JPH0130891B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0130891B2 JPH0130891B2 JP55069702A JP6970280A JPH0130891B2 JP H0130891 B2 JPH0130891 B2 JP H0130891B2 JP 55069702 A JP55069702 A JP 55069702A JP 6970280 A JP6970280 A JP 6970280A JP H0130891 B2 JPH0130891 B2 JP H0130891B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- temperature
- cold
- treatment
- alloys
- 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.)
- Expired
Links
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 35
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 31
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 23
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 14
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 claims description 8
- 229910000623 nickel–chromium alloy Inorganic materials 0.000 claims description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- BIJOYKCOMBZXAE-UHFFFAOYSA-N chromium iron nickel Chemical compound [Cr].[Fe].[Ni] BIJOYKCOMBZXAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 2
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims 1
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 24
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 14
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 10
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 3
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 3
- 239000000788 chromium alloy Substances 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 2
- 208000013201 Stress fracture Diseases 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 1
- 238000005253 cladding Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000001568 sexual effect Effects 0.000 description 1
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001052 transient effect Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- 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
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- 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
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- 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
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)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
この発明は鉄−ニツケル−クロム合金の熱処理
方法に関する。 この発明は強力な機械的性質と同時に放射線の
作用下で耐膨張性と低中性子吸収性とをもつ、
1978年６月22日米国特許出願に係る米国特許願シ
リアルナンバー917832に記載の合金のような鉄−
ニツケル−クロム合金に施用するのに特に適する
熱処理方法に関する。上述の合金はそのままで高
速増殖炉用の導管および被覆用合金として使用す
るのに特に適する。 このタイプの材料はγ1相で強化されたスーパ・
アロイで、該材料に施す加工熱処理を変えること
