(57)【要約】【課題】  室温付近で良好な耐食性と高強度、高延性を併せ持つ高強度Ｎｉ基合金を提供する。【解決手段】  質量％でＣ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｍｏ単独或いはＭｏは必須としてＭｏ＋（１／２）×Ｗ：１．０〜５．０％、Ａｌ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：３．０〜３．８％、Ｆｅ：３０％以下、Ｍｇ：０．０００７〜０．０１％、Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）で表される値が０．１８〜０．２８、Ｍｇ／Ｓで表される値が０．７以上であり、残部Ｎｉと不純物からなる高強度Ｎｉ基合金。【選択図】  図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％でＣ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｍｏ単独或いはＭｏは必須としてＭｏ＋０．５Ｗ：１．０〜５．０％、Ａｌ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：３．０〜３．８％、Ｆｅ：３０％以下、Ｍｇ：０．０００７〜０．０１％、Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）で表される値が０．１８〜０．２８、Ｍｇ／Ｓで表される値が０．７以上であり、残部Ｎｉと不純物からなることを特徴とする高強度Ｎｉ基合金。
【請求項２】
請求項１に記載の高強度Ｎｉ基合金が、質量％でＣ：０．００８％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｍｏ単独或いはＭｏは必須としてＭｏ＋０．５Ｗ：２．０〜４．５％、Ａｌ：０．３５〜０．７％、Ｔｉ：１．２〜１．８％、Ｎｂ：３．２〜３．８％、Ｆｅ：２０％以下、Ｍｇ：０．００１〜０．００５％、Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）で表される値が０．１８〜０．２８、Ｍｇ／Ｓで表される値が０．８以上であり、残部Ｎｉと不純物からなることを特徴とする高強度Ｎｉ基合金。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、特に時効処理によって析出強化することができ、室温付近での高強度と耐粒界腐食性等の耐食性が要求される用途に使用されるＮｉ基合金に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂを含むＮｉ基合金は、時効処理を行うことによって、オーステナイト（γ）母相中に析出強化相であるγ’（ガンマプライム）相および／またはγ”（ガンマダブルプライム）相を微細析出させて析出強化により室温および高温で高い引張強度やクリープ強度を得ることができることが知られている。特に高温でのクリープ強度を重視するγ’および／またはγ”析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金では、析出強化相の微細析出による粒内強化のみでなく、クリープ変形が起こる粒界の強化が重要であり、粒界に炭化物、金属間化合物などを析出させて粒界強化を図っている。また、粒界には、クリープ強度に有害な微量不純物であるＰ、Ｓなどの元素も偏析しやすく、これらの元素が単独で偏析しないよう、粒界に炭化物を微量析出させて析出物に固溶させることで粒界から除去するなどの手段が取られる。このため、０．０２％〜０．０５％程度のＣを添加し、あえてＣｒ、Ｔｉ、Ｎｂ等を含む炭化物を粒界および／または粒内に微量に析出させることが多い。
また、Ｔｉ、Ｎｂは時効処理時に析出して強化に寄与するγ’および／またはγ”相の主要構成元素でもあるため、Ｔｉ、Ｎｂを含む一次炭化物が多く存在すると、時効析出時のγ’および／またはγ”相の析出量が減少し、強度が十分出なくなる可能性がある。このため、炭化物を析出させることを前提にする合金では、炭化物に消費されるＴｉ、Ｎｂ量を考慮してやや多めに添加される。
