JP5459633B1 - オーステナイト合金管 - Google Patents
オーステナイト合金管 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5459633B1 JP5459633B1 JP2013533022A JP2013533022A JP5459633B1 JP 5459633 B1 JP5459633 B1 JP 5459633B1 JP 2013533022 A JP2013533022 A JP 2013533022A JP 2013533022 A JP2013533022 A JP 2013533022A JP 5459633 B1 JP5459633 B1 JP 5459633B1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- alloy
- corrosion resistance
- austenitic alloy
- content
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Classifications
-
- G—PHYSICS
- G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
- G21C—NUCLEAR REACTORS
- G21C15/00—Cooling arrangements within the pressure vessel containing the core; Selection of specific coolants
- G21C15/02—Arrangements or disposition of passages in which heat is transferred to the coolant; Coolant flow control devices
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
- C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/058—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium without Mo and W
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/02—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working in inert or controlled atmosphere or vacuum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
-
- G—PHYSICS
- G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
- G21D—NUCLEAR POWER PLANT
- G21D1/00—Details of nuclear power plant
- G21D1/006—Details of nuclear power plant primary side of steam generators
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
- Y02E30/30—Nuclear fission reactors
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- High Energy & Nuclear Physics (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
このオーステナイト合金管は、冷間加工および焼きなまし熱処理が施されたオーステナイト合金管であって、質量%で、C:0.01〜0.15%、Cr:10.0〜40.0%、Ni:8.0〜80.0%、を含有し、下式(i)〜(iii)を満足する金属組織を有する。
R≦f1・・・(i)
R=I220/I111・・・(ii)
f1=0.28×(F111 8.0/(F111 8.0+0.358.0))・・・(iii)
ただし、上記式中のRは、視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}の積分強度に対する{220}の積分強度の比であり、I220は前記{220}の積分強度であり、I111は前記{111}の積分強度であり、F111は前記視斜角入射X線回折法によって得られる前記表層の{111}の回折ピークの半値幅である。
R≦f1・・・(i)
R=I220/I111・・・(ii)
f1=0.28×(F111 8.0/(F111 8.0+0.358.0))・・・(iii)
ただし、上記式中のRは、視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}の積分強度に対する{220}の積分強度の比であり、I220は前記{220}の積分強度であり、I111は前記{111}の積分強度であり、F111は前記視斜角入射X線回折法によって得られる前記表層の{111}の回折ピークの半値幅である。
Description
本発明は、オーステナイト合金管に係り、特に、原子力プラント等の高温水環境における耐全面腐食性に優れたオーステナイト合金管に関する。
本願は、2012年6月20日に、日本に出願された特願2012−138658号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、2012年6月20日に、日本に出願された特願2012−138658号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
原子力プラントに用いられる蒸気発生器用伝熱管(以下、単に「SG管」ともいう。)には、600合金、690合金等のクロム含有オーステナイト合金が使用されている。これら合金は、高温水環境において優れた耐食性を有しているからである。
これらの部材は、数年から数10年の間、原子炉の炉水環境である300℃前後の高温水の環境(高温水環境)で用いられることになる。原子力プラント用SG管として一般に用いられるクロム含有オーステナイト合金は、Niを多く含み耐食性に優れており腐食速度は遅いものの、長期間の使用により微量のNi等の金属成分が母材から溶出する。
SG管から溶出したNiは、炉水が循環する過程で、炉心部に運ばれ燃料の近傍で中性子の照射を受ける。Niは、中性子照射を受けると核反応により放射性Coに変換される。この放射性Coは、半減期が非常に長いため、放射線を長期間放出し続ける。したがって、SG管からのNiの溶出量が多くなると、放出される放射線量が適正値に低下するまで定期検査に着手できない。そのため、定期検査の期間が延び、経済的な損失が発生する。