によつてその性質を著しく変えることができる。
原子炉の用途に対しては放射線により誘発される
膨張に対する最大の抵抗性と、最高の強度との両
者またはそれらのいずれか一方、および最も重要
なこととしては放射線照射後の最高の延性とを生
ずる加工熱処理を合金に施すことが望ましいこと
は申すまでもない。 本質的にニツケル25％〜45％、クロム10％〜16
％、モリブデンまたはニオブ1.5％〜３％、チタ
ン１％〜３％、アルミニウム0.5％〜3.0％および
残余が実質上鉄からなる鉄−ニツケル−クロム合
金をこの発明により熱処理する方法は前記合金を
1000℃〜1100℃の温度に30秒〜１時間加熱し、次
いで炉冷し、10％〜80％に冷間加工し、次いで合
金を750℃〜825℃の温度に４〜15時間加熱した後
空冷し、次いで合金を650℃〜700℃の範囲の温度
に２〜20時間加熱した後空冷することからなる。 前記最初の熱処理は炉中の期間を最小にするた
めに1025℃〜1075℃で２〜５分行なうのが好まし
い。この最初の熱処理の後で炉冷し、冷間加工望
ましくは20％〜50％に冷間圧延される。その後で
合金は好適には775℃の温度で８時間加熱され、
次いで最終加熱と空冷とが行われる。 以下に例を挙げてこの発明を説明する。 例 １ 下記の第１表の組成（重量％）：
方法に関する。 この発明は強力な機械的性質と同時に放射線の
作用下で耐膨張性と低中性子吸収性とをもつ、
1978年６月22日米国特許出願に係る米国特許願シ
リアルナンバー917832に記載の合金のような鉄−
ニツケル−クロム合金に施用するのに特に適する
熱処理方法に関する。上述の合金はそのままで高
速増殖炉用の導管および被覆用合金として使用す
るのに特に適する。 このタイプの材料はγ1相で強化されたスーパ・
アロイで、該材料に施す加工熱処理を変えること
によつてその性質を著しく変えることができる。
原子炉の用途に対しては放射線により誘発される
膨張に対する最大の抵抗性と、最高の強度との両
者またはそれらのいずれか一方、および最も重要
なこととしては放射線照射後の最高の延性とを生
ずる加工熱処理を合金に施すことが望ましいこと
は申すまでもない。 本質的にニツケル25％〜45％、クロム10％〜16
％、モリブデンまたはニオブ1.5％〜３％、チタ
ン１％〜３％、アルミニウム0.5％〜3.0％および
残余が実質上鉄からなる鉄−ニツケル−クロム合
金をこの発明により熱処理する方法は前記合金を
1000℃〜1100℃の温度に30秒〜１時間加熱し、次
いで炉冷し、10％〜80％に冷間加工し、次いで合
金を750℃〜825℃の温度に４〜15時間加熱した後
空冷し、次いで合金を650℃〜700℃の範囲の温度
に２〜20時間加熱した後空冷することからなる。 前記最初の熱処理は炉中の期間を最小にするた
めに1025℃〜1075℃で２〜５分行なうのが好まし
い。この最初の熱処理の後で炉冷し、冷間加工望
ましくは20％〜50％に冷間圧延される。その後で
合金は好適には775℃の温度で８時間加熱され、
次いで最終加熱と空冷とが行われる。 以下に例を挙げてこの発明を説明する。 例 １ 下記の第１表の組成（重量％）：
【表】
を有する合金（例えばD66）を以下に記載する
種々の加工熱処理にかけた： 上述の合金はγ1相により強化されたスーパ・ア
ロイである。上記第１表に記載の合金に施した
種々の加工熱処理を下記の第２表に記述する。ま
た第３表には熱処理後の合金のミクロ組織および
機械的性質を掲げる。第２表および第３表中、称
呼「EE」の熱処理は本発明の加工熱処理であり、
他は比較例熱処理である。
種々の加工熱処理にかけた： 上述の合金はγ1相により強化されたスーパ・ア
ロイである。上記第１表に記載の合金に施した
種々の加工熱処理を下記の第２表に記述する。ま
た第３表には熱処理後の合金のミクロ組織および
機械的性質を掲げる。第２表および第３表中、称
呼「EE」の熱処理は本発明の加工熱処理であり、
他は比較例熱処理である。
【表】
％冷間加工後
【表】
上記第３表から上記EC処理はIN−１処理より
高い応力破壊値を生ずることがわかる。EC処理
は再結晶焼鈍がγ1ソルバスより低い温度であるか
らγ1晶の３様の分布を生じ、少体積の大きな（約
600nｍの）γ1析出物の析出を生ずる。 第２表および第３表に述べた処理のうちで、３
種の処理は転位組織を生じた。これらの処理は
AR、IN−２およびEEである。第３表の応力破
壊データは熱処理EEは著しく強い合金を生じた
ことを示す。この組織は２種の態様のγ1分布によ
り固定されたまざり合つた転位結晶構造からな
る。この状態は試験したもののうちの最高の強度
をもち、転位した結晶（セル）の固定された性質
のために非常に安定であつた。 添付図面に示すグラフは３種の加工熱処理条件
ST（溶体化処理すなわち1038℃／１時間／炉冷）、
ECおよびEEにおける第１表に述べた合金の膨張
挙動を説明する。この膨張対温度曲線は30dpae
（これは203MWd／MT（203メガワツト日毎メガ
トン）に等しく、すなわち120MWd／MTの目標
放射線量（goal fluence）より多量である）の照
射線量に対するものである。このデータST処理
およびEE処理は上記第２表に述べる加工熱処理
合金中に最底の膨張を生ずることを示す。EC処
理は目標放射線量で許容できるレベルの膨張を生
ずるが、この処理は原子炉内の用途に対して最適
な処理からはるかにかけ離れたものであつた。 例 ２（比較例） 下記の組成（重量％）をもつ合金を例１の合金
に類似の加工熱処理に付した。
高い応力破壊値を生ずることがわかる。EC処理
は再結晶焼鈍がγ1ソルバスより低い温度であるか
