JPH048496B2 - - Google Patents
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- JPH048496B2 JPH048496B2 JP58169974A JP16997483A JPH048496B2 JP H048496 B2 JPH048496 B2 JP H048496B2 JP 58169974 A JP58169974 A JP 58169974A JP 16997483 A JP16997483 A JP 16997483A JP H048496 B2 JPH048496 B2 JP H048496B2
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Classifications
-
- 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
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Description
〔発明の利用分野〕
本発明は耐ボイドスウエリング性、耐照射脆化
及び強度に優れた金属組織を有する新規な析出型
高Ni合金部材並びにその製造法に係り、特に高
速増殖炉において1023nvt以上（中性子エネルギ
0.1MeV）の中性子照射を受ける環境中で使用
される部材に適用するに好適な析出型高Ni合金
部及びその製造法に関する。 〔発明の背景〕 高速増殖炉中の特に炉心構造物は高温で高速中
性子に曝されることにより、一般にボイドスウエ
リングと称される体積増加現象が発生したり、ま
た1021nvt以上の照射量で硬くなると同時に、均
一伸びや破断伸びが減少することが知られてい
る。現在設計中または建設予定の高速増殖炉にお
いては、316鋼等のいわゆる300系のオーステナイ
ト系ステンレス鋼が炉心構造物を構成する主材料
に採用されていて、特にボイドスウエリングがそ
の使用期間中に数％を越えないこと、例えば６％
を越えないことが要請されているにも拘らず、予
想される実用高速増殖炉の使用条件下では、使用
予定期間の末期に10％を超えることは確実と考え
られており、使用条件の低下あるいは設計条件の
制限を強化することなどによつて生ずる経済損失
は莫大なものになるとされている。 このスウエリングを軽減するための従来法とし
ては、例えば冷間加工処理法があるが、焼鈍作用
のため高温で長時間の効果の維持が困難である。
また他の従来法の例としてはステンレス鋼中の添
加元素をコントロールする方法が考案されている
が、十分な耐スウエリング性の付与は得られてい
なかつたり、耐スウエリング性に良好と考えられ
る元素の添加がある量以上JIS規格で禁止されて
いるなど、それぞれ欠点を有しているため、現在
では、フエライト鋼や高Ni合金にその活路を見
い出すことが望まれている。 〔発明の目的〕 本発明の目的は、1023nvt以上の中性子照射を
被むる環境下で耐ボイドスウエリング性、耐照射
脆化及び強度に優れた高速増殖炉用析出型高Ni
合金部材とその製造法を提供するにある。 〔発明の概要〕 本発明者らは、オーステナイト鋼よりもスウエ
リングが小さいと期待される析出型高Ni合金に
着目し、該合金の照射によるボイドスウエリング
や脆化、さらにそれらの及ぼつ要因を調べるた
め、超高圧電子顕微鏡内電子線照射を用いた中性
子照射のシミユレート加速実験を行つた。 本高Ni合金のような面心立方金属においては、
第２図に示すように中性子照射によつて降伏強さ
（せん断応力に対応）や引張強さが増大し、さら
にそれに伴つて伸びの滅少が起こることが一連の
照射脆化現象として一般によく知られている。一
方、このような脆化現象に照射によつて材料内に
導入される転位に主に起因するものであり、特に
照射によるせん断応力の上昇と転位形成量との間
に次のような関係があることが知られている。す
なわちΔτを照射によるせん断応力上昇、Ｇを剛
性率、ｂをすべりベクトル、ρを転位密度、dj及
びNjを各々転位ループｊの直径及びその数とす
るとΔτは、 Δτ＝0.2√＋（j 〓1 dj・Nj 2/3）／1.45 で表わされる。従つて本発明者らは、照射によつ