Niの溶出量を少なくすることは、軽水炉を長期にわたり使用する上で非常に重要な課題である。そのため、これまでにも材料側の耐食性の改善や原子炉水の水質を制御することにより、SG管の合金中のNiの溶出を防止する対策が採られてきた。
特許文献1には、Ni基合金伝熱管を10−2〜10−4Torrという真空度の雰囲気において、400〜750℃の温度域で焼鈍することによりクロム酸化物を主体とする酸化物皮膜を形成させて、耐全面腐食性を改善する方法が開示されている。
特許文献2には、Ni基析出強化型合金に対し、溶体化処理後に10−3Torr〜大気圧空気下の酸化雰囲気で時効硬化処理と、酸化物皮膜形成処理の少なくとも一部を兼ねて行う加熱処理とを施す原子力プラント用部材の製造方法が開示されている。
特許文献3には、Ni基合金製品を、露点が−60℃〜+20℃である、水素雰囲気中または水素とアルゴンとの混合雰囲気中で熱処理するNi基合金製品の製造方法が開示されている。
特許文献4には、ニッケルとクロムとを含有する合金ワークピースを、水蒸気と少なくとも1種の非酸化性ガスとのガス混合物に曝して、合金ワークピースの表面上にクロム富化層を形成させる方法が開示されている。
特許文献5には、含Crニッケル基合金管を、酸化性ガスを含んだ非酸化性ガスからなる雰囲気で処理することによって、管内面に所定厚みを有したクロム酸化物皮膜を形成させる製造方法が開示されている。
特許文献6には、二酸化炭素ガスを含む雰囲気でNi基合金を加熱してNi基合金表面にクロム酸化物からなる酸化物皮膜を形成させるNi基合金の製造方法が開示されている。
特許文献7には、結晶粒界における低角粒界比率を増大させることで耐SCC性を向上させたニッケル基合金の製造方法が開示されている。
特許文献8には、極表層に大きな均一格子ひずみを付与することで、耐食性を向上させたNi−Cr合金管が開示されている。
前述の特許文献1〜6に記載されるような、合金表面に保護皮膜を形成させる技術においては、いずれも皮膜が健全な状態に維持されているときには、Niの溶出に対して優れた防止効果が得られる。しかしながら、実機使用中に皮膜が剥離した場合には耐溶出性が劣化し、ひいては、炉内の水質に悪影響を及ぼす懸念がある。
特許文献7に記載のニッケル基合金の製造方法では、結晶粒界における低角粒界比率を増大させるため、最終の冷間加工における断面減少率と最終の固溶化熱処理温度とを規定しており、最終冷間加工度を最も高く設定している。しかしながら、最終冷間加工度と、途中の冷間加工における断面減少率または途中の固溶化熱処理温度との関連性については具体的に示されていない。また、Ni溶出量に関する検討も行われていない。
特許文献8に記載の方法においては、主として、弾性変形により付与される均一格子ひずみによって、耐食性を改善している。しかしながら、転位のような不均一ひずみと耐食性との関係については、検討されていない。
本発明は、このような従来技術の問題を解決するためになされたものであり、耐食性、特に耐全面腐食性を飛躍的に向上させたオーステナイト合金管を提供することを目的とする。
本発明者らは、オーステナイト合金管の耐食性(耐全面腐食性)を向上させ、Ni等の金属成分の溶出を防止する方法について鋭意研究し、材料表面組織が耐全面腐食性に及ぼす影響を調査した。その結果、以下の知見を得るに至った。
(a)Alloy690合金等の面心立方構造(fcc構造)を有するオーステナイト合金について、表層における結晶の面方位と耐食性(耐全面腐食性)との関係について検討した結果、{100}または{111}の面方位を有する単結晶材試料と比較して、{110}の面方位を有する試料は、後述するような溶出試験において、Ni溶出量が顕著に少ないことが明らかになった。
(b)上記の{100}、{110}および{111}の面方位を有する単結晶材試料についてアノード分極抵抗の測定を行った結果、{110}の面方位を有する試料は、他の試料に比べてアノード分極抵抗が大きかった。アノード分極が大きい場合、不動態皮膜を介して金属が溶出する際の反応抵抗が大きくなるので、金属成分の溶出量が低減されると考えられる。
(c)上記の理由から、材料(合金)の表層の組織における{110}結晶配向度(合金表面の{110}面の割合)を高めれば、合金の耐全面腐食性を向上させることが可能である。しかし、{110}結晶配向度を直接評価することは困難である。そこで、本発明者らが検討を重ねた結果、{110}結晶配向度の指標として、視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}に対する{220}の積分強度比({111}の積分強度I111に対する{220}積分強度I220の比:I220/I111)であるRを用いることが有効であることが分かった。なお、実際のX線回折による測定では、{110}における回折ピークは現れず、{110}と平行の{220}における回折ピークが認められる。そのため、以下の説明においては、{110}の代わりに{220}で説明することとし、{110}結晶配向度は{220}結晶配向度ともいう。
(d)視斜角入射X線回折では、{111}に対する{220}の積分強度比と実際の結晶格子面の結晶配向度とには負の相関がある。すなわち、{220}の積分強度(I220)と{111}の積分強度(I111)との比であるRを結晶配向度パラメータとすると、Rの値が小さくなるほど{220}結晶配向度が大きくなる。
(e)粒内の転位量が多いほど、Crの拡散サイトが増加し、不動態皮膜の形成が促進されて耐食性(耐全面腐食性)が向上すると考えられる。そのため、上記の結晶配向度に応じて、粒内に適度な量の転位を含んだ組織にすることによって、より優れた耐全面腐食性を得ることが可能となる。
(f){220}結晶配向度が低い場合であっても、多くの転位を粒内に導入してCrをより早く均一に転位拡散させることにより、Ni溶出を抑制する不動態皮膜を迅速かつ均質に形成させることが可能となる。
(g)上記の転位量の指標として、本発明者らは、視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}の回折ピークの半値幅F111に注目した。X線回折での集中法で知られているように、回折ピークの半値幅と転位量との間には関係があり、視斜角入射X線回折法でもこの関係の定性的な傾向は同じである。したがって、視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}の回折ピークの半値幅F111は、転位量の情報を含んでおり、転位量が増加すると半値幅が大きくなる傾向がある。
(h){220}結晶配向度のパラメータであるRと、転位量の指標としての{111}の回折ピークの半値幅F111との間で、下式(i)〜(iii)を満たすような金属組織とすることによって、合金に高い耐全面腐食性を付与することができる。
R≦f1 ・・・(i)
R=I220/I111・・・(ii)
f1=0.28×(F111 8.0/(F111 8.0+0.358.0)) ・・・(iii)
ただし、上記式中の各記号の意味は以下の通りである。
R:視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}に対する{220}の積分強度比
