JPS62274037A - 改良せる耐応力腐食割れ性を有する析出硬化型ニッケル基合金 - Google Patents
改良せる耐応力腐食割れ性を有する析出硬化型ニッケル基合金Info
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-
- E—FIXED CONSTRUCTIONS
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- E21B—EARTH OR ROCK DRILLING; OBTAINING OIL, GAS, WATER, SOLUBLE OR MELTABLE MATERIALS OR A SLURRY OF MINERALS FROM WELLS
- E21B17/00—Drilling rods or pipes; Flexible drill strings; Kellies; Drill collars; Sucker rods; Cables; Casings; Tubings
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- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
３、発明の詳細な説明
（技術分野）
本発明は改良せる耐応力腐食割れ性を有する析出硬化型
ニッケル（及び／又はコバルト）基合金に関する。
ニッケル（及び／又はコバルト）基合金に関する。
（発明の背景）
石油及び天然ガスの生産のため、油井はますます大きく
、深く掘削されている。その結果として、ケーシング、
チュービング及びドリルパイプのような油井管の製造及
びバルブのような合せ穴装置の製造に用いられる合金の
組成はますます相反する環境を受けている。このような
合金組成で逆影響を有する重大な環境因子は腐食、水素
ぜい性及び応力腐食割れである。これらの環境因子の最
も重大なものは応力腐食性割れであり、それは材料での
環境による濃厚な化学的攻撃より成り、又高温度と深い
腐食性の油井に付随する応力とによって悪化される。
、深く掘削されている。その結果として、ケーシング、
チュービング及びドリルパイプのような油井管の製造及
びバルブのような合せ穴装置の製造に用いられる合金の
組成はますます相反する環境を受けている。このような
合金組成で逆影響を有する重大な環境因子は腐食、水素
ぜい性及び応力腐食割れである。これらの環境因子の最
も重大なものは応力腐食性割れであり、それは材料での
環境による濃厚な化学的攻撃より成り、又高温度と深い
腐食性の油井に付随する応力とによって悪化される。
深い腐食性の油井に使用する合金を発達させる可成りの
努力が冶金工業で費やされている。発達した合金は概し
て本発明の合金のように析出硬化されるとは反対に冷間
加工によって硬化又は強化されるものである。
努力が冶金工業で費やされている。発達した合金は概し
て本発明の合金のように析出硬化されるとは反対に冷間
加工によって硬化又は強化されるものである。
発達した合金のあるものは種々の程度の成功率で掘削工
業に役立っているけれども、改良せる強度と耐応力腐食
割れ性とを有する析出硬化型合金の発達にはなお大きな
要望がある。
業に役立っているけれども、改良せる強度と耐応力腐食
割れ性とを有する析出硬化型合金の発達にはなお大きな
要望がある。
（発明の概要）
本発明によれば実質的にシグマ又は他の同様な中間金属
相（ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ ｐｈａｓｅ）のない
、下記の組成を有する耐応力腐食割れ性のある析出硬化
型合金が提供される： Ｃｒ １２〜２５重量％Ｍｏ
０〜１０ 〃 Ｗ ０〜１２ 〃 但し Ｍｏ ＋０．５Ｗ ２％以上、１０％以下Ｃｒ
＋Ｍｏ ＋０．５Ｗ ２８％以下Ａβ、Ｎｂ及
びＴｉの１種又はそれ以上２〜６重量％ Ｃ０，０５〃 未満 ０ ０．０５重量％未未満
Ｏ，０５” 未満Ｎｉ及び（又は）Ｃｏ並
びに付随的不純物残部 こ＼において、Ｎｉ （及び（又は）ＣＯ）、Ｃｒ、
Ｍｏ（及び（又は）Ｗ）の含有量は、その組合せが添付
図面第１図の区域ＡＢＣＤの範囲内に入る点を表わすよ
うな相関関係を有する。
相（ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ ｐｈａｓｅ）のない
、下記の組成を有する耐応力腐食割れ性のある析出硬化
型合金が提供される： Ｃｒ １２〜２５重量％Ｍｏ
０〜１０ 〃 Ｗ ０〜１２ 〃 但し Ｍｏ ＋０．５Ｗ ２％以上、１０％以下Ｃｒ
＋Ｍｏ ＋０．５Ｗ ２８％以下Ａβ、Ｎｂ及
びＴｉの１種又はそれ以上２〜６重量％ Ｃ０，０５〃 未満 ０ ０．０５重量％未未満
Ｏ，０５” 未満Ｎｉ及び（又は）Ｃｏ並
びに付随的不純物残部 こ＼において、Ｎｉ （及び（又は）ＣＯ）、Ｃｒ、
Ｍｏ（及び（又は）Ｗ）の含有量は、その組合せが添付
図面第１図の区域ＡＢＣＤの範囲内に入る点を表わすよ
うな相関関係を有する。
改良せる耐応力腐食割れ性のためには、原子％で、Ａｌ
対Ｎｂ ＋Ｔｉの比が０〜４．０、好ましくは０．８〜
１．５、さらに好ましくは約１であることが好ましい。
対Ｎｂ ＋Ｔｉの比が０〜４．０、好ましくは０．８〜
１．５、さらに好ましくは約１であることが好ましい。
さらに、Ｈｆを重量％で、少くとも（Ｃ＋Ｑ＋Ｎ）の含
有量の１０倍、即ち１０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）であるが、３
０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）以下、さらに好ましくは約１５ （
Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）乃至２０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）である含有量で
含有することが好ましい。
有量の１０倍、即ち１０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）であるが、３
０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）以下、さらに好ましくは約１５ （
Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）乃至２０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）である含有量で
含有することが好ましい。
本発明の他の好ましい具体例ではＮｉ（及び（又は）Ｃ
ｏ）の３０重壁量までは鉄で代替される。
ｏ）の３０重壁量までは鉄で代替される。
（詳細な説明）
金属及び合金は一般に粒界によって分離されている結晶
粒と謂われる多数の微結晶より成るものである。粒界は
通常、顕微鏡組織において弱い結合であり、粒界に凝集
する第二相粒子（ｓｅｃｏｎｄｐｈａｓｅ ｐａｒｔｉ
ｃｌｅ） 、即ちシグマ相の形成によってさらに弱くな
る。これらの第二相粒子は顕微鏡組織が応力及び悪影響
を受けるとき、これらの粒子は攻撃され、亀裂が粒界に
沿って生長し、初期破損を生ずるので、粒界では望まし
くない。
粒と謂われる多数の微結晶より成るものである。粒界は
通常、顕微鏡組織において弱い結合であり、粒界に凝集
する第二相粒子（ｓｅｃｏｎｄｐｈａｓｅ ｐａｒｔｉ
ｃｌｅ） 、即ちシグマ相の形成によってさらに弱くな
る。これらの第二相粒子は顕微鏡組織が応力及び悪影響
を受けるとき、これらの粒子は攻撃され、亀裂が粒界に
沿って生長し、初期破損を生ずるので、粒界では望まし
くない。
これらの第二相粒子の形成を避けるために、本発明者ら
はＮｉ （及び（又は）Ｃｏ ） 、Ｃｒ及びＭｏ
（及び（又は）Ｗ）の含有量が、それらの組合せが添
付図面第１図の区域ＡＢＣＤの範囲内の点を表わすよう
な相関関係を有し、而も合金ははパ下記の組成より成る
ことが必要であることを知見した： Ｃｒ １２〜２５重量％Ｍｏ
０〜１０ 〃Ｗ ０〜１２
〃 但し Ｍｏ ＋０．５Ｗ ２重量％以上、１０重量％
以下 Ｃｒ ＋Ｍｏ ＋０．５Ｗ ２８重量％以下Ａｌ、Ｎ
ｂ及びＴｉの１種又はそれ以上２〜６重量％ ＣＯ，０５〃 未満 ０ ０．０５ 〃 未満Ｎ
Ｏ，０５” 未満Ｎｉ及び（又は）Ｃｏ並び
に付随的不純物残部 本発明の合金はニッケル基及びコバルト基合金に普通に
存在する付随的元素、例えば８、Ｓｎ、、 ｐｂ、Ｚｎ
、、 ｈｇ、 Ｂｉなどを含有することがあり、その重
量は、それらが合金の性質に実質的な悪影響を与えない
限り０．０５重量％以下であるのが好ましい。
はＮｉ （及び（又は）Ｃｏ ） 、Ｃｒ及びＭｏ
（及び（又は）Ｗ）の含有量が、それらの組合せが添
付図面第１図の区域ＡＢＣＤの範囲内の点を表わすよう
な相関関係を有し、而も合金ははパ下記の組成より成る
ことが必要であることを知見した： Ｃｒ １２〜２５重量％Ｍｏ
０〜１０ 〃Ｗ ０〜１２
〃 但し Ｍｏ ＋０．５Ｗ ２重量％以上、１０重量％
以下 Ｃｒ ＋Ｍｏ ＋０．５Ｗ ２８重量％以下Ａｌ、Ｎ
ｂ及びＴｉの１種又はそれ以上２〜６重量％ ＣＯ，０５〃 未満 ０ ０．０５ 〃 未満Ｎ
Ｏ，０５” 未満Ｎｉ及び（又は）Ｃｏ並び
に付随的不純物残部 本発明の合金はニッケル基及びコバルト基合金に普通に
存在する付随的元素、例えば８、Ｓｎ、、 ｐｂ、Ｚｎ
、、 ｈｇ、 Ｂｉなどを含有することがあり、その重
量は、それらが合金の性質に実質的な悪影響を与えない
限り０．０５重量％以下であるのが好ましい。
さらに、本発明の合金は又Ｍｎ及びＳｔの如き元素を含
有することがあり、その重量は実質的な悪影響を与えな
い限り２重量％以下が好ましい。
有することがあり、その重量は実質的な悪影響を与えな
い限り２重量％以下が好ましい。
これらの第二相粒子の排除は亀裂生長に関し望ましいけ
れども単相顕微鏡組織のみを含有する合金は深い腐食性
油井用に必要な強度に欠けるのである。この強度を与え
るために、本発明の合金はＡｌ、Ｎｂ及びＴｉの１種又
はそれ以上を添加することによって強化され、そしてそ
れらは適当な条件で、非常に微細な第二相粒子の均一な
分布を生成することになる。これらの元素の添加が非常
に微細な第二相粒子の生成となることは冶金業者には一
般に考えられるところであるけれども、また粒界に粗大
な第二相析出物もまた形成されると考えられる。粒界に
おける粗大な第二相析出物は生成する合金の耐応力腐食
割れ性には有害である。
れども単相顕微鏡組織のみを含有する合金は深い腐食性
油井用に必要な強度に欠けるのである。この強度を与え
るために、本発明の合金はＡｌ、Ｎｂ及びＴｉの１種又
はそれ以上を添加することによって強化され、そしてそ
れらは適当な条件で、非常に微細な第二相粒子の均一な
分布を生成することになる。これらの元素の添加が非常
に微細な第二相粒子の生成となることは冶金業者には一
般に考えられるところであるけれども、また粒界に粗大
な第二相析出物もまた形成されると考えられる。粒界に
おける粗大な第二相析出物は生成する合金の耐応力腐食
割れ性には有害である。
本発明者らは意外にも、もし＾１．Ｎｂ及びＴｉの１種
またはそれ以上を下記の条件で添加するならばこれらの
粗大な第二相析出物の形成を避けることができることを
知見した：即ち（ａ）Ａｊ２１）Ｎｂ及びＴｉの全含有