て形成された転位の挙動を上記電子線加速実験に
より注意深く調べ、それをマクロ的な機械的性質
の変化としてとらえるため、照射組織から厳密に
測定した転位のρ，dj，Nj値を上式に代入するこ
とにより照射脆化の指標と考えられるΔτを算出
した。 さらに、高照射量側で形成したボイドの数や径
を測定し、次式によりボイドスウエリングＳを算
出した。 Ｓ＝（ΔV／Ｖ）×100（％） ΔV＝I 〓1 ４／３πri 3 但し、riはボイドｉを球形に近似して測定した
場合の直径であり、Ｖは照射部の照射前の体積で
ある。 この結果、Δτ値やＳは、結晶粒内の整合でミ
スフイツトが正（母相のγ相に対し析出物のγ′相
の格子定数が大きい）のγ′相の析出状態、特に
γ′相の直径及び密度によつて著しく変化し、γ′相
の直径が80〜320Åの範囲にあるとき強度を落と
さずにボイドスウエリングを最小限に抑えられ、
さらにγ′相の密度を1019〜1021m-3とすることに
より、照射脆化性及び耐スウエリング性に極めて
優れた析出型高Ni合金を得ることができるとい
う全く新たな事実を発見した。これは、γ′相の直
径を80〜320Å、γ′相の密度を1019〜1021m-3とす
ることにより、γ′相／母相界面で、照射導入点欠
陥すなわち原子空孔と格子間原子の相互再結合を
最も増大させることができるためである。また照
射によつて形成された空孔を優先的にγ′相／母相
界面にトラツプさせて格子間原子との相互作結合
を増大させるためにはγ′相と母相界面のミスフイ
ツトは正でなくてはならない。さらに本発明者ら
は、特に重量％でCr14〜25％、Fe30％以下、
Al0.2〜２％、Ti0.5〜３％、Nb0.7〜4.5％、残部
Ni及び不純物からなる析出型高Ni合金の場合に
は、上記のような耐ボイドスウエリング性、耐照
射脆化及び強度に優れた金属組織すなわちγ′相が
直径80〜320Å、密度1019〜1021m-3で結晶粒内に
分散析出した組織を得るための時効条件が、第１
図の領域Ｍで示す時効温度−時間範囲、すなわ
ち、析出相Ni3（Al，Ti）が直径80〜320Åになる
ように所定の時間と温度で加熱することにより達
成できることを見い出した。なお、第１図のＡ，
Ｂ，Ｃは各々次に示す理由により設定したもので
ある。 Ａは直径が320Åのγ′相をもつ組織を示す曲線
であり、Ｔを時効温度Ｋ、ｔを時効時間ｈとする
と、 1.151×108Ｔ／ｔ ＝exp（67.52−4.814×104１／Ｔ） で表わされ、従つてこの曲線を越えて高い側の時
効温度及び時間ではγ′相の直径が320Åより大き
くなつてしまうため不適である。同様にＢは直径
が80Åのγ′相をもつ組成を示す曲線で、 1.798×106Ｔ／ｔ ＝exp（67.52−4.814×104１／Ｔ） で表わされ、従つてこの曲線を越えて低い側の時
効温度及び時間ではγ′相の大きさが80Åより小さ
くなつてしまうため不適である。Ｃで示される
800℃を越える温度で時効するとγ′相の直径が80
〜320Åであつてもγ′相の体積密度が減少し、
個々のγ′相の間隔が増大して強度が減少してしま
うことが一般によく知られているため時効温度は
Ｃを上限とした。 C0.08％以下、Si1％以下及びMn1％以下が好ま
しい。特に、C0.03％以下、Si0.1％以下、Mn0.5
％以下が好ましく、更にこれらの元素は無添加の
ものが好ましい。また、Niは70％以上が好まし
い。 Ti及びNbはともに析出硬化に必要なものであ
り、高速増殖炉用部材として高温で高強度及び高
靭性の両方をかね備えたものを得るために必要で
あり、これらの単独では得られない。Tiは0.5〜
３重量％及びNbは0.7〜4.5重量％とする。 Crは高速増殖炉用部材として高温での耐酸化
性を得るために必要なものであり、所望の含有量
とすべきである。従つて、数重量％程度では高速
増殖炉用部材として適当でなく、さらにマトリツ
クス（γ相）中にα相（Crリツチな相）が晶出
し強度低下しないCr量にすることが必要である。
Cr量は14〜25重量％とする。 Alはγ′相を析出させ、高温強度を高めるのに
0.2％以上加える。２％を越えると靭性を低下さ
