JP5268942B2 - 主に原子炉核燃料集合体用及び原子炉用のニッケルベースの合金の環境助長割れに対する感受性を低減するための処理方法、及び、該処理された合金製の製品 - Google Patents
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Description
軽水原子炉用の核燃料集合体は、ニッケルベースの合金(718合金は好適な例である)製のそれらの構造部材のいくつかも有することができる。これは、特に、該合金のストリップから通常加工されたグリッドばね、及び、板ばね用のフラット半製品若しくはコイルばね用のワイヤーのいずれかで作られたホールドダウンばねに適用され、棒状体から作られた留め具要素にも適用される。
典型的に、そのような合金の特定例である718合金の組成は、以下の通りである:
C≦0.08%;Mn≦0.35%;Si≦0.35%;P≦0.015%;S≦0.015%;Ni=50%-55%;Cr=17%-21%;Co≦1%;Al=0.2%-0.8%;Mo=2.8%-3.3%;Ti=0.65%-1.15%;B≦0.006%;Cu≦0.3%;Nb+Ta=4.75%-5.5%;残りがFe及び製造工程による不可避の不純物。それは、百万分(ppm)の数百のMgも含みうる。
これまでに、用いられた解決策は、優れた産業的実施、又は、暫定措置を伴う上記全てを有する。
それ故に、機械的に(ショットブラスト、マイクロビーズ、サンドブラスト...)又は、化学的に(電解研磨)、構造要素の表面状態を変更することが提案されてきた。例えば、文献JP-A-2000,053,492は、該層を酸化し、そして、電解研磨して、Niベースの超合金の単結晶鋳込材料の最外表面層を除去することを教示している。その後、再結晶化温度と同じか高い温度で熱処理が行われる。それは、環境助長割れに対する感受性を生じさせる材料中の残留表面応力を減らす。該表面は、次にセラミック層で被覆される。文献は、その方法をガスタービン翼に適用することを教示しているが、残留応力を減らすための材料の表面状態の変更は、600及び690合金製の蒸気発生器の管でもなされる。
その他の解決策は、構造要素に高温(1100℃)で全体又は部分熱処理を行い、材料の微細構造を変えることにある。部分処理は、従って、600合金蒸気発生器のベンドで行われる。718合金におけるδ相の残り全てを減らす方法も試みられている(文献US-A-5,047,093参照)。
最後に、作用は、材料それ自体にではなく、構造の設計について働き、それが受ける応力レベルを減らそうとしている。そのようなやり方は、結果的には同様に開発時には高価で、しばしば失敗する。
一般に、優れたプラクティスのそれらの規範は、固有の性質に近づけるよう材料の特性を耐久的にかつ断定的に改良するよりも、寧ろ、それが受ける応力に抵抗する構造の能力を最適化する傾向がある。
環境助長割れに対する感受性を低減する処理が、1010℃-1160℃の範囲の温度で行われてもよい。
環境助長割れに対する感受性を低減する処理が、続いてその金属組織を変更する処理をなされる半製品に行われてもよい。
該処理が、アニーリング処理、再結晶処理、固溶化熱処理、又は、焼き入れ処理であってもよく、エージングとも呼ばれてもよい。
環境助長割れに対する感受性を低減する処理が、続いてその金属組織を変更するための処理をなされない製品に行われてもよい。
感受性を低減する処理が、合金より酸素に対して高い親和性を示す化合物の存在下で行われてもよい。
前記化合物は、Al、Zr、Ti、Hfのような金属、又は、それらの金属の少なくとも1つを含む合金、又は、Mg、Caのような元素若しくは元素の化合物であってもよい。
少なくとも環境助長割れに対する感受性を低減する処理の間、Niベースの合金が、Niベースの合金より酸素に対して高い親和性を示す前記金属、合金又は化合物のシートで覆われてもよい。
少なくとも環境助長割れに対する感受性を低減する処理の間、Niベースの合金が、Niベースの合金より酸素に対して高い親和性を示す前記金属、合金又は化合物で製造された1以上の壁を有する箱の中に置かれてもよい。
少なくとも環境助長割れに対する感受性を低減する処理の間、Niベースの合金が、Niベースの合金より酸素に対して高い親和性を示す前記金属、合金又は化合物の粉末中に置かれてもよい。
該合金が、質量割合で、C≦0.08%;Mn≦0.35%;Si≦0.35%;P≦0.015%;S≦0.015%;Ni=50%-55%;Cr=17%-21%;Co≦1%;Al=0.2%-0.8%;Mo=2.8%-3.3%;Ti=0.65%-1.15%;B≦0.006%;Cu≦0.3%;Nb+Ta=4.75%-5.5%で;残りがFe及び製造工程による不可避の不純物である組成を有してもよい。
