"合金粉を有する耐食性熱中性子吸収材料であって、前記合金粉が、重量にして、C最大0.08Mn3までSi2までP最大0.05S最大0.03Cr17~27Ni11~20MoW/1.925.2までBEq0.78~13.0O最大0.1N0.2までY0.005よりも少量を含有したオーステナイト系合金から作られ、該合金が、少なくとも約0.25のホウ素と少なくとも約0.05のガドリニウムを含有し、該合金の残部が、鉄と通常の不純物で、BEq=ホウ素4.35×ガドリニウムであることを特徴とする耐食性熱中性子吸収材料。前記合金粉が、約2.6以下のガドリニウムを含有している、請求項1に記載の材料。前記合金粉が、約2.5以下のホウ素を含有している、請求項1に記載の材料。MoW/1.92が少なくとも約2.8である、請求項1に記載の材料。MoW/1.92が約0.5以下である、請求項1に記載の材料。Bが約1.0よりも多くなく、BEqが約12.0以下である、請求項1に記載の材料。前記合金粉が約2.0以下のホウ素を含有している、請求項1に記載の材料。前記合金粉が約0.25以下のガドリニウムを含有している、請求項7に記載の材料。前記合金粉が少なくとも約0.12のガドリニウムを含有している、請求項1に記載の材料。前記合金粉が約2.6以下のガドリニウムを含有している、請求項9に記載の材料。前記合金粉が少なくとも約300ppmの窒素を含有している、請求項1に記載の材料。前記合金粉が約0.05以下の炭素を含有している、請求項1に記載の材料。良好な機械的特性と耐食性と組み合わさった良好な処理可能性を発揮し、重量にして、C最大0.08Mn3までSi2までP最大0.05S最大0.03Cr17~27Ni11~20MoW/1.925.2までBEq0.78~13.0O最大0.1N0.1までY0.005よりも少量の組成を有する凝固されたオーステナイト系合金粉から作られた製品であって、前記合金粉が少なくとも約0.25のホウ素と少なくとも約0.05のガドリニウムを含有し、BEq=B4.35×Gdで、前記合金の残部が鉄と通常の不純物であり、前記製品が、マトリックスと該マトリックス内に分散した複数のホウ化物粒子とガドリナイド粒子とを有し、前記ホウ化物粒子とガドリナイド粒子とが、形態上主としてM2B,M3B2,M5X及びM3Xであり、Xがガドリニウム又はガドリニウムとホウ素との組合せであり、Mがケイ素,クロム,ニッケル,モリブデン及び鉄の少なくとも一つの元素であることを特徴とする製品。前記合金粉が少なくとも約0.12のガドリニウムを含有している、請求項13に記載の製品。前記合金粉が、約2.6以下のガドリニウムを含有している、請求項14に記載の製品。前記合金粉が約2.0以下のホウ素を含有している、請求項13に記載の製品。前記合金粉中のMoW/1.92が、少なくとも約2.8である、請求項13に記載の製品。前記合金粉中のMoW/1.92が、約0.5以下である、請求項13に記載の製品。前記合金粉が約1.0以下のホウ素を含有し、BEqが約12.0以下である、請求項13に記載の製品。前記ホウ化物とガドリナイドの平均面積率が約20以下である、請求項19に記載の製品。前記ホウ化物とガドリナイドの平均面積率が約22以下で、前記合金粉が約2以下のホウ素と約0.25以下のガドリニウムを含有している、請求項13に記載の製品。前記合金粉が約1.0以下のホウ素を含有している、請求項13に記載の製品。前記合金粉が少なくとも約0.12のガドリニウムを含有している、請求項22に記載の製品。前記合金粉が約2.6以下のガドリニウムを含有している、請求項23に記載の製品。前記合金粉が約0.05以下の炭素を含有している、請求項13に記載の製品。本発明による合金と同合金から作られた製品は、下記の成分を含んでいる。この合金は、約0.08以下の、好ましくは、約0.05以下の炭素を含んでいる。この合金系においては、オーステナイト安定化剤である炭素は、残留元素であると考えられる。然しながら、この材料のクロム含有量で、炭素は、鋭敏化sensitizationのために材料の耐食性に悪影響を及ぼす炭化クロムの生成を回避するために、約0.08以下、好ましくは、約0.05以下に制限される。