せるとともに、鍛造性を損い製造を困難にするの
で、２％以下にすべきである。 FeはNb，Tiを合金中に添加する際にこれらを
フエロ合金として加えることがその歩留りが良
く、また添加自体も強化及び靭性の向上につなが
るので30％以下加える。 ミスヒツト正の合金として、インコネルX750、
ナイモニツク80A、ウデイメツト500などがある。
インコネルX750のミスヒツトは約0.75、ナイモ
ニツク80Aは0.64〜0.78、ウデメツト500は0.22〜
0.4である。 ミスヒツトは0.2〜1.5が好ましく、特に0.4〜
0.8が好ましい。 その他の元素としてMo，Ｗ，Co，Ta，Ｂ，
Zr等を若干含むことができる。 〔適用部品〕 本発明による析出型高Ni合金部材は、高速増
殖炉中で中性子照射量が1023nvt以上の環境で使
用されるに好適であり、一例として第１表に、本
発明の析出型高Ni合金が適用される高速増殖炉
内部品を示す。またこれらの部品の模式図を第３
図及び第４図に示す。第３図において、ハンドリ
ング・ヘツド１、上部パツド２、中間パツド３、
ラツパ管４、ノツクバー５、燃料ピン組枠６、下
部パツド７、エントランス・ノズル８、スペー
サ・ワイヤ９、ストツパ・バネ１０、プレナム・
バネ１１、燃料被覆管１２、上部端栓１３、下部
端栓１４であり、これらは本発明に係る部品であ
る。また燃料ピンａ、燃料ペレツトｂである。第
４図において、ハンドリング・ヘツド１、ラツパ
管４、燃料被覆管１２、炉容器１５、整流板１
６、上部炉心支持板１７、下部炉心支持板１８、
連結管１９であり、これらは本発明が適用される
部品である。 〔発明の実施例〕 供試材は析出型高Ni合金のインコネルＸ−750
である。その主な化学成分は重量％で73.01％Ni、
15.45％Cr、7.13％Fe、0.67％Al、2.63％Ti、1.08
％Nb、及
及び強度に優れた金属組織を有する新規な析出型
高Ni合金部材並びにその製造法に係り、特に高
速増殖炉において1023nvt以上（中性子エネルギ
0.1MeV）の中性子照射を受ける環境中で使用
される部材に適用するに好適な析出型高Ni合金
部及びその製造法に関する。 〔発明の背景〕 高速増殖炉中の特に炉心構造物は高温で高速中
性子に曝されることにより、一般にボイドスウエ
リングと称される体積増加現象が発生したり、ま
た1021nvt以上の照射量で硬くなると同時に、均
一伸びや破断伸びが減少することが知られてい
る。現在設計中または建設予定の高速増殖炉にお
いては、316鋼等のいわゆる300系のオーステナイ
ト系ステンレス鋼が炉心構造物を構成する主材料
に採用されていて、特にボイドスウエリングがそ
の使用期間中に数％を越えないこと、例えば６％
を越えないことが要請されているにも拘らず、予
想される実用高速増殖炉の使用条件下では、使用
予定期間の末期に10％を超えることは確実と考え
られており、使用条件の低下あるいは設計条件の
制限を強化することなどによつて生ずる経済損失
は莫大なものになるとされている。 このスウエリングを軽減するための従来法とし
ては、例えば冷間加工処理法があるが、焼鈍作用
のため高温で長時間の効果の維持が困難である。
また他の従来法の例としてはステンレス鋼中の添
加元素をコントロールする方法が考案されている
が、十分な耐スウエリング性の付与は得られてい
なかつたり、耐スウエリング性に良好と考えられ
る元素の添加がある量以上JIS規格で禁止されて
いるなど、それぞれ欠点を有しているため、現在
では、フエライト鋼や高Ni合金にその活路を見
い出すことが望まれている。 〔発明の目的〕 本発明の目的は、1023nvt以上の中性子照射を
被むる環境下で耐ボイドスウエリング性、耐照射
脆化及び強度に優れた高速増殖炉用析出型高Ni
合金部材とその製造法を提供するにある。 〔発明の概要〕 本発明者らは、オーステナイト鋼よりもスウエ
リングが小さいと期待される析出型高Ni合金に
着目し、該合金の照射によるボイドスウエリング
や脆化、さらにそれらの及ぼつ要因を調べるた
め、超高圧電子顕微鏡内電子線照射を用いた中性
子照射のシミユレート加速実験を行つた。 本高Ni合金のような面心立方金属においては、
