JPH03166346A - 耐応力腐食割れの改善のための合金７１８の熱処理 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、合金７１８の粒界応力腐食割れ（工ＧＳＣＣ
）を向上する方法に関するものであり、特には軽水炉（
ＬＷＲ）環境及び加圧木型原子炉のような水素化水性環
境において合金７１８の耐応力腐食割れを改善する熱処
理方法に関する。

（従来技術） 合金７　１　８　（Ａｌｌｏｙ　７１８　）は、最も広
く使用されている鉄−ニッケル基超合金（スーパーアロ
イ）である。この合金は、多くの環境での顕著な耐食性
に加えて、優れた強度、低サイクル疲労及びクリープ挙
動を具備している。加えて、この合金は、溶接可能であ
りそして高度に加工性を有する。このため、合金７１８
は、宇宙・航空産業界で広範囲使用されてきたしまた高
強度と優れた耐応力腐食割れが重要な設計基準である原
子力発電業界でも一層広範囲に使用されつつある。

合金７１８が当初宇宙・航空産業で使用されて以来、こ
の合金に対する熱処理技術は、空気吸入ジェットエンジ
ン環境に対して必要とされる高温機械的性質を最適にす
るように設計されてきた。

（発明が解決しようとする課題） 原子力産業における材料に対する要件は、宇宙・航空用
途における材料要件とは著しく異なり、従って異なった
熱処理技術が必要とされる。特に、合金７１８は軽水炉
環境においては比較的良好に使用されてはきたが、それ
でも幾つかの破損や損傷が起こり、それらの原因は粒界
応力腐食割れの結果であることが確認されてきた。現時
点までに、本発明者の知るかぎり、軽水炉環境における
合金７１８の粒界応力腐食割れ性能に関しての熱処理の
影響したがってミクロ組織を評価するための系統的な研
究並びに原子炉環境でこの合金の性能を最適化するため
の熱処理方法の開発が為されたことはなかった。

液体金属高速中性子増殖炉での使用のために合金７１８
に対して改良された溶接後熱処理が開発されたことはあ
ったが、軽水炉環境においては従来からの方法で熱処理
された合金７１８が使用されており、その結果粒界応力
腐食割れの結果として破損事故が起こっているのが現状
である。

従って、軽水炉並びに加圧木型原子炉のような水素化水
性環境で素材としての或いは溶接後の合金７１８の粒界
応力腐食割れ耐性を増大する方法への必要性が存在する
。

（課題を解決するための手段） 本発明は、先行技術の熱処理方法と関連する問題並びに
他の問題を合金７１８材料（溶接後及び溶接前）の応力
腐食割れを改善する新たな熱処理方法の開発を通して解
決する。本発明方法は、δ析出物を溶解するに充分の温
度で合金７１８を焼鈍することを基本とする。粒界にお
いてδ析出物が存在しないことは、粒界での元素均質性
を増大し従って材料の耐応力腐食割れ性を増大する。加
えて、粒界でのδ相の欠如は材料のクラツク伝旙速度を
減少する。以上は、降伏応力の僅かの減少を伴いはする
が、これは許容範囲内である。

この知見に基づいて、本発明は、 水を使用する原子炉環境において使用される合金７１８
から作製した構造部材の耐粒界応力腐食割れを向上する
ための方法であって、 水を使用する原子炉環境において使用される合金７１８
から作製した構造部材の耐粒界応力腐食割れを向上する
ための方法であって、該合金を約１０９３℃±８℃にお
いて約１時間士ＪＯ分間焼鈍する段階と、 該合金を約７１８℃±８℃まで約５６℃／時間±２８℃
／時間の速度で冷却する段階と、該合金を約７１８℃±
８℃において約４時間±１０分時効する段階と、 該合金を約６２１℃±８℃まで約５６℃／時間±２８℃
／時間の速度で冷却する段階と，該合金を６２１℃±８
℃において約１６時間±１０分時効する段階と、 該合金を室温まで冷却する段階と、 を包含する合金７１８の熱処理方法を提供するものであ
る。

（実施例の説明） 軽水炉における合金７１８のような析出強化型耐食性合
金の性能は一般的には良好である。これら合金はしばし
ば、高強度、緩和に対する耐力及び耐食性が要求される
ボルト、バネ、案内管ビン並びに他の種構造部材に対し
て多く使用されている。使用される構成部品の数を考え
ると頻度は非常に少ないとはいえ、起こり得る破損は、
疲労、腐食疲労及び粒界応力腐食割れによるものである
。熱一機械的処理により生成された冶金学的状態が粒界
腐食割れに大きく影響する。