鋭敏化は、合金中における炭化クロムの析出で、特に、或る高温に曝露された後の粒界における炭化クロムの析出である。それ故、その合金グレインalloygrainは、腐食攻撃を受け易い領域を作り出す境界領域においてクロムが激減する。本発明による合金は、約3までのマンガンを含有している。ニッケルと同様にマンガンはオーステナイト安定化剤である。マンガンのこのレベルにより、そのようなレベルでない場合に必要とされるニッケルの量よりも少ない量のニッケルの使用が許容される。ニッケルは、マンガンよりも高価な合金化元素である。好ましくは、この合金は少なくとも約1のマンガンを含有している。また、マンガンは、この合金における窒素の溶解度を向上させて、合金によって発揮される耐食性に有益な効果をもたらす。また、この合金は約2までのケイ素を含有している。ケイ素は、通常、約0.5のレベルでオーステナイト系ステンレス鋼中に存在する。このレベルで、ケイ素は効果的な脱酸剤であり、それ故、ケイ素は溶融合金を脱酸素するためにアルミニウム及び/又はイットリウムを用いることの必要性を取り除く。また、この合金は補足の中性子吸収剤としてガドリニウムを含有しているので、ケイ素のガドリナイト相に対する多少のパーティショニングpartitioningが存在する。また、この合金は約17~27のクロムを含有している。クロムは、フェライト安定化元素で、合金の耐食性に主として利するためにこの合金中に必要である。また、クロムはホウ素と結合して、熱中性子を吸収するのに必要とされるホウ化物特に、M2Bホウ化物を生成する。公知の合金によって今まで発揮される耐食性を越える耐食性を発揮するために少なくとも約17のクロムが存在する。他方、約27よりも多いクロムが存在すると、特に、この製品のエンドユーザによって後に作り出されるやも知れない溶接部において、過剰なフェライト即ち、約10体積より多くのフェライトを生成する結果となる。この合金の耐食性に悪影響を及ぼすフェライトの生成を回避するために、この合金は、少なくとも約11のニッケル、好ましくは、少なくとも約12のニッケルを含有している。ニッケルは、オーステナイト安定化剤で、クロムとモリブデンのフェライト安定化効果を相殺するために存在する。マンガンが存在するので、そうでない場合に同程度の相安定性を発揮するのに必要とされるよりも少ない量のニッケルを含有している。クロムとモリブデンのフェライト安定化効果を相殺することに加えて、ニッケルは、生成するガドリナイト相にパーティションするpartition。ガドリナイト相に対するニッケルのパーティショニングの結果、該相内における鉄の含有量が少なくなる。鉄の量が少なく且つニッケルの量が多いガドリナイト相は、合金の熱間加工性に役立つ。ニッケルが多すぎると、特性の面で顕著な利点を発揮させることなく合金のコストを高騰させてしまう。従って、この合金は、約20以下、好ましくは約16以下のニッケルを含有している。この合金は約5.2までのモリブデンを含有していてもよい。クロムと同様にモリブデンは、フェライト安定化剤であり、存在する場合には、この合金の耐食性に寄与する。この合金が、少なくとも約2.8の、好ましくは少なくとも約3.0の、更に好ましくは少なくとも約3.5のモリブデンを含有している場合に、耐食性に対する利点が得られる。モリブデンの添加によって発揮される更なる耐食性が必要とされない場合には、この合金は、残留量のモリブデン、好ましくは、約0.5以下のモリブデンを含有していてもよい。また、モリブデンは、本発明による製品中に生成するホウ化物相に対してパーティションする。Cr-richM2Bホウ化物相においては、約2.0のMoが存在する。然しながら、M3B2ホウ化物相は大体60のMoを含有していると見られる。生成するM3B2相は、Cr-richM2B相と比較してホウ素が豊富であり、それ故、少ない量の中性子吸収二次相を生成させる結果となる。このことは、中性子吸収二次相の面積率が増加するにつれて機械的特性が悪影響を受けるので、重要である。従って、二次相粒子の量をコントロールすることにより、特性を修正することができる。特に、引張強度と降伏強さとは、二次相ホウ化物粒子の量を多くすることにより高まる。