I220:{220}の積分強度
I111:{111}の積分強度
F111:視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}の回折ピークの半値幅
R≦f1 ・・・(i)
R=I220/I111・・・(ii)
f1=0.28×(F111 8.0/(F111 8.0+0.358.0)) ・・・(iii)
ただし、上記式中の各記号の意味は以下の通りである。
R:視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}に対する{220}の積分強度比
I220:{220}の積分強度
I111:{111}の積分強度
F111:視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}の回折ピークの半値幅
本発明は上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記の(1)または(2)に示すオーステナイト合金管を要旨とする。
(1)すなわち、本発明の一態様に係るオーステナイト合金管は、冷間加工および焼きなまし熱処理が施されたオーステナイト合金管であって、質量%で、C:0.01〜0.15%、Cr:10.0〜40.0%、Ni:45.0〜80.0%、を含有し、さらに、質量%で、Si:1.00%以下、Mn:2.00%以下、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Ti:0.5%以下、Cu:0.6%以下、Al:0.5%以下およびN:0.20%以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、下式(i)〜(iii)を満足する金属組織を有する。
R≦f1 ・・・(i)
R=I220/I111 ・・・(ii)
f1=0.28×(F111 8.0/(F111 8.0+0.358.0)) ・・・(iii)
ただし、上記式中のRは、視斜角入射X線回折法によって得られる、表層の{111}の積分強度に対する{220}の積分強度の比であり、I220は前記{220}の積分強度であり、I111は前記{111}の積分強度であり、F111は前記視斜角入射X線回折法によって得られる前記表層の{111}の回折ピークの半値幅である。
R≦f1 ・・・(i)
R=I220/I111 ・・・(ii)
f1=0.28×(F111 8.0/(F111 8.0+0.358.0)) ・・・(iii)
ただし、上記式中のRは、視斜角入射X線回折法によって得られる、表層の{111}の積分強度に対する{220}の積分強度の比であり、I220は前記{220}の積分強度であり、I111は前記{111}の積分強度であり、F111は前記視斜角入射X線回折法によって得られる前記表層の{111}の回折ピークの半値幅である。
(2)上記(1)に記載のオーステナイト合金管は、原子力プラント用部材として用いられてもよい。
本発明によれば、高温水環境においてもNi等の金属成分の溶出が極めて少なく、優れた耐全面腐食性を有するオーステナイト合金管が得られる。したがって、本発明に係るオーステナイト合金管は、SG管等の原子力プラント用部材に好適である。
以下に、本発明の一実施形態に係るオーステナイト合金管について説明する。
1.化学組成
本実施形態に係るオーステナイト合金管に用いられるオーステナイト合金(以下単に合金と言う場合がある)は、質量%で、C:0.01〜0.15%以下、Cr:10.0〜40.0%、Ni:8.0〜80.0%を含む化学組成を有する。
さらに、質量%で、Si:1.00%以下、Mn:2.00%以下、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Ti:0.5%以下、Cu:0.6%以下、Al:0.5%以下およびN:0.20%以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成であることが望ましい。
1.化学組成
本実施形態に係るオーステナイト合金管に用いられるオーステナイト合金(以下単に合金と言う場合がある)は、質量%で、C:0.01〜0.15%以下、Cr:10.0〜40.0%、Ni:8.0〜80.0%を含む化学組成を有する。
さらに、質量%で、Si:1.00%以下、Mn:2.00%以下、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Ti:0.5%以下、Cu:0.6%以下、Al:0.5%以下およびN:0.20%以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなる化学組成であることが望ましい。
ここで「不純物」とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
各元素の限定理由は下記の通りである。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「%」は、「質量%」を意味する。
C:0.01〜0.15%
Cは、合金の粒界強度を高める効果を有する元素である。上記の効果を得るために、C含有量は0.01%以上とする。しかしながら、C含有量が0.15%を超えると、耐応力腐食割れ性及び加工性が劣化する。したがって、C含有量は0.01〜0.15%とする。なお、C含有量の望ましい上限は0.06%である。
Cは、合金の粒界強度を高める効果を有する元素である。上記の効果を得るために、C含有量は0.01%以上とする。しかしながら、C含有量が0.15%を超えると、耐応力腐食割れ性及び加工性が劣化する。したがって、C含有量は0.01〜0.15%とする。なお、C含有量の望ましい上限は0.06%である。
Cr:10.0〜40.0%
Crは、クロム酸化物からなる酸化物皮膜を生成させ、耐食性を向上させるために必要な元素である。合金表面にそのような酸化物皮膜を生成させるためには、Cr含有量を10.0%以上とする必要がある。しかしながら、Cr含有量が40.0%を超えると加工性が劣化する。したがって、Crの含有量は10.0〜40.0%とする。
Crは、クロム酸化物からなる酸化物皮膜を生成させ、耐食性を向上させるために必要な元素である。合金表面にそのような酸化物皮膜を生成させるためには、Cr含有量を10.0%以上とする必要がある。しかしながら、Cr含有量が40.0%を超えると加工性が劣化する。したがって、Crの含有量は10.0〜40.0%とする。
Ni:8.0〜80.0%
Niは、オーステナイト合金の耐食性を確保するために必要な元素であり、その効果を得るためには8.0%以上含有させる必要がある。望ましくは、Ni含有量は45.0%以上である。一方、Niは高価な元素であるため、用途に応じて必要最小限含有させれば良く、Ni含有量の上限を80.0%とすることが望ましい。
Niは、オーステナイト合金の耐食性を確保するために必要な元素であり、その効果を得るためには8.0%以上含有させる必要がある。望ましくは、Ni含有量は45.0%以上である。一方、Niは高価な元素であるため、用途に応じて必要最小限含有させれば良く、Ni含有量の上限を80.0%とすることが望ましい。