原子力産業において代表的に使用されている合金７１８
は、従来からの熱処理条件のまま現在使用されており、
鍛造等の加工設備毎に異なった加工処理条件を受けてい
る。融体の生成条件及び融体中のスクラップとしての合
金７１８の割合も制御不可の変動因子である。従来から
の合金７１８において生成したミクロ組織には、脆化を
もたらすラベス相及び炭化物ストリンガ一〇存在や粒寸
の変動等が見られる。ジェットエンジン業界から生じた
要求はこの合金に対する溶製のやり方に厳しい要件の設
定をもたらしたが、原子力産業においては朱だ尚新たな
熱処理方法の開発が求められている。

本発明は、加圧木型原子炉の一次冷却水のような水素化
水性環境における合金７１８の粒界応力腐食割れ耐性を
増大する改善された熱処理方法を与えるものである。

以下、実施例及び比較例を通して本発明を詳しく説明す
る。

（実施例及び比較例） 合金７１８に対する現在の標準的な熱処理方法を以下の
表■に呈示し、そしてこれを従来熱処理（ＣＨＴ）と呼
ぶ。

表工 従来熱処理 １）９９６℃において１時間溶体化焼鈍。

２）油焼入れ。

３）７１８℃で８時間時効。

４）６２１℃まで５６℃／時間で炉冷。

５）６２１’Ｃにおいて合計１８時間時効．６）室温ま
で空冷。

既に示したように、上記の熱処理方法は、ジェットエン
ジン業界で使用されている現在の標準的熱処理方法であ
る。

本発明の熱処理方法を以下の表ＩＩに示し、これは改良
熱処理（ＭＨＴ）と呼ぶ。

表ＩＩ 改良熱処理 １）１０９３℃で１時間溶体化焼鈍。

２）７１８℃まで５６℃／時間で炉冷．３）７１８℃で
４時間時効。

４）６２１℃まで５６℃／時間で炉冷．５）６２１’Ｃ
において１６時間時効．６）室温まで空冷。

合金７１８に対する粒界応力腐食割れにおけるδ相の役
割を究明しそして定量化するためにこの合金材料のサン
プルについて試験を行なった。

第１ａ及びｌｂ図における合金７１８の従来及び改良熱
処理状態の顕微鏡写真を参照すると、従来熱処理状態は
δ固溶限（ｓｏｌｖｕｓ）より低い温度で析出熱処理さ
れ、他方改良熱処理状態はδ固溶限より上の温度で析出
熱処理されていることは明らかである。粒界において析
出するδ相は鍛造業界では熱間加工中粒寸を制御するの
に使用されている。

従来及び改良熱処理状態においてδ相の存在及び不存在
を立証するために走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）を使用した
。第２８及び２ｂ図に示されるように、従来熱処理状態
では粒界に沿って粗いδ析出物（斜方晶ＮｉＪｂ　）が
が観察されたのに対して（第２ａ図）、改良熱処理にお
いてはδ析出物は存在しない（第２ｂ図）。つまり、従
来熱処理における合金７１８はδ相が高濃度に分布する
粒界を有するが、他方改良熱処理における合金７１８は
粒界にδ相をほとんど乃至全然含んでいない．δ固溶限
を越えて焼鈍される合金７１８の改良熱処理は顕著な粒
成長（ＡＳＴＭ８からＡＳＴＭ３まで）をもたらす。

暗視野透過電子顕微鏡写真から、第３ａ及び３ｂ図にそ
れぞれ示されるように、合金７１８の従来熱処理状態に
比べて改良熱処理状態の粗いγ及びγ゛゜形態特性が明
らかになった．合金７１８は、γ　（Ｎｉｘ（Ｔｉ，Ａ
ｌ１）及びγ　（ＮｉｓＮｂ　）の析出により強化され
る。