第２図に示すように中性子照射によつて降伏強さ
（せん断応力に対応）や引張強さが増大し、さら
にそれに伴つて伸びの滅少が起こることが一連の
照射脆化現象として一般によく知られている。一
方、このような脆化現象に照射によつて材料内に
導入される転位に主に起因するものであり、特に
照射によるせん断応力の上昇と転位形成量との間
に次のような関係があることが知られている。す
なわちΔτを照射によるせん断応力上昇、Ｇを剛
性率、ｂをすべりベクトル、ρを転位密度、dj及
びNjを各々転位ループｊの直径及びその数とす
るとΔτは、 Δτ＝0.2√＋（j 〓1 dj・Nj 2/3）／1.45 で表わされる。従つて本発明者らは、照射によつ
て形成された転位の挙動を上記電子線加速実験に
より注意深く調べ、それをマクロ的な機械的性質
の変化としてとらえるため、照射組織から厳密に
測定した転位のρ，dj，Nj値を上式に代入するこ
とにより照射脆化の指標と考えられるΔτを算出
した。 さらに、高照射量側で形成したボイドの数や径
を測定し、次式によりボイドスウエリングＳを算
出した。 Ｓ＝（ΔV／Ｖ）×100（％） ΔV＝I 〓1 ４／３πri 3 但し、riはボイドｉを球形に近似して測定した
場合の直径であり、Ｖは照射部の照射前の体積で
ある。 この結果、Δτ値やＳは、結晶粒内の整合でミ
スフイツトが正（母相のγ相に対し析出物のγ′相
の格子定数が大きい）のγ′相の析出状態、特に
γ′相の直径及び密度によつて著しく変化し、γ′相
の直径が80〜320Åの範囲にあるとき強度を落と
さずにボイドスウエリングを最小限に抑えられ、
さらにγ′相の密度を1019〜1021m-3とすることに
より、照射脆化性及び耐スウエリング性に極めて
優れた析出型高Ni合金を得ることができるとい
う全く新たな事実を発見した。これは、γ′相の直
径を80〜320Å、γ′相の密度を1019〜1021m-3とす
ることにより、γ′相／母相界面で、照射導入点欠
陥すなわち原子空孔と格子間原子の相互再結合を
最も増大させることができるためである。また照
射によつて形成された空孔を優先的にγ′相／母相
界面にトラツプさせて格子間原子との相互作結合
を増大させるためにはγ′相と母相界面のミスフイ
ツトは正でなくてはならない。さらに本発明者ら
は、特に重量％でCr14〜25％、Fe30％以下、
Al0.2〜２％、Ti0.5〜３％、Nb0.7〜4.5％、残部
Ni及び不純物からなる析出型高Ni合金の場合に
は、上記のような耐ボイドスウエリング性、耐照
射脆化及び強度に優れた金属組織すなわちγ′相が
直径80〜320Å、密度1019〜1021m-3で結晶粒内に
分散析出した組織を得るための時効条件が、第１
図の領域Ｍで示す時効温度−時間範囲、すなわ
ち、析出相Ni3（Al，Ti）が直径80〜320Åになる
ように所定の時間と温度で加熱することにより達
成できることを見い出した。なお、第１図のＡ，
Ｂ，Ｃは各々次に示す理由により設定したもので
ある。 Ａは直径が320Åのγ′相をもつ組織を示す曲線
であり、Ｔを時効温度Ｋ、ｔを時効時間ｈとする
と、 1.151×108Ｔ／ｔ ＝exp（67.52−4.814×104１／Ｔ） で表わされ、従つてこの曲線を越えて高い側の時
効温度及び時間ではγ′相の直径が320Åより大き
くなつてしまうため不適である。同様にＢは直径
が80Åのγ′相をもつ組成を示す曲線で、 1.798×106Ｔ／ｔ ＝exp（67.52−4.814×104１／Ｔ） で表わされ、従つてこの曲線を越えて低い側の時
効温度及び時間ではγ′相の大きさが80Åより小さ
くなつてしまうため不適である。Ｃで示される
800℃を越える温度で時効するとγ′相の直径が80
〜320Åであつてもγ′相の体積密度が減少し、
個々のγ′相の間隔が増大して強度が減少してしま
うことが一般によく知られているため時効温度は
Ｃを上限とした。 C0.08％以下、Si1％以下及びMn1％以下が好ま
しい。特に、C0.03％以下、Si0.1％以下、Mn0.5
％以下が好ましく、更にこれらの元素は無添加の
ものが好ましい。また、Niは70％以上が好まし
い。 Ti及びNbはともに析出硬化に必要なものであ