量は２〜６重量％であり、（ｂ）原子％で示すＡｌ対Ｎ
ｂ ＋Ｔｉの比が約０〜４．０、好ましくは約０．８〜
１．５、さらに好ましくは約１であり、而も（ｃｌｃｒ
＋Ｍｏ ＋Ｏ、ｓｗの含有量は２８重量％以下である
こと。
またはそれ以上を下記の条件で添加するならばこれらの
粗大な第二相析出物の形成を避けることができることを
知見した：即ち（ａ）Ａｊ２１）Ｎｂ及びＴｉの全含有
量は２〜６重量％であり、（ｂ）原子％で示すＡｌ対Ｎ
ｂ ＋Ｔｉの比が約０〜４．０、好ましくは約０．８〜
１．５、さらに好ましくは約１であり、而も（ｃｌｃｒ
＋Ｍｏ ＋Ｏ、ｓｗの含有量は２８重量％以下である
こと。
耐応力腐食割れ性に有害なもう一つの現象は粒界及びＣ
ｒ及び（又は）Ｍｏの隣接領域を劣化する炭化クロムの
析出であり、それによって合金を粒間応力腐食割れを受
は易くする。本発明者らは重量％で約１０ （Ｃ＋Ｏ＋
Ｎ）乃至３０（Ｃ＋０＋Ｎ）、好ましくは約１５ （Ｃ
＋Ｏ＋Ｎ）乃至２０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）である含有量にお
けるＨｆの添加が粒界における炭化クロムの析出を排除
し、かくして改良せる耐応力腐食割れを有する合金を生
ずることを発見した。
ｒ及び（又は）Ｍｏの隣接領域を劣化する炭化クロムの
析出であり、それによって合金を粒間応力腐食割れを受
は易くする。本発明者らは重量％で約１０ （Ｃ＋Ｏ＋
Ｎ）乃至３０（Ｃ＋０＋Ｎ）、好ましくは約１５ （Ｃ
＋Ｏ＋Ｎ）乃至２０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）である含有量にお
けるＨｆの添加が粒界における炭化クロムの析出を排除
し、かくして改良せる耐応力腐食割れを有する合金を生
ずることを発見した。
本発明合金を構成する元素及びその含有量はその組合せ
が意外にも良好な耐応力腐食割れ性を有する合金を生ず
るために重要である。例えば、Ｎｉは２つの理由で重要
であり、その第１は合金の耐塩化物応力腐食割れ性を増
加し、第２はシグマ又は同様の中間金属相の形成を妨げ
るのを助けることである。Ｎｉの一部又は全部は生成す
る合金に何らの悪影響を与えずに代替えすることができ
ることはいうまでもない。
が意外にも良好な耐応力腐食割れ性を有する合金を生ず
るために重要である。例えば、Ｎｉは２つの理由で重要
であり、その第１は合金の耐塩化物応力腐食割れ性を増
加し、第２はシグマ又は同様の中間金属相の形成を妨げ
るのを助けることである。Ｎｉの一部又は全部は生成す
る合金に何らの悪影響を与えずに代替えすることができ
ることはいうまでもない。
Ｃｒは合金の全面耐食性を増加するので重要である。し
かし、Ｃｒの増量はシグマ或は他の同様な中間金属相を
形成すること＼なるのに注意しなければならない。耐食
性を付与するのに必要なＣｒの量は腐食環境の苛酷性に
直接関連する。一般に、耐食性を付与するのに必要なＣ
ｒの最少量は約１２重量％であるが、約２５重量％まで
のＣｒ含有量はより厳しい腐食環境で必要なことがある
。本発明の合金において、約２５重量％以上のＣｒ含有
量は望ましくないシグマ又は他の同様な中間金属相を形
成すること−なる。
かし、Ｃｒの増量はシグマ或は他の同様な中間金属相を
形成すること＼なるのに注意しなければならない。耐食
性を付与するのに必要なＣｒの量は腐食環境の苛酷性に
直接関連する。一般に、耐食性を付与するのに必要なＣ
ｒの最少量は約１２重量％であるが、約２５重量％まで
のＣｒ含有量はより厳しい腐食環境で必要なことがある
。本発明の合金において、約２５重量％以上のＣｒ含有
量は望ましくないシグマ又は他の同様な中間金属相を形
成すること−なる。
Ｍｏ （及び（又は）Ｗ）は合金の耐孔食性、特に塩
化物−含有環境において増加せしめるために存在してい
る。ＭｏとＷの両者が使用されるとき、それらはお互に
Ｍｏ＋０．５Ｗが２重量％以上、１０重量％以下である
ような関係で使用されることが重要である。もしＷが単
独で使用されるならば１２重量％までが使用され、合金
に存在するＭｏ（及び（又は）Ｗ）の量は環境の苛酷度
に関連する。
化物−含有環境において増加せしめるために存在してい
る。ＭｏとＷの両者が使用されるとき、それらはお互に
Ｍｏ＋０．５Ｗが２重量％以上、１０重量％以下である
ような関係で使用されることが重要である。もしＷが単
独で使用されるならば１２重量％までが使用され、合金
に存在するＭｏ（及び（又は）Ｗ）の量は環境の苛酷度
に関連する。
シグマ相又は他の同様の中間金属相の排除について、Ｎ
ｉ （及び（又は） Ｃｏ ）、Ｃｒ 、 Ｍ。
ｉ （及び（又は） Ｃｏ ）、Ｃｒ 、 Ｍ。
（及び（又は）Ｗ）の含有量はそれらの組合せが第１図
の区域ＡＢＣＤの範囲内の点を表わすような相関関係を
有することが重要である。第１図において、線ＡＢ及び
ＡＤはＣｒ及びＭｏ（及び（又は）Ｗ）に対する下限を
夫々表わし、そしてそれは最低の耐食性及び耐亀裂性を
与えるのに必要である。線ＢＣ及びＣＤはＣｒ及びＭｏ
（及び（又は）Ｗ）に対する上限を夫々表ねし、それ以
上では合金は中間金属相の析出を受けやすい。
の区域ＡＢＣＤの範囲内の点を表わすような相関関係を
有することが重要である。第１図において、線ＡＢ及び
ＡＤはＣｒ及びＭｏ（及び（又は）Ｗ）に対する下限を
夫々表わし、そしてそれは最低の耐食性及び耐亀裂性を
与えるのに必要である。線ＢＣ及びＣＤはＣｒ及びＭｏ
（及び（又は）Ｗ）に対する上限を夫々表ねし、それ以
上では合金は中間金属相の析出を受けやすい。
次の硬化熱処理で、生成する熱処理生成物のマトリック
ス相（ガンマ−相、Ｔ）はＣｒ及びＭ。
ス相（ガンマ−相、Ｔ）はＣｒ及びＭ。
に冨むものとなるが、なお第１図のＥ及びＦによって限