本発明は、ニッケルベースの合金製の製品であって、前記合金が上記の種類の環境助長割れに対する感受性を低減する熱処理をなされた製品も提供する。
製品が、原子炉核燃料集合体の構造要素であってもよい。
製品が、グリッドばね、ホールドダウン組立部品、又は、ねじであってもよい。
そして、製品が、質量割合で、C≦0.08%;Mn≦0.35%;Si≦0.35%;P≦0.015%;S≦0.015%;Ni=50%-55%;Cr=17%-21%;Co≦1%;Al=0.2%-0.8%;Mo=2.8%-3.3%;Ti=0.65%-1.15%;B≦0.006%;Cu≦0.3%;Nb+Ta=4.75%-5.5%で;残りがFe及び製造工程による不可避の不純物である組成を有するニッケルベースの合金でできていてもよい。
製品が、管、クラスターガイドピン、ばね、熱交換器、ねじ、ボルト、又は、ニッケルベースの合金で作られ、かつ、熱輸送流体と接触するその他の部材であってもよい。
製品が、成形法、機械加工法、又は、切断方式によって部品を作るための半製品であってもよい。
そして、製品が、シート、ストリップ、ワイヤー、棒状体、又は、ブランクを構成してもよい。
この感受性を低減する処理は、予期される機械的特性を得るために当業者によって従来適用されてきた熱処理のいずれかの代替ではないが、それを付加的に用いることはできる。
718合金のストリップから得た試験片を、980℃で定温にて100時間(h)、Ar-H2(5%)混合ガス中で維持することを含む処理を行った後、得られた材料が環境助長割れによる脆弱な粒界破壊に対する十分に減少した感受性を示し、その感受性ですら、試験片の最外表面を研磨した後になくなることが分かった。
水媒体、例えば軽水媒体の冷媒中での環境助長割れによるNiベースの合金中の割れを説明するために最も起こりうるメカニズムを、以下に示す。冷媒を構成する水の電離から生じる酸素原子の粒間拡散に基づく。様々なメカニズムは、次に、機械的強度を低下する結晶粒境界で、特に以下のようなことが生じうる:
・炭素を酸化することによるCO及びCO2の生成;
・Cr2O3のような1以上の脆化酸化物の生成;
・酸素による結晶粒境界の固有の脆化;及び
・硫黄を含む析出物(製造工程による不純物として得られた析出物)と反応する酸素による硫黄の放出、同様に起こる高い脆化。
先の研究(文献"Oxidation resistance and critical sulfur content of single-crystal superalloys" by J.L. Smialek, International Gas Turbine and Aeroengine Congress & Exhibition, Birmingham, 10-13 June 1996)は、長時間(8時間-100時間)、高温(1200℃-1300℃)に水素-含有雰囲気中で曝されることが、H2Sの蒸着による単結晶ニッケルベースの合金の表面から硫黄を取り除く役割を果たすことを記載している。このことは、材料剥離の問題を減らすことを意味する。それにも関わらず、この方法は、単結晶ではないニッケルベースの超合金のようなものにも適用できる。こうした状況では高温が、粒成長と必ずしも所望ではない結晶構造への変更とをもたらす。
・980℃で100時間の処理;この処理は粒成長を制限する働きがあるが、環境助長割れを避けることが好ましい場合には、通常望ましくないものと見なされる析出したδ相をもたらす;
・1時間、1080℃でおくことでδ相を溶液に戻し、その結果、粒の成長が起こり;そして、
・720℃で8時間、又は、620℃で8時間硬化(エージング)する。
この処理の後、加熱炉はH2Sの匂いを発した。それにも関わらず、光-放電質量分析による細かい分析では、硫黄の量があまり低下を示さなかったが、炭素、窒素及び全ての上記酸素の量においてかなりの減少を示した。
上記試験片と同一の試験片のそれぞれの表面を15μmより多く研磨し、全体的に感受性を低減していない表面領域を除くことによって、全体的に延性がある破砕表面及び粒内を得ることができた。
研磨は、任意の操作である。感受性を低減する工程を挿入することで、熱処理の持続時間を減らすことができる。
これに対して、上記条件下で処理した試験片は、処理雰囲気中にH2が無いことを除けば、研磨され、粒界破壊表面を生じ続ける。
処理の利点は、熱処理の間で雰囲気中の高い還元性質から、高い確率で生じ:
・脱気した合金中において、存在する酸素、炭素、及び窒素を特に結晶粒境界からもたらし;そして、
・サンプルの表面が酸化することを防ぐ。
この結晶粒境界での脆性の排除は、環境助長割れに対する材料の感受性の低減にとって有利なものである。