然しながら、多量の二次相ホウ化物粒子では、延性,靭性,NTS/UTS比率ノッチ引張強さ対終局引張強さの比率及び曲げ半径bendradiusが低減する。タングステンは、この合金中でモリブデンと同様に作用する元素である。然しながら、モリブデンとタングステンとの間には原子量の点で相違があるので、同様の効果を確保するために、重量パーセントで、モリブデンの所要量のほぼ2倍の量のタングステンを必要とする。この合金系においてモリブデンの全て又は一部の代りにタングステンを用いることが考えられる。適切なレベルのモリブデンとタングステンが存在することを担保するために、モリブデンの等価係数MoEq.を導き出した。その係数MoEq.は、MoW/1.9として定義される。それは、3.0~5.1のモリブデンに対するモリブデンタングステンの等価量を得るために、モリブデンに代わるタングステンの適切なレベルを決定するのに用いられる。この合金は、0.2までの窒素を、好ましくは約0.1までの窒素を含有していてもよい。窒素は強力なオーステナイト安定化剤である。窒素はボロン添加ステンレス鋼の靭性及び延性を低下させるが、この合金に窒素を含めると、金属粉の窒素ガス噴霧を可能にさせて、アルゴンガス噴霧と比較して合金粉の製造コストを低減させることとなる。噴霧のために窒素ガスを利用すると、耐食性を向上させる。また、窒素が噴霧された合金粉から作られた製品は、アルゴンが噴霧された材料から作られた製品が溶接領域において発現させる微小気孔発現させることがないので、窒素ガス噴霧は合金の溶接性を高める。従って、窒素ガスで噴霧した場合に、合金粉は、300ppmを上回る、例えば、少なくとも約0.05の窒素を含む。本発明の合金粉は、好ましくは少なくとも約0.25のホウ素を含んでいる。ホウ素は、製品の熱中性子吸収能力に役立つ。これは、M2B及びM3B2のような二次相ホウ化物粒子の生成を通じて達成される。それらの粒子はクロム及びモリブデンを含有しているので、耐食性及び相安定性が悪影響を受けないことを担保するためにこれら元素の所望のマトリックスレベルを維持することが重要である。材料中に生成するガドリナイド相gadolinidephaseとの効果的な共同核形成co-nucleateために、少なくとも約0.25のホウ素が必要とされ、そのような共同核形成は合金の処理可能性に役立つ。ホウ素が多すぎると、合金の靭性,延性及び処理可能性に悪影響を及ぼす。従って、この合金においては、ホウ素は、約2.5以下、好ましくは約2.0以下、更に好ましくは約1.0以下に制限される。この合金が2を越えるホウ素を含有する場合に、良好な強度と容認可能な靭性及び延性が得られる。この合金が2以下のホウ素を含有している場合には、強度と靭性と延性とを兼ね備えた良好な特性が得られる。この合金が約1以下のホウ素を含有している場合には、最良の靭性と延性とが得られる。この合金は、少なくとも約0.05の、好ましくは少なくとも約0.12のガドリニウムを更に含有している。ガドリニウムは、ホウ素と同様に中性子吸収剤である。然しながら、ホウ素と相違して、ガドリニウムは、ニッケルと鉄に富んだガドリナイト相を生成する。ガドリナイト相はニッケルと結び付くので、適切な相安定性を担保するべく、このパーティショニング効果partitioningeffectの吊り合いを取らせることが重要である。ガドリニウムは、自然発生ホウ素と比較すると、熱中性子吸収剤として4.35倍以上の効力がある。従って、ガドリニウムは、熱中性子吸収二次相ホウ化物粒子の全体の量を費用効果的な態様で低減させるために用いて、向上した特性性能をもたせることができる。その結果、この合金中における二次相ホウ化物の体積分率を公知の合金と比較して低減させることができる一方、この材料は公知のホウ素だけの合金によって発揮される中性子吸収能力と少なくとも同等な中性子吸収能力を発揮する。それにもかかわらず、この合金中のホウ素の幾分かはガドリナイト相にパーティションし、凝固中にガドリナイド相はホウ化物相と共同核形成するので、ガドリニウムと一緒にホウ素が存在することが重要である。このことは、ストレートガドリニウム含有合金straightgadolinium-bearingalloyが低溶融相の生成に起因して熱間加工性を制限するので、重要である。