Si:1.00%以下
Siは、製錬時の脱酸材として使用される元素であり、合金中に不純物として残存する。Si含有量が過剰な場合、合金の清浄度が低下することがあるため、Si含有量は1.00%以下とすることが望ましい。Si含有量は0.50%以下とすることがより望ましい。上記の脱酸効果を得るためには、Si含有量は0.05%以上であることが望ましい。
Siは、製錬時の脱酸材として使用される元素であり、合金中に不純物として残存する。Si含有量が過剰な場合、合金の清浄度が低下することがあるため、Si含有量は1.00%以下とすることが望ましい。Si含有量は0.50%以下とすることがより望ましい。上記の脱酸効果を得るためには、Si含有量は0.05%以上であることが望ましい。
Mn:2.00%以下
Mnは、SをMnSとして固定し、熱間加工性を確保するのに有効な元素である。Mnは必ずしも含有させなくても良いが、上記の効果を得るためには、Mn含有量は0.05%以上とすることが望ましい。しかしながら、Mn含有量が過剰な場合、合金の耐食性が低下する場合がある。そのため、Mnの含有量は2.00%以下とすることが望ましい。
Mnは、SをMnSとして固定し、熱間加工性を確保するのに有効な元素である。Mnは必ずしも含有させなくても良いが、上記の効果を得るためには、Mn含有量は0.05%以上とすることが望ましい。しかしながら、Mn含有量が過剰な場合、合金の耐食性が低下する場合がある。そのため、Mnの含有量は2.00%以下とすることが望ましい。
P:0.030%以下
Pは、合金中に不純物として存在する元素である。P含有量は低い方が望ましいが、その含有量が0.030%を超えると耐食性に著しく悪影響を及ぼすため、P含有量は0.030%以下とする。
Pは、合金中に不純物として存在する元素である。P含有量は低い方が望ましいが、その含有量が0.030%を超えると耐食性に著しく悪影響を及ぼすため、P含有量は0.030%以下とする。
S:0.030%以下
Sは、合金中に不純物として存在する元素である。S含有量は低い方が望ましいが、その含有量が0.030%を超えると耐食性に著しく悪影響を及ぼすため、S含有量は0.030%以下とする。
Sは、合金中に不純物として存在する元素である。S含有量は低い方が望ましいが、その含有量が0.030%を超えると耐食性に著しく悪影響を及ぼすため、S含有量は0.030%以下とする。
Ti:0.5%以下
Tiは、合金の加工性を向上させるとともに、溶接時における結晶粒成長を抑制するのに有効な元素である。Tiは、必ずしも含有させなくても良いが、上記の効果を得るためには、Ti含有量は0.1%以上であるのが望ましい。しかしながら、Ti含有量が0.5%を超えると、合金の清浄性を劣化させる。そのため、Tiの含有量は0.1〜0.5%とすることが望ましい。より望ましいTiの含有量の上限は0.4%である。
Tiは、合金の加工性を向上させるとともに、溶接時における結晶粒成長を抑制するのに有効な元素である。Tiは、必ずしも含有させなくても良いが、上記の効果を得るためには、Ti含有量は0.1%以上であるのが望ましい。しかしながら、Ti含有量が0.5%を超えると、合金の清浄性を劣化させる。そのため、Tiの含有量は0.1〜0.5%とすることが望ましい。より望ましいTiの含有量の上限は0.4%である。
Cu:0.6%以下
Cuは、合金中に不純物として存在する元素である。Cu含有量が0.6%を超えると合金の耐食性が低下するため、Cu含有量は0.6%以下とする。
Cuは、合金中に不純物として存在する元素である。Cu含有量が0.6%を超えると合金の耐食性が低下するため、Cu含有量は0.6%以下とする。
Al:0.5%以下
Alは、製鋼時の脱酸材として使用され、合金中に不純物として残存する。残存したAlは、合金中で酸化物系介在物となり、合金の清浄度を劣化させ、合金の耐食性および機械的性質に悪影響を及ぼす。そのため、Al含有量は0.5%以下とする。
Alは、製鋼時の脱酸材として使用され、合金中に不純物として残存する。残存したAlは、合金中で酸化物系介在物となり、合金の清浄度を劣化させ、合金の耐食性および機械的性質に悪影響を及ぼす。そのため、Al含有量は0.5%以下とする。
N:0.20%以下
Nは、含有させなくても良いが、本実施形態に係るオーステナイト合金中には、通常、0.01%程度のNが不純物として含有されている。また、Nは0.20%以下であれば、耐食性を劣化させることなく、強度を高めることができる元素である。N含有量が0.20%を超えると耐食性が低下する場合があるため、N含有量は0.20%以下とすることが望ましい。
Nは、含有させなくても良いが、本実施形態に係るオーステナイト合金中には、通常、0.01%程度のNが不純物として含有されている。また、Nは0.20%以下であれば、耐食性を劣化させることなく、強度を高めることができる元素である。N含有量が0.20%を超えると耐食性が低下する場合があるため、N含有量は0.20%以下とすることが望ましい。
上記オーステナイト合金としては、以下の二種類のような組成を有する合金が例示される。
(a)C:0.15%以下、Si:1.00%以下、Mn:2.00%以下、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Cr:14.0〜17.0%、Ni:70〜80%、Fe:6.0〜10.0%、Ti:0.5%以下、Cu:0.5%以下およびAl:0.5%以下を含有し、残部が不純物からなるオーステナイト合金。
(b)C:0.06%以下、Si:1.00%以下、Mn:2.00%以下、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Cr:27.0〜31.0%、Ni:55〜65%、Fe:7.0〜11.0%、Ti:0.5%以下、Cu:0.5%以下およびAl:0.5%以下を含有し、残部が不純物からなるオーステナイト合金。
上記(a)の合金は、Crを14.0〜17.0%含み、Niを70〜80%含むため、特に塩化物を含む環境での耐食性に優れる。この合金においては、Ni含有量とCr含有量とのバランスの観点からFe含有量は6.0〜10.0%とするのが望ましい。
上記(b)の合金は、Crを27.0〜31.0%含み、Niを55〜65%含むため、塩化物を含む環境のほか、高温における純水およびアルカリ環境での耐食性にも優れる。この合金においては、Ni含有量とCr含有量とのバランスの観点からFeの含有量は7.0〜11.0%とするのが望ましい。
2.金属組織
本実施形態に係るオーステナイト合金管は、下式(i)〜(iii)を満足する金属組織を有する。
R≦f1 ・・・(i)
R=I220/I111 ・・・(ii)
f1=0.28×(F111 8.0/(F111 8.0+0.358.0)) ・・・(iii)
ただし、上記式中の各記号の意味は以下の通りである。
R:視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}の積分強度に対する{220}の積分強度の比
I220:{220}の積分強度