らγ1晶の３様の分布を生じ、少体積の大きな（約
600nｍの）γ1析出物の析出を生ずる。 第２表および第３表に述べた処理のうちで、３
種の処理は転位組織を生じた。これらの処理は
AR、IN−２およびEEである。第３表の応力破
壊データは熱処理EEは著しく強い合金を生じた
ことを示す。この組織は２種の態様のγ1分布によ
り固定されたまざり合つた転位結晶構造からな
る。この状態は試験したもののうちの最高の強度
をもち、転位した結晶（セル）の固定された性質
のために非常に安定であつた。 添付図面に示すグラフは３種の加工熱処理条件
ST（溶体化処理すなわち1038℃／１時間／炉冷）、
ECおよびEEにおける第１表に述べた合金の膨張
挙動を説明する。この膨張対温度曲線は30dpae
（これは203MWd／MT（203メガワツト日毎メガ
トン）に等しく、すなわち120MWd／MTの目標
放射線量（goal fluence）より多量である）の照
射線量に対するものである。このデータST処理
およびEE処理は上記第２表に述べる加工熱処理
合金中に最底の膨張を生ずることを示す。EC処
理は目標放射線量で許容できるレベルの膨張を生
ずるが、この処理は原子炉内の用途に対して最適
な処理からはるかにかけ離れたものであつた。 例 ２（比較例） 下記の組成（重量％）をもつ合金を例１の合金
に類似の加工熱処理に付した。
【表】
第４表に記載の合金に施用した加工熱処理およ
びそれにより生じた合金のミクロ組織および機械
的性質を下記の第５表および第６表に掲げる。
びそれにより生じた合金のミクロ組織および機械
的性質を下記の第５表および第６表に掲げる。
【表】
％冷間加工後の加工熱処理
【表】
性結晶
第４表に記述の金属についてのγ1ソルバスおよ
び１時間再結晶温度はそれぞれ915℃±10℃およ
び1000℃±20℃であつた。従つて第１表に記述の
合金とは異つてエージングしても再結晶が達成で
きる温度範囲はない。この事実と一致して、処理
BPと処理BTとはいずれも1038℃での焼鈍およ
び次いで２回の時効処理（エージング）を行つて
いるが、共に転位のないオーステナイト地と２様
のγ1分布とを生じた。再結晶を誘発しなかつた処
理CUおよびBUによつて生じた組織はいずれも
γ1の種々の分布を含む高度に転位した結晶構造を
含む。 第６表は観察された組織と、それに対応する物
理的性質をまとめたものである。機械的性質の値
は２つのクラスにまとめられていることに注意さ
れたい。これらは非転位密度の135〜137ksiの650
℃極限引張強さをもつγ1粒子含有組織、および
147〜157ksiの極限引張強さをもつはるかに丈夫
な転位γ1組織である。それらのすぐれた性質のた
めに、また膨張に対する潜伏期間が長いと云つた
利点に鑑みて転位組織が好ましい。 上記第５表および第６表に述べた処理CUは３
様のγ1分布をもつ転位結晶組織から出発し、次に
30％冷間加工された。最終の冷間加工操作は、転
位結晶壁の保全性も明らかに破壊することによつ
て第６表に掲げた650℃極限引張強さのデータに
より示されるように実際に前記強さは低下され
た。 第４表に述べた合金のBR処理およびBU処理
は２様のγ1の大きさの分布をもつ高度に転位した
部分再結晶または回復した組織を生ずる。BU処
理はBR処理より僅かではあるがより高い応力破
壊性を生ずるから好ましい。BU処理の場合の転
位とγ1組織とは第１表の合金のEE処理によつて
生じた結晶組織よりはるかに多く分散しかつ混り
合つた結晶組織を生ずる。BU処理の最小の結晶
（セル）の厚さはγ1粒子間隔とほぼ同じである。 この発明の加工熱処理により得られる改善を更
に説明するために、前記処理が放射線照射後の高
延性を促進するのに非常に有効であることを示す
第７表および第８表について説明しなければなら
ない。この点について合金材料が放射された温度
より110℃高い温度でテストすると、これらの合
金材料の延性は顕著に低下する谷があることを指
摘しておかなければならない。こうして最も劣悪
な延性は合金材料が695℃で照射された時に805℃
で見出される。この110℃という温度は例えば高
速中性子増殖炉の運転のすべての過渡状態を説明
するものである。こうして695℃で放射線に照射
される合金材料の選択および熱処理すなわち加工
熱処理は照射後の最底の延性が生ずる805℃で誌
験すべきである。下記の第７表および第８表を参
照すれば、695℃で放射線を照射され、そして805
℃で試験された合金D66（第１表に示した組成を
もつ）の溶体化処理は延性がゼロであることがよ
くわかる（第７表参照）。これに反して695℃で照
射され、805℃で試験された同じ合金材料（D66）
の特許請求の範囲に述べる加工熱処理（称呼
「EE」の熱処理）を施した材料は1.1％の一様な
延びが得られることを示した（第８表参照）。こ
れらの条件下では0.3％より大きい延性を維持す
ることが極めて重要である。それは原子炉の過渡
状態中燃料ピンの保全性を維持するのに上記の延
性が必要だからである。第７表および第８表はこ
の処理による高延性と共にこれらの照射された材
料について全く予期されない高強度も得られるこ
とを示す。これらの高強度はこの発明の方法によ
り処理された合金が示すすぐれた耐膨張性を証明
するものである。
第４表に記述の金属についてのγ1ソルバスおよ
び１時間再結晶温度はそれぞれ915℃±10℃およ
び1000℃±20℃であつた。従つて第１表に記述の
合金とは異つてエージングしても再結晶が達成で
きる温度範囲はない。この事実と一致して、処理
BPと処理BTとはいずれも1038℃での焼鈍およ
び次いで２回の時効処理（エージング）を行つて