サンプルは、環境助長割れ(炉で用いた場合に観察される割れ)に対する高い感受性を有することが知られている厚み0.27mmを有するシートとした。
感受性を低減する熱処理の温度は990℃±10℃とし、オーステナイト系の粒成長を避け、δ相析出を制限した。
処理雰囲気は、Ar-H2(5%)だった。
サンプルを、以下の組成を有するFeCrAlY合金のシートでラップした:Al=5%;C=0.02%;Cr=22%;Mn=0.2%;Si=0.3%;Y=0.1%;Zr=0.01%;及びFe=残り。
感受性を低減する処理の持続時間は100時間以下とした。
・空気中で650℃にて、10-3s-1のオーダーの速度で牽引力試験を行い、破砕様式に関する結果は、ガス状又は融解塩、又は液体金属媒体中にて、高温条件下で得られたそれらの見本として考えられる;
・350℃でPWR主要媒体(25℃でpH6.4と同等に準備された脱酸素純水)中でリチン(lithine)の形態で添加される2ppmのリチウム、及びホウ酸の形態で添加される1200ppmのホウ素、及び30(ppb(十億分の一))未満のF-、Cl-、及びSO4 2-の量で0.5バールで設定された水素分圧で、環境助長割れを最も感受する領域である脚を支持するグリッドの形状を可能な限り近づけて擬似したV型試験片を用いて行われる、ゆっくりとした牽引力試験(約1.7×10-8s-1の速さ);及び
・感受性を低減した後の、グリッドばねでのゆっくりとした圧縮試験。
718合金の試験片は、2×0.27mm2又は3×0.27mm2の断面を有し、以下の組成を有する:C=0.016%;Ni=53.7%;B=0.0009%;Mn=0.11%;Mg=0.0087%;Mo=2.88%;Fe=18.03%;Si=0.12%;Al=0.54%;Co=0.04%;P=0.005%;Cu=0.03%;S=0.00034%;Ti=1.04%;Cr=18.1%;及びNb+Ta=5.15%。
処理後、破砕表面は、それらが粒間(IG)、粒内(TG)、又は双方(IG+TG)にあることを決定するために試験される。
結果は表1に要約する。
試験片1及び2は、感受性を低減する処理がなされず、脆弱な粒間及び延性のある粒内特性の双方を有する破砕表面を示した。
該処理を受けた試験片3から23は、以下のどちらかを示した:
・脆弱な粒間及び延性のある粒内特性の双方を示す破砕表面:
・あるいは、純粋に延性のある粒内特性を示す破砕表面。
感受性を低減させる処理が長い場合に、破砕表面の延性のある粒内性質は、更に際立っていた。36時間から、いくらか純粋な粒内破砕表面が見られ、処理時間が39時間を超えると、破砕表面は常に純粋に粒内にあった。従って、36時間から39時間の範囲にある処理持続時間は、サンプルの全感受性を低減する限界点にあり、そして、こうした状況では、部分的な又は全体的な感受性の低減を得ることは、温度のような処理条件の変動性に依存する。
980℃にて少なくとも40時間での感受性を低減する処理は、従って、空気中において650℃にて環境助長割れに対するその材料の全感受性を低減することを常に得るために、シートに対して十分に効果がある。
718合金を850℃-1010℃で処理した場合に、δ相が、温度及び処理時間に依存した量で析出される。加熱速度は、特に950℃超過で高温の場合にはδ相存在の量にも重要な影響を有する。加熱がゆっくりした速度の場合、δ相は、加熱の間に形成されうる。従って、保持温度に依存し、温度が低い場合にはδ相の体積率は増加する傾向にあり、温度が許容される範囲の上部にある場合には、該体積率は減少して、続いて安定する傾向にある。
約1010℃超過(合金の正確な組成の作用として少ない程度で変化しうるδ相のソルバス温度)の場合、粒成長はかなり増強され、微細構造が減り、本発明の好適な応用にあまり適合しない。
対照的に、980℃から1000℃の範囲では、十分な保持時間及び全ての可能な718合金の組成で、δ相の小さな粒間粒子を取り除くことができ、そして、非溶性析出物を球状化しうる。
合金の感受性低減に必要な条件は、熱処理雰囲気が酸化性ではないことであり、該雰囲気が材料の表面の通常自然に存在する酸化層を減少するように働くことがよりよい。純水素の雰囲気を利用しない場合、存在する酸素を捕捉し、処理される製品より高い親和性を有する化合物が存在する中で、感受性を低減する処理を行うことが、最も好適である。
前記合金の粉末で製品の表面を覆うことが可能であるが、特に長期の処理の間、製品の表面を、粉末が焼結し汚染する恐れがあり、結果、製品を回復することが困難となる。それにも関わらず、その方法は、本発明の開発の状況において良好に試験された。