上述したようにガドリニウムとホウ素とニッケルとの粉末冶金処理による組合せは、公知のガドリニウム含有材料と比較して、材料の熱間加工性に役立つ。ガドリニウムが多すぎると、合金の熱間加工性と処理可能性とに悪影響を及ぼす。本発明による合金粉末は約2.6までのガドリニウムを含んでいてもよい。中性子吸収能力に関するホウ素とガドリニウムの双方の有益な寄与については、ホウ素等価係数BEqを参照することにより定量化することができる。この係数BEqは、中性子吸収の点からホウ素とガドリニウムとの組合せと同等のホウ素レベルを表現するための手段である。本発明によれば、Gdが天然ホウ素と比較すると熱中性子吸収剤として4.35倍以上の効力を有しているので、BEqは、B4.35×Gdとして記述される。合金組成の残部は、鉄と、市販等級の鉄基中性子吸収合金中に見られる通常の不純物である。リンは、不純物で、熱脆性から齎される合金の加工性に対する悪影響を回避するために、好ましくは最大約0.05の残留量に制限される。リンと同様に硫黄は、不純物で、熱脆性から齎される合金の加工性に対する悪影響を回避するために、好ましくは最大約0.03の残留量に制限される。アルミニウム及びイットリウムのような脱酸添加物は、この合金中に意図的に存在させるものではないが、不可避的不純物として存在していてもよい。従って、この合金粉は、0.01より少ないアルミニウムと、0.005よりも少ないイットリウムを含有している。酸素はこの合金中に不可避的に存在し、この合金は、粉末がどの程度の細かさにあるかに応じて約0.1までの酸素を含んでいてもよい。特別な技術を用いない場合には、この合金粉は少なくとも約100ppmの酸素を含有していることが予想される。合金組成の広範な範囲について上述したが、本発明による製品の特定の適用のための特性要件に応じて合金組成の好適な範囲を実現することが企図される。例えば、上述した様々な元素範囲のサブ範囲は、少数の例をあげると、耐食性,中性子吸収性,強度,靭性及びそれらが組み合わさった特性の如き特定の特性を最適化させるために選択することができる。本発明による製品は、好ましくは粉末冶金法によって製造される。好ましい粉末冶金法は次の通りである。合金を先ず無酸素雰囲気下で溶解、例えば、真空誘導溶解VIMさせ、アルゴンガス又は窒素ガスのような不活性噴霧流体によって粉末にさせる。プレアロイ粉prealloyedpowderの粒径は重要ではないが、過剰に大きな粒子は取り除くことが望ましい。その目的のために40メッシュスクリーンを介してプレアロイ粉をふるいにかけることにより良好な結果を齎す。粉末をブレンドすることにより、粒度での粉末の偏析segregationを都合よく最小限にさせることができる。それ故、粉末材料をコンテナー内に入れる前に、均一な粒度分布を確保するためにそれを好ましくはブレンドする。凝固前に合金粉を少なくとも一つの金属キャニスターに充填する。そのキャニスターがAISI304型又は316型ステンレス鋼のようなオーステナイト系ステンレス鋼から作られている場合には、合金粉をキャニスターに充填する前に、水分を除去するために合金粉とキャニスターを焼くことが好ましい。空気中での焼き温度は、酸化を避けるために400°F204.4°Cより低いことが好ましい。250°F121.1°Cの焼き温度で良好な結果が得られた。乾燥された粉末をクリーンで実質的に酸素が無いキャニスター内に充填する。低炭素軟鋼から作られたキャニスターをも用いることができる。その場合には、合金粉をキャニスターに充填する前に、合金粉又はキャニスターを焼く必要はない。キャニスターが合金粉で一杯にされた時に、キャニスターを閉塞し、空気及び吸収された何らかの水分を取り除くためにキャニスターを排気させることが好ましい。この目的のために、キャニスターは100micronsHg未満まで排気させることが好ましい。排気工程中にキャニスターを加熱して水分の除去を促進させることができる。キャニスター内のエアー及び水蒸気のレベルが満足のいくものになった場合には、排気作業を停止し、キャニスターをシールし、次に圧縮させる。熱間静水圧加圧HIP’ngは、金属粉を圧密にさせるための好ましい方法である。よく知られているように、その温度,圧力並びに材料がその選択された温度と圧力に維持される期間は、合金粉とキャニスターの寸法及び形状に依存し、それらの全ては簡単に決定される。採用される温度は、合金の飽和融解温度よりも低くなければならない。HIP‘ng温度は、ホウ化物/ガドリナイト粒子の成長を制限するために、低く維持され、好ましくは約2000°F~2100°F1093°C~1149°Cに維持される。HIPサイクルは、ほぼ完全密度の圧密体を確保するのに十分な時間、約15ksi103.4MPaの圧力で実施するのが好ましい。その温度と圧力下で必要とされる時間は、キャニスターの断面寸法に左右され、即ち、キャニスターの断面厚が大きい場合にはより多くの時間が必要とされる。本発明において用いられる合金圧密体の作成について従来の粉末冶金技術を参照して説明したが、別の方法によってこの圧密体を作成することができる。例えば、米国特許第4,693,863号に開示の金属粉末の同時凝固縮小技術を用いることができる。迅速な凝固鋳造技術をも本発明に適用可能である。ホウ化物粒子の成長を制限するために、選択された作成方法が合金を溶融状態から迅速に冷却する工程を含み且つ何らかの中間凝固工程を温度に関して制限することが重要である。圧密された合金粉を熱間加工及び/又は冷間加工して、所望の製品形態にさせることができる。より詳しくは、合金を、プレッシングpressing,ハンマーリングhammering,回転鍛造rotaryforging又は平板圧延flatrollingによって、2050°F~2125°F1121°C~1163°Cの範囲の開始温度から機械的に熱間加工する。材料を熱間加工するための好適な方法は、合金粉圧密体を約2050°F~2125°F1121°C~1163°Cの開始温度から熱間鍛造し、それに続いて約2050°F~2125°F1121°C~1163°Cの開始温度から熱間圧延してストリップ又はプレートのような平らな形態を提供する工程を含んでいる。その平らな形態は、冷間圧延又は研磨して所望の最終寸法にさせることができる。製品の最終形態は、好ましくは、30分間約1900°F~1950°F1038°C~1066°Cで焼なましし、好ましくは水中で室温まで迅速に焼入れする。[実施例]公称140lb~300lb63.5kg~136kgの26個のヒートheatを真空誘導溶融させて、粉末にさせた。それらヒートのうちの24個のヒートをアルゴンガスで粉末にさせ、その他の二つのヒート878と879を窒素ガスで粉末にさせた。これらヒートの重量パーセント組成については、下掲の表IA及びIBに示した。表IAは本発明による合金の組成を示し、表IBは比較合金の組成を示している。各ヒートの残部は、鉄と通常の不純物である。各ヒートからの粉末にされた合金粉を、ふるいにかけて-40メッシュ420micron及びより細かいにし、ブレンドした。ヒート105のブレンドした粉末の一部を更にふるいにかけて、-140メッシュと-270メッシュにして、後述するヒート105-1,105-2,105-3の三つの個別のバッチを確保した。各ヒートからの合金粉及びヒート105の三つのバッチからの合金粉を、0.125インチ3.175mm厚みの低炭素鋼から作った1-3/4インチ×6インチ×26インチ44.45mm×152.4mm×660.4mmの二つのキャニスターに振動充填した。それらキャニスターを、250°F121.1°Cでガス抜きし、20micronsHg未満の圧力まで排気させ、溶接封止し、次に、密度を完全にさせる温度と圧力で4~6時間、15ksi103.4MPaと2050°F1121°Cの熱間静水圧加圧HIP’dを施した。ヒート毎のHIP’dを熱間圧延して、3/4インチ19.05mm厚みのプレートにした。取り扱い易くするために、熱間圧延前に各キャニスターを切断した。全ての材料を、パスpass当たりの1/8インチ3.175mm減少と加熱サイクル当たりの2パスを用いて、2050°F1121°Cの開始温度から熱間圧延した。中間材料を、各圧延パス後に20~30分間、2050°F1121°Cで再加熱した。最終圧延パスが完了した時に、3/4インチ19.05mmのプレート切断部を、真っ直ぐにさせて、次に1950°F1066°Cで1時間焼なましして、続いて室温まで水焼入れした。本発明によるホウ素とガドリニウムとを含有したヒートは、処理されたプレートに裂け目tear又はクラックが無いことにより実証されるように、首尾よく熱間圧延された。従って、本発明による合金が、その合金材料中にホウ素とガドリニウムとが存在しているにも拘わらず、処理可能性のあることを明らかに示すものであることが実証された。本発明の合金よりも多くのBEqと本発明の合金のホウ素の上限値に非常に近いホウ素を含有しているヒート876は、熱間圧延工程中に生じた顕著な熱間割れhottearingによって実証されるように、処理可能性がなかった。[表IA][表IB]引張試験,シャルピーVノッチ試験,ベンドアングル試験及びHuey腐食性試験のための標準的な寸法の長尺試料を各ヒートの3/4インチ19.05mm厚みのプレートから用意した。本発明による合金を代表するヒート表IAに関する0.2オフセット降伏強さ0.2YSと、ksiで表した終局引張強さUTSを含む室温機械的試験の結果,伸び率El.及び面積減少率R.A.を下掲表IIAに示した。比較ヒート表IBに関する試験結果を下掲表IIBに示した。また、表IIAと表IIBには、フィートポンドft.-1bs.で表した室温シャルピーVノッチ衝撃試験CVNの結果と、ノッチ引張強さK1=8.0対終局引張強さの比率NTS/UTSと、角度で表した曲げ試験bendangleの結果と、ミル/年milesperyearmpyで表したHuey腐食試験Corr.Rateの結果も示した。曲げ試験は以下のように実施した。ASTMA262,PracticeAによる標準的なストラウス腐食試験クーポンStrausscorrosiontestcouponである試験試料を、3/8インチ9.53mm直径のマンドレルmandrelと1,200psi8.274MPaの水圧ラムhydraulicramを用いて曲げて、1-9/16インチ39.7mm幅のスロットにした。Huey腐食試験はASTMA262,PracticeCに従って実施した。[表IIA][表IIB]示された値は、測定された値の平均値である。ヒート708~716に関しては、機械的試験結果,CVN及びNTS/UTSの結果は、各ヒートの5個の試験された試料の平均値である。ヒート754~762,873~880,105-1,105-2及び105-3に関しては、機械的試験結果,CVN及びNTS/UTSの結果は、各ヒートの3個の試験された試料の平均値である。ヒート708~716及び754~762に関しては、曲げ試験及びHuey腐食試験の結果は、各ヒートの二つの試料の平均値である。その他のヒートに関しては、曲げ試験及びHuey腐食試験の結果は、各ヒートの三つの試料の平均値である。表IIA及び表IIBに示した試験結果のBEqに応じたグラフ分析を図1~図7に示した。プロットされた変数とBEq含有量との間に略良好な一致が見られる。0.2YSのプロットとUTSのプロットとの双方のプロット図1及び図2は、B≧2のヒートのトレンドラインtrendlineが同等のBEqでB≦1のヒートのトレンドラインの上に横たわっていることを示している。BEq含有量に応じた引張延性,CVN衝撃靭性及びベンドアングルのプロット図3~図6は、ホウ素含有量が≧2であるヒートとストレートB含有304Lヒートと比較して、同等のBEqでホウ素含有量が≦1のヒートによって優れた延性と靭性と成形性とが発揮されることを明らかに示している。図7に示されているHuey腐食率に関するグラフは、ホウ素を含有しているがガドリニウムが積極的に添加されていない304L基ヒート304L-baseheats<0.5Moと比較して、ホウ素とガドリニウムとを含有した316L基ヒート316L-baseheatsMo含有によって優れた耐食性が発揮されることを示している。ベンドアングル試験結果は、ホウ化物粒子とガドリナイト粒子の平均面積率に応じて分析した。平均粒子面積率が約22よりも大きい場合にベンドアングルが迅速に低下することを明らかに示しているグラフ分析が図8に表示されている。[粉末冶金製品の鋳造-鍛造製品との比較]本発明による粉末冶金製品によって顕著に向上される処理可能性を実証するべく、一組の粉末冶金ヒートを、BとGdとを含有した公知の合金の一組の鋳造鍛造ヒートと比較するために用意した。