I111:{111}の積分強度
F111:視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}の回折ピークの半値幅
本実施形態に係るオーステナイト合金管は、下式(i)〜(iii)を満足する金属組織を有する。
R≦f1 ・・・(i)
R=I220/I111 ・・・(ii)
f1=0.28×(F111 8.0/(F111 8.0+0.358.0)) ・・・(iii)
ただし、上記式中の各記号の意味は以下の通りである。
R:視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}の積分強度に対する{220}の積分強度の比
I220:{220}の積分強度
I111:{111}の積分強度
F111:視斜角入射X線回折法によって得られる表層の{111}の回折ピークの半値幅
上記の表層とは、具体的には、材料(合金)表面から少なくとも200nmの深さまでの層を意味する。高温水環境に曝された直後は、NiのX線吸収係数から換算すると、材料表面から200nm深さ以下の層の組織が腐食反応の影響を受ける。そのため、この領域における組織状態を管理することがオーステナイト合金管の耐食性を向上させる上で重要となる。
上述したように、表層の{220}結晶配向度および転位量を制御することによって、合金の耐全面腐食性を向上させることができる。上記の結晶配向度パラメータRは、F111の関数であるf1値以下である必要がある。また、Rは下式(iv)で表されるf2値以下であることが望ましく、下式(v)で表されるf3値以下であることがより望ましい。
f2=0.26×(F111 9.9/(F111 9.9+0.3759.9))・・・(iv)
f3=0.235×(F111 12.0/(F111 12.0+0.412.0))・・・(v)
f2=0.26×(F111 9.9/(F111 9.9+0.3759.9))・・・(iv)
f3=0.235×(F111 12.0/(F111 12.0+0.412.0))・・・(v)
3.製造方法
合金の表層の{220}結晶配向度および転位量を制御する方法については、特に制限はなく、上述の成分及び金属組織を有するオーステナイト合金が得られれば、耐食性向上効果が得られる。例えば、冷間加工および熱処理の条件を以下のように調整することによって制御を行うことが可能である。
合金の表層の{220}結晶配向度および転位量を制御する方法については、特に制限はなく、上述の成分及び金属組織を有するオーステナイト合金が得られれば、耐食性向上効果が得られる。例えば、冷間加工および熱処理の条件を以下のように調整することによって制御を行うことが可能である。
具体的には、上述した化学成分を有する合金に対し、65%以上の高い断面減少率で冷間圧延を行うとともに、その後の焼きなまし熱処理における熱処理条件(加熱温度および加熱時間)を適切に制御することで、転位量の制御及びオーステナイト合金管表面の{220}結晶配向度の向上が可能である。また、その後の引抜加工において、断面減少率を50%以下とし、その後の焼きなまし熱処理における熱処理条件を適切に制御することによって、さらに結晶配向度を向上させることが可能である。なお、その後、ストレートナーによる矯正加工を行っても、この矯正加工では粒成長を促すほどの駆動力が付与されないため、結晶配向度は大きくは変化しない。
65%以上の高い断面減少率で冷間圧延を施すことによって、不均一ひずみ、すなわち転位が導入される。その後、焼きなまし熱処理を行うことで回復および再結晶により結晶粒成長および回転が生じ、集合組織、つまり{220}配向組織が形成される。この際の冷間圧延における断面減少率が65%未満では導入される転位が不十分であり、{220}結晶配向度を十分に高めることができないおそれがある。また、冷間圧延後の焼きなまし熱処理では、十分な回復及び再結晶を生じさせるため、加熱温度を、1000〜1150℃、加熱時間を0.1〜40時間とすることが望ましい。
また、冷間圧延及び冷間圧延後の焼きなまし熱処理が実施された後に、冷間引抜加工を行うことによって、オーステナイト合金管の寸法精度向上と薄肉化とを行うことができる。その際、断面減少率50%以下の比較的小さな断面減少率で冷間引抜加工を行うことによって、表面肌が整えられるとともに、ダイスと材料との間に働く圧縮応力によって、引抜方向に組織が延ばされ、転位が適度に導入される。その後、焼きなまし熱処理を行うことで、転位の回復および再結晶によって、{220}結晶配向度がさらに向上する。一方、冷間引抜加工における断面減少率が50%を超えると、形成された整粒組織の破壊および過剰な転位導入に伴うボイドまたは亀裂の発生によって、Niの溶出を抑制する効果が低減するおそれがある。また、冷間引抜加工後の焼きなまし熱処理では、十分な回復及び再結晶を生じさせるため、加熱温度を、1000〜1150℃、加熱時間を0.1〜40時間とすることが望ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表1の鋼種Aの化学組成を有するオーステナイト合金を真空中で溶解、鋳造して得たインゴットを直径7mm×長さ120mmに加工し、光学式浮遊帯域溶融装置(高真空型)を用いて単結晶材を作製した。
作製した単結晶材を冶具で固定し、X線ラウエ法で結晶の方位を特定した後に、放電加工で各結晶面に平行に厚さ0.5mm毎に切断したサンプルを作製し、以下に示す溶出試験およびアノード分極抵抗測定に供した。
溶出試験では、外径12.7mm×長さ150mmのチタン管の片側の端面をスウェージロック(登録商標)で締め付けて栓をし、そのチタン管内に放電加工で切断した試験材を1サンプルずつ入れ、試験溶液として原子炉一次系模擬水である1000ppmB+2ppmLi+30ccH2/kgH2O(STP)も併せて注入した。その後、チタン管のもう片方の端面もスウェージロック(登録商標)で締め付けることで、試験材と試験溶液とをチタン管内に封入した。チタン管は、バッチ式オートクレーブ内で325℃の環境で500時間曝露した。試験は各面方位を有するサンプルに対して2サンプルずつ実施した。試験後、チタン管内の溶液を採取し、採取した溶液からNi量を原子吸光法により測定し、単位面積当たりのNi溶出量を求めた。その結果を図1に示す。
アノード分極抵抗の測定では、試験材にリード線をはんだ付けし、測定面以外の金属露出部はシリコーンを被覆することで絶縁した。試験溶液には0.5mol/LのNa2SO4水溶液を使用し、35℃にコントロールしながら、大気飽和の環境でアノード分極抵抗を測定した。測定の前処理として、−1.5V(以下、電位は全て飽和Ag/AgCl電極基準で表記)に600秒間定電位に保持することで、試験材表面の不動態皮膜を還元し、表面活性な状態にした。その後、自然浸漬状態にしてから10分後、20分後、30分後の時点でアノード分極抵抗を測定した。アノード分極抵抗の測定では、電位掃引速度2mV/sで自然浸漬電位から+10mVまで分極し、電流値を測定した。測定した電流は電流密度に換算し、電位との関係から、オームの法則に従って、単位面積当たりのアノード分極抵抗を算出した。その結果を図2に示す。