それ故に、効果が見られ、かつ、用いる粉末の混入の恐れを回避する2つの他の技術を用いることが好ましい。
第一の技術は、酸素トラップとして働く金属又は合金の組成を有するシートで製品を覆うことにある。
第二の技術は、前記金属又は合金で作られた1以上の壁を有する箱の中に製品をおくことにある。
好適だが、該合金の限定されない実施例として、上記感受性を低減する試験の間に用いられるFeCrAlY合金が記載される。この材料は、自動車産業における触媒コンバーターの成分として用いられ、または、工作機械用の、若しくは、電気抵抗器用の部品の成分として用いられ、共通して市場で購入でき、非常に有効であることがわかる。
先に環境助長割れに対する感受性の低減がないエージング処理のみをなされるばねにおいて、複数の初期割れが粒界破壊表面を有するばねの4つの脚のうち3つに確認された。
粒界破壊における初期割れが、ただ1つの脚で確認され、処理がない場合より、数が少なかった場合、エージングの前に30時間で990℃にてAr-H2 5%雰囲気中で感受性を低減する処理を行うことで改良をもたらした。しかしながら、環境助長割れに対する感受性の低減は、そのとき完全ではなかった。
対照的に、42時間、990℃の持続時間での感受性を低減する処理をなされるばねは、初期粒界割れが存在しなかった。それらは、従って、完全に環境助長割れに対して感受性を完全に低減し、試験片で得られた上述の実験結果を立証した。
その他の試験は、上述した試験片と非常に似た組成の718合金の試験片で行われたが、試験の結果から、恐らく様々な多くのストリップ中に含まれる格子間原子(C、N及びO)の量が異なることから、感受性の低減の前において、前記718合金の試験片よりも、上述した試験片が環境助長割れに対する感受性が低いことを明らかにした。
このような状況において、本発明における以下の処理条件は、一般に、ニッケルベースの合金の環境助長割れに対する感受性の低減に対して提案され、以下の組成を有する:C≦0.10%;Mn≦0.5%;Si≦0.5%;P≦0.015%;S≦0.015%;Ni≧40%;Cr=12%-40%;Co≦10%;Al≦5%;Mo=0.1%-15%;Ti≦5%;B≦0.01%;Cu≦5%;W=0.1%-15%;Nb=0-10%;Ta≦10%;残りがFe及び製造工程における不可避の不純物であり、718合金は、好適だが、限定されないそれらの例を構成し、熱処理は、以下の通りである。
雰囲気は、純水素、又は少なくとも100ppmの水素を混合したアルゴンのような不活性ガスによって構成され、処理のための製品の環境下で、好ましくは前記Niベースの合金より酸素に対して高い親和性を有する化合物の存在によって酸素の不在が、保証される。
少なくとも環境助長割れに対する感受性を低減する処理の間、Niベースの合金が、該Niベースの合金より酸素、炭素、及び、窒素に対して高い親和性を示す該化合物のシートで覆われてもよい。
少なくとも、環境助長割れに対する感受性を低減する処理の間、該Niベースの合金が、Niベースの合金より酸素に対して高い親和性を示す該化合物で作られた1以上の壁を有する箱の中に置かれてもよい。
少なくとも、環境助長割れに対する感受性を低減する処理の間、該Niベースの合金が、Niベースの合金より酸素に対して高い親和性を示す該化合物の粉末中に埋めてもよい。
感受性を低減する熱処理の温度は、950℃から1160℃の範囲にありうる。一般的に、以下の二つの範囲のひとつが選択される:950℃-1010℃、又は、1010℃-1160℃。
感受性を低減する熱処理の持続時間は、実験から推定される実験式を用いて決定することができる。例えば、厚み0.3mmであり、980℃-1000℃で処理されるシートの場合には、以下の式は、全感受性を低減された製品を得るために必要な処理の最小限の持続時間を決定するのに用いることができる:
・t(時間)=3.4×(B%) (初期脆弱度Fが0から10%の範囲にある場合);及び
・t(時間)=0.2×(B%) (初期脆弱度Bが10%から50%の範囲にある場合)。
本明細書において、部材の稼動条件の媒体見本で行われた試験の間、材料の脆弱度Bは、破砕表面の周囲の全長で割られた結晶粒境界破砕領域の全長の割合として定義される。
より高温の処理は、感受性の低減による好ましくない影響を受けた場合に、半製品の段階で好適に行われ、製造工程における続く処理が、材料の微細構造を再生する働きをする。
より低温の処理は、好適には、完成製品の段階で行われ、従って、最終工程を構成し、そのとき粒径が感受性の低減する処理によって大抵あまり影響を受けない。