粒界応力腐食割れに対する材料の状態の相対的敏感性を
確認するために加圧水原子炉環境内の流動する一次冷却
水中で３６０℃（６８０下）において応力腐食割れ試験
を行なった。試験環境に対する詳細は次の通りであった
： 溶存酸素　　　≦ｏ．　ｏ　ｔ　ｐｐｍほう酸　　　　
５　７　０　０　ｐｐｌｌ１±５　０　０　ｐｐｍリチ
ウム　　　２　ｐｐｍ （ＬｉＯＨ）　　　　　（　６．　９　ｐｐｍ　）ｐＨ
　　　　　　　　　６．５（±０．５）伝導率　　　　
＜　２　０　Ｌｔ　Ｓ／ｃｍ溶存水素　　　１　５　−
　５　０　ｓｔｄ．ｃｃ／ｋｇ　Ｈ．０塩化物　　　　
＜　ｏ．　ｔ　ｐｐｍ 弗化物　　　　＜　Ｏ．　ｌ　ｐｐｍ 使用された応力腐食割れ試験技術は従来からの遅い歪み
速度試験の改定法である。この改定応力腐食割れ試験技
術は、従来試験方法に比べてクラック発生開始及びクラ
ック伝旙に関して著しく多くのデータを与える。この改
定試験方法は、１８−ビット波形発生器とインターフェ
ース関係に置かれたスクリュー駆動クリープ／緩和試験
機において実施された。試験片の寸法はＡＳＴＭ　　Ｅ
３９９に従うｌ／２圧縮試験片であった。試験片におけ
るクラック伸長が、斯界で周知の交流ＣＤ電位降下技術
を使用して全試験を通して測定された。この技術の分解
能ζよ約±Ｏ．　Ｏ　Ｏ　０　５インチでありそして伸
長速度は５．　Ｏ　Ｘ　１　０−”ｉｎ／ｓであった。

上記試験緒結果に関して、表ＩＩＩのおける次のデータ
が第４及び５図におけるグラフから得られた。

表ＩＩＩ 測定値　　　　　　従来熱処理　　改良熱処理伸長速度
（ｉｎ／ｓｅｃ）　　５　Ｘ　Ｉ　Ｏ　−”　　　５　
Ｘ　Ｉ　Ｏ　−’Ｋ開始”　　　　　　　　４０　　　
　　　４０Ｋクラフク開始”　　　　　　　　　　　　
　４０　　　　　　　　　　　　４ＱＫ最終”　　　　
　　　　１　００　　　　　１　３０ｔ破壊、時間　　
　　２２０　　　　　４７０破壊様式　　　　　　粒界
　　　　　粒内粒界状態　　　　　　δ相存在　　　δ
相存在あり　　　　　せず “　ｋｓｉ／ｉｎ 上記表からわかるように、従来熱処理に対する試験結果
は、その粒界にδ相が分布しており、これが破断面の解
析とあいまって、約４　０　Ｋｓｉ／ｉｎ．の応力強度
さ水準においてクラックが粒内に伝旙することを示唆し
ている。クラックは、約５ｏＫｓｉ／ｉｎ．において延
性裂け様式に変換した。最初及び最終のクラック長さを
使用して計算された、従来熱処理状態における平均クラ
ック成長速度は、１．　４　Ｘ　１　０−’ｉｎ／ｈｒ
であった。粒界にδ相が存在する、改良熱処理状態にお
ける同様の試験結果は、約４　０　Ｋｓｉ／ｉｎ．の応
力度水準までクラック成長を何ら示さずそしてクラック
伝旙様式は主に粒内であった。改良熱処理状態に対する
平均クラック成長速度は、６　Ｘ　１　０−’ｉｎ／ｈ
ｒであった。これは、従来熱処理状態に対する平均クラ
ック成長速度より著しく低かった。最大粒界耐応力腐食
割れはδ相を含まないミクロ組織と関連した。改良熱処
理状態により示された耐応力腐食割れの向上は、粒界の
均質性によると思われる。δ相は、ニオブを多く含みそ
してマトリックス及びガンマ相とは化学的に異なってい
る。δ相析出物は、局所的なカソードとして作用し、ア
ノードとしての近傍のマトリックス材料を環境により侵
食せしめる。粒界におけるδ相の排除は、このガルパニ
ック電池作用を排除し従って環境による侵食を排除する
。

従来熱処理及び改良熱処理方法を使用した合金７１８に
ついて引張試験もまた実施した。この場合、ＡＳＴＭ　
　Ｅ−８に従い、大気中で室温及び３６０℃（６８０下
）において丸棒試験（２インチゲージ長さ、０．２５イ
ンチゲージ直径）を行なった。これら試験の結果を、ボ
ルト業界において一般に使用されているものとしてのＨ
ＴＨ（ＣＩＢ）条件での合金Ｘ−７５０に対する現在の
仕様基準と併せて、次の表ＩＶに示す。