【０００３】
一方、耐食性を重視する場合、γ’および／またはγ”析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金は、室温付近での強度が良好なだけでなく、Ｃｒ、Ｍｏ等が添加されているため、良好な耐食性を有しており、高強度かつ耐食性が必要とされる用途に用いられる。ここでいう室温付近とは、クリープが起こる温度より低い温度を指しており、たとえば、２００℃や３００℃付近までを含むものとする。
耐食性に対しては、ステンレス鋼と同様、Ｃｒを含む炭化物の粒界析出によって低下するため、Ｃが低い方が好ましいが、室温付近で使用される一般的なγ’および／またはγ”析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金は、０．０２〜０．０５％程度のＣを含む場合が多く、このＣ量はステンレス鋼と同等の低い量であるので、良好な耐食性を示すことが多い。
【０００４】
しかし、特殊な用途、たとえば原子力発電プラントに使用されるγ’および／またはγ”析出強化型Ｎｉ基超耐熱合金においては、例えば、特許文献１に開示されるように、Ｌａｖｅｓ相（Ｍ２Ｎｂ）を消失させてオーステナイト組織の基地にＭＣ型炭化物（ＭはＴｉ、Ｎｂなど）およびγ”相を析出させることで耐応力腐食割れ性を改善する原子炉炉内部材の製造法、および特許文献２に開示されるように、オーステナイト結晶粒と整合なＭ２３Ｃ６型炭化物を粒界析出させることで粒界をジグザグ状にとし、耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）を改善する耐ＳＣＣ性Ｎｉ基合金部材およびその熱処理法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特公昭６１−２８７４６号公報
【特許文献２】特公平４−４２４６２号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
特許文献１および特許文献２に示される合金部材は、その製造法や熱処理法によって、炭化物をあえて析出させることで、原子炉内の高温高圧水環境での耐応力腐食割れ性を改善しようとするものであるため、合金組成中のＣ量にはＣの下限規定はないものの、実施例においては、特許文献１では０．０６％のＣ量、特許文献２では０．０２５〜０．０５％のＣ量を含む合金が開示されており、これらの特許文献に示される製法による効果を発揮させるためには、合金中に炭化物形成に必要なＣを含むことが必要とされることが明白である。これは、原子炉の高温高圧水といったステンレス鋼、Ｎｉ基合金が全面腐食を起こさないと思われる環境での使用を前提としていることも影響しており、ある程度含むことが許容されると考えられる。
また、ＭＣ型炭化物は、一般に凝固偏析部に多く形成され、不均一にストリンガー状に分布することが多く、ＭＣ型炭化物がオーステナイト結晶粒をピン止めする効果を有するため、ＭＣ型炭化物の不均一分布に伴うオーステナイト結晶粒の不均一や引張強度、延性のばらつきが生じやすいという問題があった。
本発明の目的は、室温付近で良好な耐食性と高強度、高延性を併せ持つ高強度Ｎｉ基合金を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明者等は、特許文献１に記載の合金をベースとして、Ｃ量をさらに低下させることによって、耐食性を改善することを検討した。一方で、低Ｃ化によるＭＣ型炭化物が減少することによってフリーのＴｉ、Ｎｂ等が増加するため、好ましくない脆化相である金属間化合物、η（イータ）相やδ（デルタ）相などが析出しやすくなり、合金の相安定性の低下が起こる可能性があり、また低Ｃ化による粒界炭化物の減少によって起こる粒界へのＳ偏析による熱間加工性および耐粒界腐食性の低下が懸念されたため、これらの弊害を解消する組成を鋭意検討した。
その結果、Ａｌ、Ｔｉ、Ｃの組成バランスを最適化すること、Ｓ固定元素として適正量のＭｇを添加することが有効であることを知見し、本発明に至った。