り、高速増殖炉用部材として高温で高強度及び高
靭性の両方をかね備えたものを得るために必要で
あり、これらの単独では得られない。Tiは0.5〜
３重量％及びNbは0.7〜4.5重量％とする。 Crは高速増殖炉用部材として高温での耐酸化
性を得るために必要なものであり、所望の含有量
とすべきである。従つて、数重量％程度では高速
増殖炉用部材として適当でなく、さらにマトリツ
クス（γ相）中にα相（Crリツチな相）が晶出
し強度低下しないCr量にすることが必要である。
Cr量は14〜25重量％とする。 Alはγ′相を析出させ、高温強度を高めるのに
0.2％以上加える。２％を越えると靭性を低下さ
せるとともに、鍛造性を損い製造を困難にするの
で、２％以下にすべきである。 FeはNb，Tiを合金中に添加する際にこれらを
フエロ合金として加えることがその歩留りが良
く、また添加自体も強化及び靭性の向上につなが
るので30％以下加える。 ミスヒツト正の合金として、インコネルX750、
ナイモニツク80A、ウデイメツト500などがある。
インコネルX750のミスヒツトは約0.75、ナイモ
ニツク80Aは0.64〜0.78、ウデメツト500は0.22〜
0.4である。 ミスヒツトは0.2〜1.5が好ましく、特に0.4〜
0.8が好ましい。 その他の元素としてMo，Ｗ，Co，Ta，Ｂ，
Zr等を若干含むことができる。 〔適用部品〕 本発明による析出型高Ni合金部材は、高速増
殖炉中で中性子照射量が1023nvt以上の環境で使
用されるに好適であり、一例として第１表に、本
発明の析出型高Ni合金が適用される高速増殖炉
内部品を示す。またこれらの部品の模式図を第３
図及び第４図に示す。第３図において、ハンドリ
ング・ヘツド１、上部パツド２、中間パツド３、
ラツパ管４、ノツクバー５、燃料ピン組枠６、下
部パツド７、エントランス・ノズル８、スペー
サ・ワイヤ９、ストツパ・バネ１０、プレナム・
バネ１１、燃料被覆管１２、上部端栓１３、下部
端栓１４であり、これらは本発明に係る部品であ
る。また燃料ピンａ、燃料ペレツトｂである。第
４図において、ハンドリング・ヘツド１、ラツパ
管４、燃料被覆管１２、炉容器１５、整流板１
６、上部炉心支持板１７、下部炉心支持板１８、
連結管１９であり、これらは本発明が適用される
部品である。 〔発明の実施例〕 供試材は析出型高Ni合金のインコネルＸ−750
である。その主な化学成分は重量％で73.01％Ni、
15.45％Cr、7.13％Fe、0.67％Al、2.63％Ti、1.08
％Nb、及
【表】
γ′析出相Ni3（Al，Ti）の直径が、80〜320Åの
範囲内にあれば、結晶粒内のγ′相の大きさが同一
でなくとも、80〜320Åの大きさを自由に混在さ
せた金属組織をもつ析出型高Ni合金部材は耐ボ
イドスウエリング性及び強度に優れ、本発明の応
用例である。例えば直径が100Å，200Å，300Å
のγ′相が混在した金属組織をもつものでもよく、
またこのような範囲の大きさをもちかつ大きさの
違つたγ′相の混在組織を得るための熱処理として
第１図の領域Ｍで示した温度−時間範囲で２段以
上の時効処理をしたものは本発明の応用例であ
る。 〔発明の効果〕 以上で詳述したように本発明によれば、高速増
殖炉用炉内構造物としての強度を損うことなく、
耐ボイドスウエリング性及び耐照射脆化に極めて
優れた金属組織を有する析出型高Ni合金部材を
得ることができるため、この析出型高Ni合金を
高速増殖炉中で中性子照射量が1023nvt以上（中
性子エネルギ0.1MeV）の照射を被むる構造物
に適用すれば高速増殖炉運転寿命が長くなり、ひ
いては使用条件の向上あるいは設計条件における
制限の緩和等によつて生ずる経済性の向上並びに
高速増殖炉の信頼性の向上に効果がある。
範囲内にあれば、結晶粒内のγ′相の大きさが同一
でなくとも、80〜320Åの大きさを自由に混在さ
せた金属組織をもつ析出型高Ni合金部材は耐ボ
イドスウエリング性及び強度に優れ、本発明の応
用例である。例えば直径が100Å，200Å，300Å
のγ′相が混在した金属組織をもつものでもよく、
またこのような範囲の大きさをもちかつ大きさの
