JPS602641A - 耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食用高耐食アモルフアスニツケル基合金 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は苛酷な腐食環境に耐え、製造の容易な耐孔食、
耐隙間腐食、耐全面腐食用高耐食アモルファスニッケル
基合金に関するものである。

通常の耐食性鉄基合金およびニッケル基合金、例えば、
ＳＵＳ　８０４　、ＳＵＳ　８１６　、カーペンタ−２
０（商標）、インコネル６００（商標）、ハステロイＣ
（商標）などは、優れた耐食性を有し、化学工業用装置
をはじめ腐食性環境で広く使用されている。しかし、Ｓ
ＵＳ　８０４　、ＳＵＳ　８１６をはじめ、ニッケル含
量のさほど高くないステンレス鋼はモリブデンを添加し
ても、ハロゲンイオンを含む苛酷な環境において容易に
孔食、隙間腐食を発生し、比較的穏やかな腐食性環境で
のみ使用されている。

また、インコネル６００をはじめとする高ニッケル合金
といえども苛酷な腐食性環境においては、孔食、隙間腐
食、および、全面腐食によって急速に肉厚が減少するな
ど、安全性および経済性から重大な問題となっている。

このような通常の結晶質合金の耐食性を改善する方法と
して酸化力の乏しい通常の腐食性環境でも均一な不働態
保護被膜の形成すなわち自己不働態化に極めて有効な多
量のＰを添加することが考えられる。しかし多量のＰの
添加はその材料の機械的性質、加工性などを著しく劣化
させ、脆性の問題を引起すので不可能であった。また、
結晶質合金には、多くの格子欠陥が含まれているため環
境の酸化力をあげて不働態化させても、均一な不働態被
膜を形成し得ないため、十分な耐食性が得られない。

これに対し、本発明者等は先にこれらの欠点を改善する
ため耐孔食、耐隙間腐食、耐応力腐食割れ、耐水素脆性
用アモルファス鉄合金を発明し、特許出願した（特開昭
５１−４・０１７号、特開昭５１−４０１９号）。

また特開昭５１−１２３１１号公報、特開昭５１−１２
８１２号公報にはそれぞれ下記の如き強度および耐食性
にすぐれた非晶質合金が開示されている。

すなわち［鉄、コバルトおよびニッケル等の周期律表第
８族遷移元素の一種または二種以上と、半金属元素の一
種または二種以上に、第６ａ族元素の一種または二種以
上を、その合金の融点が、合金を構成する第８属元素と
半金属元素のいずれかとの二元系の共晶温度のうち、も
つとも高い温度からプラス１５０°Ｃ以内になるように
含有させ、溶融状態から８００°Ｃまでの温度範囲を毎
秒１０５°Ｃ以上の冷却速度で急冷凝固させることを特
徴とする強度および耐食性にすぐれた非晶質合金。」お
よび「鉄、コバルトおよびニッケル等の周期律表第８族
遷移元素の一種または二種以上と、窒素、アルミニウム
、いおうおよび錫の一種または二種以上および半金属元
素の一種または二種以上に第６ａ族元素の一種または二
種以上を、その合金の（８） ・融点が、合金を構成する第８族元素と、添加された窒
素、アルミニウム、いおう、錫および半金属元素のいず
れかとの二元系の共晶温度のうち、もつとも高い温度か
らプラス１５０°Ｃ以内になるように含有させ、溶融状
態から８００°Ｃまでの温度範囲を毎秒１０５°Ｃ以上
の冷却速度で急冷凝固させることを特徴とする強度およ
び耐食性のすぐれた非晶質合金。」である。しかして前
記両公開公報によれば、発明の合金成分組成範囲は共に
明確でなく、かつ耐食性について「すなわちクロム、モ
リブデン、タングステンの添加は結晶化温度を高めて非
晶質としての使用温度の上限を高めるとともに強度も高
く、さらに耐食性でもすぐれることを見出した。」と記
載されており、耐食性については・実施例に１モルＨａ
ｔ中自然浸漬による腐食減量がそれぞれ１例づつ記載さ
れているが、何れも鉄基非晶質合金についての実施例で
ある。

本発明者等は、本発明者等が先に特許出願した前記アモ
ルファス鉄合金以外のアモルファスニッケル基合金につ
いて研究し、アモルファスニッケ（４） ル基合金は、アモルファス鉄基合金より更に製造が容易
であり、かつ、４６％７ツ酸溶液というような苛酷な腐
食環境においても、全く腐食されないなどきわめて高い
耐食性を有することを新規に知見した。