界を定めた線より下にと＼゛まっているため、合金組成
をＡＢＣＤによって表わされる区域以内で選ぶことが重
要である。シグマ或は他の同様な中間金属相のある量が
許容される場合、上記相関関係に対するｒｉｉ５密な固
守は、使用される各元素の量は上記の範囲内になお存在
しなければならないけれども、臣ｎ界的ではない。
界を定めた線より下にと＼゛まっているため、合金組成
をＡＢＣＤによって表わされる区域以内で選ぶことが重
要である。シグマ或は他の同様な中間金属相のある量が
許容される場合、上記相関関係に対するｒｉｉ５密な固
守は、使用される各元素の量は上記の範囲内になお存在
しなければならないけれども、臣ｎ界的ではない。
本発明合金におけるＨｆの使用は安定な炭化ハフニウム
の生成を生ずる。炭化ハフニウムの生成は金属マトリッ
クスよりＣを除去し、また炭化クロムの粒界における析
出を抑制する。粒界における炭化クロムの生成は、それ
らが腐食に対して保護する必要のある、Ｃｒの粒界を優
先的に劣化するために本発明合金の性質には有害である
。
の生成を生ずる。炭化ハフニウムの生成は金属マトリッ
クスよりＣを除去し、また炭化クロムの粒界における析
出を抑制する。粒界における炭化クロムの生成は、それ
らが腐食に対して保護する必要のある、Ｃｒの粒界を優
先的に劣化するために本発明合金の性質には有害である
。
経済上の目的で、Ｎｉ （及び（又は）Ｃｏ）の約３
０重量％までをＦｅで代替えることができる。
０重量％までをＦｅで代替えることができる。
しかしながら、Ｆｅの添加は合金をシグマ相又は他の同
様の中間金属相のないものに保たしめることのできるＣ
ｒ及びＭｏ（及び（又は）Ｗ）の最大量を減する。Ｆｅ
の高含有量が合金に添加されるときは、Ｃｒ及びＭｏ（
及び（又は）Ｗ）のレベルで相当して減少することが必
要である。例えば、合金がＦｅを含有しないときはＣｒ
＋Ｍｏ ＋０、５ Ｗの約２８重量％までが合金に許
容できる。
様の中間金属相のないものに保たしめることのできるＣ
ｒ及びＭｏ（及び（又は）Ｗ）の最大量を減する。Ｆｅ
の高含有量が合金に添加されるときは、Ｃｒ及びＭｏ（
及び（又は）Ｗ）のレベルで相当して減少することが必
要である。例えば、合金がＦｅを含有しないときはＣｒ
＋Ｍｏ ＋０、５ Ｗの約２８重量％までが合金に許
容できる。
しかしながら、もし合金が２０重壁筋のＦｅを含有する
ならば、Ｃｒ ＋Ｍｏ ＋０．５Ｗのレベルは望ましく
ない析出物の生成を避けるために約２４重量％に好まし
くは制限される。もし合金が３０重量％のＦｅを含有す
るならば、Ｃｒ ＋Ｍｏ ＋０．５Ｗのレベルは好まし
くは約２１重量％に制限される。合金におけるＦｅの許
容できるレベルは応力腐食割れ環境の苛酷度に依存する
。比較的穏やがな環境では、約３０重量％までのＦｅ含
有量が許容されるが、比較的酷しい環境ではＦｅ含有量
は約５重量％以下に制限すべきである。
ならば、Ｃｒ ＋Ｍｏ ＋０．５Ｗのレベルは望ましく
ない析出物の生成を避けるために約２４重量％に好まし
くは制限される。もし合金が３０重量％のＦｅを含有す
るならば、Ｃｒ ＋Ｍｏ ＋０．５Ｗのレベルは好まし
くは約２１重量％に制限される。合金におけるＦｅの許
容できるレベルは応力腐食割れ環境の苛酷度に依存する
。比較的穏やがな環境では、約３０重量％までのＦｅ含
有量が許容されるが、比較的酷しい環境ではＦｅ含有量
は約５重量％以下に制限すべきである。
特に、応力腐食割れに関し比較的穏やかである環境では
、合金は好ましくはは一層 ： １２〜１８、好ましく
は１５〜１８重量％のＣｒ；２〜４、さらに好ましくは
約３重量％のＭＯ；０〜３重量％のＷ、但しＭｏ ＋０
．５Ｗ２〜４重量％、２〜６重量％のＡｉ’、Ｎｂ 、
、Ｔｔの１種又はそれ以上、こ＼において、原子％で示
すＡｊ？対Ｎｂ ＋Ｔｉの比が０〜４．０、好ましくは
０．８〜１．５、さらに好ましくは約１であり；０．０
５重量％未満のｃ ； ｏ、ｏｓ重量％未満のｏ ；
ｏ、 ｏ ｓ重量％未満のＮ；１０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ） 〜
３０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ） 、さらに好ましくは１５ （
Ｃ＋Ｏ＋Ｎ） 〜２０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）重量％のＨｆ；
０〜３０重景％壁量ｅ Ｈ及び残部Ｎｉ （及び（
又は）Ｃｏ、）及び付随的不純物より成る。
、合金は好ましくはは一層 ： １２〜１８、好ましく
は１５〜１８重量％のＣｒ；２〜４、さらに好ましくは
約３重量％のＭＯ；０〜３重量％のＷ、但しＭｏ ＋０
．５Ｗ２〜４重量％、２〜６重量％のＡｉ’、Ｎｂ 、
、Ｔｔの１種又はそれ以上、こ＼において、原子％で示
すＡｊ？対Ｎｂ ＋Ｔｉの比が０〜４．０、好ましくは
０．８〜１．５、さらに好ましくは約１であり；０．０
５重量％未満のｃ ； ｏ、ｏｓ重量％未満のｏ ；
ｏ、 ｏ ｓ重量％未満のＮ；１０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ） 〜
３０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ） 、さらに好ましくは１５ （
Ｃ＋Ｏ＋Ｎ） 〜２０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）重量％のＨｆ；
０〜３０重景％壁量ｅ Ｈ及び残部Ｎｉ （及び（
又は）Ｃｏ、）及び付随的不純物より成る。
より酷しい応力腐食環境では、本発明合金はは１’ ？
１８〜２５、さらに好ましくは約２２重量％のＣｒ；