いるが、共に転位のないオーステナイト地と２様
のγ1分布とを生じた。再結晶を誘発しなかつた処
理CUおよびBUによつて生じた組織はいずれも
γ1の種々の分布を含む高度に転位した結晶構造を
含む。 第６表は観察された組織と、それに対応する物
理的性質をまとめたものである。機械的性質の値
は２つのクラスにまとめられていることに注意さ
れたい。これらは非転位密度の135〜137ksiの650
℃極限引張強さをもつγ1粒子含有組織、および
147〜157ksiの極限引張強さをもつはるかに丈夫
な転位γ1組織である。それらのすぐれた性質のた
めに、また膨張に対する潜伏期間が長いと云つた
利点に鑑みて転位組織が好ましい。 上記第５表および第６表に述べた処理CUは３
様のγ1分布をもつ転位結晶組織から出発し、次に
30％冷間加工された。最終の冷間加工操作は、転
位結晶壁の保全性も明らかに破壊することによつ
て第６表に掲げた650℃極限引張強さのデータに
より示されるように実際に前記強さは低下され
た。 第４表に述べた合金のBR処理およびBU処理
は２様のγ1の大きさの分布をもつ高度に転位した
部分再結晶または回復した組織を生ずる。BU処
理はBR処理より僅かではあるがより高い応力破
壊性を生ずるから好ましい。BU処理の場合の転
位とγ1組織とは第１表の合金のEE処理によつて
生じた結晶組織よりはるかに多く分散しかつ混り
合つた結晶組織を生ずる。BU処理の最小の結晶
（セル）の厚さはγ1粒子間隔とほぼ同じである。 この発明の加工熱処理により得られる改善を更
に説明するために、前記処理が放射線照射後の高
延性を促進するのに非常に有効であることを示す
第７表および第８表について説明しなければなら
ない。この点について合金材料が放射された温度
より110℃高い温度でテストすると、これらの合
金材料の延性は顕著に低下する谷があることを指
摘しておかなければならない。こうして最も劣悪
な延性は合金材料が695℃で照射された時に805℃
で見出される。この110℃という温度は例えば高
速中性子増殖炉の運転のすべての過渡状態を説明
するものである。こうして695℃で放射線に照射
される合金材料の選択および熱処理すなわち加工
熱処理は照射後の最底の延性が生ずる805℃で誌
験すべきである。下記の第７表および第８表を参
照すれば、695℃で放射線を照射され、そして805
℃で試験された合金D66（第１表に示した組成を
もつ）の溶体化処理は延性がゼロであることがよ
くわかる（第７表参照）。これに反して695℃で照
射され、805℃で試験された同じ合金材料（D66）
の特許請求の範囲に述べる加工熱処理（称呼
「EE」の熱処理）を施した材料は1.1％の一様な
延びが得られることを示した（第８表参照）。こ
れらの条件下では0.3％より大きい延性を維持す
ることが極めて重要である。それは原子炉の過渡
状態中燃料ピンの保全性を維持するのに上記の延
性が必要だからである。第７表および第８表はこ
の処理による高延性と共にこれらの照射された材
料について全く予期されない高強度も得られるこ
とを示す。これらの高強度はこの発明の方法によ
り処理された合金が示すすぐれた耐膨張性を証明
するものである。
【表】
【表】
【表】
図は第１表に記載の合金の加工熱処理したもの
の温度と膨張率との関係を示すグラフである。 図中、ST……溶体化処理（1038℃／１時間／
炉冷）、EC……〔溶体化処理（1038℃／１時間／
炉冷〕＋60％冷間加工後927℃／１時間／空冷＋
800℃／11時間／空冷＋700℃／２時間／空冷、
EE……本発明の熱処理〔溶体化処理（1038℃／
１時間／炉冷）＋60％冷間加工後、800℃／11時
間／空冷＋700℃／２時間／空冷〕。
の温度と膨張率との関係を示すグラフである。 図中、ST……溶体化処理（1038℃／１時間／
炉冷）、EC……〔溶体化処理（1038℃／１時間／
炉冷〕＋60％冷間加工後927℃／１時間／空冷＋
800℃／11時間／空冷＋700℃／２時間／空冷、
EE……本発明の熱処理〔溶体化処理（1038℃／
１時間／炉冷）＋60％冷間加工後、800℃／11時
間／空冷＋700℃／２時間／空冷〕。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 本質的にニツケル25％〜45％、クロム10％〜
16％、モリブデンまたはニオブ1.5％〜３％、チ
タン１％〜３％、アルミニウム0.5％〜3.0％およ
び残余が実質上鉄と付随する不純物とからなる鉄
−ニツケル−クロム合金を1000℃〜1100℃の温度
に30秒〜１時間加熱し、炉冷し、前記合金を10％
〜80％冷間加工し、前記合金を750℃〜825℃の温
度に４〜15時間加熱後空冷し、次いで650℃〜700
℃の範囲の温度に２〜20時間加熱後空冷すること
を特徴とする前記鉄−ニツケル−クロム合金の熱
処理方法。 ２ 合金を最初に1025℃〜1075℃の範囲の温度で
２〜５分間加熱する特許請求の範囲第１項記載の
方法。 ３ 合金を冷間圧延により20％〜50％冷間加工す
る特許請求の範囲第１項または第２項記載の方
法。 ４ 合金を30％〜50％冷間加工する特許請求の範
囲第３項記載の方法。 ５ 合金が管状のもので、管を引抜くことにより
冷間加工し、15％〜35％の圧下を生じさせる特許
請求の範囲第１項記載の方法。 ６ 圧下が20％〜30％の範囲内である特許請求の
範囲第５項記載の方法。 ７ 冷間加工後合金を約775℃の温度に８時間加