図1および2に示すように、{110}の面方位を有する試料は、{100}または{111}の面方位を有する試料と比較して、Ni溶出量が少なく、アノード分極抵抗が大きい結果となった。この結果から、材料表層の組織における{110}結晶配向度({220}結晶配向度)を高めれば、合金の耐全面腐食性を向上させられることが明らかである。
表1に示す化学組成を有するオーステナイト合金を真空中で溶解、鋳造して得られたインゴットを熱間鍛造してビレットを作製し、得られたビレットを熱間押し出し成形法により管形状に成形した。このようにして得られた管をコールドピルガーミルによって断面減少率が60〜91%の範囲となる条件で冷間圧延を行い、外径25mm、肉厚1.65mmとした。
次に、1000℃以上1200℃以下の水素雰囲気中で焼きなまし熱処理(途中焼きなまし熱処理)を行った。その後、さらに断面減少率27〜55%の冷間引抜加工を実施し、冷間引抜加工後、1000℃以上1200℃以下の水素雰囲気中で焼きなまし熱処理(最終焼きなまし熱処理)を施し、試験No.1〜37のオーステナイト合金管(試験管)を作製した。試験No.ごとの製造条件を表2に示す。
製造した試験管の局所的な曲がりを矯正するために、一定の条件においてストレートナーによる冷間加工を実施した後、加工による局所的な格子歪みを緩和するために、熱処理を行った。
これら試験管から長さ30mmのサンプルを採取し、これを長手方向に平行に4等分に切断して短冊状の供試材を得た。X線回折装置の平行ビーム光学系を用い、視斜角入射により、上記供試材の管内面の表層における{111}および{220}の積分強度であるI111およびI220を測定し、I220/I111を算出した。また、{111}に相当する回折ピークから半値幅F111を算出した。このとき、発散縦制限スリットは2mmとし、他のスリットは開放した。また、スキャンスピードは0.5°/minで、サンプリング間隔は0.02°とした。表層からの深さは、Niの吸収係数から算出した。算出した深さにおける積分強度比は、X線の入射角を変更することによって調整し、表面から200nm以下(表面〜管厚方向に深さ200nmまで)のRおよびF111の値を求めた。
なお、表面から200nm以下のRおよびF111の値としては、表面から、28nm(入射角:0.1°)、56nm(入射角:0.2°)、111nm(入射角:0.4°)および167nm(入射角:0.6°)の深さにおける、{111}と{220}との積分強度比の平均値および{111}の回折ピークの半値幅の平均値を採用した。その結果を表2に併せて示す。
上記の熱処理後の試験管から長さ2000mmの試験片を採取して溶出試験に供した。溶出試験では、循環式オートクレーブを使用し、試験管内面に原子炉一次系模擬水である1000ppmB+2ppmLi+30ccH2/kgH2O(STP)を300℃の環境下で100時間以上通水した。その際、約20時間後(t1)、約50時間後(t2)および約120時間後(t3)に、約1時間試験管内面から出てくる溶液をイオン交換フィルタに通水することによりサンプリングして、溶出したNiを採取した。そして、各々のフィルタに含まれるNi量を原子吸光法により測定した。そして、それぞれの時間t1、t2およびt3において得られたNi量をそのときのサンプリング時間で除した値をそれぞれa1、a2およびa3とし、「a1×t1+a2×(t2−t1)+a3×(100−t2)」から、100時間後のNi溶出量を求めた。その結果を表2および図3に示す。
図3に示す各プロットにおいて、Ni溶出量が0.72mg/m2未満のものを◎、0.72mg/m2以上、0.80mg/m2未満のものを○、0.80mg/m2以上、1.00mg/m2未満のものを△、1.00mg/m2以上のものを×で示した。
また、これら試験管について、耐応力腐食割れ性の評価を行った。評価方法として、PWR一次系模擬水環境下(360℃)において、リバースUベンド試験片を用い、10000時間のSCC試験で割れが発生したものをNG、発生しなかったものをGOODとした。結果を表2に示す。
図3から、上式(i)を満足しない比較例である試験No.27〜34、36は、Ni溶出量の値が大きく、耐全面腐食性に劣る結果となった。一方、上式(i)を満足する本発明例である試験No.1〜26は、優れた耐全面腐食性を示す。また、Rが上式(iv)で表されるf2値以下である試験No.11および16は、より優れた耐全面腐食性を示し、Rが上式(v)で表されるf3値以下である試験No.1〜5、7〜10、12〜15、17〜19及び21〜26は、さらに優れた耐全面腐食性を示す結果となった。
C含有量が本発明の上限を外れた試験No.35、及びCr含有量が本発明の上限を外れた試験No.37は加工途中で10mm以上の割れが発生した。そのため、Ni溶出量、耐応力腐食割れ性の評価ができなかった。
Cr含有量が本発明の下限を外れる試験No.36は、Niの溶出量も多く、さらに、十分な耐応力腐食割れ性を得ることができなかった。
C含有量が本発明の上限を外れた試験No.35、及びCr含有量が本発明の上限を外れた試験No.37は加工途中で10mm以上の割れが発生した。そのため、Ni溶出量、耐応力腐食割れ性の評価ができなかった。
Cr含有量が本発明の下限を外れる試験No.36は、Niの溶出量も多く、さらに、十分な耐応力腐食割れ性を得ることができなかった。
本発明によれば、高温水環境においても金属成分の溶出が極めて少なく、優れた耐全面腐食性を有するオーステナイト合金管が得られる。本発明に係るオーステナイト合金管は、SG管等の原子力プラント用部材に好適である。
Claims (2)
- 冷間加工および焼きなまし熱処理が施されたオーステナイト合金管であって、
質量%で、
C:0.01〜0.15%、
Cr:10.0〜40.0%、
Ni:45.0〜80.0%、
を含有し、
さらに、質量%で、
Si:1.00%以下、
Mn:2.00%以下、
P:0.030%以下、
S:0.030%以下、
Ti:0.5%以下、
Cu:0.6%以下、
Al:0.5%以下および
N:0.20%以下を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、
下式(i)〜(iii)を満足する金属組織を有する
ことを特徴とするオーステナイト合金管。
R≦f1 ・・・(i)
R=I220/I111 ・・・(ii)
f1=0.28×(F111 8.0/(F111 8.0+0.358.0)) ・・・(iii)
ただし、上記式中のRは、視斜角入射X線回折法によって得られる、表層の{111}の積分強度に対する{220}の積分強度の比であり、I220は前記{220}の積分強度であり、I111は前記{111}の積分強度であり、F111は前記視斜角入射X線回折法によって得られる前記表層の{111}の回折ピークの半値幅である。 - 原子力プラント用部材として用いられることを特徴とする請求項1に記載のオーステナイト合金管。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2013533022A JP5459633B1 (ja) | 2012-06-20 | 2013-06-19 | オーステナイト合金管 |