４〜１０．さらに好ましくは約６重量％のＭｏ５０〜１
２重量％のＷ１但しＭｏ＋０．５Ｗ２〜ｌＯ重量％であ
り；２〜６重量％のＡｌＮｂ、及びＴｉ（７）１種又は
それ以上、こ＼において原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉ
の比は０〜４．０、好ましくは０．８〜１．５、さらに
好ましくは約１であり；０．０５重量％未満のＣ； ０
．０５重量％未満のｏ 、 ｏ、 ｏ ｓ重量％未満（
７）Ｎ ； １０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）〜３０ （Ｃ＋Ｏ
＋Ｎ） 、さらに好ましくは１５（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ） 〜２
０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）重量％のＨｆ；０〜１０、さらに好
ましくは５重量％未満のＦｅ；及び残部Ｎｉ （及び
（又は）Ｃｏ）及び付随的不純物であるものより成るこ
とが好ましい。
１８〜２５、さらに好ましくは約２２重量％のＣｒ；
４〜１０．さらに好ましくは約６重量％のＭｏ５０〜１
２重量％のＷ１但しＭｏ＋０．５Ｗ２〜ｌＯ重量％であ
り；２〜６重量％のＡｌＮｂ、及びＴｉ（７）１種又は
それ以上、こ＼において原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉ
の比は０〜４．０、好ましくは０．８〜１．５、さらに
好ましくは約１であり；０．０５重量％未満のＣ； ０
．０５重量％未満のｏ 、 ｏ、 ｏ ｓ重量％未満（
７）Ｎ ； １０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）〜３０ （Ｃ＋Ｏ
＋Ｎ） 、さらに好ましくは１５（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ） 〜２
０ （Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）重量％のＨｆ；０〜１０、さらに好
ましくは５重量％未満のＦｅ；及び残部Ｎｉ （及び
（又は）Ｃｏ）及び付随的不純物であるものより成るこ
とが好ましい。
Ｃｒ ＋Ｍｏ ＋０．５Ｗレベルの最高はＦｅの含有量
により約２６〜２８重量％に制限される。
により約２６〜２８重量％に制限される。
以下の実施例１〜１１は本発明をより一層完全に記載す
るのに役立つが、これらの実施例は本発明の真の範囲を
決して制限するのに役立つものでなく、寧ろ説明の目的
で示したものであることはいうまでもない。
るのに役立つが、これらの実施例は本発明の真の範囲を
決して制限するのに役立つものでなく、寧ろ説明の目的
で示したものであることはいうまでもない。
実施例１〜８に使用される実験用合金を実質的に純粋な
元素原料より生成した。夫々の元素を約５０ポンドとな
るように秤量し、真空誘導炉で溶解した。主な合金元素
が一旦溶解されたならば、溶融金属を直径２％インチの
鋳鉄鋳型に注入し、凝固インゴットを鋳型より分離して
、１２００℃で２４時間拡散加熱し、厚さＡインチの板
を製造するようにｔｏｏｏ℃で熱間圧延した。上記板よ
り断片を切断し、さらに厚さ１／８インチの板を製造す
るように冷間圧延して機械加工試験片とするのに使用し
た。
元素原料より生成した。夫々の元素を約５０ポンドとな
るように秤量し、真空誘導炉で溶解した。主な合金元素
が一旦溶解されたならば、溶融金属を直径２％インチの
鋳鉄鋳型に注入し、凝固インゴットを鋳型より分離して
、１２００℃で２４時間拡散加熱し、厚さＡインチの板
を製造するようにｔｏｏｏ℃で熱間圧延した。上記板よ
り断片を切断し、さらに厚さ１／８インチの板を製造す
るように冷間圧延して機械加工試験片とするのに使用し
た。
実施例１〜４
これらの実施例において、Ｈｆを含有しない合金■ （
実施例１．２）及び０．５重量％のＨｆを含有する合金
■（実施例３．４）がＨｆの影響を調査するために応力
腐食割れに対する感受性につき試験された。動的低歪速
度（ｄｙｎａｍｉｃ ｓｌｏｗ ５ｔｒａｉｎｒａｔｅ
（ＳＳＲ） ）試験である試験は前述の厚さ１／８イン
チの板より機械加工した引張試料を変形することによっ
て非常に低い歪速度（４Ｘ １０ ”’／ｓｅｃ ）で
実施し、それにより降伏強さくＹＳ）、引張強さくＴＳ
）及び破損時間ＣＬｆ）を記録した。各試験では、全引
張試料をＨ，Ｓで飽和された２５％ＮａＣｌと０．５％
酢酸より成る溶液に浸漬し、２００℃の温度に保った。
実施例１．２）及び０．５重量％のＨｆを含有する合金
■（実施例３．４）がＨｆの影響を調査するために応力
腐食割れに対する感受性につき試験された。動的低歪速
度（ｄｙｎａｍｉｃ ｓｌｏｗ ５ｔｒａｉｎｒａｔｅ
（ＳＳＲ） ）試験である試験は前述の厚さ１／８イン
チの板より機械加工した引張試料を変形することによっ
て非常に低い歪速度（４Ｘ １０ ”’／ｓｅｃ ）で
実施し、それにより降伏強さくＹＳ）、引張強さくＴＳ
）及び破損時間ＣＬｆ）を記録した。各試験では、全引
張試料をＨ，Ｓで飽和された２５％ＮａＣｌと０．５％
酢酸より成る溶液に浸漬し、２００℃の温度に保った。
各試料の破損時間は腐食性溶液に対する感受性の表示で
あり、破損時間はまた降伏強さに依るので、比較は実施
例１〜４におけるように、比較降伏強さを有する合金の
みについてすることができる。第１表におけるデータは
合金■ （実施例１．２）の破損時間が合金■（実施例
３．４）より可成り低いことを示している。これは、Ｈ
ｆ含有量により、合金■が合金■より腐食溶液に対し可