熱後空冷する特許請求の範囲第１項記載の方法。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US6122979A | 1979-07-27 | 1979-07-27 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5620123A JPS5620123A (en) | 1981-02-25 |
| JPH0130891B2 true JPH0130891B2 (ja) | 1989-06-22 |
Family
ID=22034466
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6970280A Granted JPS5620123A (en) | 1979-07-27 | 1980-05-27 | Thermal treatment for ironnnickellchromium alloy |
Country Status (10)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5620123A (ja) |
| BE (1) | BE883413A (ja) |
| CA (1) | CA1133363A (ja) |
| DE (1) | DE3019931A1 (ja) |
| ES (1) | ES491749A0 (ja) |
| FR (1) | FR2462478A1 (ja) |
| GB (1) | GB2058834B (ja) |
| IT (1) | IT1136403B (ja) |
| NL (1) | NL8002490A (ja) |
| SE (1) | SE452992B (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4359350A (en) * | 1981-03-27 | 1982-11-16 | The United States Of America As Represented By The Department Of Energy | High post-irradiation ductility thermomechanical treatment for precipitation strengthened austenitic alloys |
| US5137684A (en) * | 1991-03-06 | 1992-08-11 | Rockwell International Corporation | Hydrogen embrittlement resistant structural alloy |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE1250642B (ja) * | 1958-11-13 | 1967-09-21 | ||
| FR1439636A (fr) * | 1964-07-08 | 1966-05-20 | Atomic Energy Authority Uk | Perfectionnements aux traitements thermiques des métaux |
| US3592632A (en) * | 1966-07-14 | 1971-07-13 | Int Nickel Co | High temperature nickel-chromium-iron alloys particularly suitable for steam power applications |
| GB1132724A (en) * | 1966-10-03 | 1968-11-06 | Wiggin & Co Ltd Henry | Nickel-chromium-iron alloys |
| DE2415881A1 (de) * | 1974-04-02 | 1975-10-23 | Kernforschung Gmbh Ges Fuer | Verfahren zur herstellung von metallischen huellwerkstoffen fuer schnelle reaktoren |
| US4236943A (en) * | 1978-06-22 | 1980-12-02 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Precipitation hardenable iron-nickel-chromium alloy having good swelling resistance and low neutron absorbence |
-
1980
- 1980-04-28 GB GB8013969A patent/GB2058834B/en not_active Expired
- 1980-04-29 NL NL8002490A patent/NL8002490A/nl not_active Application Discontinuation
- 1980-05-21 BE BE0/200704A patent/BE883413A/fr not_active IP Right Cessation
- 1980-05-22 ES ES491749A patent/ES491749A0/es active Granted
- 1980-05-23 SE SE8003879A patent/SE452992B/sv not_active IP Right Cessation
- 1980-05-24 DE DE19803019931 patent/DE3019931A1/de active Granted