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2012138658 | 2012-06-20 | ||
JP2012138658 | 2012-06-20 | ||
JP2013533022A JP5459633B1 (ja) | 2012-06-20 | 2013-06-19 | オーステナイト合金管 |
PCT/JP2013/066817 WO2013191202A1 (ja) | 2012-06-20 | 2013-06-19 | オーステナイト合金管 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP5459633B1 true JP5459633B1 (ja) | 2014-04-02 |
JPWO2013191202A1 JPWO2013191202A1 (ja) | 2016-05-26 |
Family
ID=49768796
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2013533022A Active JP5459633B1 (ja) | 2012-06-20 | 2013-06-19 | オーステナイト合金管 |
Country Status (9)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US9859026B2 (ja) |
EP (1) | EP2865771B1 (ja) |
JP (1) | JP5459633B1 (ja) |
KR (1) | KR101660154B1 (ja) |
CN (1) | CN104379787B (ja) |
CA (1) | CA2876847C (ja) |
ES (1) | ES2687833T3 (ja) |
WO (1) | WO2013191202A1 (ja) |
ZA (1) | ZA201409306B (ja) |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101916615B1 (ko) | 2014-09-29 | 2018-11-07 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Ni기 합금관 |
JP6780558B2 (ja) * | 2017-03-22 | 2020-11-04 | 日本製鉄株式会社 | Cr含有合金の腐食抑制方法 |
CA3066342C (en) | 2017-06-09 | 2021-07-13 | Nippon Steel Corporation | Austenitic alloy pipe and method for producing same |
CN112845659B (zh) * | 2021-01-05 | 2022-09-16 | 太原科技大学 | 一种uns n06600小口径精密无缝管的制备方法 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62218546A (ja) * | 1986-03-19 | 1987-09-25 | Hitachi Ltd | 高温強度と耐スエリング性に優れたオ−ステナイト鋼 |
JP2005015899A (ja) * | 2003-06-27 | 2005-01-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 原子力用ステンレス鋼およびその製造方法 |
JP2009015899A (ja) * | 2007-06-29 | 2009-01-22 | Toshiba Corp | ディスク記憶装置及び同期クロック生成方法 |
JP2009161802A (ja) * | 2007-12-28 | 2009-07-23 | Hitachi-Ge Nuclear Energy Ltd | 高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼、ならびにそのステンレス鋼を用いて構成した原子力発電プラント、溶接継手および構造部材 |
JP2010202966A (ja) * | 2009-03-06 | 2010-09-16 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 引張特性に優れた高耐食性ステンレス鋼 |
Family Cites Families (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6455366A (en) | 1987-08-26 | 1989-03-02 | Sumitomo Metal Ind | Heat treatment for heat-transfer pipe |
JPH0829571A (ja) | 1994-07-11 | 1996-02-02 | Toshiba Corp | 原子力プラント用部材の製造方法 |
JPH1180905A (ja) * | 1997-09-10 | 1999-03-26 | Hitachi Ltd | 耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼及びその用途 |
JP4042362B2 (ja) | 2000-08-11 | 2008-02-06 | 住友金属工業株式会社 | Ni基合金製品とその製造方法 |
US6488783B1 (en) | 2001-03-30 | 2002-12-03 | Babcock & Wilcox Canada, Ltd. | High temperature gaseous oxidation for passivation of austenitic alloys |
JP3976003B2 (ja) | 2002-12-25 | 2007-09-12 | 住友金属工業株式会社 | ニッケル基合金およびその製造方法 |
JP4176546B2 (ja) * | 2003-05-16 | 2008-11-05 | 日立Geニュークリア・エナジー株式会社 | 原子炉構成材料 |
JP2005023353A (ja) | 2003-06-30 | 2005-01-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温水環境用オーステナイトステンレス鋼 |
TWI289606B (en) * | 2004-01-13 | 2007-11-11 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Austenitic stainless steel, method for producing same and structure using same |
JP4304499B2 (ja) | 2004-10-13 | 2009-07-29 | 住友金属工業株式会社 | 原子力プラント用Ni基合金材の製造方法 |