成り耐食性を有することを立証した。
あり、破損時間はまた降伏強さに依るので、比較は実施
例１〜４におけるように、比較降伏強さを有する合金の
みについてすることができる。第１表におけるデータは
合金■ （実施例１．２）の破損時間が合金■（実施例
３．４）より可成り低いことを示している。これは、Ｈ
ｆ含有量により、合金■が合金■より腐食溶液に対し可
成り耐食性を有することを立証した。
「
＃ Ｚ ｚ〈口
く口 ２巨 濡 −〜り寸 応力腐食割れに対する合金の感光性は又第２Ａ図及び第
２Ｂ図に示すように、溶液で試験されたＳＳＲ試料の破
面形態より決定できる。第２Ａ図はＨｆを含有しない合
金■の試料の破面表面を示す０粒界に沿った多数の破損
（ｆａｉｌｕｒｅ ）が矢印で示すようにわかる。第２
Ｂ図はＨｆを含有する合金■の試料の破面を示し；破面
モードは全面的に粒界破損を示さない粒内（ｔｒａｎｓ
ｇｒａｎｕｌａｒ ）破損である。粒界破損は応力腐食
割れに対する感光性の表示である。破面における粗大粒
子は試験後溶液より析出した塩化物粒子である。
く口 ２巨 濡 −〜り寸 応力腐食割れに対する合金の感光性は又第２Ａ図及び第
２Ｂ図に示すように、溶液で試験されたＳＳＲ試料の破
面形態より決定できる。第２Ａ図はＨｆを含有しない合
金■の試料の破面表面を示す０粒界に沿った多数の破損
（ｆａｉｌｕｒｅ ）が矢印で示すようにわかる。第２
Ｂ図はＨｆを含有する合金■の試料の破面を示し；破面
モードは全面的に粒界破損を示さない粒内（ｔｒａｎｓ
ｇｒａｎｕｌａｒ ）破損である。粒界破損は応力腐食
割れに対する感光性の表示である。破面における粗大粒
子は試験後溶液より析出した塩化物粒子である。
実施例５〜８
実施例５〜８では、２つのＳＳＲ試験を３つの合金−１
つは空気、他は上記実施例１〜４の溶液において−の各
々について実施した。引張試料を上記実施例１〜４に述
べたのと同じ方式で生成した。溶液における破損時間と
空気における破損時間との比が各合金に対して決定され
た。もし合金が溶液に不惑受性であるならば、溶液にお
ける破損時間対空気における破損時間の比は１である。
つは空気、他は上記実施例１〜４の溶液において−の各
々について実施した。引張試料を上記実施例１〜４に述
べたのと同じ方式で生成した。溶液における破損時間と
空気における破損時間との比が各合金に対して決定され
た。もし合金が溶液に不惑受性であるならば、溶液にお
ける破損時間対空気における破損時間の比は１である。
比が合金に対し１以下であればあるほど、合金が溶液に
より攻撃される感光性は大きい。第２表に合金Ｉ及び■
に対するＳＳＲ試験結果を示す。これよりわかるように
、合金■は１．０５の比を有して腐食溶液に対する耐食
性が高く、一方合金は０．９４の比である。合金■はＨ
ｆの含有量による本発明の一つの観点と一致して合金■
より組成上有利である。
より攻撃される感光性は大きい。第２表に合金Ｉ及び■
に対するＳＳＲ試験結果を示す。これよりわかるように
、合金■は１．０５の比を有して腐食溶液に対する耐食
性が高く、一方合金は０．９４の比である。合金■はＨ
ｆの含有量による本発明の一つの観点と一致して合金■
より組成上有利である。
第２
（低歪速度状
５ １ １０４０／１＋７６０／１６ 空気６ １
１０４０／１＋７６０／１６ 溶液７ ｎ １０
４０／１＋７６０／１６ 空気８ ＩＩ １０４
０／１＋７６０／１６ 溶液合金１ ： Ｎｉ−１８
Ｎｉ−１８Ｃｒ−８Ｉ −２Ｎｂ合金Ｉｆ ： Ｎｉ−
１８Ｎｉ−１８Ｃｒ−８ｉｌ −２Ｎｂ−０，５Ｈｆ験
結果） ｔｆ（空気） 実施例９〜１１ これらの実施例は粗大な中間金属析出物（ｉｎｔｅｒｍ
ｅｔａｌｌｉｃ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ ）がＡｎ対
Ｎｂ ＋Ｔｉの比に依存することを説明する。原子％゛
で示 ）すＡｌ対Ｎｂの比（Ａｌ対Ｔｉの比の影響と
同じである）を第３表に示す。これらの実施例における
合金は同じ基本元素、即ちＣｒ 、Ｆｅ ％ Ｎｉを含
有するが、へ１対Ｎｂの比だけが違っている。
１０４０／１＋７６０／１６ 溶液７ ｎ １０
４０／１＋７６０／１６ 空気８ ＩＩ １０４
０／１＋７６０／１６ 溶液合金１ ： Ｎｉ−１８
Ｎｉ−１８Ｃｒ−８Ｉ −２Ｎｂ合金Ｉｆ ： Ｎｉ−
１８Ｎｉ−１８Ｃｒ−８ｉｌ −２Ｎｂ−０，５Ｈｆ験
結果） ｔｆ（空気） 実施例９〜１１ これらの実施例は粗大な中間金属析出物（ｉｎｔｅｒｍ
ｅｔａｌｌｉｃ ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ ）がＡｎ対
Ｎｂ ＋Ｔｉの比に依存することを説明する。原子％゛
で示 ）すＡｌ対Ｎｂの比（Ａｌ対Ｔｉの比の影響と
同じである）を第３表に示す。これらの実施例における
合金は同じ基本元素、即ちＣｒ 、Ｆｅ ％ Ｎｉを含
有するが、へ１対Ｎｂの比だけが違っている。
Ｍｏはいずれにしても好ましくないＡｌ／Ｎｂ比より生
ずる粗大の中間金属析出物の形成に僅かの影響を有する
ためにこれらの組成では含有しなかった。
ずる粗大の中間金属析出物の形成に僅かの影響を有する
ためにこれらの組成では含有しなかった。
実施例９〜１１に使用した合金は純粋な元素粉末をアー
ク溶解することによって生成した。所望の組成（第３表
）の金属粉末の５０ｇ重量の試料を混合し、常温圧縮し
て電弧にてボタンに溶解した。各ボタンは均一性を得る
ために数回溶解し、ボタンを１２５０℃で１時間拡散加
熱し、厚さ約０．０６５インチのシートに冷間圧延後次
いで１０００℃で１時間焼鈍後水冷した。これらの試料
は８１５Ｃで１６時間時効処理した。時効処理した試料
の竪査顕微鏡分析の結果を第３Ａ−Ｃ図に示す。第３Ａ