それにも関わらず、この選択は制限されない:高温処理を、例えばクラスターガイドピンに適応するように、微細構造の強制要求がない場合に、最終製品で行うことができる。同様に、低温処理を、半製品で行うことができ、そのとき高温で行われる場合より長い(別の事項を同程度で保つ)処理が、全感受性の低減を得るために、必要である。
それにも関わらず、熱処理の持続時間を減らすことは、特に半製品の段階で行われる場合に、好ましいことがある。得られた半製品は、金属と処理雰囲気との間の接触面で安定化元素の凝縮をもたらすエッジ効果によって、処理の終わりに、その表面での環境助長割れに対するわずかな感受性が依然としてある。このような環境で、全感受性を低減した製品を得るために、熱処理は、全感受性を低減していない表面層を除去する操作によって終了する。
表面層は、機械加工及び/又は化学的、電気化学的、又は機械的研磨で除去されうる。
本方法において製造される製品は、原子炉用の燃料集合体の構造要素になり得る。
該製品は、その際、グリッドばね、ホールドダウン組立部品、又はねじであり得る。
該製品は、原子炉冷却回路の要素であり得る。
該製品は、その際、管、クラスターガイドピン、ばね、熱交換器、ねじ、ボルト、又は、ニッケルベースの合金で作られ、かつ、熱輸送流体と接触するその他の部材であり得る。
半製品は、シート、ストリップ、ワイヤー、棒状体、又は、実質的なブランクであり、例えば、鍛造、スタンピング、鋳造によって、又は焼結によっても得られ、製品は、様々な従来の成形法、機械加工法、又は、切断方式で半製品から作られる。
この方法で処理される718合金は、特に原子炉燃料集合体用のグリッドばね、及び、ホールドダウン組立部品ばね部材の製造において、好適な応用を見出され、しかしながら、それは、その機械的特性と相性がよく、そして、環境助長割れの発達に好適な環境に稼動中曝される方法において用いられる他の製品を作るために用いることもできる。
Claims (22)
- ニッケルベースの合金の環境助長割れに対する感受性を低減する熱処理方法であって、 合金が、質量割合で、C≦0.10%;Mn≦0.5%;Si≦0.5%;P≦0.015%;S≦0.015%;Ni≧40%;Cr=12%-40%;Co≦10%;Al≦5%;Mo=0.1%-15%;Ti≦5%;B≦0.01%;Cu≦5%;W=0.1%-15%;Nb=0-10%;Ta≦10%で;残りがFe及び製造工程による不可避の不純物である組成を有し、
合金を純水素雰囲気中、又は、不活性ガスと混合した少なくとも100ppmの水素を含む雰囲気中で、950℃-1160℃で保持することを特徴とする熱処理方法。 - 環境助長割れに対する感受性を低減する処理が、950℃-1010℃の範囲の温度で行われる請求項1に記載の方法。
- 環境助長割れに対する感受性を低減する処理が、1010℃-1160℃の範囲の温度で行われる請求項1に記載の方法。
- 環境助長割れに対する感受性を低減する処理が、続いてその金属組織を変更する処理をなされる半製品に行われる請求項1〜3のいずれかに記載の方法。
- 前記金属組織を変更する処理が、アニーリング処理、再結晶処理、固溶化熱処理、又は、焼き入れ処理であり、非酸化雰囲気で行われる請求項4に記載の方法。
- 環境助長割れに対する感受性を低減する処理が、続いてその金属組織を変更するための処理をなされない製品に行われる請求項1〜3のいずれかに記載の方法。
- 環境助長割れに対する感受性の低減及びその後に行われてもよい金属組織を変更するための処理の後、合金が機械加工、及び/又は、研磨される請求項1〜6のいずれかに記載の方法。
- 感受性を低減する処理が、合金より酸素に対して高い親和性を示す化合物の存在下で行われる請求項1〜7のいずれかに記載の方法。
- 前記化合物は、Al、Zr、Ti、Hfのような金属、又は、それらの金属の少なくとも1つを含む合金、又は、Mg、Caのような元素若しくは元素の化合物である請求項8に記載の方法。
- 少なくとも環境助長割れに対する感受性を低減する処理の間、Niベースの合金が、Niベースの合金より酸素に対して高い親和性を示す前記金属、合金又は化合物のシートで覆われる請求項9に記載の方法。
- 少なくとも環境助長割れに対する感受性を低減する処理の間、Niベースの合金が、Niベースの合金より酸素に対して高い親和性を示す前記金属、合金又は化合物で作られた1以上の壁を有する箱の中に置かれる請求項9に記載の方法。
- 少なくとも環境助長割れに対する感受性を低減する処理の間、Niベースの合金が、Niベースの合金より酸素に対して高い親和性を示す前記金属、合金又は化合物の粉末中に置かれる請求項9に記載の方法。