本発明は、耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食性に優れる
高耐食アモルファスニッケル基合金を提供することを目
的とし、下記に述べるそれぞれの成分組成を有するアモ
ルファスニッケル基合金を提供することによってその目
的を達成することができる。

１５〜４０原子％Ｑ？および５〜８５原子％のＰと、２
０原子呪以下のＢをＰ、Ｂの合計で１５〜８５原子％含
み、残部実質的にＮｉよりなるアモルファスニッケル基
合金。

＆　５〜４０原子％のＯｒおよび５〜８５原子％のＰと
２０原子％以下のＢと、２０％以下のＳｌをＰ　、　Ｓ
ｉ　、　Ｂの合計で１５〜８５原子％を含み、かつ８原
子％以下のＡ４を含みＯｒ　、　Ｐ　。

Ｓｉ　、　Ｂ　、　）ｌの合計が６０原子％未満で残部
実質的にＮｉよりなるアモルファスニッケル基合金。

＆　５〜４０原子％のｃｒおよび５〜８５原子％のＰを
含み、さらにそれぞれ２０原子％以下のＢと、５原子％
以下のＳｉとをＰ　、　Ｓｉ　、　Ｂの合計で１５〜３
５原子％含み、Ｏｒ　、　Ｐ　、　Ｓｉ、Ｂの合計が６
０原子％未満で残部実質的にＮｉからなり、苛酷な腐食
環境に耐える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食用高耐食
アモルファスニッケル基合金。

本発明のアモルファスニッケル合金は、アモルファス合
金の特徴である高い強さと靭さを更に向上させかつ高耐
食性を合金に付与するクロムと、クロムを主体とする高
耐食性不動態保護被膜が酸化力の乏しい苛酷な腐食性環
境においても自然に生成する自己不働態化にきわめて有
効なＰとを多量に添加することができ、しかも、腐食の
起点となる欠陥を含まず、苛酷な腐食性環境における腐
食速度の小さな製造の容易な合金である。これが本発明
の合金が苛酷な腐食性環境においても孔食、値開腐食、
全面腐食をうけず、異常に高い耐食性を有する理由であ
る。

次に本発明を実験データに基いて説明する。

第１表に示す組成のアモルファス合金について各種腐食
試験を行なった。また比較のため市販の各種ステンレス
鋼および高ニッケル合金についても同様の試験を行なっ
た。

腐食試験は、８０　”Ｃ（７）　Ｉ　ＭＨ２Ｓｏ、　、
　Ｉ　ＮＮａＣ１ｊ　。

Ｉ　ＮＨＯ７，１０％Ｈ’Ｆ、４６％ＨＦ、１０％Ｆｅ
ｃ／８−６Ｈ２０および６０℃の１０％ＦｅＣｌ３・６
Ｈ２０溶液にプラスティック線でつるして浸漬すること
によって行ない、浸漬前後の重量変化をマイクロバラン
スを用いて測定して耐全面腐食性、および耐孔食性を評
価した。また試料の一部にテフロン板を密着させた浸漬
試験の重量変化から耐隙間腐食性を調べた。

（７） 第１表　アモルファスニッケル合金の組成（原子％）（
８） Ｉ　ＸＩ（，８０４およびＩ　Ｎ　Ｎａｐ／中において
、３原子％Ｏｒを含訃本発明に属しないアモルファス合
金は、市販の５ＵＳ８０４と同程度の腐食速度であった
が、本発明の第２表に示すように５原子％Ｑｒを含む試
料Ａ　２１は画情液でわずかに腐食するのみである。試
料Ａ２２〜２５　、／Ｆａ　２８〜３１にあっては画情
液中、１週間の浸漬試験においては重量変化が全く検出
されない。即ちこの結果は腐食零を示す。

第２表　腐食試験結果　８０°Ｃ（ｒｒｕｙｃｍ２／年
）一方、第３表でわかるように本発明試料Ａ　２１〜２
５、Ａ　２８〜３１は、ＳＵＳ　［４に激しい全面腐食
、孔食、隙間腐食の発生するＨＣｌ溶、液中においても
完全な耐食性を示し、１週間の浸漬試験においては重量
変化が検出されない。

第３表　ＩＮ食試験結果 また、第４表に示すＨＦ中という苛酷な環境においては
、現用高ニッケル合金中綴高級合金の一つであるハステ
ロイＣにも全面腐食および隙間腐食が発生するが本発明
の試料Ａ２１〜２５、Ａ２８〜８１には腐食による重量
変化が検出されない。

