ２０世紀の初期、Ｎｉに対するＭＯの実質的な量（１５％を超える）の添加が、 酢酸、塩酸または燐酸のごとき酸を還元することによってＮｉの耐食性を著しく 改善することが認められた。しかし、Ｍｏ量が増すに従って、たとえ不可能では なくとも、通常の形状に合金を加工することがますます困難になった。したがっ て、単に合金ｒＢ」と称されるこのタイプの最初に商業的に入手できる合金は、 Ｍｏ約１８または１９％（本明細書では全ての濃度は原子％で表される）と共に 有意量（７〜１２％）のＦｅ（主として製造過程におけるフェロモリブデンの使 用に因るが、またしばしば原価を削減するために添加された）並びにＣ，Ｍｎお よびＳｉを含む付随的添加物または不純物数％を含んでいた。例えば、本発明の 被譲渡者の諧渡者に１９２９年に授与された米国特許第１７１０４４５号参照。

これら合金を特定形状に鋳造することは比較的容易であるが、後で化学容器、管 類なとに製作するために、それらを厚板および薄板に加工することにおいて大き な困難に遭遇した。１９４０年代に、合金Ｂの開発者であるヘインズステライト 社は、この合金族を改良するべく研究を続１九とりわ１九Ｃｕが熱間加工性とっ て最も有害な元素の一つであることを確認した。米国特許第２３１５４９１号に 開示されているように、腐食率はＣｕ含量を約０．１５％未満に保つことによっ て影響されなかった。したがって、今日でも、Ｃｕは可能なかぎり低くそして好 ましくは約０．５％未満に維持されている。

そのような合金は、第２相析出物の生成が回避されるかぎり非酸化酸による混触 に対して良好な抵抗力を存した。溶接の間に熱影響帯域において、通常、粒界に 沿って生じるそのような析出物は、隣接区域のＭｏを欠乏させることによって迅 速粒界腐食を促進した。したがって、全ての溶接構造物は、そのような腐食を抑 制するため溶体化または安定化熱処理（例えば、１１００°Ｃで１時間）および それに続く迅速冷却を必要とした。この効果は、米国特許第２２３７８７２号お よび第２９５９４８０号においてさらに詳細に議論されている。

そのような熱処理は、高い費用を要し、大きな溶接構造物の熱処理は不可能でも あるから、そのような有害な析出物を安定化しまたはさらに防止するため基本Ｂ 合金を改良するための多くの試みがなされた。

１９５０年代に、英国において、幾つかの文献および特許（英国特許第８１００ ８９号、米国特許第２９５９４８０号参照）において報告されているように、有 害析出物は溶接の間に１２００°Ｃを超える温度に晒されることによって溶解さ れ、次いで、冷却過程で粒界て再析出されるＭ、Ｃタイプの炭化物（Ｎｉ２Ｍｏ ｓ　ＣまたはＮＬ　ＭＯ４Ｃ）であることを見い出したＧ、　Ｎ、フリントによ って広範囲にわたる研究が行われた。

フリントは、全ての炭化物を防止するのに十分なほどＣ含量を低くすることは実 際的てないが、その可溶性をいくぶん増すようにＦｅおよびＳｉレベルを低くす ることは存益であると結論づけた。彼はまた、より重要なことに、過剰のＦｅが 溶接後の粒界における溶解およびその後の再析出に対してＭ、Ｃよりも抵抗力の ある安定したＭＣ型炭化物を形成する数％のＶおよび（または）Ｎｂを添加する ことによって安定化され得ると考えた。かくして、そのような材料は、軟化され て溶接された状態において粒界腐食を実質的に免れると考えられた。しかし、６ ５０″Ｃての「鋭敏化Ｊ熱処理によって、溶接部に隣接して腐食がひき起こされ 得ることか認められた。この事実は後に至るまで正しく理解されていなかった。

フリント合金の商用タイプは、ハステロイ合金Ｂ−２８２として１９６０年代の 中期の間に出荷されたが、間もなくそれが激しい粒界腐食のみならず、さらに、 旧来の合金Ｂよりも高い全面腐食率を免れ得ないことか判明したとき、市場から 引き上げられた。フリントの試験室サンプルと商用鍛造構造物との間の性能差は 、商用合金中の不純物（特にＳｉおよびＭｎ）のきわめてより高いレベルに加え て標準製造法によって要求されるより高い温度でのより長い時間のせいであると 一般に信じられている。

はぼこの同じ時代に、ドイツにおいて、オツトーユンケルは極めて低いレベルの Ｃ１Ｓｉ、Ｆｅまたはその他の不純物（例えば、Ｍｎ）を有しそしてＶを存しな い合金を鋳造するため炭化物制御に関するフリントの研究成果を採用した（英国 特許第８６９７５３号参照）。この合金の加工タイプが本発明の被譲渡者によっ て開発されそして前記撤退された合金Ｂ−２８２に代えてハステロイ合金Ｂ−２ の名で販売された。