表ＩＶ 材料条件　　　　０．　２％降伏強さ　最大強さＫｓ　
ｉ　　　　　　Ｋｓ　ｉ 合金７１８ＣＨＴ　　　　　１　７　３　　　　　　２
　０　７合金７１８ＭＨＴ　　　　　１　３　０　　　
　　　１　８　５Ｘ−７５０　ＨＴＨ（ＣＩＢ）　　　
１　０　０　　　　　　１　６　０上記表からわかるよ
うに、改良熱処理状態における合金７１８は、従来熱処
理状態の合金Ｘ−７５０に比べて降伏強さにおいて３０
％の増大を示している。合金７１８の改良熱処理状態は
、この合金の従来熱処理状態の室温及び３６０℃降伏強
さの約７５％を充分に保持している。改良熱処理状態に
おいての粗い粒寸と増大せるγ゜及びγ粒径とが強度損
失の主たる原因である。

従来及び改良熱処理状態の疲労クラック伝旙挙動に関し
ての他の試験は；改良熱処理が連続サイクル下で一層低
い疲労クラック伝旙をもたらすことを実証した。

総括として、合金７１８の従来熱処理はδ相が高濃度で
分布した粒界をもたらした。本発明の合金７１８の改良
熱処理は、δ相析出物の存在しない粒界をもたらした。

（発明の効果） １）耐粒界応力腐食割れは，本発明における粒界にδ相
が存在しないミクロ組織に対して最大である。

２）クラック伝旙速度は、本発明における粒界にδ相が
存在しないミクロ組織に対して最小である。

３）本熱処理方法において使用される高い溶体化温度は
、レンズ状のδ析出物を溶解する。粒界においてこのδ
相が存在しないことは、粒界での元素均質性を向上し従
って耐応力腐食割れを向上する。

４）本発明熱処理状態における合金７１８は、ＨＴＨ条
件における合金Ｘ−７５０に比較して降伏強さの３９％
増大をもたらした。

本発明の好ましい具体例について説明したが、本発明の
範囲内で当業者は多くの変更をなしうることを銘記され
たい。

【図面の簡単な説明】

第１ａ図は、従来熱処理状態での合金７１８の金属組織
を示す光学顕微鏡写真である。 第１ｂ図は、改良熱処理状態での合金７１８の金属組織
を示す光学顕微鏡写真である。 第２ａ図は、従来熱処理状態での合金７１８の金属組織
を示す走査電子顕微鏡写真であり、炭化物及び粒界δ相
の存在を明らかにする。 第２ｂ図は、改良熱処理状態での合金７１８の金属組織
を示゛す走査電子顕微鏡写真であり、炭化物の存在を示
すが、粒界において実質上δ相析出物が存在しないこと
をを明らかにする。 第３ａ図は、従来熱処理状態での合金７１８の金属組織
を示す暗視野透過電子顕微鏡写真でありそしてそこでの
γ゜及びγ”析出物形態特性を明らかにする。 第３ｂ図は、改良熱処理状態での合金７１８の金属組織
を示す暗視野透過電子顕微鏡写真でありそしてそこでの
γ゜及びγ”析出物の形態特性を明らかにする。 第４図は、従来熱処理方法及び改良熱処理方法を使用し
た場合の、合金７１８に対して時間に対する可能とされ
る電位差測定によるクラツク長さ減少を示すグラフであ
る。 第５図は、従来熱処理を使用しての合金７１８に対する
応力度係数Ｋに対する起こり得るクラツク長さ減少の関
係を示すグラフであり、併せて破壊表面の金属組織の走
査電子顕微鏡写真をも示す。 第６図は、改良熱処理を使用しての合金７１８に対する
応力度係数Ｋに対する起こり得るクラツク長さ減少の関
係を示すグラフであり、併せて破壊表面の金属組織の走
査電子顕微鏡写真をも示オ。　　　．１．゜　　・ ．・；１・ ＦＩＧ．４ 手続ネ甫正書（方式） 平成２年１２月２７日

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １）水を使用する原子炉環境において使用される合金７
   １８から作製した構造部材の耐粒界応力腐食割れを向上
   するための方法であって、 該合金を約１０９３℃±８℃において約１時間±１０分
   間焼鈍する段階と、 該合金を約７１８℃±８℃まで約５６℃／時間±２８℃
   ／時間の速度で冷却する段階と、該合金を約７１８℃±
   ８℃において約４時間±１０分時効する段階と、 該合金を約６２１℃±８℃まで約５６℃／時間±２８℃
   ／時間の速度で冷却する段階と、該合金を６２１℃±８
   ℃において約１６時間±１０分時効する段階と、 該合金を室温まで冷却する段階と、 を包含する合金７１８の熱処理方法。 ２）水を使用する原子炉環境が軽水炉環境である特許請
   求の範囲第１項記載の方法。 ３）水を使用する原子炉環境が加圧水型原子炉環境であ
   る特許請求の範囲第１項記載の方法。 ４）特許請求の範囲第１項に従って作製された製品。