【０００８】
すなわち、本発明は、質量％でＣ：０．０１％未満、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以下、Ｃｒ：１５〜２５％、Ｍｏ単独或いはＭｏは必須としてＭｏ＋０．５Ｗ：１．０〜５．０％、Ａｌ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：１．０〜２．０％、Ｎｂ：３．０〜３．８％、Ｆｅ：３０％以下、Ｍｇ：０．０００７〜０．０１％、Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）で表される値が０．１８〜０．２８、Ｍｇ／Ｓで表される値が０．７以上であり、残部Ｎｉと不純物からなる高強度Ｎｉ基合金である。
また、好ましくは、質量％でＣ：０．００８％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｃｒ：１８〜２４％、Ｍｏ単独或いはＭｏは必須としてＭｏ＋０．５Ｗ：２．０〜４．５％、Ａｌ：０．３５〜０．７％、Ｔｉ：１．２〜１．８％、Ｎｂ：３．２〜３．８％、Ｆｅ：２０％以下、Ｍｇ：０．００１〜０．００５％、Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）で表される値が０．１８〜０．２８、Ｍｇ／Ｓで表される値が０．８以上であり、残部Ｎｉと不純物からなる高強度Ｎｉ基合金である。
【発明の効果】
【０００９】
本発明のＮｉ基合金は、室温付近での良好な耐食性と高強度を両立できることから、原子炉内環境より腐食性の強い化学プラント、石油、天然ガス等の掘削用部品、海水環境に使用される部品などに使用すると、より高い信頼性を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】時効処理後に行った引張試験で得られた０．２％耐力とＡｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）の関係を示す図である。
【図２】時効処理後に行った引張試験で得られた引張強さとＡｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）の関係を示す図である。
【図３】時効処理後に行った引張試験で得られた伸びとＡｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）の関係を示す図である。
【図４】時効処理後に行った引張試験で得られた絞りとＡｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
先ず、本発明で規定した各元素とその含有量について説明する。なお、特に記載のない限り含有量は質量％として記す。
Ｃ：０．０１％未満
Ｃは、Ｃｒと結合してＭ２３Ｃ６型炭化物を主としてオーステナイト粒界に生成し、全面腐食性および粒界腐食性を低下させるだけでなく、Ｔｉ、Ｎｂと結合してストリンガー状のＭＣ型炭化物を生成して、結晶粒を不均一化し強度、延性の不均一化をもたらす。粒界に生成するＣｒを含むＭ２３Ｃ６型炭化物は、高温での粒界すべりを抑制して高温強度、延性を高めるが、室温付近で使用を前提にした場合、粒界への析出による耐食性低下の悪影響の方が大きいため、Ｃは低くする必要がある。０．０１％以上添加すると、耐食性低下が大きくなることから、０．０１％未満に制限する。Ｃは０．００８％以下が好ましく、さらに好ましくは０．００６％以下、さらには０．００５％以下がよい。
【００１２】
Ｓｉ：０．５％以下
Ｓｉは、合金溶製時に脱酸剤として用いられる。しかし、過度に含有すると延性、加工性が低下するため、０．５％以下に限定する。特に好ましいＳｉの上限は０．１％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。
Ｍｎ：０．５％以下