過去３０年の間、合金Ｂ−２の性能を改良する大半の試みは融解工程間に入り込 む不純物の合計レベルを減らすことを含んだ。（少数の発明者は魔術的元素を添 加することを試みたが、そのような合金は商業的に受け入れられていない。例え ば、ＢおよびＺｒを添加する米国特許第３６４９２５５号参照。）今日の合金Ｂ −２は炭化物の析出によって生じる粒界腐食に対して概ね抵抗力を存するが、依 然としていくつかのその他の製造作業ののちに焼鈍熱処理を必要とする。

現在、比較的清浄なＮｉ−Ｍｏ合金でさえ、温度範囲６００〜８００°Ｃに晒さ れた後、複雑な第２相を生じ得ることが知られている。そのような相は他元素を 含量する（炭化物析出物のような）化合物ではなく、むしろ、規則化金属同相Ｎ ｉ＊Ｍｏ、Ｎｉ５Ｍｏ、およびＮｉ４　Ｍｏのごとき異なるマイクロ結晶組織で ある。そのような相は極めて脆くそして粒界に沿って容易な亀裂伝播を生じさせ る。さらに、そのような相は、隣接マトリックスをＭｏ欠乏状態になし、したが って遠方不規則化ｆｃｃマトリックスよりも低い耐食性を存しており、このこと は６５０°Ｃにおける合金Ｂの熱処理の後の、フリントによって認められた「鋭 敏化」を説明している。

腐食率のいくらかの増加は、はとんとの適用において許容され得るが、規則化反 応による激しい時効脆化はしばしば短時間であってもこれら温度に晒された応力 付与された構造物（例えば、冷間加工されたまたは溶接された容器）において破 局的破壊を生しさせる。合金Ｂ−２における規則化反応の運動は、低ＭＯ合金に おける規則化と比較されるとき、極めて急速である。例えば、米国特許第４８１ ８４８６号は、「僅か２４時間の時効時間ののち優れた規則化特性ｊを存すると 言われるＭＯ約１７原子％を有するＮｉ−Ｍｏ−Ｃｒ合金を開示する。

急速な規則誘導される粒界脆化を生じないそして、好ましくは、耐食性を犠牲に しない高ＭｏのＮｉ基合金に対する長年感じられた必要性が当該技術分野に存在 することは、以上の記述から明らかであろう。

発明の概要 本発明の目的は先行技術の欠点を克服するとともに一般式Ｎｔ、Ｍｏｂ　Ｘｃ　 Ｙｍ　Ｚ−を有する新規な高ＭＯのＮｉ基合金族を提供することによっていくつ かのその池の利点を提供することである。前記一般式において：Ｘは、周期律表 の族Ｖｌ、ＶｌｌまたはＶｌｌｌから選ばれた一つ以上（好ましくは二つ以上） の必要とされる置換型合金元素である：Ｙは、一つ以」−の望ましくないが許容 できるその他の置換型金属合金元素である。

Ｚは、存在する任意の侵入型非金属元素である：ａは、原子％Ｎｉてあり、約７ ３原子％より大きいが約７７原子％より小さい； ｂは、原Ｔ−％Ｍｏてあり、約１８〜２３原子％である；Ｃおよびｄは、それぞ れ、必要どされるおよび許容できる置換型合金元素ＸおよびＹの原子％てあり、 ここて全Ｃは少なくとも約２％でありそして、もし一つの元素Ｘも約５原子％よ り大きい量で存在せずそして一つの元素Ｙも約１原子％より大きい量で存在しな いならば、Ｃおよびｄは約２．５〜７，５原子％である：そして ｅは、存在し得る任意の侵入型元素Ｚの原子％てあり、そして実際可能なかぎり 低いが、約０．２原子％を超えない合計量まて許容される。

この合金族は、従来の商用合金Ｂ−２と比較されるとき、非常に増進された熱的 安定性並びに卓越した耐食性を示すことによって特徴づけられる。

したがって、本発明はまた高ＭｏのＮｉ基合金の熱的安定性を増すための手順ま たは方法を含む。この方法は、これら合金を製造する通常の過程とともに、主融 解段階間に前記合金の化学組成を決定する過程、前記段階において合金中に存在 する置換型合金元素の合計量を決定する過程、次いで、もし必要ならば、Ｎｉ約 ７３〜７７原子％、Ｍｏ約１８〜２３原子％、少なくとも一つしかし好ましくは 二つ以上の置換型合金元素の合計量２．５〜７．５原子％、しかしいかなる−元 素も５％を超えない、を含むように最終組成を調整するため周期律表の族Ｖｌ、 ＶｌｌまたはＶＴＩＩから選ばれた元素および合金の特性に有意に影響しない何 ＳＡＥ＋〇、７ｘＭｏ＝約１８〜２０によって存在するＭＯの合計量に関係づけ られる。したがって、製造の間に添加すべき添加合金材料の好ましい量をより厳 密に決定するため、前記等式は５ＡＥ＝約１９−０．７ＸＭｏ濃度と書換えられ る。

正確なメカニズムは現時点において明瞭に理解されていないから、発明者はいか なる特定の科学理論にも拘束されることを欲しないが、低いが慎重に制御された 量の置換型合金元素Ｘを添加することによってこれら合金に付与される（７００ °Ｃにおける減少した硬化率によって証明されるごとき）熱的安定性の増加は、 金属結晶組織内においてＮｉｚ　（Ｍｏ、Ｘ）またはＮｉｔＭｏよりもむしろ準 安定ＮＬ　（Ｍｏ、Ｘ）の生成を助けることによって規則化運動を遅くするよう に思われる中間変態相のより安定した電子的配列に因ると信じられる。勿論、準 安定ＮｉｚＭｏでさえも最後には、Ｎｉ４Ｍｏのごとき、他の相に変質するが、 いかなる遅延も合金の製造者にとっては通常有利である。

図面の簡単な説明 本明細書は、発明であると現在考えられる主題事項を特に指摘しそして明確に請 求する請求の範囲をもって終了するが、本発明のいくつかの特徴および利点は現 在好ましいとされる実施例に関する以下の詳細な説明から、添付図面と関連して 検討されるとき、よりよく理解されると信じられる。図面において：第１図は本 発明と関連する区域の輪郭を描＜Ｎｉ−Ｍｏ−Ｘ合金組成図の一部分である： 第２図は第１図において輪郭を描かれた関連区域の拡大図である：第３図は合金 硬度とＭｏ含量との間の関係のグラフである：第４図は時効硬化の初期速度と存 在する置換型合金元素（ＳＡＥ）の量との間の関係のグラフである。

第５図は先行技術によるＢ−２合金と比較された本発明の合金の時間一温度一変 聾図である： 第６図は７００°Ｃ伸びと存在する置換型合金元素（ＳＡＥ）との間の関係のグ ラフである。

第４図はＭｏ含量ど置換型合金元素の好ましい量との間の関係のグラフであ本発 明の好適実施例 表Ａは、本発明の幾つかの特徴を説明するために作られ、そして評価された一連 の合金組成物例を示す。表Ａにおいて、例Ｎｏ、ｌは先行技術合金Ｂを表し、例 Ｎｏ、２〜５は、先行技術合金Ｂ−２を表し、例６〜３８は、本発明の広い範囲 を示す上で役立つ試験合金である。組成物の範囲はＮｉ−Ｍｏ−その他の組成図 の一部分を図形的に示す第１図および第２図によりよく例示されている。第１図 において、関係一般区域は点線内に示されそして本発明のより特別な区域は斜交 平行線の陰影をつけられて示されている。第２図は第１図に描かれた一般区域の 拡大図であり、この区域内における試験された組成物、Ｎ０１１〜３８の位置を 示している。さらに第２図においてはＮｉｓ。ＭＯ２゜（ＮｉａＭｏ）の組成物 に相当する点９９、およびＮｉｔｓＭＯ２ｓ　（Ｎｉｓ　Ｍｏ）に相当する点９ ８、それらは極めて脆い規則用である、か示されている。

基本的に、前記試験例は小型実験用真空誘導炉内において合金元素の所望量を融 解することによって作られ、一方、先行技術例はエアーメルト炉内で生成され次 いてアルコン−酸素脱炭された商用溶解物から得られた。

前記メルトの全ては、当該技術分野において周知であるように、電極に鋳造され たのちエレク１へロスラグ精製（ＥＳＲ）によってインゴットにされ、これらイ ンプラ１へは、後にスラブに、次いて厚板に熱間加工された。

これら例は容易に用意されたから、本発明は超合金を製造するのに使用される最 も周知の在来技術によって実施され得る。さらに、前記好的材料の鋳造および加 工特性は比較的問題がないから、本発明は鋳造、鍛造、熱間および冷間圧延また は粉末冶金技術によって実施され得る。

ここで、熱間圧延板は厚さＩ、５ｍｍの薄板サンプルに冷間圧延され、これら薄 板サンプルは１０６５°Ｃ（１９５０°Ｆ）で拡散焼鈍または溶体化焼鈍され、 その後、急速空冷されたのち、次に説明されるように評価された。

硬度試験 これら合金の熱的安定性はそれらの時効硬化速度に関係しそして硬度試験は急速 でありかつ費用がかからないから、各合金例Ｎｏ、１〜３８、のいくつかのサン プルは０．５時間〜２４時間の種々の時間長さに対して７００°Ｃ（そのとき時 効硬化が最も急速に進む温度であると信しられた）で時効処理された。各サンプ ルの硬度は、ロックウェルＡスケールを使用して、５回測定されそして平均値が 表Ｂに報告された。これらの結果は第３図に図形的に示される初期硬度（すなわ ち、ゼロ時効時間）が予想されるようにＭｏ含量の増加に伴って一般的に増加す ること示す。例えば、増加する量のＭＯを有するが比較的一定の量（約３．７％ ）の他元素を有するサンプルＮｏ、５．１５．２４．２８および３１を比較せよ 。また、表Ｂの結果はほぼ全てのサンプルが異なる時間量、例えばサンプル２お よび４に対して０．５時間、サンプル５に対して１時間、サンプル３および２７ に対して２時間などに対する時効処理の後に硬度の存意の増加（約１０％以上） を生じさせられることを示す。

しかし、比較的一定のＭｏａ度における初期硬化速度と他の置換型合金元素（Ｓ ＡＥ）の量との間の関係は極めて意外である。サンプル２〜５．１４〜２０およ び３５〜３８は、Ｍｏ約１８．５〜１９．５原子％および他の置換型合金元素２ 〜７原子％を有する。第４図はこれらサンプル中のＳＡＥの量に対する初期硬度 と０．　５時間後（三角形の点）におけるおよび１．　０時間後（円形の点）に おける硬度との間の差をプロットしている。約２．５原子％を超えるしかし約７ ゜５原子９６未満のＳＡＥを含量するサンプルは比較的遅い硬化速度を有したこ とは明らかである。事実、ＳＡＥ約５〜５．５原子％を含むサンプル１７は、７ ００℃において２４時間後でも有意的に硬化しなかった。これら斃くべき結果が 本発明の基礎を形成する。

先行技術と比較して、本発明の最良の実施例の硬化速度に対する時間および温度 の効果をより明瞭に決定するため、合金Ｎｏ、＋７および、合金Ｎｏ、４に似て いる、商用Ｂ−２合金の追加サンプルが１００時間以下の一連の時間に対して７ ００°Ｃを超えるおよび未満の各種温度で時効処理された。

硬度測定の結果が表Ｃに示されており、そのデータは、第５図に示されるごとき 、これら合金に対する擬似Ｔ−Ｔ−Ｔ曲線を推定するため使用された。当該技術 分野において周知であるように、Ｔ−Ｔ−Ｔ曲線は金属組織学的変態が生じる時 間および温度を概ね限定する。本場合において、第５図の曲線９３は、Ｂ−２合 金が６０Ｒａまたはそれより大きい値に時効硬化する時間および温度を限定する 。そのような硬度はＮｉａＭｏおよび（または）ＮｉｓＭｏを形成する長範囲規 則化反応から生じると考えられる。同様に、曲線９２．９１は、合金Ｎｏ、１７ のサンプルが、ＮＬＭｏおよび（または）Ｎｉ２Ｍｏの形成の故に６０以上に硬 化した時間および温度を限定する。明らかに、合金Ｎｏ、１７中に存在する添加 合金元素（ＳＡＥ）は、ＮｉｔＭｏのごとき、若干の中間相を安定化することに よって規則化反応を遅くする。これら曲線の正確な配置はそのような限られた数 の試験からは確証てきないが、結果は先行技術と比較されるとき本発明の著しく 改善された熱的安定性を示すに十分である。熱処理部品が新合金から製造される とき、加熱または冷却時間はＢ−２合金のために推奨される時間より約１０倍遅 くしてもさしつかえない。

熱間引張試験 合金硬度は迅速かつ容易な適格試験ではあるが、高温加工間または時効硬化後の 合金の正確な工学技術特性を予想するには適切でない。したがって、試験合金組 成物のサンプルは、さらに訂細な試験のために、薄板圧延方向に対して横方向に 採取され、標準引張試験の試験片に切断された。各合金の１対の試験片は１時間 にわたって７００°Ｃて時効処理され、そして冷却することなしに（高温におけ る歪は規則化変態を速めるから）、当該技術分野において知られているごとく、 ＡＳＴＭ仕様Ｅ−２１に説明される標準推奨慣行にしたがって７００″Ｃて引張 試験された。試験片の平均百分率伸び、極限引張強度（ＵＴＳ）および０．　２ ％耐力（ＹＳ）が表りに報告されている。

第６図は、第４図にプロットされた同じ試験片中に存在する置換型合金元素（Ｓ ＡＥ）の量に対する百分率伸びをプロットしている。改善された延性が硬度試験 によって暗示されたように組成範囲全体にわたって存在することが、意外にも明 らかである。Ｍｏ含量が約２０％未満であるとき、最も好ましい合金は約１゜２ ％を超えるＣｒを含む。何故なら、これら試験片は約２５％を超える伸びを示し たからである。

また表りは、比較的高い（約２２％を超える）Ｍｏ含量を有する試験片はそれら の延性がたとえ幾分小さくても例外的に高い強度を存することを示している。

したがって、これら組成物は延性が要求特性ではない品目（例えば、多くの鋳造 物）のために極めて有用であろう。

第７図は、Ｍｏ含量と（約Ｉθ％を超える）良好な延性を得るため必要とされる 合金元素量との間には成る関係が存在するらしいことを説明する。第７図にプロ ットされたサンプルは線９６に概ね沿って存在するように見え、それは合金のＭ ｏ含量が増加するとき合金元素の比較的小さい合計量が望ましいことを示す。

線９６の等式は：Ｍｏ＝２７−１．４ＸＭｏ型合金元素（ＳＡＥ）であり、それ はＳＡＥ＋０．７Ｍｏ＝１９と書換えられる。すべての試験合金は５ＡＥ−０゜ ７Ｍｏ＝１７〜２１によって定義される領域内にあり、そしてほとんどの合金は ５ＡＥ−０，７Ｍｏ＝１８および２０によってそれぞれ定義される線９７と９５ との間にある。したがって、本発明による好ましい合金は、Ｍｏ含量の０．　７ 倍に加えられるとき、それに対して合計量が１８〜２０％の範囲内にある量の置 換型合金元素を含有する。

腐食試験 改善された延性が耐食性を損なわなかったことを示すため、合金組成物例の相対 腐食率は各一対の２５Ｘ５０ｍｍ試験片を、沸騰している２ｏ％ＨＣＬ溶液に３ 回の９６時間周期にわたって晒すことによって決定された。３周期に対する平均 率が表りに報告されている。

表りはすへての試験合金の腐食率が先行技術合金Ｂ（例Ｎｏ、Ｉ）より非常に低 くそして先行技術合金Ｂ−２例よりも概して低いことを示す。これら合金の腐食 率はＭｏ含量によって影響されることが知られているから、第８図は前記率と約 １８〜２０原子％のＭｏ含量を有する語例中のＳＡＥの量との間の関係を説明す る。第８図は腐食率が約３〜７原子９６のＳＡＥ含量を存する組成物に対して最 低（１２ｍｐｙ未満）であると思われることを示す。

結論 下記のごとく、幾つかの観察が前述の試験結果（または同様の合金に関する以前 の研究）から合金元素の一般効果に関してなされ得る：ＡＩ（アルミニウム）は 、周期律表の００１１からの選択的置換型合金元素である。それは溶解過程間に 脱酸剤として通常使用され、結果として生じる合金中に約０．　１％を超える量 で存在するのが普通である。また、ＡＩは強度を増すために合金に添加され得る が、その過多量は有害なＮＬＡＩ相を形成する。好ましくは、約１％以下（より 好ましくは０．２５〜０．７５％）のＡＩが本発明の合金中に存在する。

Ｂ（硼素）は、溶解過程の間に（すなわち、スクラップまたはフラックスから） 合金中に非意図的に導入されるか、または強化元素として添加される選択的侵入 型合金元素である。好ましい合金において、Ｂは、約０．０５％以下、しかしよ り良好な延性のために、０，０３％存在することがより好ましい。例Ｎｏ。

１３は０．０４３９６のＢを含み、超高強度を存するが延性は極めて低いことに 留意されたい。

Ｃ（炭素）は、これら合金から完全に除去することか難しい望ましからざる侵入 型合金元素である。それは可能なかぎり少ないことが好ましい。何故ならば、Ｃ 含量か増すにつれて耐食性が急速に低下するからである。それは約０．０２％を 超える一＼きてないか、もし比較的低い耐食性が容認できるならば、０．０５％ 以下の若干高いレベルにおいて許容され得る。

Ｃｒは、周期律表の８ＴＶ＋からのより好ましい置換型合金元素である。それは ０〜５％存在し得るか、最も好ましい合金は約１〜４％のＣｒを含有する。それ はこれら合金中により安定したＮｉｚ　（Ｍｏ、Ｃｒ）相を形成すると考えられ る。

それぞれ、約０．６．１２および１．９％のＣｒおよび１０．４２および５２％ の伸びを有する試験合金Ｎｏ、１５．１６．１７を比較せよ。約４％を超える比 較的高い濃度において、伸びは少なくなりはじめ、腐食率が増す。

Ｃｏは、周期律表の詳ＶＩＩＴからの好ましい置換型合金元素であり、それはＮ ｉマトリックス中において相互に溶解モきるからＮｉ基合金中にほとんど常に存 在する。本発明の合金は約５％以下を含有しており、それを超えると特性が劣化 する。それぞれ、約０．５．３．２および５．６％のＣｏ含量および３５．３６ および６％の伸びを存する例Ｎｏ、２０．３５．７を比較せよ。

Ｃｕは、周期律表のｆｌＨからの望ましからざる置換型合金元素である。それは Ｎ１マトリックス中において相互に溶解できるからＮｉ基合金中に不純物として しばしば存在する。本発明の合金において、それは約０．５％まで許容されるが 、好ましくは熱間加工性を保存するために約０．　１％を超えない。

Ｆｅは、周期律表の群ＶＴＩＩからの好ましい置換型合金元素である。他の必要 な合金元素を添加する上で合金鉄の使用が便利であるから、この種の合金中にＦ ｅが存在するのは普通である。しかし、Ｆｅ量が増すにしたがって、腐食率が増 加する。それぞれ、５．９．６．４．７５および８．９の腐食率を有する約１． 　７．１．　８．２，９および３．２％のＦｅ含量を存する例Ｎｏ、３Ｌ　ＩＩ 、３４．９を比較せよ。本発明の好ましい合金はＦｅ約５％以下を含有するが、 最も好ましい合金はＦｅ約１．　５〜３．５％を含む。

Ｍｎは、周期律表の群ＶＩＩＩからの好ましい置換型合金元素である。それは本 発明で熱間加工性および冶金的安定性を改善するため使用さ托好ましくは本発明 の合金中に２％以下の量をもって存在している。最も好ましい合金はＭｎ約０． ５〜１．　０％を含む。

ＭＯは、本発明の主要合金元素である。約１８％を超える量がＮｉ基に所望の耐 食性を付与するために必要であり、１９％を超える量が好ましい。しかし、約２ ３％を超える量は加工製品に熱間加工するのか極めて難しい。

Ｎｉは、本発明の基礎金属でありそして合金に適切な物理的特性を付与するため に約７３％より大きい（好ましくは７３．５％を超える）か約７７％未満（好ま しくは７６．５％未満）で存在しなくてはならない。しかし、本発明の合金中に 存在するＮｉの正確な量は合金中に存在するＭｏおよびその他置換型合金元素の 要求最小または最大量によって決定される。

Ｎ（窒素）、０（酸素）、Ｐ（燐）およびＳ（硫黄）は全て望ましからざる侵入 型合金元素であるが、通常、それらの少量が全ての合金中に存在している。その ような元素は、本発明の合金に実質的な害を及ぼずことなしに約０．　１％以下 の量で存在し得るが、それらは各々僅かに約０．０２％以下の量で存在すること が好ましい。

Ｓｉは、有害な析出物である複雑な炭化物を形成すか、または安定させるように Ｃ（炭素）と強（反応することが示されたから、周期律表の群ＩＶからの極めて 望ましくない置換型合金元素である。それは比較的耐食性が小さい物品を鋳造す るように意図された本発明の合金中に約１％以下存在し得るが、好ましい合金は 、約０．２％以下、最も好ましくは約０．０５％未満のＳｉを含む。

Ｗ（タングステン）は、周期律表の群Ｖｌからの好ましい置換型合金元素である 。Ｗは比較的高価て重い元素であり、そしてそれは延性を増すとは思われないか ら、好ましい合金は単に約２％以下を含むへきである。

■（バナジウム）は、Ｎｉ５Ｍｏの形成を促進すると思われるから、周期律表の 群Ｖからの最も望ましからざる置換型合金元素である。約０．７５％のＶを含む 例ＮＯ３６は、７００°Ｃにおいて、伸び約１２％にすぎず、一方、例Ｎｏ、１ １は、■を存しないがその他の点では同様であり、約２０％の伸びを存する。し たがって、本発明の合金は約１％以下のＶ、好ましくは約０．８％未満を有し得 る。群Ｖからのその池の元素、例えば、ＮｂおよびＴａは同様に働くと予想され そして同様に１％未満に制限さるへきである。

法令に従うため、本発明は現在までに作られた若干の好ましい実施例に多かれ少 なかれ特有の用語で説明されたか、それらの種々の小さな改変、修正および変更 は当業者に容易に明らかになると考える。例えば、試験合金のいくつかは、本発 明の改善された特性に実質的な影響を及ぼさなかった少量の重要でない元素（例 えば、Ｔ１およびＺｒ）を含んでいた。したがって、本発明は、開示され、また は説明されたその組成物のみに制限されず、全ての同等物が別添請求の範囲によ って定義された本発明の精神および範囲内に包含されることが意図されることが 理解さるへきである。

５回の測定の平均値 補正書の写しく翻訳文）提出書（特許法＠１８４条）８）平成　６　年　９　月 　１１−シ。

明　細　書 ニッケルーモリブデン合金 技術分野 本発明は、広義の概念で言えば、Ｎｉ基合金組成物に係り、特に金属組織に熱的 安定性を付与する低いが臨界量の若干のその他の置換型合金元素と共に、Ｍ。

約１８〜２３原子％を含むＮｉ基合金族に関するものである。

背景技術 ２０世紀の初期、Ｎｉに対するＭＯの実質的なＮ（１５％を超える）の添加が、 酢酸、塩酸または燐酸のごとき酸を還元することによってＮ１の耐食性を著しく 改善することが認められた。しかし、Ｍｏｉが増すに従って、たとえ不可能では なくとも、通常の形状に合金を加工することがますます困難になった。したがっ て、単に合金［Ｂ」と称されるこのタイプの最初に商業的に入手できる合金は、 Ｍｏ約１８または１９％（本明細書では全ての濃度は原子％で表される）と共に 有意量（７〜１２％）のＦｅ（主として製造過程におけるフェロモリブデンの使 用に因るが、またしばしば原価を削減するために添加された）並びにＣ，Ｍｎお よびＳｉを含む付随的添加物または不純物数％を含んでいた。例えば、本発明の 破壌渡者の請渡者に１９２９年に授与された米国特許第１７１０４４５号参照。

これら合金を特定形状に鋳造することは比較的容易であるが、後で化学容器、管 類などに製作するために、それらを厚板および薄板に加工することにおいて大き な困難に遭遇した。１９４０年代に、合金Ｂの開発者であるヘインズステライト 社は、この合金族を改良するべく研究を続け、とりわけ、Ｃｕが熱間加工性とっ て最も有害な元素の−っであることを確認した。米国特許第２３１５４９１号に 開示されているように、腐食率はＣｕ含量を約０．１５％未満に保つことによっ て影響されなかった。したがって、今日でも、Ｃｕは可能なかぎり低（そして好 ましくは約０．５％未満に維持されている。

そのような合金は、第２相析出物の生成か回避されるかぎり非酸化酸による湿Ｓ Ａ　’Ｏ！Ｊ：１

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １．一般式ＮｉａＭｏｂＸｃＹｄＺｅを有する金属合金であって、前記一般式に おいて： ａは、７３を超え、７７未溝のＮｉ原子％であり；ｂは、１８を超え、２３未満 のＭｏ原子％であり；Ｘは、いずれの元素も５原子％を超えない畳ｃのＣｒ、Ｃ ｏ、Ｆｅ、ＭｎまたはＷ（タングステン）を含む、周期律表の族ＶＩ、ＶＩＩま たはＶＩＩＩの１種以上の置換型合金元素であり； Ｙは、いずれの元素も１原子％を超えない量ｄのＡｌ、Ｃｕ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ（ バナジウム）またはＺｒの１種以上の選択的置換型合金元素であり；Ｚは、いず れの元素も０．１原子％を超えない量ｅのＢ（ボロン）、Ｃ（炭素）、Ｎ（窒素 ）、Ｏ（酸素）、Ｐ（燐）またはＳ（硫黄）の１種以上の侵入型元素であり；そ して ｃプラスｄの和が２．５〜７．５原子％である金属合金。 ２．請求項１の合金において： ａが７３．５〜７６．５原子％であり；ｂが１９〜２２原子％であり； ｃとｄの和が３〜７原子％であって、いずれの元素においても、ｅが０．０５原 子％を超えない合金。 ３．請求項２の合金において： Ｘが、 ４．０原子％以下のＣｒ、 ３．５原子％以下のＣｏ、 ３．５原子％以下のＦｅ、 ２．０原子％以下のＭｎ、または １．０原子％以下のＷ（タングステン）であり、Ｙが、 １．０原子％以下のＡｌ、 ０．１原子％以下のＣｕ、 ０．１５原子％以下のＳｉ、 ０．５原子％以下のＴｉ、 １．０原子％以下のＶ（バナジウム）、または０．０５原子％以下のＺｒであり 、 Ｚが、 ０．０５原子％以下のＢ（ボロン）、 ０．０２原子％以下のＣ（炭素）、 ０．０２原子％以下のＮ（窒素）、 ０．０２原子％以下の０（酸素）、 ０．０２原子％以下のＰ（燐）、または０．０１原子％以下のＳ（硫黄）である 合金。 ４．請求項２の合金において、量「０．７ｂ＋ｃ＋ｄｊが１８〜２０原子％であ る合金。 ５．請求項Ｉの合金において、量「０．７ｂ＋ｃ＋ｄ」が１７〜２１原子％であ る合金。 ６．請求項１の合金において、ｂが２０原子％未満であるとき、Ｘが少なくとも １原子％のＣｒを有し、そして７００℃で１時間保持した後に測定したとき、１ ５％を超える引張伸びを合金が有することを特徴とする合金。 ７．請求項１の合金において、ｂが１９．５原子％未満であるとき、Ｘが少なく とも１．２原子％のＣｒを有し、そして７００°Ｃで１時間保持した後に測定レ たとき、約３５％より大きい引張伸びを合金が有することを特徴とする合金。 ８．請求項７の合金であって、 ７３．５〜７６．５原子％のＮｉ、 １８．５〜１９．５原子％のＭｏ、 １．２〜４．０原子％のＣｒ、 ０〜２．０原子％のＦｅ、 ０．５〜１．０原子％のＭｎ、 ０．４〜０．８原子％のＡｌ、 ０〜３．２原子％のＣＯ、 ０〜０．４原子％のＷ（タングステン）、および存在し得る各０．１原子％未満 のその他の元素から成る合金。 ９．請求項８の合金において、ｃとｄの和が４〜７原子％であり、そしてｃとｄ と０．７ｂとの和が１８〜２０原子％である合金。 １０．金属合金であって、 ７３．６〜７６．７原子％のＮｉ、 １８．７〜２２．４原子％のＭｏ、 ０．０５〜３．２原子％のＦｅ、 ０．０５〜３．８原子％のＣｒ、 ０．０２〜１．６原子％のＭｎ、 ０．３〜１．０原子％のＡｌ、 ３．２原子％以下のＣｏ、 １．０原子％以下のＷ（タングステン）、０．７５原子％以下のＶ（バナジウム ）、０．１２原子％以下のＳｉ、および ＮｉおよびＭｏを除く全元素の総和が３〜７原子％であることを条件として、合 金の特性に実質的に影響しない少量の不純物から成る金属合金。 １１．請求項１０の合金において、 Ｆｅが１．５〜３．０％であり、 Ｃｒが０．５５〜３．８％であり、 Ｍｎが０．５〜１．０％であり、 Ａｌが０．４〜０．８％であり、そして置換型元素の前記総和が３．５〜６．５ ％である合金。 １２．請求項１１の合金において、 Ｆｅが１．５〜２．５％であり、 Ｃｒが１．２〜２．５％であり、そして他元素の前記和が４〜５．５％である合 金。 １３．請求項１０の合金において、Ｍｏが１９．５％未満であり、したがってＣ ｒが１．２％を超えている合金。 １４．請求項１３の合金において、７００℃で１時間保持した後測定したとき、 ３５％を超える引張伸びを有することを特徴とする合金。 １５．請求項１０の合金において、０．７×Ｍｏ（モリブデン）含量＋他元素の 前記和＝１８〜２０％である合金。 １６．金属合金において、 ７３〜７７原子％のＮｉ（ニッケル）、１８〜２３原子％のＭｏ（モリブデン） 、合計２．５〜７．５原子％の２以上の他の置換型合金元素であって、周期律表 の族ＶＩ．ＶＩＩおよびＶＩＩＩから選ばれた前記元素の少なくとも２つが、各 １原子％を超えるが、各５原子％を超えず、そしていずれの前記元素も各１原子 ％を超えないことを条件とする該置換型合金元素から成る金属合金。 １７．請求項１６の合金であって、さらに各０．１原子％を超えず、合計１原子 ％を超えない量の侵入型合金元素を有する合金。 １８．請求項１７の合金において、 Ｎｉが７３．５〜７６．５原子％であり、Ｍｏが１９〜２２原子％であり、 合計量３．５〜７．０原子％の置換型合金元素がＡｌ、Ｃｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｆｅ 、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｖ、ＷまたはＺｒであり、各０．０５原子％未満の侵入型 合金元素がＢ、Ｃ、Ｎ、Ｏ、ＰまたはＳである合金。 １９．請求項１８の合金において、置換型合金元素合計百分率＋０．７×Ｍｏ百 分率が１８〜２０原子％である合金。 ２０．請求項１９の合金において、Ｍｏ含量が２０原子％未満であるとき、置換 型合金元素が１．２原子％を超えるＣｒを含む合金。 ２１．請求項２０の合金であって、７００℃で約１時間保持した後に測定したと き、２５％を超える引張伸びを有することを特徴とする合金。 ２２．請求項２０の合金であって、熱間加工と冷間圧延との組合せによって鍛練 した薄板に形成される合金。 ２３．請求項２０の合金の溶接された厚板または薄板から製作され、沸騰する２ ０％ＨＣＬ中で測定された、１５ｍｐｙ未満の腐食率を有することを特徴とする 化学反応器。 ２４．Ｍｏ１８〜２３原子％を含む種類の改良されたＮｉ基合金において，前記 合金が総量３〜７原子％の範囲の置換型合金元素を有するが周期律表の族ＶＩ、 ＶＩＩおよびＶＩＩＩから選ばれたいずれの元素も５原子％を超えておらず、他 のいずれの置換型元素も各１原子％を超えず、存在する侵入型元素が各０．１原 子％または合計１．０原子％を超えず、そして前記総和＋０．７×Ｍｏ百分率が １７〜２１％である改良されたＮｉ基合金。 ２５．請求項２４の合金において、前記置換型合金元素が、０．０５〜３．２％ のＦｅ、 ０．０５〜３．８％のＣｒ、 ０．０２〜１．６％のＭｎ、 ０．３〜１．０％のＡｌ、 ３．２％未満のＣｏ、 １．０％未満のＷ（タングステン）、 ０．７５％未満のＶ（バナジウム）、および０．１５％未満のＳｉを含む合金。 ２６．請求項２５の合金において、Ｆｅが１．５〜３．０％であり、Ｃｒが０． ５〜３．８％であり、Ｍｎが０．５〜１．０％であり、置換型合金元素の総和が ３．５〜６．５％である合金。 ２７．請求項２６の合金において、Ｆｅが１．５〜２．５％であり、Ｃｒが１． ２〜２．５％であり、置換型合金元素の総和＋０．７×Ｍｏ濃度が１８〜２０％ である合金。 ２８．請求項２７の合金において、Ｍｏ含量が１９．５％未満であり、７００℃ で１時間保持した後に測定したとき、３５％より大きい引張伸びを有する合金。