- 1980-05-26 CA CA352,685A patent/CA1133363A/en not_active Expired
- 1980-05-27 JP JP6970280A patent/JPS5620123A/ja active Granted
- 1980-05-27 IT IT41570/80A patent/IT1136403B/it active
- 1980-05-29 FR FR8011958A patent/FR2462478A1/fr active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| IT1136403B (it) | 1986-08-27 |
| ES8105787A1 (es) | 1981-05-16 |
| JPS5620123A (en) | 1981-02-25 |
| DE3019931A1 (de) | 1981-12-03 |
| FR2462478B1 (ja) | 1984-11-23 |
| GB2058834B (en) | 1984-07-25 |
| NL8002490A (nl) | 1981-01-29 |
| GB2058834A (en) | 1981-04-15 |
| SE452992B (sv) | 1988-01-04 |
| BE883413A (fr) | 1980-11-21 |
| DE3019931C2 (ja) | 1989-04-13 |
| IT8041570A0 (it) | 1980-05-27 |
| CA1133363A (en) | 1982-10-12 |
| SE8003879L (sv) | 1981-01-28 |
| ES491749A0 (es) | 1981-05-16 |
| FR2462478A1 (fr) | 1981-02-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP2770081B1 (en) | Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel base alloys | |
| US3642543A (en) | Thermomechanical strengthening of the superalloys | |
| US2968586A (en) | Wrought titanium base alpha-beta alloys of high creep strength and processing thereof | |
| EP0106426B1 (en) | Austenitic alloys and reactor components made thereof | |
| US5302217A (en) | Cyclic heat treatment for controlling grain size of superalloy castings | |
| KR101630403B1 (ko) | 다단 열간압연을 적용한 핵연료용 지르코늄 부품의 제조방법 | |
| EP0076110B1 (en) | Maraging superalloys and heat treatment processes | |
| US4359349A (en) | Method for heat treating iron-nickel-chromium alloy | |
| JPH0130891B2 (ja) | ||
| US3649379A (en) | Co-precipitation-strengthened nickel base alloys and method for producing same | |
| US4336079A (en) | Stabilization of carbon in austenitic alloy tubing | |
| US4830682A (en) | Process for producing aluminum-lithium alloys having improved superplastic properties | |
| JPS5953347B2 (ja) | 航空機ストリンガ−素材の製造法 | |
| Meyers et al. | Thermomechcmical processing of Inconel 718 by shock-wave deformation | |
| JPH0147525B2 (ja) | ||
| US4435231A (en) | Cold worked ferritic alloys and components | |
| JP3955097B2 (ja) | 燃料ボックスと燃料ボックスを製造する方法 | |
| CN111471914A (zh) | 一种高碳、铬含量的镍基变形高温合金及其制备方法 | |
| US5223053A (en) | Warm work processing for iron base alloy | |
| JPH03130351A (ja) | 微細かつ等軸的組識を有するチタン及びチタン合金の製造方法 | |
| JPS6086249A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 | |
| JPS6344816B2 (ja) | ||
| JPS59229474A (ja) | Ｎｉ基析出強化型合金の結晶粒制御方法 | |
| JPH0373623B2 (ja) | ||
| JPS6086248A (ja) | 超塑性アルミニウム合金の製造方法 |