第４表　７ツ酸中における腐食試験結果　３０°Ｃステ
ンレス鋼の孔食試験に通常用いられる３０°Ｃおよび６
０°Ｃ（７）１０％Ｆ６０／８−６Ｈ，０溶液中に浸治
し、試料の表面観察および重量変化の測定を行なった結
果を第５表に示す。Ｑｒ含量の少ない試料煮２１におい
てもわずかな腐食が見られるだけであって、孔食という
危険な腐食形態はあられれない。また比較例のＳＵＳ　
８０４およびＳＵＳ　８１６Ｌに限らず、現用のステン
レス鋼の全鋼種に孔食および隙間腐食が発生する６０°
Ｃの溶液においても、本発明合金煮２１〜２５　、Ａ　
２８〜８１には孔食および隙間腐食が全く発生せ７ず重
量減少も検出されない。

（１１） 本発明合金に孔食が発生しないことを一層明確にするた
め、Ｉ　Ｎ　Ｎａ０ｌおよび、Ｉ　ＭＨ，Ｓｏ、＋ｏ、
ＩＮ’ＮａＯｌ中におけるアノード分極曲線を測定し、
孔食電位の存在の有無を調べた。その結果を第６表に示
す。ＳＵＳ　８０４、ＳＵＳ　８１６１．＋に限らず、
ステンレス鋼にはいずれも孔食発生電位があられれるが
、本発明合金には孔食発生電位があられれず、完全（１
２） に不働態化し、腐食減量も検出されない。

第４表　アノード分極曲線による孔食電位の測定以上第
１〜６表に明らかなようにｃｒ　、　ｐを含むアモルフ
ァスニッケル合金は、孔食、隙間腐食、全面腐食をうけ
ず、現用ステンレス鋼および高ニッケル合金との比較を
絶する異常に高い耐食性を有する。

この優れた性質は、ニッケルを基としてＱｒ　。

Ｐが共存すること、および本合金特有の構造、すなわち
アモルファス構造に由来するものである。

ｐ　、　Ｂ　、　ｓｉ　、　ｈｔの適量の添加はアモル
ファス構造を得るために必要かつ、有効である。

次に本発明における各成分組成を限定する理由を述べる
。

Ｏｒについては、これを５原子％未満にすると、耐孔食
性、耐隙間腐食性、耐全面腐食性が劣化し、４０原子％
を越えるとアモルファス構造をうろことが困難になるの
で、５〜４０原子％の範囲内にすることが必要であり、
なかでも７〜２０原子％のとき良い結果が得られる。

Ｐはアモルファス構造を得るのに必要かつ有効な元素で
あり、同時に合金の自己不働態化を促進する元素である
。本発明の第１．２．８の発明においてＰが５原子％未
満のときは自己不働態化を促進せず耐食性が低下し、８
５原子％より多いとアモルファス構造を得ることが困難
になるので、Ｐは５〜３５原子％の範囲内にする必要が
ある。

第１発明において、Ｂはアモルファス構造を得るのに有
効な元素である。また第８発明においてＢ　、　ｓｉは
同じくアモルファス構造を有するのに有効でありＢ　、
　Ｓｉの合計が２０原子％を越えるとアモルファス構造
を得るのが困難になる。なお、Ｓｉ　、　ＢとＰの合計
が１５原子％未満あるいは３５原子％を越えるとアモル
ファス構造を得ることが困難になる。

したがってＳｉ　、　ＢとＰとの合計は１５〜８５原子
％の範囲内にする必要があり、なかでも２０〜２５原子
％のとき最も良い結果が得られる。

第２の発明において、Ａｌはアモルファス構造を得やす
くする元素であるが、０．５原子％以下が最適である。

また第２又は第３の発明において、必須成分であるＯｒ
　、　Ｐ　、　Ｂと選択成分であるＳｉ又はＡＩとの合
計が６０原子％以上を含むと、本発明の目的とする異常
に高い耐食性がやや損なわれるので、前記合計は６０原
子％未満にする必要がある。

次に本発明のアモルファス合金の製造方法を説明する。

本発明の成分組成を有する合金溶湯を溶融状態から１０
４°Ｃ／秒以上の冷却速度で超急冷することにより非晶
質の合金を製造することができる。前（１５） 部冷却速度が１０４℃／秒より遅いと結晶質化し、完全
に非晶質化することができないので、１０４℃／秒以上
の冷却速度で超急冷することが所要の物性を得るに必要
である。

前記本発明のアモルファス合金を製造するには、例えば
第１．２．８図に概略を示す装置の何れかを用いること
ができる。

第１図において、ｌは下方先端に垂直にノズル５を有す
る石英管で、この石英管１の上端に設ける送入口２より
原料４ならびに不活性ガスを送入することができる。石
英管１の下方にノズル８を設け、ノズル８の先端に原料
４を溶融状態で噴出するスパウト５を設ける。前記ノズ
ル８を加熱する加熱炉６をノズル８を取巻いて設ける。

スパウト５の垂直下方で外接あるいは僅かに離隔させる
ことのできるＡ、Ｂ２本の高速回転ロール８を設ける。

原料４をノズルａ内で不活性ガス雰囲気下で加熱炉６に
よって加熱溶融させた溶湯をモーター７によって１００
０〜ｅ　ｏ　ｏ　ｏ　ｒ、ｐ、ｍの高速回転されるＡ、
Ｂ２本のロール８間に連続的に落下性（１６） 入させると、前記溶湯は凝固圧延されてアモルファス合
金を製造することができる。前記ロールの離間距離およ
び溶湯の落下注入量を調整することによって、通常部３
０〜４０μ、１ｌｆ１１〜５　ｔｎｍ　、長さ数ｍのリ
ボン状アモルファス合金を有利に製造することができる
。

第２図に示す装置は、溶湯を溶出し落下させるまではそ
れぞれ第１図に示す装置と同一であるが（第１図の１，
２・・・・・・７はそれぞれ第２図の１０１゜１０２・
・・・・・１０７に対応する）、第２図の装置にあっ。

ては溶湯を高速回転する１枚の円板の外周面上に落下さ
せて遠心力でリボン状に成形させつつ超急冷するように
した装置である。

第３図に示す装置において、２ｏ１は下方先端に水平方
向に噴出するノズル２０２を有する石英管で、その中に
は原料金属２０３が装入され、溶解される。２０４は原
料金属２０８を加熱するための加熱炉であり、２０５は
モーター２０６により高速度、例えば５０００　ｒ、ｐ
、ｍで回転される回転ドラムで、これは、ドラムの回転
による遠心力負荷をできるだけ小さくするため、軽量で
熱伝導性の良い金属、例えばアルミニウム合金よりなり
、内面には更に熱伝導性の良い金属、例えば銅板２０７
で内張すされている。２０８は石英管２０１を支持して
上下に移動するためのエアピストンである。原料金属は
、先ず石英管２０１の送入口２０１ａより流体搬送等に
より装入され加熱炉２０４の位置で加熱溶解され、次い
でエアピストン２０８により、ノズル２０２が回転ドラ
ム２０５の内面に対向する如く、石英管２０１が図に示
す位置に下降され、次いで上昇を開始するとほぼ同時に
溶融金属２０３にガス圧が加えられて、金属が回転ドラ
ムの内面に向かって噴流される。石英管内部へは金属２
０８の酸化を防ぐため絶えず不活性ガス、例えばアルゴ
ンガス２０９を送入し不活性雰囲気としておくものとす
る。回転ドラム内面に噴流された金属は高速回転による
遠心力のため、回転ドラム内面に強く接触せしめられる
ことにより、超高速急冷却が与えられてアモルファス合
金とすることができる。

以上節１．２．８図にそれぞれ示す装置によれば繊維状
あるいはリボン状のアモルファス合金を製造することが
できる。

次に本発明を実施例について説明する。

実施例　１ クロム９原子％、リン１５原子％、ホウ素５原子％、残
部ニッケルよりなる原料合金を前述の方法によって、加
熱溶解後、高速冷却してアモルファス合金を得た。この
アモルファス合金は、組成物にきわめて容易に製造でき
、かつ前記第２〜６表に示す諸試験においても何等の欠
点を示さなかった。とりわけ、第４表に示すように現用
最高級合金の１つであるハステロイＣにすら腐食の発生
する苛酷な腐食環境である１０％および４６％ＨＦ溶液
中においても腐食による重量変化がマイクロバランスを
用いても検出されず、きわめて高い耐食性を示した。上
記第２〜６表の諸試験の結果苛酷な腐食環境における孔
食、隙間腐食、全面腐食に耐える合金であることが判明
した。

（１９） 実施例　２ クロム９原子％、リン１５原子％、ホウ素５原子％、’
ｒイ素５原子％、残部ニッケルからなる原料合金を前述
の方法で加熱溶解後、高速冷却してアモルファス合金を
得た。この合金も実施例１の合金と同様に製造が容易で
第２〜６表に示す諸試験においても実施例１の合金と変
わらない優れた諸性質を有していた。

実施例　８ り四ム９原子％、リン１５原子％、ホウ素５原子％、ア
ルミニウム０．５原子％、残部ニッケルからなる合金を
前述の方法で加熱溶解後高速冷却してアモルファス合金
を得た。この合金も、実施例１および２と同様に製造が
容易であり、かつ、実施例１および２より、クロム含量
が同じにもかかわらず、アルミニウム添加の効果のため
に第２〜６表に示す諸試験において実施例１および２の
合金と変わらない優れた諸性質を有していた。

実施例　４ 試料：スポンジニッケルお上り赤リンを原料としく　２
０　） て、二段焼結法によりＮｉ　−Ｐ母合金を製造した。

これにＮｉ　、　Ｏｒ　、　Ｂ等を添加し、アルゴン雰
囲気中で溶解して非晶質合金製造用原料とし、この合金
を再溶解後、液体圧延急冷法により非晶質化した。試料
の形状は、圧延機のロールの回転数と液体の噴出圧によ
り異なるが、はぼ厚さ５０〜３０μ、幅２〜６酷のリボ
ン状となった。

自然浸漬試験： これを１０％Ｆｅ、Ｏｔ８水溶液中で、液温を８０℃に
保持して、１６８時間浸漬し、その重量変化をマイクロ
バランスで測定した。

分極測定： 試料をＩ　Ｍ　Ｈ２Ｓｏ４溶液およびＩＮＨ（、！溶液
中において、自然浸漬電位に１時間浸漬後、各電位に８
０分間保持して、定電位アノード分極曲線を測定した。

不働態皮膜のＥ、Ｓ、Ｏ，Ａによる解析；次に試料をＩ
　Ｍ　Ｈ，Ｓｏ、およびＩ　Ｎ　Ｈｅ／中で定電位に１
時間保持した後、ただちに水洗し、アルコール乾燥後測
定に供した。これらの測定はＭｇＫα０．。

線を励起源として行なった。

結　果： （１）非晶質合金の製造： 製造した非晶質合金の組成および結果を第７表にまとめ
て示す。一般に、非晶質化は、その冷却速度すなわち圧
延法においては、ロールの回転数と噴出圧および液体の
温度によって決定される。したがって、非晶質化しやす
い金属は、非晶質化の条件範囲が広くなり、液体の温度
が多少高くても良く、また冷却速度が低くても非晶質化
しうる。

第７表において、結果が○印で示されるものは非晶質化
の条件が広いものであり、Δ印のものは非晶質化するが
、製造条件を変えると非晶質化が困難な場合があるもの
で、×印のものは十分に非晶化する条件が見出されなか
ったものである。非晶質化に対するＱｒ添加の影響は９
　ａｔｍ（２８） ％以下では顕著に表われない。また、Ｓｉ　、　Ａ１等
を少量添加することは非晶質化の条件を広くする。また
杢糸の特長はＦｅ　−Ｏｒ　−Ｐ　−０系に比べてはる
かに融点が低いことでありこのため非晶質合金の製造が
容易である。

（２）自然浸漬結果： ８０℃の１０％Ｆｅｅ１８−６ｆ（２ｏ溶液中における
１６８時間浸漬による重量変化からめた腐食速度を第８
表に示す。

合金組成　腐食量（ｍｉｎＡ４） Ｎｉ（３ｒ８Ｐ１５Ｂ、　ｓｌｘ　１０−’Ｎｌ０ｒ　
ｇＰ　１５　Ｂ５２　Ｘ　１０−　’Ｎｉ０ｒ７Ｐ、、
Ｂ５０　ｘ　１Ｏ−４ＮｉＣｒ、Ｐ、、Ｂ、　ＯＸ　１
０−’腐食速度はＯｒ量が増加するにつれて減少し７０
ｒ合金および９０ｒ合金ではマイクロバランス（２４） で重量変化が検出できなかった。また孔食等の発生も全
くなく、７Ｃｒ合金および９０ｒ合金は優れた耐食性、
耐孔食性を示した。

（３）分極測定結果： 非晶質Ｎｉ−０ｒ−Ｐ１５−Ｂ５合金の定電位分極曲線
を第４図に示す。非晶質鉄基合金の場合と同様に自然電
極電位は純クロムの不働態域にあり１したがって活性能
は認められない。不働態域の電流密度はクロム量の増加
とともに減少している。また、Ｉ　Ｎ　ＨＣｌ中の方が
Ｉ　Ｍ　Ｈ２ＳＯ，中よりも電流密度が小さく、孔食発
生電位は認められない。

添加元素による非晶質ニッケル基合金のアノード分極曲
線の変化を第５図に示す。添加元素として少量のＳｉの
添加は、非晶質化を極めて容易にするが、耐食性はＳｉ
量の増加とともに減少することを示している。少量のＡ
／の添加はＳｉ同様、非晶質化を容易にし、耐食性には
さほどの影響を与えないため、耐食性非晶質合金の製造
上有効である。

、（４）　Ｅ、Ｓ、Ｏ，Ａによる不働態皮膜の解析結果
高い耐食性、耐孔食性をもつ７　ａｔｍ％以上のＱｒを
含訃非晶質合金を用い、Ｉ　Ｎ　ＨＯＩ　、　Ｉ　ＭＨ
２Ｓｏ、中種々の電位で生じた不働態皮膜の解析を行な
った。非晶質Ｎｉ基合金の不働態皮膜中には、酸化状態
のＮｉはほとんど存在せず、著しいＱｒの濃縮が認めら
れる。Ｅ、Ｓ、Ｃ，Ａスペクトルの詳細な解析の結果、
クロムを含む非晶質ニッケル基合金の不働態皮膜は、ク
ロムを含む鉄基非晶質合金、各棹ステンレス鋼および高
ニッケル合金の不働態皮膜と同様、高耐食性皮膜がある
と想定されるオキシ水酸化クロムが主であると考えられ
る。

本発明のアモルファスニッケル基合金は、テープ状線ま
たは薄板として構造が容易であり、従来の実用金属材料
では実現しえない異常に高い耐食性と優れた機械的性質
を有し、各４ｓｌ＋凸・、塩化物で安定に使用しうる。

したがって′、化学プラントなど苛酷な環境において、
耐孔食性、耐隙間腐食性あるいは耐全面ｊＮ食性を要求
される部分の材料としての用途に適するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の合金を溶融状態から圧延超急冷す・る
に用いられる装置の概略を示す説明図、第２図は同じく
円板による超急冷する装置の概略を示す説明図、 第３図は同じく遠心法によって超急冷する装置の概要を
示す説明図、 第４図は本発明非晶質（Ｎｌ　−ｃｒ　−ＰＩ　ｓ　−
Ｂｓ　）合金の定電位分極曲線に及ぼすＣｒの形層を示
す特性図、 第５図はＩ　Ｍ　Ｈ２ＳＯ４中における本発明非晶質Ｎ
ｉ　−Ｏｒ　−Ｐ□、−Ｂ５合金の定電位分極曲線に及
ぼす添加元素（Ａｌ、　Ｓｉ　）の影響を示す特性図で
ある。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １５〜４０原子％のＱｒおよび５〜３５原子％のＰと、
   ２０原子％以下のＢを、Ｐ、Ｂの合計で１５〜３５原子
   ％含み、残部実質的にＮ１からなり、苛酷な腐食環境に
   耐える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食用高耐食アモル
   ファスニッケル基合金。 ２５〜４０原子％のＯｒおよび５〜３５原子％のＰと、
   ２０原子％以下のＢをＰ　、　Ｓｉ　。 Ｂの合計で１５〜８５原子％含み、がっ０．５原子％以
   下のＡｌを含み、Ｏｒ　、　Ｐ　、　Ｂ　、　Ａｌの合
   計が６０原子％未満で残部実質的にＮｉからなり、苛酷
   な腐食環境に耐える耐孔食、耐隙間腐食、耐全面腐食用
   高耐食アモルファスニッケル基合金。 ＆　５〜４０原子％のＱｒおよび５〜８５原子％のＰを
   含み、さらにそれぞれ２０原子％以下のＢと、５原子％
   以下のＳｉとをＰ　、　Ｓｉ　。 Ｂの合計で１５〜８５原子％含み、Ｏｒ、　ｐ　ｔＳｉ
   　、　Ｂの合計が６０原子％未満で残部実質的にＮｉか
   らなり、苛酷な腐食環境に耐える耐孔食、耐隙間腐食、
   耐全面腐食用高耐食アモルファスニッケル基合金。