及び３Ｂ図は夫々実施例９及びｌＯであり、Ｉｔ、Ｎｂ
の型の粗大の中間金属相の形成を示しニーぢ第３Ｃ図は
実施例１１における粗大の中間金属−目のな１ハことを
示す。これは、Ａβ対Ｎ ｂ 十Ｔ １（原子％で示す
）が０．８〜１．５の好ましい範囲にちるとき、望まし
くない粗大の中間金属相が形成されなかったことを示し
ている。
ク溶解することによって生成した。所望の組成（第３表
）の金属粉末の５０ｇ重量の試料を混合し、常温圧縮し
て電弧にてボタンに溶解した。各ボタンは均一性を得る
ために数回溶解し、ボタンを１２５０℃で１時間拡散加
熱し、厚さ約０．０６５インチのシートに冷間圧延後次
いで１０００℃で１時間焼鈍後水冷した。これらの試料
は８１５Ｃで１６時間時効処理した。時効処理した試料
の竪査顕微鏡分析の結果を第３Ａ−Ｃ図に示す。第３Ａ
及び３Ｂ図は夫々実施例９及びｌＯであり、Ｉｔ、Ｎｂ
の型の粗大の中間金属相の形成を示しニーぢ第３Ｃ図は
実施例１１における粗大の中間金属−目のな１ハことを
示す。これは、Ａβ対Ｎ ｂ 十Ｔ １（原子％で示す
）が０．８〜１．５の好ましい範囲にちるとき、望まし
くない粗大の中間金属相が形成されなかったことを示し
ている。
第３表
だ絶倒 組 成 Ａ ｆ ／Ｎｂ比
９ Ｎｉ−２５Ｃｒ−２０Ｆｅ−１，１３Ａｌ−３，
０ＩＮｂ ０１３８１０ Ｎｉ−２５Ｃｒ−２０Ｆ
ｅ−１，７１Ａｊ２−２，７２Ｎｂ Ｏ，６３Ｌ Ｉ
Ｎｉ−２５Ｃｒ−２０Ｆｅ−２，２５Ａ ＩＩ −
１，７Ｎｂ １．３２
９ Ｎｉ−２５Ｃｒ−２０Ｆｅ−１，１３Ａｌ−３，
０ＩＮｂ ０１３８１０ Ｎｉ−２５Ｃｒ−２０Ｆ
ｅ−１，７１Ａｊ２−２，７２Ｎｂ Ｏ，６３Ｌ Ｉ
Ｎｉ−２５Ｃｒ−２０Ｆｅ−２，２５Ａ ＩＩ −
１，７Ｎｂ １．３２
第１図は区域ＡＢＣＤが実質的にシグマ相又は也の同様
の中間金属相のない合金を製造するのに冬要な各元素の
範囲を識別表示する本発明のＮｉ（及び／又はＣｏ ）
−Ｃｒ −Ｍｏ （及び／又はＷ）合金系の状態図
であり、第２Ａ図及び第２Ｂ図は実施例１〜４の動的低
歪速度試験を実施した後の２つの合金の破面形態を示す
顕微鏡写真（２５Ｘ）であり、第３Ａ、３Ｂ、３Ｃ図は
粗大の金属中間相の形成に関する。ｌ／Ｎｂの種々の比
の影響を示す実施例９．１０．１１よりの合金の顕微鏡
写真（１００ＯＸ）である ＦＩＧ、１
の中間金属相のない合金を製造するのに冬要な各元素の
範囲を識別表示する本発明のＮｉ（及び／又はＣｏ ）
−Ｃｒ −Ｍｏ （及び／又はＷ）合金系の状態図
であり、第２Ａ図及び第２Ｂ図は実施例１〜４の動的低
歪速度試験を実施した後の２つの合金の破面形態を示す
顕微鏡写真（２５Ｘ）であり、第３Ａ、３Ｂ、３Ｃ図は
粗大の金属中間相の形成に関する。ｌ／Ｎｂの種々の比
の影響を示す実施例９．１０．１１よりの合金の顕微鏡
写真（１００ＯＸ）である ＦＩＧ、１
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）重量で１２〜２５％ Ｃｒ； ０〜１０％ Ｍｏ； ０〜１２％ Ｗ 但しＭｏ＋０．５Ｗ ２％以上、１０％以下、Ｃｒ＋Ｍ
ｏ＋０．５Ｗ ２８％以下； ２〜６％Ａｌ、Ｎｂ及びＴｉの１種又はそれ以上； ０．０５％未満 Ｃ； ０．０５％未満 Ｏ； ０．０５％未満 Ｎ；及び 残部Ｎｉ（及び／又はＣｏ）及び付随的不純物より成り
、こゝにおいて、 Ｎｉ（及び／又はＣｏ）、Ｃｒ及びＭｏ（及び／又はＷ
）の含有量はそれらの組合せが添付第１図の区域ＡＢＣ
Ｄの範囲内に入る点を表わす相関関係を有する析出硬化
型合金。 （２）原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が０〜４．０
である特許請求の範囲第（１）項記載の析出硬化型合金
。 （３）原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が０．８〜１
．５である特許請求の範囲第（１）項記載の析出硬化型
合金。 （４）原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が１である特
許請求の範囲第（１）項記載の析出硬化型合金。 （５）さらに重量％で１０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）乃至３０（Ｃ
＋Ｏ＋Ｎ）の含有量でＨｆを含む特許請求の範囲第（１
）項記載の析出硬化型合金。 （６）さらに重量％で１５（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）乃至２０（Ｃ
＋Ｏ＋Ｎ）の含有量でＨｆを含む特許請求の範囲第（１
）項記載の析出硬化型合金。 （７）Ｎｉ（及び／又はＣｏ）の３０重量％までをＦｅ
で代替する特許請求の範囲第（１）項記載の析出硬化型
合金。 （８）特許請求の範囲第（１）項記載の析出硬化型合金
で製造した油井管。 （９）重量で１２〜２５％ Ｃｒ； ０〜１０％ Ｍｏ； ０〜１２％ Ｗ 但し Ｍｏ＋０．５Ｗ ２％以上、１０％以下、Ｃｒ＋
Ｍｏ＋０．５Ｗ ２８％以下； ２〜６％Ａｌ、Ｎｂ及びＴｉの１種又はそれ以上；こゝ
において、原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が０．８
〜１．５であり； ０．０５％未満 Ｃ； ０．０５％未満 Ｏ； ０．０５％未満 Ｎ；及び 残部Ｎｉ（及び／又はＣｏ）及び付随的不純物より成り
、こゝにおいて、Ｎｉ（及び／又はＣｏ）、Ｃｒ及びＭ
ｏ（及び／又はＷ）の含有量はそれらの組合せが添付第
１図の区域ＡＢＣＤ内の点を示すような相関関係を有す
るシグマ相粒子が実質的にない析出硬化型合金。 （１０）原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が１である