JP4720590B2 (ja) | 2006-04-12 | 2011-07-13 | 住友金属工業株式会社 | 含Crニッケル基合金管の製造方法 |
CN102027145B (zh) | 2008-05-16 | 2013-01-23 | 住友金属工业株式会社 | Ni-Cr合金管 |
CN101851714A (zh) | 2010-05-27 | 2010-10-06 | 江苏新华合金电器有限公司 | 核电站蒸汽发生器防震条端板材料及其制备方法 |
CA2807525C (en) | 2010-08-26 | 2015-02-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cr-containing austenitic alloy tube and method for producing the same |
CN102181752A (zh) * | 2011-04-21 | 2011-09-14 | 江苏新华合金电器有限公司 | 核电站蒸汽发生器用手孔封盖弹簧材料及其制备方法 |
-
2013
- 2013-06-19 JP JP2013533022A patent/JP5459633B1/ja active Active
- 2013-06-19 US US14/408,483 patent/US9859026B2/en active Active
- 2013-06-19 EP EP13806115.5A patent/EP2865771B1/en active Active
- 2013-06-19 WO PCT/JP2013/066817 patent/WO2013191202A1/ja active Application Filing
- 2013-06-19 CA CA2876847A patent/CA2876847C/en active Active
- 2013-06-19 CN CN201380032142.XA patent/CN104379787B/zh active Active
- 2013-06-19 KR KR1020147035082A patent/KR101660154B1/ko active IP Right Grant
- 2013-06-19 ES ES13806115.5T patent/ES2687833T3/es active Active
-
2014
- 2014-12-17 ZA ZA2014/09306A patent/ZA201409306B/en unknown
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62218546A (ja) * | 1986-03-19 | 1987-09-25 | Hitachi Ltd | 高温強度と耐スエリング性に優れたオ−ステナイト鋼 |
JP2005015899A (ja) * | 2003-06-27 | 2005-01-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 原子力用ステンレス鋼およびその製造方法 |
JP2009015899A (ja) * | 2007-06-29 | 2009-01-22 | Toshiba Corp | ディスク記憶装置及び同期クロック生成方法 |
JP2009161802A (ja) * | 2007-12-28 | 2009-07-23 | Hitachi-Ge Nuclear Energy Ltd | 高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼、ならびにそのステンレス鋼を用いて構成した原子力発電プラント、溶接継手および構造部材 |
JP2010202966A (ja) * | 2009-03-06 | 2010-09-16 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 引張特性に優れた高耐食性ステンレス鋼 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPWO2013191202A1 (ja) | 2016-05-26 |
CN104379787B (zh) | 2016-10-26 |
ES2687833T3 (es) | 2018-10-29 |
ZA201409306B (en) | 2016-01-27 |
KR20150012288A (ko) | 2015-02-03 |
WO2013191202A1 (ja) | 2013-12-27 |
EP2865771A1 (en) | 2015-04-29 |
EP2865771B1 (en) | 2018-08-01 |
US9859026B2 (en) | 2018-01-02 |
CA2876847A1 (en) | 2013-12-27 |
US20150194227A1 (en) | 2015-07-09 |
EP2865771A4 (en) | 2016-03-09 |
CN104379787A (zh) | 2015-02-25 |
CA2876847C (en) | 2017-09-05 |
KR101660154B1 (ko) | 2016-09-26 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4042362B2 (ja) | Ni基合金製品とその製造方法 | |
JP4720590B2 (ja) | 含Crニッケル基合金管の製造方法 | |
JP4518210B2 (ja) | Ni−Cr合金材 | |
JP5488762B2 (ja) | 含Crオーステナイト合金およびその製造方法 | |
JP5459633B1 (ja) | オーステナイト合金管 | |
JP5561431B2 (ja) | クロム含有オーステナイト合金 | |
JP5675958B2 (ja) | 蒸気発生器用伝熱管、蒸気発生器及び原子力プラント | |
JP2006274386A (ja) | Ni基合金の製造方法 | |
JP2010270400A (ja) | 原子力プラント用蒸気発生器管 | |
JPH05112842A (ja) | 低被曝性で耐アルカリ腐食性の良好なNi−Cr合金 | |
JP2021011591A (ja) | オーステナイト合金材 | |
JP2006274374A (ja) | Ni基合金の製造方法 | |
JPH0539549A (ja) | 高強度ステンレス鋼およびその製造法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20131220 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20140102 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5459633 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |