JP2005520056A

JP2005520056A - Ｆｅ系硬面処理合金

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Publication number: JP2005520056A
Application number: JP2004530626A
Authority: JP
Inventors: ソンチンキム; ヨンミンオ; チュンキキム
Original assignee: Hanyang Hak Won Co Ltd
Current assignee: Hanyang Hak Won Co Ltd
Priority date: 2002-08-26
Filing date: 2002-08-26
Publication date: 2005-07-07
Also published as: EP1563108A1; AU2002326185A1; WO2004018724A1; US20050139294A1; EP1563108A4

Abstract

本発明のＦｅ系硬面処理合金は原子力発電所弁に使われるＣｏ系ステライト合金に替わりうる優秀な耐摩耗性、キャビテーション腐蝕抵抗性及び耐蝕性を示した。特に、本発明のＦｅ系硬面処理合金を原子力発電所弁の硬面処理合金に使用する場合、高価なＣｏを安価のＦｅに替える効果を得られ、５８Ｃｏと６０Ｃｏ放射性同位元素により形成される放射線場を効果的に縮小させられる。

Description

本発明は硬面処理合金に係り、さらに詳細には原子力発電所の弁の硬面処理を含めて産業現場にて多様に使用できるＦｅ系硬面処理合金に関する。

一般的に、原子力発電所では１年間ほど稼動した後で２〜３ヵ月の休止期間に核燃料の交替と蒸気発生機の伝熱管などの装置に対する検査及び保守がなされる。蒸気発生機の伝熱管は１次系統と２次系統間の境界をなす部分であり、破裂時に放射能を含有する１次系統冷却水が流出されうるために、非破壊方法で健全性を検査し、必要時にプラッギングやスリービングなどの保守が行われる。かような検査及び保守作業は放射能物質が蓄積されている蒸気発生機の伝熱管下部の水室にてなされ、この時原子力発電所の作業者が放射線に被曝する。原子力発電所作業者の放射線被曝量は放射線場の強さと放射線場内での作業時間とに比例する。従って、原子力発電所作業者の放射線被曝量を減らすためには放射線場の強さを弱めて原子力発電所作業者の作業時間を減らさなければならない。

一方、原子力発電所の１次系統放射線場は主に５８Ｃｏと６０Ｃｏ放射性同位元素により形成されると知られている。これは原子力発電所の１次系統内弁の硬面処理合金のＣｏ系ステライト合金が摩耗と腐蝕とで金属疲労を起こすことにより発生したものであると把握されている。

前記硬面処理は金属部品の寿命を長くするために接触する表面に耐摩耗材料を育成溶接する方法で、保守する部分が少なくて保守による休止期間が短くて低水準の母材使用が可能であって全体的にコスト節減につながるメリットがある。前記原子力発電所弁を硬面処理する理由は、原子力発電所弁が９０〜３４３℃の温度と５〜３０ｋｓｉの接触応力が加えられる厳しい摩耗環境にて作動し、接触面にてゴーリング（ｇａｌｌｉｎｇ）が発生しやすいためである。前記ゴーリングは高荷重非潤滑条件にて金属間摩耗時に発生しやすい深刻な表面損傷を指す用語であり、摩耗表面の巨視的な塑性変形により表面粗度が大きく高まる現象である。原子力発電所弁にてゴーリングが発生すれば、接触面が粗くなって漏水が発生することはもとより、激しい場合には原子力発電所弁の作動が不可能な固着状態に至ることもありうるために、原子力発電所弁においてゴーリングの発生は絶対に容認されない。

前記原子力発電所弁の硬面処理合金に使われるコバルト系ステライト合金は、例えばステライト６の場合、Ｆｅ５ｗｔ（重量）％、Ｎｉ０．４ｗｔ％、Ｃ１．１ｗｔ％、Ｃｒ２８ｗｔ％、Ｍｎ２ｗｔ％、Ｗ４ｗｔ％及び残りはＣｏよりなる合金である。以下にて、ステライト合金と述べるのはステライト６を意味する。前記コバルト系ステライト合金は深刻な金属間摩耗が発生する高温用部品や腐蝕抵抗性が要求される分野にて広く使われている。しかし、コバルトが原子力発電所の１次系統放射線場を形成する主要原因であることが明らかにされつつコバルト系ステライト合金に替わりうるＣｏの入らない硬面処理合金の開発研究が進められてきた。

Ｃｏのない硬面処理合金に対する性能評価研究は主に米国・ＥＰＲＩ（ＥｌｅｃｔｒｉｃＰｏｗｅｒＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ）により行われ、Ｃｏのない合金のうちＮｉ系デロロ５０合金とＥＰＲＩにより開発されたＦｅ系ノレム（ＮＯＲＥＭ）合金が比較的優秀な耐摩耗性を示し、一部の原子力発電所弁に適用されていると知られている。前記Ｎｉ系デロロ５０合金は、Ｆｅ４ｗｔ％、Ｃ０．６０ｗｔ％、Ｃｒ１３ｗｔ％、Ｓｉ４ｗｔ％及び残りはＮｉより構成される合金であり、Ｆｅ系ノレム合金は一例として、Ｃ１．２５ｗｔ％、Ｍｎ４．５ｗｔ％、Ｃｒ２５．０ｗｔ％、Ｓｉ３．３ｗｔ％、Ｎｉ４．０ｗｔ％、Ｍｏ２．０ｗｔ％、Ｎ０．１６ｗｔ％、残りはＦｅより構成される合金である。

しかし、前記Ｎｉ系デロロ５０合金とＦｅ系ノレム合金とは一部制限された条件にて耐摩耗性を試験したので、９０〜３４３℃の高温水中にて５〜３０ｋｓｉの接触応力が加えられる原子力発電所弁の多様な使用条件に対する適用可能性を判断し難い。

特に、最近にＮｉ系デロロ５０合金の耐摩耗性は接触応力より温度に大きく依存しつつ酸化摩耗が発生する２００〜２５０℃以下の温度では３０ｋｓｉの高い接触応力でも耐摩耗性が大きく低下すると分かった。また、Ｆｅ系ノレム合金の耐摩耗性は１５ｋｓｉの接触応力にて１８０℃までは優秀な耐摩耗性を示すが、１９０℃以上では耐摩耗性が急激に低下すると分かった。特に、３０ｋｓｉの高い接触応力では１２０℃程度の低い温度でも激しい摩耗を示すと分かった。

前述の如く、コバルト系ステライト合金に替わるための原子力発電所弁用硬面処理合金として、Ｎｉ系デロロ５０合金の場合に２００℃程度以下の低い温度にて、Ｆｅ系ノレム合金の場合１９０℃程度以上の高い温度にて耐摩耗性が大きく低下する現象を示すことにより原子力発電所弁の作動条件である９０〜３４３℃の温度と５〜３０ｋｓｉの接触応力範囲とに対して優秀な耐摩耗性を保持できる新しい硬面処理合金の開発が要求されている。

本発明がなそうとする技術的課題は、原子力発電所弁の硬面処理時に同位元素による放射線発生などが起こるＣｏ系ステライト合金の問題点を解決して優秀な耐摩耗性を有するだけではなく、優秀なキャビテーション腐蝕抵抗性及び耐蝕性を有する硬面処理合金を提供するところにある。

前記技術的課題を達成するために、本発明の一例により１４ｗｔ％〜３０ｗｔ％のＣｒ、０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣとして、図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣ、１．５ｗｔ％以下のＳｉ、残りはＦｅより構成される硬面処理合金を提供する。特に、本発明は前記Ｃｒ２０ｗｔ％、Ｃ１．７ｗｔ％またはＣ１．３ｗｔ％、Ｓｉ１ｗｔ％及び残りはＦｅより構成される硬面処理合金を提供する。

本発明の他の例により１４ｗｔ％（重量％）〜３０ｗｔ％のＣｒ、０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣとして、図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣ、１．５ｗｔ％以下のＳｉ、残りはＦｅより構成される原子力発電所弁用硬面処理合金を提供する。特に、前記Ｃｒ２０ｗｔ％、Ｃ１．７ｗｔ％またはＣ１．３ｗｔ％、Ｓｉ１ｗｔ％及び残りはＦｅより構成される原子力発電所弁用硬面処理合金を提供する。

本発明のさらに他の例により１４ｗｔ％（重量％）〜３０ｗｔ％のＣｒ、０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣとして、図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣ、１．５ｗｔ％以下のＳｉ、１〜２ｗｔ％のＣｅ及び残りはＦｅより構成される硬面処理合金を提供する。特に、前記Ｃｒ２０ｗｔ％、Ｃ１．７ｗｔ％またはＣ１．３ｗｔ％、Ｓｉ１ｗｔ％、Ｃｅ１〜２ｗｔ％及び残りはＦｅより構成される硬面処理合金を提供する。

また、本発明のさらに他の例により１４ｗｔ％〜３０ｗｔ％のＣｒ、０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣとして、図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣ、１．５ｗｔ％以下のＳｉ、１〜２ｗｔ％のＣｅ及び残りはＦｅより構成される原子力発電所弁用硬面処理合金を提供する。前記Ｃｒ２０ｗｔ％、Ｃ１．７ｗｔ％またはＣ１．３ｗｔ％、Ｓｉ１ｗｔ％、Ｃｅ１〜２ｗｔ％及び残りはＦｅより構成される原子力発電所弁用硬面処理合金を提供する。

以上の本発明のＦｅ系硬面処理合金を原子力発電所弁の硬面処理に使用する場合に、放射線場形成の源泉であるＣｏを除去することにより、約３５％程度の放射線量が減少する。さらに、本発明のＦｅ系硬面処理合金は耐摩耗性、キャビテーション腐蝕抵抗性及び耐蝕性にすぐれてポンプのインペラ、タービンブレード、弁などのような産業現場に使われうる。

発明を実施するための最良の態様

以下、添付図面を参照して本発明の実施例を詳細に説明する。しかし、次に例示する本発明の実施例はさまざまな他の形態に変形でき、本発明の範囲が後述する実施例に限定されるものではない。本発明の実施例は当業界にて当業者に本発明をより完全に説明するために提供されるものである。

まず、Ｆｅ系合金の場合に変形有機マルテンサイト変態、すなわち応力を受ければマルテンサイト上への変態によりα’とεと２種のマルテンサイトが形成されると知られている。γ→α’変形有機マルテンサイト変態の場合、積層欠陥、双晶のようなせん断が形成及び交差されねばならず、交差された部分がα’マルテンサイトのエンブリョとして作用すべき複雑な過程をたどる。一方に、γ→ε変形有機マルテンサイト変態はショックレ部分電位が移動した形跡がεマルテンサイトになる単純な過程をたどると知られている。かようなマルテンサイト相が合金表面を硬化させることにより優秀な耐摩耗性を与えると考えられる。従って、Ｆｅ系硬面処理合金が低い温度にて優秀な耐摩耗性を示したことは多量の炭化物分散相とともに基地相の低い積層欠陥エネルギー、特に変形有機マルテンサイト変態による高い加工硬化率に起因すると予想され、変形有機マルテンサイト変態が発生しうる最高温度（Ｍｄ温度）を原子力発電所弁の作動温度である３４３℃以上に高めれば、高温にて高い加工硬化率が保持されて優秀な耐摩耗性を示しうると判断される。このために、本発明者はＭｄ温度が４５０℃ほどと高くて変形有機マルテンサイト変態が可能であるオステナイト領域を選択してＦｅ系硬面処理合金を発明した。この場合には、高硬度の分散相が比較的少なく含まれていて硬面処理工程での困難が大きくないと予想されるために、Ｆｅ系硬面処理合金の高温耐摩耗性を向上させられる最も効果的な方法になると判断される。

図１は本発明によるＦｅ系硬面処理合金の状態を示した図面である。

具体的に、図１にＣｒとＣとを含有するＦｅ系硬面処理合金のＣｒとＣ含量による相形成挙動を示した。一般的に、ＣｒとＣの含量が変化する場合にオステナイト相が安定した領域は（ａ）と示されたシュフラ図と示しうる。すなわち、（ａ）と示されたラインの上側にオステナイト相が安定していると見られる。しかし、本発明によりＣｒとＣ添加量が直線（ｂ）と示された部分の外側、すなわち▲と示された部分側になれば、オステナイト相の形成が抑制されてフェライトが現れたのであるが、それはＣｒとＣ添加量が増加するにつれて炭化物量が増加するためであると考えられる。また、（ｂ）直線の内側にて直線（ｃ）と示された領域の内部は収縮現象がひどく発生しない領域を示している。

そして、ＣｒとＣの含量が共晶点以上に増加すれば、●で示されたように過共晶組織が形成される。過共晶組職は初晶炭化物がまず形成された後でオステナイト相と炭化物との共晶組織が形成されるために、炭化物の量が多くて粗大な微細組織を示し、冷却速度による微細組織の差が大きくて溶接性が低下する短所がある。特に、過共晶組職ではＣ含量が十分でない場合には基地相内のＣ含量が枯渇してフェライトが形成できるが、かようなフェライト相はオステナイト相に比べて加工硬化率が低いために変形有機マルテンサイト変態が発生せず、塑性変形が容易に発生して高荷重摩耗過程にて激しい摩耗が発生する。従って、優秀な溶接性と変形有機マルテンサイト変態による優秀な耐摩耗性とを兼備するためには亜共晶オステナイト系合金が適し、かような境界は直線（ｄ）の左側部分と示された領域、すなわち濃い◆で示された領域である。

結果的に、高温、高圧の環境、例えば９０〜３４３℃の高温水中にて５〜３０ｋｓｉの接触応力が加えられる環境で優秀な耐摩耗性を有する本発明のＦｅ系硬面処理合金の組成範囲を本発明者らが確認した結果、濃い◆で示された１４ｗｔ％〜３０ｗｔ％のＣｒと０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣであり、図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣと、１．５ｗｔ％以下のＳｉと、残りはＦｅより構成されることが分かった。前記１．５ｗｔ％以下のＳｉが合金元素として添加されている理由は硬面処理のための育成溶接時に溶接の広がり性を向上させるためである。前述の組成範囲のＦｅ系硬面処理合金は後述する如く本発明者らが確認した結果、キャビテーション腐蝕抵抗性も優秀であることが分かった。

さらに、本発明者らは前述のようなＦｅ系硬面処理合金にＣｅを１〜２ｗｔ％を添加した場合に優秀な耐摩耗性だけでなく、キャビテーション腐蝕抵抗性及び耐蝕性が優秀であることが分かった。すなわち、本発明者らは優秀な耐摩耗性、キャビテーション腐蝕抵抗性及び耐蝕性を有するＦｅ系硬面処理合金として、１４ｗｔ％〜３０ｗｔ％のＣｒ、０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣであって図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣと、１．５ｗｔ％以下のＳｉ、１〜２ｗｔ％のＣｅ及び残りはＦｅより構成されることが分かった。

以下では、本発明による硬面処理合金と従来の原子力発電所弁の硬面処理に使われる硬面処理合金間の耐摩耗性、キャビテーション腐蝕抵抗性及び耐蝕性を比較して説明する。

特に、本発明のＦｅ系硬面処理合金は前述の組成範囲にて一例として２０ｗｔ％のＣｒ、１．３または１．７ｗｔ％のＣ、１ｗｔ％のＳｉ、残りはＦｅより構成される合金を利用して説明する。そして、１．３ｗｔ％のＣを含有した場合は１．３Ｃと略称し、１．７ｗｔ％を含有した場合は１．７Ｃと略称する。

さらに、本発明のＦｅ系硬面処理合金の他の例として、１４ｗｔ％〜３０ｗｔ％のＣｒ、０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣとして、図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣ、１．５ｗｔ％以下のＳｉ、１〜２ｗｔ％のＣｅ及び残りはＦｅより構成される合金を利用して説明する。前記Ｃｅが１ｗｔ％添加されたＦｅ系硬面処理合金はＡＴ−ＮＣ１と略称し、Ｃｅが２ｗｔ％添加されたＦｅ系硬面処理合金はＡＴ−ＮＣ２と略称する。

図２は本発明及び従来技術による硬面処理合金の温度による摩耗損失量を示したグラフである。

具体的に、図２は硬面処理合金の摩耗特性を評価するために１００サイクルの間温度により摺動磨消を実験した結果である。ノレム合金の場合には変形有機マルテンサイトの相変態発生が始まる温度である１９０℃以上では深刻な摩耗現象であるゴーリングが発生して原子力発電所弁の硬面処理合金に使用するのは不適である。

一方、本発明の硬面処理合金である１．７Ｃの場合には、常温から４５０℃までのあらゆる領域にてステライト合金より優秀な耐摩耗性を示した。本発明の硬面処理合金である１．３Ｃの場合には、３５０℃までステライト合金と似た耐摩耗性を示した。そして、本発明の硬面処理合金であるＡＴ−ＮＣ１の場合にもほとんど常温から４００℃までのあらゆる領域にてステライト合金と似た耐摩耗性を示した。

図３は本発明及び従来技術による硬面処理合金の摩耗距離（サイクル）による摩耗損失量を示したグラフである。

具体的に、Ｘ軸は摩耗度（摩耗サイクル数）を示し、Ｙ軸は摩耗量を示す。図３に示されたように、本発明の硬面処理合金である１．７Ｃ及びＡＴ−ＮＣ１の場合、摩耗度を高めても従来のステライト合金より摩耗量が小さくて優秀な耐摩耗性を有することが分かる。

図４Ａないし図４Ｇは本発明及び従来技術による硬面処理合金の摺動時間による摩擦係数を示したグラフである。

具体的に、図４Ａ及び図４Ｂはそれぞれステライト合金及びノレム合金を４５０℃の温度と１５ｋｓｉの接触応力条件にて測定した結果である。図４Ｃ及び図４Ｄは本発明の硬面処理合金である１．７Ｃをそれぞれ３００℃及び４５０℃の温度と１５ｋｓｉの接触応力条件にて測定した結果である。図４Ｅ及び図４Ｆは本発明の硬面処理合金である１．３Ｃをそれぞれ２５０℃及び４５０℃の温度と１５ｋｓｉの接触応力条件にて測定した結果であり、図４Ｇは本発明の硬面処理合金であるＡＴ−ＮＣ１を４００℃の温度と１５ｋｓｉの接触応力条件にて測定した結果である。

一般的に、モータにより駆動される弁の場合には、摩擦係数が大きくなれば故障を誘発しうるために原子力発電所弁用の硬面処理合金は設計過程にて一定以下の摩擦係数を要求されている。図４Ｂに示されたようにノレム合金は深刻な摩耗とこれによる表面の不均一性により１．０以上の高い瞬間摩擦係数を示すだけではなく常温でも０．４以上の高い摩擦係数を示す。一方、本発明の硬面処理合金である１．７Ｃ、１．３Ｃ及びＡＴ−ＮＣ１は１．０以下の摩擦係数を示し、図４Ａのステライト合金と似た水準の優秀な摩擦係数を示した。

図５Ａないし図５Ｇは本発明及び従来技術による硬面処理合金の摩耗後の光学顕微鏡写真である。

具体的に、図５Ａないし図５Ｃはそれぞれ本発明の硬面処理合金である１．７Ｃ、ノレム合金、ステライト合金を常温（２５℃）で１，０００サイクル摩耗後の表面を光学顕微鏡で観察した結果であり、図５Ｄないし図５Ｇはそれぞれ本発明の硬面処理合金である１．７Ｃ、ノレム合金、ステライト合金及び本発明の硬面処理合金であるＡＴ−ＮＣ１を３００℃で１，０００サイクル摩耗後の表面を光学顕微鏡で観察した結果である。

図５Ａ、図５Ｄ及び図５Ｇの本発明の硬面処理合金である１．７Ｃ及びＡＴ−ＮＣ１と、図５Ｃ及び図５Ｆのステライト合金は実験条件に関係なく全て滑らかな表面を示すが、図５Ｂ及び図５Ｅのノレム合金の場合には３００℃で摩耗後にゴーリングが発生して非常に粗い表面が観察された。

次には、原子力発電所弁近くで流体の流速差により気泡が発生して消滅するが、かような気泡消滅過程で発生した圧力により弁表面が損傷を受ける。かようなキャビテーションによる腐蝕（損傷）を観察するために、常温で材料の表面に超音波を利用して５０時間気泡を形成した後で表面損傷を確認する実験を進めた。

図６は本発明及び従来技術による硬面処理合金のキャビテーション腐蝕抵抗性を示したグラフである。

具体的に、ノレム合金の場合にはステライト合金に比べて約１．６倍の損失量（キャビテーション腐蝕量）を示した。しかし、本発明のＦｅ系硬面処理合金である１．７ＣとＡＴ−ＮＣ２の場合には、ステライト合金に比べて損失量が大きく減少する現象を示した。結果的に、本発明のＦｅ系硬面処理合金はキャビテーション腐蝕抵抗性が優秀であることが分かる。

図７Ａないし図７Ｈは本発明及び従来技術による硬面処理合金を１０時間常温でキャビテーション腐蝕を進めた後で観察した光学顕微鏡写真である。

具体的に、図７Ａ及び図７Ｂは従来のステライト合金にキャビテーション腐蝕を行った結果である。図７Ａ及び図７Ｂに見られるように、材料のキャビテーション腐蝕過程で最も脆弱な部分である基地相と析出物間の境界にて亀裂が発生して落ちてしまったのが観察できる。図７Ｃ及び図７Ｄは従来のノレム合金をキャビテーション腐蝕を行った結果である。図７Ｃ及び図７Ｄで見られるように、基地相と析出物とを識別できないほどにキャビテーション腐蝕が進み、材料の損失がひどく発生したことが見られる。

図７Ｅ及び図７Ｆと図７Ｇ及び図７Ｈとはそれぞれ本発明の硬面処理合金である１．７Ｃ及びＡＴ−ＮＣ１にキャビテーション腐蝕を行った結果である。図７Ｅないし図７Ｈに見られるように、本発明の硬面処理合金はステライト合金及びノレム合金とは異なり炭化物と基地相間にて亀裂をほとんど観察できなかった。結果的に、本発明による硬面処理合金は耐摩耗特性だけでなくキャビテーション腐蝕抵抗性もステライト合金と同等か、むしろ優秀であることが分かり、同じＦｅ系ノレム合金よりもあらゆる特性が非常に秀でることが分かる。

次には、耐蝕性を評価するために７日間３００℃及び水中の圧力容器にて従来及び本発明による硬面処理合金を腐蝕させた後でその結果を＜表１＞及び図８Ａないし図８Ｄに示した。図８Ａないし図８Ｄにて、図８Ａ及び図８Ｂは本発明の硬面処理用合金ＡＴ−ＮＣ１及びＡＴ−ＮＣ２を腐蝕させた後の表面写真であり、図８Ｃ及び図８Ｄは一般的なＳＵＳ３０４合金及びＳＵＳ４０９合金を腐蝕させた後の表面写真である。

＜表１＞に示されているが、従来及び本発明による硬面処理合金の耐蝕性評価実験にて、試片が小さいために耐蝕性を評価するだけの顕著な重さ変化を観察し難かったが、図８Ｂに示された本発明による硬面処理用合金であるＡＴ−ＮＣ２はＳＵＳ３０４と対等な程度の表面腐蝕状態を示した。

図９は従来技術及び本発明による硬面処理合金の分極実験結果を示したグラフである。

具体的に、図９の分極実験条件はスキャン速度、３ｍＶ／ｓｅｃ、温度２５℃の１０％ＮａＯＨ溶液の条件にて行う。図９に示されたように、本発明のＦｅ系硬面処理用合金ＡＴ−ＮＣ２はステライト合金と同様に２次不動態被膜が形成されるが分かって優秀な耐蝕性を示すと予想された。

前述の如く、本発明のＦｅ系硬面処理合金を原子力発電所弁の硬面処理に使用する場合に、放射線場形成の源泉であるＣｏを除去することにより３５％程度の放射線量の低減効果を見られる。

本発明のＦｅ系硬面処理合金を原子力発電所弁の硬面処理に使用する場合に、原子力発電所作業者の被曝線量を減少させて作業者の安全性向上はもとより、作業者の作業時間延長による運営効率増大と維持費用節減効果が期待され、低準位放射性廃棄物の処理費用を減らして原子力発電所の安全性に対する信頼度を高められる。

本発明のＦｅ系硬面処理合金は従来の原子力発電所弁の硬面処理に使われたステライト合金と同じような耐蝕性、キャビテーション腐蝕抵抗性及び耐蝕性を有するために代替可能であり、高価格なコバルトの使用を排除することにより放射線漏れの危険も減らし価格面でも競争力を有しうる。

そして、本発明のＦｅ系硬面処理合金は原子力発電所弁の硬面処理以外にも産業現場に広く利用されているポンプのインペラ、タービンブレード、弁のように摩耗及び腐蝕により破損されて随時替えられていた部品の寿命を簡単な溶接を通じた硬面処理だけで相当期間延長させられるので、機械稼動の効率と維持費用とを大きく改善できる。

産業上の利用分野

本発明のＦｅ系硬面処理合金は原子力発電所弁の硬面処理用合金以外にも産業現場に広く利用されているポンプのインペラ、タービンブレード、弁のように摩耗及び腐蝕により破損されて随時替えられていた部品に使われうる。

本発明によるＦｅ系硬面処理合金の状態を示した図面である。本発明及び従来技術による硬面処理合金の温度による摩耗損失量を示したグラフである。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摩耗距離（サイクル）による摩耗損失量を示したグラフである。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摺動時間による摩擦係数を示したグラフである。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摺動時間による摩擦係数を示したグラフである。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摺動時間による摩擦係数を示したグラフである。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摺動時間による摩擦係数を示したグラフである。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摺動時間による摩擦係数を示したグラフである。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摺動時間による摩擦係数を示したグラフである。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摺動時間による摩擦係数を示したグラフである。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摩耗後の光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摩耗後の光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摩耗後の光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摩耗後の光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摩耗後の光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摩耗後の光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金の摩耗後の光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金のキャビテーション腐蝕抵抗性を示したグラフである。本発明及び従来技術による硬面処理合金を１０時間常温にてキャビテーション腐蝕を進めた後で観察した光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金を１０時間常温にてキャビテーション腐蝕を進めた後で観察した光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金を１０時間常温にてキャビテーション腐蝕を進めた後で観察した光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金を１０時間常温にてキャビテーション腐蝕を進めた後で観察した光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金を１０時間常温にてキャビテーション腐蝕を進めた後で観察した光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金を１０時間常温にてキャビテーション腐蝕を進めた後で観察した光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金を１０時間常温にてキャビテーション腐蝕を進めた後で観察した光学顕微鏡写真である。本発明及び従来技術による硬面処理合金を１０時間常温にてキャビテーション腐蝕を進めた後で観察した光学顕微鏡写真である。本発明の硬面処理用合金と一般的な合金とを腐蝕させた後の表面写真である。本発明の硬面処理用合金と一般的な合金とを腐蝕させた後の表面写真である。本発明の硬面処理用合金と一般的な合金とを腐蝕させた後の表面写真である。本発明の硬面処理用合金と一般的な合金とを腐蝕させた後の表面写真である。従来技術及び本発明による硬面処理合金の分極実験結果を示したグラフである。

Claims

１４ｗｔ％〜３０ｗｔ％のＣｒ、０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣとして、図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣと、１．５ｗｔ％以下のＳｉと、残りはＦｅより構成される硬面処理合金。
前記Ｃｒ２０ｗｔ％、Ｃ１．７ｗｔ％またはＣ１．３ｗｔ％、Ｓｉ１ｗｔ％及び残りはＦｅより構成される請求項１に記載の硬面処理合金。
１４ｗｔ％〜３０ｗｔ％のＣｒ、０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣとして、図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣと、１．５ｗｔ％以下のＳｉと、残りはＦｅより構成される原子力発電所弁用硬面処理合金。
前記Ｃｒ２０ｗｔ％、Ｃ１．７ｗｔ％またはＣ１．３ｗｔ％、Ｓｉ１ｗｔ％及び残りはＦｅより構成される請求項３に記載の原子力発電所弁用硬面処理合金。
１４ｗｔ％〜３０ｗｔ％のＣｒ、０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣとして、図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣ、１．５ｗｔ％以下のＳｉ、１〜２ｗｔ％のＣｅ及び残りはＦｅより構成される硬面処理合金。
前記Ｃｒ２０ｗｔ％、Ｃ１．７ｗｔ％またはＣ１．３ｗｔ％、Ｓｉ１ｗｔ％、Ｃｅ１〜２ｗｔ％及び残りはＦｅより構成される請求項５に記載の硬面処理合金。
１４ｗｔ％〜３０ｗｔ％のＣｒ、０．４ｗｔ％〜２．８ｗｔ％のＣとして、図１の点Ｉ〜ＶＩ〜Ｉで示される範囲内のＣｒ及びＣ、１．５ｗｔ％以下のＳｉ、１〜２ｗｔ％のＣｅ及び残りはＦｅより構成される原子力発電所弁用硬面処理合金。
前記Ｃｒ２０ｗｔ％、Ｃ１．７ｗｔ％またはＣ１．３ｗｔ％、Ｓｉ１ｗｔ％、Ｃｅ１〜２ｗｔ％及び残りはＦｅより構成される請求項７に記載の原子力発電所弁用硬面処理合金。