違つたγ′相の混在組織を得るための熱処理として
第１図の領域Ｍで示した温度−時間範囲で２段以
上の時効処理をしたものは本発明の応用例であ
る。 〔発明の効果〕 以上で詳述したように本発明によれば、高速増
殖炉用炉内構造物としての強度を損うことなく、
耐ボイドスウエリング性及び耐照射脆化に極めて
優れた金属組織を有する析出型高Ni合金部材を
得ることができるため、この析出型高Ni合金を
高速増殖炉中で中性子照射量が1023nvt以上（中
性子エネルギ0.1MeV）の照射を被むる構造物
に適用すれば高速増殖炉運転寿命が長くなり、ひ
いては使用条件の向上あるいは設計条件における
制限の緩和等によつて生ずる経済性の向上並びに
高速増殖炉の信頼性の向上に効果がある。
第１図は本発明の熱処理条件の範囲を示す温度
と時間との関係を示す線図、第２図は中性子照射
による応力一歪曲線図、第３図は本発明に係る高
速増殖炉の燃料集合体及びその構成部品の斜視
図、第４図は本発明に係る高速増殖炉の炉心構造
物の要部を模式的に示す断面図、第５図はボイド
スウエリングとγ′相直径との関係を示す線図、第
６図はγ′相直径と硬度変化を示す線図、第７図は
ボイドスウエリングとγ′相体積密度との関係を示
す線図、第８図はΔτ値とγ′相体積密度との関係
を示す線図である。
と時間との関係を示す線図、第２図は中性子照射
による応力一歪曲線図、第３図は本発明に係る高
速増殖炉の燃料集合体及びその構成部品の斜視
図、第４図は本発明に係る高速増殖炉の炉心構造
物の要部を模式的に示す断面図、第５図はボイド
スウエリングとγ′相直径との関係を示す線図、第
６図はγ′相直径と硬度変化を示す線図、第７図は
ボイドスウエリングとγ′相体積密度との関係を示
す線図、第８図はΔτ値とγ′相体積密度との関係
を示す線図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 高速増殖炉中で、照射量が1023nvt以上（中
性子エネルギ≧0.1MeV）の中性子照射を被むる
環境で使用される析出型高Ni合金部材であつて、
重量％でCr14〜25％、Fe30％以下、Al0.2〜２
％、Ti0.5〜３％、Nb0.7〜4.5％残部Ni及び不可
避不純物からなり、結晶粒内に析出相と母相のミ
スフイツトが正であるγ′析出相Ni3（Al，Ti）を
直径80〜320Å、密度1019〜1021m-3の状態に分散
析出させた金属組織を有することを特徴とする高
速増殖炉用析出型高Ni合金部材。 ２ 高速増殖炉中で、照射量が1023nvt以上（中
性子エネルギ0.1MeV）の中性子照射を被むる
環境で使用される高速増殖炉用析出型高Ni合金
部材の製造法であつて、重量％でCr14〜25％、
Fe30％以下、Al0.2〜２％、Ti0.5〜３％、Nb0.7
〜4.5％、残部Ni及び不可避不純物からなり、固
溶化処理を950℃以上で行つた後、(A)式及び(B)式
により決まる時効温度Ｔ−時効時間ｔの領域でか
つ800℃以下の時効温度で時効処理し、結晶粒内
に析出相と母相のミスフイツトが正であるγ′析出
相Ni3（Al，Ti）を直径80〜320Å、密度1019〜
1021m-3の状態に分散析出させることを特徴とす
る高速増殖炉用析出型高Ni合金部材の製造法。 1.151×108T／ｔ＝exp（67.52 −4.814×1041／Ｔ） …(A) 1.798×106T／ｔ＝exp（67.52 −4.814×1041／Ｔ） …(B) ３ 高速増殖炉中で、照射量が1023nvt以上（中
性子エネルギ＞0.1MeV）の中性子照射を被むる
環境で使用される高速増殖炉用析出型高Ni合金
部材の製造法であつて、重量％でCr14〜25％、
Fe30％以下、Al0.2〜２％、Ti0.5％〜３％、
Nb0.7〜4.5％、残部Ni及び不可避不純物からな
り、固溶化処理を950℃以上で行い、次いで塑性
加工を施した後、(A)式及び(B)式により決まる時効
温度Ｔ−時効時間ｔの領域でかつ800℃以下の時
効温度で時効処理し、結晶粒内に析出相と母相の
ミスフイツトが正であるγ′析出相Ni3（Al，Ti）
を直径80〜320Å、密度1019〜1021m-3の状態に分