- 該合金が、質量割合で、C≦0.08%;Mn≦0.35%;Si≦0.35%;P≦0.015%;S≦0.015%;Ni=50%-55%;Cr=17%-21%;Co≦1%;Al=0.2%-0.8%;Mo=2.8%-3.3%;Ti=0.65%-1.15%;B≦0.006%;Cu≦0.3%;Nb+Ta=4.75%-5.5%で;残りがFe及び製造工程による不可避の不純物である組成を有する請求項1〜12のいずれかに記載の方法。
- 質量割合で、C≦0.10%;Mn≦0.5%;Si≦0.5%;P≦0.015%;S≦0.015%;Ni≧40%;Cr=12%-40%;Co≦10%;Al≦5%;Mo=0.1%-15%;Ti≦5%;B≦0.01%;Cu≦5%;W=0.1%-15%;Nb=0-10%;Ta≦10%で;残りがFe及び製造工程による不可避の不純物である組成を有するニッケルベースの合金でできた製品の加工方法であって、
請求項1〜12のいずれかに記載の合金の環境助長割れに対する感受性を低減する熱処理を含む方法。 - ニッケルベースの合金製の製品であって、
前記合金が請求項1〜13のいずれかに記載の環境助長割れに対する感受性を低減する熱処理をなされた製品。 - 原子炉核燃料集合体の構造要素である請求項15に記載の製品。
- グリッドばね、ホールドダウン組立部品、又は、ねじである請求項16に記載の製品。
- 質量割合で、C≦0.08%;Mn≦0.35%;Si≦0.35%;P≦0.015%;S≦0.015%;Ni=50%-55%;Cr=17%-21%;Co≦1%;Al=0.2%-0.8%;Mo=2.8%-3.3%;Ti=0.65%-1.15%;B≦0.006%;Cu≦0.3%;Nb+Ta=4.75%-5.5%で;残りがFe及び製造工程による不可避の不純物である組成を有するニッケルベースの合金でできている請求項15〜17のいずれかに記載の製品。
- 原子炉の冷却回路の要素である請求項15に記載の製品。
- 管、クラスターガイドピン、ばね、熱交換器、ねじ、ボルト、又は、ニッケルベースの合金で作られ、かつ、熱輸送流体と接触するその他の部材である請求項19に記載の製品。
- 成形法、機械加工法、又は、切断方式によって部品を作るための半製品である請求項15に記載の製品。
- シート、ストリップ、ワイヤー、棒状体、又は、ブランクを構成する請求項21に記載の製品。
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FR2941962B1 (fr) * | 2009-02-06 | 2013-05-31 | Aubert & Duval Sa | Procede de fabrication d'une piece en superalliage a base de nickel, et piece ainsi obtenue. |
US20120051963A1 (en) * | 2010-08-30 | 2012-03-01 | General Electric Company | Nickel-iron-base alloy and process of forming a nickel-iron-base alloy |
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DE102011106222A1 (de) * | 2011-06-07 | 2012-12-13 | Rwe Power Ag | Dampferzeugerbauteil sowie Verfahren zur Herstellung eines Dampferzeugerbauteil |
CN103635973B (zh) * | 2011-06-29 | 2016-03-30 | 新日铁住金株式会社 | 原子能发电厂用蒸气发生器传热管的制造方法及蒸气发生器传热管 |
DE102011054718B4 (de) * | 2011-10-21 | 2014-02-13 | Hitachi Power Europe Gmbh | Verfahren zur Erzeugung einer Spannungsverminderung in errichteten Rohrwänden eines Dampferzeugers |
US20130126056A1 (en) * | 2011-11-18 | 2013-05-23 | General Electric Company | Cast nickel-iron-base alloy component and process of forming a cast nickel-iron-base alloy component |
US20130287580A1 (en) * | 2012-04-27 | 2013-10-31 | General Electric Company | Stress corrosion cracking resistance in superalloys |