Ｍｎは、合金溶製時に脱酸剤や脱硫剤として用いられる。不可避的不純物としてＯやＳが含有していると粒界に偏析して低融点化することにより熱間加工時に粒界が局部溶融する熱間脆性を引き起こすため、Ｍｎを用いて脱酸、脱硫を行う。しかし、過度に含有すると延性が低下するため、０．５％以下に限定する。好ましいＭｎの上限は０．１％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。
【００１３】
Ｃｒ：１５〜２５％
Ｃｒは、オーステナイト母相に固溶して耐食性を高める重要な元素である。しかし、１５％未満では上記の効果が得られず、また過度の添加は合金の製造性や加工性の低下をもたらすことから、１５〜２５％に限定する。好ましくは１８〜２４％、さらに好ましくは１８〜２３％である。
Ｍｏ単独或いはＭｏは必須としてＭｏ＋０．５Ｗ：１．０〜５．０％
Ｍｏは、Ｃｒとともにオーステナイト母相に固溶して全面腐食性および耐孔食性を高める重要な元素であり、一部を当量のＷに置換してＭｏ＋０．５Ｗ量として規定することができる。Ｍｏ単独あるいはＭｏを必須としてＭｏ＋０．５Ｗの値は、１．０％未満では耐食性向上の効果が少なく、一方５．０％を超えて添加すると加工性が低下することから、Ｍｏ単独あるいはＭｏを必須としてＭｏ＋０．５Ｗの値は、１．０〜５．０％とする。好ましくは、２．０〜４．５％、さらに好ましくは、２．５〜３．５％がよい。
【００１４】
Ａｌ：０．２〜０．８％、Ｔｉ：１．０〜２．０％
ＡｌおよびＴｉは、Ｎｉとともにγ’相と呼ばれる金属間化合物Ｎｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）を形成し、合金の高温強度を高めるために添加する。Ａｌは０．２％未満では上記効果が得られず、また過度の添加は合金の製造性や加工性が劣化するため、Ａｌは０．２〜０．８％に限定する。また、Ｔｉは、室温付近での強度向上の効果が大きく、高い強度を必要とする場合には、多めに添加される。Ｔｉは１．０％未満では十分な強度向上の効果が得られず、一方過度の添加は合金の製造性や強化に寄与しない粗大な板状のη相（Ｎｉ３Ｔｉ）と呼ばれる脆い金属間化合物をオーステナイト粒界近傍に層状に生成して強度、延性を低下させることから、Ｔｉは１．０〜２．０％に限定する。好ましいＡｌの範囲は０．３５〜０．７％であり、好ましいＴｉの範囲は１．２〜１．８％である。さらに好ましいＡｌの範囲は０．３５〜０．６％であり、さらに好ましいＴｉの範囲は１．３〜１．７％である。
【００１５】
Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）：０．１８〜０．２８
上述のように、Ｔｉ量が多くなると粗大な板状のη相（Ｎｉ３Ｔｉ）と呼ばれる脆い金属間化合物を層状に生成しやすくなるが、これにはＡｌ、Ｔｉ量のバランスが大きく影響する。Ｔｉについては、一部Ｃと結合してＭＣ型炭化物も形成するので、ＭＣ型炭化物を形成した後の残りのオーステナイト母相に固溶するＴｉ量がγ’相やη相の形成に寄与する。Ｎｂもまた、Ｃと結合してＭＣ型炭化物を形成するため、合金中のＣはＴｉとＮｂの両方を固定することになる。ＴｉとＮｂがＣと結合して、ほぼ同量のＭＣ型炭化物を生成すると考え、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃの原子量比を考慮すると、ＭＣ型炭化物として固定されるＴｉ量は４Ｃ／３となる。ＭＣ型炭化物として固定された後にオーステナイト母相に残るＴｉ量は、質量％でＴｉ−４Ｃ／３と表されるので、γ’相を構成するＡｌ，Ｔｉ量の合計はＡｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３となる。本合金の強度、延性のバランスを向上させるには、ＡｌとＴｉのバランスをとることが重要であるので、Ａｌとの質量％の比、Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）なる数値を設定し、この数値の範囲を検討した結果、この値が０．１８未満では十分な延性が得られず、一方０．２８を超えると十分な強度が得られないことから、Ａｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）の値は、０．１８〜０．２８に限定する。