散析出させることを特徴とする高速増殖炉用析出
型高Ni合金部材の製造法。 1.151×108T／ｔ＝exp（67.52 −4.814×1041／Ｔ） …(A) 1.798×106T／ｔ＝exp（67.52 −4.814×1041／Ｔ） …(B)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58169974A JPS6063339A (ja) | 1983-09-14 | 1983-09-14 | 高速増殖炉用析出型高Νｉ合金部材及びその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP58169974A JPS6063339A (ja) | 1983-09-14 | 1983-09-14 | 高速増殖炉用析出型高Νｉ合金部材及びその製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6063339A JPS6063339A (ja) | 1985-04-11 |
| JPH048496B2 true JPH048496B2 (ja) | 1992-02-17 |
Family
ID=15896254
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58169974A Granted JPS6063339A (ja) | 1983-09-14 | 1983-09-14 | 高速増殖炉用析出型高Νｉ合金部材及びその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6063339A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60204849A (ja) * | 1984-03-28 | 1985-10-16 | Toshiba Corp | 原子力発電プラント制御棒駆動機構用シ−ルリング |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56169741A (en) * | 1980-05-30 | 1981-12-26 | Hitachi Ltd | Component for nuclear reactor and heat treating method thereof |
| JPS57120660A (en) * | 1981-01-16 | 1982-07-27 | Toshiba Corp | Manufacture of nickel superalloy |
| JPS5877560A (ja) * | 1981-11-04 | 1983-05-10 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Ｎｉ基合金の熱処理方法 |
-
1983
- 1983-09-14 JP JP58169974A patent/JPS6063339A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS56169741A (en) * | 1980-05-30 | 1981-12-26 | Hitachi Ltd | Component for nuclear reactor and heat treating method thereof |
| JPS57120660A (en) * | 1981-01-16 | 1982-07-27 | Toshiba Corp | Manufacture of nickel superalloy |
| JPS5877560A (ja) * | 1981-11-04 | 1983-05-10 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Ｎｉ基合金の熱処理方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6063339A (ja) | 1985-04-11 |
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