試験ヒートの重量パーセント組成は、下掲表IIIに記載されている。[表III]ヒート046の重量パーセント組成とヒート047の重量パーセント組成は、米国特許第5,820,818号に記載された実施例8と実施例20とにそれぞれ類似している。ヒート881の重量パーセント組成とヒート866の重量パーセント組成は、ヒート046とヒート047とそれぞれ類似するように選択した。ヒート048の重量パーセント組成とヒート049の重量パーセント組成とヒート050の重量パーセント組成は、特開平6-190279に記載の実施例3と実施例5と実施例16にそれぞれ類似している。ヒート869の重量パーセント組成とヒート870の重量パーセント組成とヒート868の重量パーセント組成は、ヒート048とヒート049とヒート050とそれぞれ類似するように選択した。ヒート046,047,048,049及び050を真空誘導溶解させ、35lb.15.9kgのインゴットとして鋳造し、凝固させた。溶解中に、これらヒートを上記各特許文献に記載されているところに従ってアルミニウムとイットリウムとで脱酸させた。ヒート881,866,869,870及び868は、真空誘導溶解された公称170ポンド77.1kgのヒートである。これらヒートの各々をアルゴンガスで噴霧化させて、金属粉を作った。各ヒートの金属粉をブレンドし、ふるいにかけて-40メッシュの粉末にし、次に、0.125インチ3.175mm厚みの低炭素鋼から作られた二つの41/2平方インチ×9インチ114.3mm×228.6mmの長尺なキャニスター内に充填した。金属粉が充填されたキャニスターを、シールし、ガス抜きし、次に、略完全密度になる温度と圧力で4~6時間、2050°F1121°C且つ15ksi103.4MPaの熱間静水圧加圧HIPを施した。鋳造されたVIMインゴットとHIPが施されたキャニスターの一方を、鍛造温度まで加熱し、プレス鍛造して、高さ1-5/8インチ×幅5インチ41.275mm×127mmの断面を有するビレットにした。ヒート046,047のインゴットとヒート881,866のキャニスターを1922°F1050°Cの開始温度からプレス鍛造した。ヒート048,049,050のインゴットとヒート868,869,870のキャニスターを1832°F1000°Cの開始温度からプレス鍛造した。鍛造温度は、上述した米国特許文献及び日本特許文献に記載された処理に基づいて選択した。全てのヒートを、1/2インチ12.7mmインクリメントincrements/パスpassで且つパス間の1/2時間の再加熱で、プレス鍛造した。鋳造したVIMヒートをシングルエンド鍛造しsingleendforged、粉末冶金ヒートをダブルエンド鍛造したdouble-endforged。プレス鍛造したビレットを、次に、プレス鍛造について上述したのと同じ熱間加工温度を用いて、熱間圧延して、3/4インチ19.05mm厚みのプレートにした。熱間圧延は、パス間の20~30分の再加熱を伴った1/8インチ3.175mmインクリメント/パスで実施した。3/4インチ19.05mm厚みのプレート材にしたことに続いて、各ヒートを次のように焼なましした。ヒート046,047,881,866を、1時間、1922°F1050°Cで加熱し、次いで、水焼き入れした。ヒート048~050とヒート868~870を、1時間、2012°F1100°Cで加熱し、水焼き入れした。鋳造されたVIMヒート046,048,049及び050の全てに、鍛造中に顕著な熱間割れが生じた。熱間圧延によってプレートにしたことに続いて、同ヒートには更に顕著な熱間割れが生じた。特に、ヒート050は第一の熱間圧延パス中に壊れ、ヒート49の熱間割れは、機械的試験及び腐食試験のためのブランクblankを確保することができない程度に顕著になった。ヒート047は首尾よく鍛造され、熱間圧延された。しかしながら、その結果は、微細構造中にフェライトが存在することに起因する。従って、ヒート047は本当のオーステナイト等級のものとは認められない。粉末冶金ヒート881,866,868,869及び870の全てが首尾よく鍛造され、熱間圧延された。