本発明合金の場合、Ｃを低く制限するため、ＭＣ型炭化物に固定されるＴｉ量は少ないので、ＭＣ型炭化物の影響は小さいと考えられるが、その分、０．０２〜０．０５％程度のＣ含む合金に比べて、γ’相を形成するＴｉ量が多くなることから、脆い板状η相を層状に生成しやすい傾向をもつ。特に強度を高めるために時効温度を７６０℃付近に高めると、脆い板状のη相がオーステナイト粒界に層状に生成しやすくなり、Ａｌ、Ｔｉ量およびそのバランスが適正でない場合には、高強度が得られる７６０℃付近の高温時効処理を適用することが困難となり、高強度が得にくくなるため、Ａｌ、Ｔｉ量とそのバランスを適正化することが高強度を得るためには重要である。一方でＴｉは室温付近での強度向上の効果が大きいことから、高い強度を得るためには、多めの添加を行う。このため、Ｃ量の少ない合金ではγ’相を生成するＴｉ量をより正確に見積もって相安定性を評価する必要がある。したがって、上記の数値を設定することで、より正確な相安定性を確保する成分範囲を限定できる。
【００１６】
Ｎｂ：３．０〜３．８％
Ｎｂは、Ｎｉとともにγ”相と呼ばれる金属間化合物Ｎｉ３Ｎｂを形成するか、または、γ’相（Ｎｉ３（Ａｌ、Ｔｉ）に固溶して、合金の高温強度を高めるために添加する。Ｎｂは、３．０％より少ないと十分な強度が得られず、一方３．８％より多いとδ相が生成しやすくなり、十分な延性が得られにくくなる恐れがあることから、Ｎｂは３．０〜３．８％に限定する。好ましいＮｂの範囲は、３．２〜３．８％であり、より好ましいＮｂの範囲は、３．３〜３．８％である。
Ｆｅ：３０％以下
Ｆｅは、全面腐食性を低下させたり、脆化相であるδ相やＬａｖｅｓ相などを生成しやすくするため、低い方が好ましく、３０％以下に制限する。好ましくは２０％以下がよく、より好ましくは１８％以下がよい。
【００１７】
Ｍｇ：０．０００７〜０．０１％
Ｍｇは、Ｃを０．０１％未満に低く抑えた場合に、粒界析出炭化物の量が少なくなりすぎることにより、粒界へ偏析したＳを固定できなくなり、粒界へのＳ偏析による熱間加工性の低下、耐粒界腐食性の低下が起こりやすくなるため、粒界偏析したＳと結合してＳを固定して、熱間加工性や耐粒界腐食性を改善するために添加する。Ｍｇは０．００１％より少ないと効果が十分でなく、一方０．００５％を超えて添加すると酸化物や硫化物が多くなり、介在物として清浄度を低下させたり、低融点のＮｉとの化合物が多くなり、熱間加工性を低下させることから、Ｍｇは０．００１〜０．００５％に限定する。好ましくは０．００１〜０．００４％がよく、さらに好ましくは０．００１〜０．００３％がよい。
Ｍｇの添加の目的は、粒界偏析するＳの固定であるため、Ｓ量に応じて添加量が規定される。Ｓを有効に固定するためには、ＭｇはＳとの原子量比で１：１以上の添加が必要であることから、Ｍｇ／Ｓの値を０．７以上に限定する。好ましくは、０．８以上がよい。
Ｎｉ（残部）
残部のＮｉはオーステナイト生成元素である。オーステナイト相は原子が稠密に充填されているため、高温でも原子の拡散が遅くフェライト相と比較して高温強度が高い。また、オーステナイト基地は合金元素の固溶限が大きく、析出強化の要であるγ’相、γ”相の析出や、固溶強化によるオーステナイト基地自身の強化に有利である。オーステナイト基地を構成する最も有効な元素はＮｉであるため、本発明では残部をＮｉとする。勿論、不純物は含まれる。
【００１８】
前述した不純物のうち、特に制限すべき不純物は以下の通りである。
不純物であるＰ、Ｓは粒界に偏析しやすく、耐食性の低下や熱間加工性の低下を招くことから、Ｐは０．０２％以下、Ｓは０．００５％未満に限定する。Ｓについては、０．００３％以下が好ましく、０．００２％以下がさらに好ましい。
また、Ｏ、Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等と結合して酸化物系、窒化物系の介在物を形成して清浄度を低下させ、耐食性や疲労強度を劣化させるだけでなく、γ’相を形成するＡｌ、Ｔｉ量を低減して析出強化による強度上昇を阻害する恐れがあることから、できるだけ低く抑えることが好ましい。このため、好ましいＯは０．００８％以下、Ｎは０．００４％以下がよく、さらに好ましいＯは０．００６％以下、Ｎは０．００３％以下がよい。