特許請求の範囲第（９）項記載の析出硬化型合金。 （１１）Ｎｉ（及び／又はＣｏ）の３０重量％までをＦ
ｅで代替する特許請求の範囲第（９）項記載の析出硬化
型合金。 （１２）特許請求の範囲第（９）項記載の析出硬化型合
金で製造した油井管。 （１３）重量で１２〜２５％ Ｃｒ； ０〜１０％ Ｍｏ； ０〜１２％ Ｗ 但しＭｏ＋０．５Ｗ ２％以上、１０％以下、Ｃｒ＋Ｍ
ｏ＋０．５Ｗ ２８％以下； ２〜６％Ａｌ、Ｎｂ及びＴｉの１種又はそれ以上、こゝ
において、原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が０．８
〜１．５であり； ０．０５％未満 Ｃ； ０．０５％未満 Ｏ； ０．０５％未満 Ｎ； １０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）〜３０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）％Ｈｆ；及び
残部Ｎｉ（及び／又はＣｏ）及び付随的不純物より成り
、こゝにおいてＮｉ（及び／又はＣｏ）、Ｃｒ及びＭｏ
（及び／又はＷ）の含有量はそれらの組合せが添付第１
図の区域ＡＢＣＤの点を示すような相関関係を有するシ
グマ相粒子が実質的にない析出硬化型合金。 （１４）原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が１である
特許請求の範囲第（１３）項記載の析出硬化型合金。 （１５）Ｈｆの含有量が重量で１５（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）％〜
２０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）％である特許請求の範囲第（１３）
項記載の析出硬化型合金。 （１６）Ｎｉ（及び／又はＣｏ）の３０重量％までをＦ
ｅで代替する特許請求の範囲第（１３）項記載の析出硬
化型合金。 （１７）特許請求の範囲第（１３）項記載の析出硬化型
合金で製造した油井管。 （１８）重量で１２〜１８％ Ｃｒ； ２〜４％ Ｍｏ； ０〜３％ Ｗ 但しＭｏ＋０．５Ｗ ２％以上、４％以下；２〜６％Ａ
ｌ、Ｎｂ及びＴｉの１種又はそれ以上、こゝにおいて、
原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が０〜４．０であり
； ０．０５％未満 Ｃ； ０．０５％未満 Ｏ； ０．０５％未満 Ｎ； １０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）〜３０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）％Ｈｆ；０〜
３０％ Ｆｅ；及び 残部Ｎｉ（及び／又はＣｏ）及び付随的不純物より成り
、こゝにおいてＮｉ（及び／又はＣｏ）、Ｃｒ及びＭｏ
（及び／又はＷ）の含有量はその組合せが添付第１図の
区域ＡＢＣＤ内の点を示すような相関関係を有する、実
質的にシグマ相粒子のない析出硬化型合金。 （１９）Ｃｒの含有量が１５〜１８重量％であり、Ｍｏ
の含有量が３％であり、原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉ
の比が０．８〜１．５であり、Ｈｆは重量で１５（Ｃ＋
Ｏ＋Ｎ）〜２０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）％の含有量である特許請
求の範囲第（１８）項記載の析出硬化型合金。 （２０）原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が１である
特許請求の範囲第（１８）項記載の析出硬化型合金。 （２１）特許請求の範囲第（１８）項記載の析出硬化型
合金で製造した油井管。 （２２）重量で、１８〜２５％ Ｃｒ； ４〜１０％ Ｍｏ； ０〜１２％ Ｗ 但しＭｏ＋０．５Ｗ ２％以上、１０％以下、Ｃｒ＋Ｍ
ｏ＋０．５Ｗ ２８％以下； ２〜６％Ａｌ、Ｎｂ及びＴｉの１種又はそれ以上、こゝ
において、原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が０〜４
．０であり； ０．０５％未満 Ｃ； ０．０５％未満 Ｏ； ０．０５％未満 Ｎ； １０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）〜３０（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）％Ｈｆ；０〜
１０％ Ｆｅ；及び 残部Ｎｉ（及び／又はＣｏ）及び付随的不純物より成り
、こゝにおいてＮｉ（及び／又はＣｏ）、Ｃｒ及びＭｏ
（及び／又はＷ）の含有量はそれらの組合せが添付第１
図の区域ＡＢＣＤ内の点を示すような相関関係を有する
、実質的にシグマ相粒子のない析出硬化型合金。 （２３）Ｃｒの含有量が２２重量％、Ｍｏの含有量が６
重量％、原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が０．８〜
１．５、Ｈｆの含有量が１５（Ｃ＋Ｏ＋Ｎ）〜２０（Ｃ
＋Ｏ＋Ｎ）重量％、かつＦｅの含有量が０〜５％である
特許請求の範囲第（２２）項記載の析出硬化型合金。 （２４）原子％で示すＡｌ対Ｎｂ＋Ｔｉの比が１である
特許請求の範囲第（２２）項記載の析出硬化型合金。 （２５）特許請求の範囲第（２２）項記載の析出硬化型
合金で製造した油井管。
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