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US20140035211A1 (en) * | 2012-08-01 | 2014-02-06 | Baker Hughes Incorporated | Corrosion-resistant resilient member |
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CN103290297B (zh) * | 2013-06-06 | 2015-07-15 | 陕西钛普稀有金属材料有限公司 | 一种含锆钼镁合金及其制备工艺 |
CN103866174B (zh) * | 2013-06-06 | 2016-01-27 | 陕西钛普稀有金属材料有限公司 | 一种高强度镍钼镁三元合金及其制备工艺 |
CN103290298B (zh) * | 2013-06-06 | 2016-02-10 | 陕西钛普稀有金属材料有限公司 | 一种钽铌钼镍镁合金及其制备工艺 |
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DE102014001329B4 (de) | 2014-02-04 | 2016-04-28 | VDM Metals GmbH | Verwendung einer aushärtenden Nickel-Chrom-Titan-Aluminium-Legierung mit guter Verschleißbeständigkeit, Kriechfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Verarbeitbarkeit |
US9815147B2 (en) * | 2014-04-04 | 2017-11-14 | Special Metals Corporation | High strength Ni—Cr—Mo—W—Nb—Ti welding product and method of welding and weld deposit using the same |
US9683279B2 (en) | 2014-05-15 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
US9605565B2 (en) | 2014-06-18 | 2017-03-28 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost Fe—Ni—Cr alloys for high temperature valve applications |
CN106498236B (zh) * | 2016-10-26 | 2017-11-10 | 济宁市北辰金属材料有限公司 | 一种玻璃纤维生产用合金坩埚及其制备方法 |
CN106756246B (zh) * | 2016-10-31 | 2019-04-19 | 重庆材料研究院有限公司 | 一种核场废液处理用耐腐蚀合金材料及其制备方法 |
EP3636785B1 (en) * | 2017-06-08 | 2021-10-13 | Nippon Steel Corporation | Nuclear-grade ni-base alloy pipe |
CN107322003B (zh) * | 2017-06-29 | 2019-07-09 | 厦门朋鹭金属工业有限公司 | 一种制备低杂质含量钨粉的工业方法 |
TWI657147B (zh) * | 2017-12-20 | 2019-04-21 | 國家中山科學研究院 | 一種高應力鎳基合金 |
CN108441707B (zh) * | 2018-03-30 | 2020-06-23 | 四川六合特种金属材料股份有限公司 | 一种高强度含钨系镍基高温合金材料及其制备方法和应用 |
CN110273085B (zh) * | 2019-04-15 | 2022-01-07 | 上海大学 | 反应堆乏燃料贮运用富钆镍基合金材料及其制备方法 |
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CN110396624B (zh) * | 2019-08-13 | 2021-04-09 | 上海大学 | 核屏蔽用富硼镍钨基合金材料及其制备方法 |
CN110643858B (zh) * | 2019-11-08 | 2020-10-30 | 中国科学院上海应用物理研究所 | 镍基高温合金抗碲腐蚀性能提升方法及镍基高温合金 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3368883A (en) * | 1965-07-29 | 1968-02-13 | Du Pont | Dispersion-modified cobalt and/or nickel alloy containing anisodiametric grains |
CN1007910B (zh) * | 1987-05-19 | 1990-05-09 | 机械工业委员会哈尔滨焊接研究所 | 新型代钴镍基耐磨堆焊合金 |
US5047093A (en) * | 1989-06-09 | 1991-09-10 | The Babcock & Wilcox Company | Heat treatment of Alloy 718 for improved stress corrosion cracking resistance |
US5164270A (en) | 1990-03-01 | 1992-11-17 | The United States Of America As Represented By The Department Of Energy | Iron-based alloys with corrosion resistance to oxygen-sulfur mixed gases |
US5184270A (en) * | 1990-06-13 | 1993-02-02 | Abb Power T&D Company, Inc. | Internal arc gap for secondary side surge protection and dissipation of a generated arc |
US5346563A (en) * | 1991-11-25 | 1994-09-13 | United Technologies Corporation | Method for removing sulfur from superalloy articles to improve their oxidation resistance |
US5244515A (en) * | 1992-03-03 | 1993-09-14 | The Babcock & Wilcox Company | Heat treatment of Alloy 718 for improved stress corrosion cracking resistance |
JP3094778B2 (ja) * | 1994-03-18 | 2000-10-03 | 株式会社日立製作所 | 軽水炉用燃料集合体とそれに用いられる部品及び合金並びに製造法 |
US5922148A (en) * | 1997-02-25 | 1999-07-13 | Howmet Research Corporation | Ultra low sulfur superalloy castings and method of making |
US6332937B1 (en) * | 1997-09-25 | 2001-12-25 | Societe Nationale d'Etude et de Construction de Moteurs d'Aviation “SNECMA” | Method of improving oxidation and corrosion resistance of a superalloy article, and a superalloy article obtained by the method |
JP2000053492A (ja) | 1998-08-07 | 2000-02-22 | Hitachi Ltd | 単結晶物品とその製造方法及び用途 |
JP2001107196A (ja) * | 1999-10-07 | 2001-04-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐溶接割れ性と耐硫酸腐食性に優れたオーステナイト鋼溶接継手およびその溶接材料 |
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AU2005258507C1 (en) * | 2004-06-30 | 2008-10-30 | Nippon Steel Corporation | Ni base alloy material tube and method for production thereof |
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