Ｎｂ添加を行う場合に少量のＴａが不純物として混入する場合があるが、Ｔａは０．２％以下の範囲であれば影響は少なく、特別に低く制限する必要はなく、混入しても差し支えない。
Ｎｉを添加する場合に少量のＣｏが不純物として混入する場合があるが、Ｃｏは１％以下の範囲であれば影響は少なく、特別に低く制限する必要はなく、混入しても差し支えない。
Ｂ、Ｚｒは粒界に偏析して熱間加工性を改善するが、過度に添加または混入すると逆に脆い化合物を生成して熱間加工性を害することから、Ｂは０．００２％以下、Ｚｒは０．０５％以下に制限する。
【００１９】
以上の低い不純物レベルを量産規模の製造にて得るには、真空誘導溶解（ＶＩＭ）と真空アーク再溶解（ＶＡＲ）の組み合わせで溶解してインゴットを製造するのが好ましいが、さらに経済性を考慮する場合には、真空誘導溶解（ＶＩＭ）とエレクトロスラグ再溶解（ＥＳＲ）の組み合わせで溶解してインゴットを製造するのがさらに好ましい。また、ＥＳＲ溶解を用いるとＳを効率的に低減できることから、Ｓを低く制限したい本発明合金の場合はＥＳＲ溶解を採用するのが好ましい。
【実施例】
【００２０】
真空誘導溶解により１０ｋｇのインゴットを作成した。表１に作製した本発明合金Ｎｏ．１〜８および比較合金Ｎｏ．２１〜２５の化学成分を示す。なお、表１に示さない不純物として、本発明合金のＯ（酸素）は全て０．００８％以下、Ｎ（窒素）は０．００２％以下であった。
表１に示すインゴットを１１８０℃で２０ｈの均質化処理の後、熱間鍛造を行い、断面が２５ｍｍ×４０ｍｍのバー材に仕上げた。その後、１０００℃で１ｈ保持後、空冷の固溶化処理を行い、さらに２条件の時効処理を行った。
時効処理条件は、７２０℃で８ｈ保持後、２ｈで６２０℃まで冷却し、６２０℃で８ｈ保持後、空冷の条件（この条件をＨ１熱処理と呼ぶ）、および７６０℃で８ｈ保持後、２ｈで６５０℃まで冷却し、６２０℃で８ｈ保持後、空冷の条件（この条件をＨ２熱処理と呼ぶ）、の２条件で実施した。
時効処理後に、バー材の長手方向に沿って試験片を採取して室温での引張試験を行った。引張試験片は平行部６．３５ｍｍ、標点間距離２５．４ｍｍの丸棒試験片を用い、室温にてＡＳＴＭに準拠して試験した。その結果を表２および図１に示す。
【００２１】
【表１】
2015042770.tif 000003
【００２２】
【表２】
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【００２３】
表２より、本発明合金、比較合金ともに、高い耐力、引張強さを示し、本発明合金は高い伸び、絞りも合わせて示すことがわかる。一方、比較合金は本発明合金にくらべて全般に低い伸び、絞りを示す傾向があり、特にＡｌ／（Ａｌ＋Ｔｉ−４Ｃ／３）の値が低い比較合金Ｎｏ．２４、２５、およびＮｂが高い比較合金Ｎｏ．２１は、伸び、絞りが低いことがわかる。また、Ｃの低い本発明合金は、ストリンガー状のＭＣ型炭化物がほとんど存在していなかったが、Ｃの高い比較合金Ｎｏ．２２、２３は、ストリンガー状のＭＣ型炭化物が多かった。このため、試験片採取の都合上、バー材の長手方向にしか引張試験片が採取できなかったため、表２の引張試験結果には反映されていないが、比較合金Ｎｏ．２２、２３は、バー材の長手方向に直角方向に延性や強度のばらつきがある可能性がある。
【産業上の利用可能性】
【００２４】
本発明のＮｉ基合金を用いれば、低いＣ量に起因する良好な耐食性と室温付近での高い強度、延性を得ることが可能となることから、例えば、原子炉内環境より腐食性の強い化学プラント、石油、天然ガス等の掘削用部品、海水環境に使用される部品などに使用すると、高い信頼性をもたらすものである。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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