また、ヒート866は、二相オーステナイトフェライト微細構造duplexausteniteferritemicrostructureを有していた。三つのノッチ引張試験試料,三つの平滑引張試験試料及び三つのシャルピーVノッチ試験試料を、そのような試験の試料のための標準条件に従って各ヒートのプレート材料からカットし、機械加工した。ノッチ引張試験試料は、8.0Ktの応力集中係数を用いて用意した。全ての引張試験試料及びシャルピーVノッチ試験試料は、基準ASTM条件に従って室温で試験した。曲げ試験のためのブランクについては、プレート材料の縦軸に沿って切断して、1/4インチ×3/4インチ×3-1/4インチ6.35mm×19.05mm×82.55mmの三つのブランクを形成し、その後に上述したように標準的なストラウスクーポンに作り上げた。三回の曲げ試験を、1,200psi8.274MPaの水圧ラムで試料を1-9/16インチ39.7mmのスロットに曲げる3/8インチ9.53mmのマンドレルを用いて実施した。試験が完了した時に、ベンドアングルを測定した。各々が3/16インチ×3/4インチ×1-5/8インチ4.76mm×19.05mm×41.275mm寸法の六つのHuey腐食ブランクを用意した。次に、これらブランクを標準的なHuey腐食クーポンに作り上げた。ASTMA262-CHuey試験の条件毎に5度の48時間周期の間、沸騰65硝酸中において三度の試験を実施した。一つの試験しなかったクーポンについて、腐食度の計算を促進させるために、室温でのASTMB311を通じた浸漬密度の試験を実施した。縦方向及び横方向室温引張試験の結果については、表IV~VIIに記載されており、これら表には、ksiで示した、0.2オフセット降伏強さ0.2YS,終局引張強さUTS及びノッチ引張強さNTSと、NTS/UTS比率と、四つの直径のパーセント伸び率El.と、パーセント面積減少率R.A.が記載されている。ft-lbsで示した室温シャルピーVノッチCVN試験の結果は、表VIII中に示されている。表IV~表VIIIに示したデータの試験は、粉末冶金ヒートの強度と延性と靭性とが、鋳造/鍛造ヒートの同一の特性よりも一貫して優れていることを示している。この作用は、図90.2YS,図10UTS,図11El.,図12R.A.及び図13CVN衝撃靭性においてグラフを使って表されている。CVN靭性対UTSを示した図表である図14は、粉末冶金材料が鋳造/鍛造材料と比較して強度と靭性とを兼ね備えた優れた特性を有していることを示している。[表IV][表V][表VI][表VII][表VIII][表IX][表X]表IXに記載したHuey腐食試験鋳造/鍛造ヒートとX粉末冶金ヒートの結果は、二つのタイプの材料の間に明白且つ顕著な相違があることを示している。全てのケースにおいて、粉末冶金ヒートのHuey腐食率は低く且つ一層安定している即ち、継続した5時間試験周期で、腐食率が目立って増加していない。。粉末冶金ヒートと鋳造/鍛造ヒートとの間の腐食作用における顕著な相違は、図15にグラフを用いて表されている。その相違は全く予想外であり、その理由は二組のヒートは合金組成の点において明らかに相違していないからである。試験することができた三つの鋳造/鍛造ヒートのうちで、ヒート047が最悪のHuey腐食率を示し、その作用が合金のマトリックス材料中に観察されたフェライトの存在に起因するものであることを銘記すべきである。図16~図25に示した金属組織学的結果は、鋳造/鍛造ヒート図16A,16B,18,20A,20B,22A,22B及び24と粉末冶金処理されたヒート図17,19,21,23及び25との間の二次相ホウ化物粒子とガドリナイト粒子の寸法及び分布における相違を定性的に示している。鋳造/鍛造ヒートと比較して、粉末冶金ヒートの焼なましされたミクロ組織は、顕著な合金偏析がなく、小さく、より均一に分布したホウ化物とガドリナイトを示している。本発明の広範な発明思想から逸脱しない範囲内において、上記実施形態に対して様々な変更及び修正を加えてもよいことが当業者によって認識される。従って、本発明は、上述した特定の実施形態に限定されるものではなく、上述し且つ特許請求の範囲に記載した本発明の要旨内での全ての修正及び変更をも含むものであると理解される。"