JPH0684535B2 - ニッケル基合金の製造方法 - Google Patents
ニッケル基合金の製造方法Info
- Publication number
- JPH0684535B2 JPH0684535B2 JP59273614A JP27361484A JPH0684535B2 JP H0684535 B2 JPH0684535 B2 JP H0684535B2 JP 59273614 A JP59273614 A JP 59273614A JP 27361484 A JP27361484 A JP 27361484A JP H0684535 B2 JPH0684535 B2 JP H0684535B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- nickel
- producing
- base alloy
- based alloy
- alloy according
- 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 - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 [発明の技術分野] 本発明は、疲労強度の良好なニッケル基合金の製造方法
に関する。
に関する。
[発明の技術的背景とその問題点] 最近、半永久的なエネルギー源として、高速増殖炉が注
目されている。この炉は軽水炉とは異なり、その熱媒体
として金属液体ナトリウムが用いられ、炉心付近では、
600℃程度と高く、又、その構造上振動が大きく、そこ
に使用される材料には厳しい特性が要求された。そこで
この種の炉材として、SUS316鋼が用いられているが、耐
熱性の点及び耐疲労特性の点で、十分とは言えなかっ
た。
目されている。この炉は軽水炉とは異なり、その熱媒体
として金属液体ナトリウムが用いられ、炉心付近では、
600℃程度と高く、又、その構造上振動が大きく、そこ
に使用される材料には厳しい特性が要求された。そこで
この種の炉材として、SUS316鋼が用いられているが、耐
熱性の点及び耐疲労特性の点で、十分とは言えなかっ
た。
[発明の目的] 本発明の目的は、 (1)耐熱性が良好で かつ (2)疲労強度が大きい 合金の製造方法を提供することにある。
[発明の概要] 本発明者らは、ニッケル基合金の製造方法を鋭意研究し
た結果、クロム,鉄,モリブデンおよび残部が実質的に
ニッケルよりなる合金、または、クロム,鉄,モリブデ
ン,さらにチタン,ニオブ及びタンタル,コバルトから
選ばれた1種または2種以上の元素および残部が実質的
にニッケルよりなる合金は、その製造工程において熱間
加工の最終温度を低く制御することによって、疲労強度
が向上することを見い出した。本発明はこの知見に基づ
いてなされたものである。
た結果、クロム,鉄,モリブデンおよび残部が実質的に
ニッケルよりなる合金、または、クロム,鉄,モリブデ
ン,さらにチタン,ニオブ及びタンタル,コバルトから
選ばれた1種または2種以上の元素および残部が実質的
にニッケルよりなる合金は、その製造工程において熱間
加工の最終温度を低く制御することによって、疲労強度
が向上することを見い出した。本発明はこの知見に基づ
いてなされたものである。
即ち、本発明は、重量%で、クロム:15〜25%,鉄:9〜2
6%,モリブデン:2〜4%および残部が実質的にニッケ
ルよりなる合金、または、重量%で、クロム:15〜25
%,鉄:9〜26%,モリブデン:2〜4%、さらにチタン:
0.4〜2.0%,ニオブ及びタンタル:4〜6%,コバルト:1
%以下から選ばれた1種または2種以上の元素を含有
し、残部が実質的にニッケルよりなる合金を溶解し、鍛
造し、その後熱間加工を施し、更に溶体化処理した後急
冷し、時効処理を施すニッケル基合金の製造方法であっ
て、熱間加工の最終温度が850℃以下であり、溶体化開
始温度が940〜970℃の範囲であるニッケル基合金の製造
方法を提供するものである。
6%,モリブデン:2〜4%および残部が実質的にニッケ
ルよりなる合金、または、重量%で、クロム:15〜25
%,鉄:9〜26%,モリブデン:2〜4%、さらにチタン:
0.4〜2.0%,ニオブ及びタンタル:4〜6%,コバルト:1
%以下から選ばれた1種または2種以上の元素を含有
し、残部が実質的にニッケルよりなる合金を溶解し、鍛
造し、その後熱間加工を施し、更に溶体化処理した後急
冷し、時効処理を施すニッケル基合金の製造方法であっ
て、熱間加工の最終温度が850℃以下であり、溶体化開
始温度が940〜970℃の範囲であるニッケル基合金の製造
方法を提供するものである。
この製造方法により、耐熱性が良好でかつ疲労強度が良
好な合金が得られる。
好な合金が得られる。
即ち、ストレスラプチャー特性として18時間以上、更に
は23時間以上が得られ、又、高温(650℃)引張り強度
として90kg f/mm2以上、更には100kg f/mm2以上が得ら
れ、又、疲労強度として60kg f/mm2以上、好ましくは65
kg f/mm2以上、更に好ましくは68kg f/mm2以上の特性が
得られる。
は23時間以上が得られ、又、高温(650℃)引張り強度
として90kg f/mm2以上、更には100kg f/mm2以上が得ら
れ、又、疲労強度として60kg f/mm2以上、好ましくは65
kg f/mm2以上、更に好ましくは68kg f/mm2以上の特性が
得られる。
また、この製造方法により、結晶粒度がJISG0551の粒度
番号で7番以上好ましくは8番以上、更に好ましくは9
番以上のニッケル基合金が得られる。
番号で7番以上好ましくは8番以上、更に好ましくは9
番以上のニッケル基合金が得られる。
ここでCrは、耐酸化性及び耐応力腐食割れ性を向上させ
る為に必要であるが、Crが多すぎると、可鍛性を低下さ
せ、一方少なすぎると、その効果が減少する。
る為に必要であるが、Crが多すぎると、可鍛性を低下さ
せ、一方少なすぎると、その効果が減少する。
したがって、その範囲としては、15〜25%、更には17〜
23%が好ましい。
23%が好ましい。
又Feは、850〜925℃の温度範囲にて、金属間化合物を生
成し、延性に寄与し、疲労破壊に対して有効であるが、
Feが多すぎると、耐熱性を低下させ、一方少なすぎる
と、その効果が減少する。
成し、延性に寄与し、疲労破壊に対して有効であるが、
Feが多すぎると、耐熱性を低下させ、一方少なすぎる
と、その効果が減少する。
したがって、その範囲としては、9〜26%、更には11〜
24%、更には15〜22%が好ましい。
24%、更には15〜22%が好ましい。
Moは、耐熱性を向上させる元素であるが、Moが多すぎる
と、加工性を低下させ、結晶粒を細粒化させにくくす
る。一方少なすぎると耐熱性の点で効果が得にくい。し
たがって、その範囲としては、2〜4%更には、2.5〜
3.5%が好ましい。
と、加工性を低下させ、結晶粒を細粒化させにくくす
る。一方少なすぎると耐熱性の点で効果が得にくい。し
たがって、その範囲としては、2〜4%更には、2.5〜
3.5%が好ましい。
前記4成分すなわち、クロム,鉄,モリブデンおよび残
部が実質的にニッケルよりなる合金に、更にTi,Nb,Ta,C
oから選ばれた1種または2種以上の元素を添加した合
金としてもよい。
部が実質的にニッケルよりなる合金に、更にTi,Nb,Ta,C
oから選ばれた1種または2種以上の元素を添加した合
金としてもよい。
ここでTiは、Ni3(Al,Ti)相を析出し、強度を向上させ
る為に有効な元素であるが、Tiが多すぎると、加工性を
低下させ、合金を細粒化させにくくする。一方、少なす
ぎると、耐熱性の点で効果が減少する。したがって、そ
の範囲としては、0.4〜2.0%更には、0.7〜1.5%が好ま
しい。
る為に有効な元素であるが、Tiが多すぎると、加工性を
低下させ、合金を細粒化させにくくする。一方、少なす
ぎると、耐熱性の点で効果が減少する。したがって、そ
の範囲としては、0.4〜2.0%更には、0.7〜1.5%が好ま
しい。
NbおよびTaは、δ〔Ni3(Nb,Ta)〕相およびγ″〔Ni3
(Nb,Ta)〕相を析出し、耐疲労強度を向上させる為に
有効な元素であるが、NbおよびTaが多すぎると、加工性
を低下させ、合金を細粒化させにくくする。一方、少な
すぎると、耐熱性の点で効果が減少する。したがって、
その範囲としては、合計で4〜6%更には、4.5〜5.5%
が好ましい。
(Nb,Ta)〕相を析出し、耐疲労強度を向上させる為に
有効な元素であるが、NbおよびTaが多すぎると、加工性
を低下させ、合金を細粒化させにくくする。一方、少な
すぎると、耐熱性の点で効果が減少する。したがって、
その範囲としては、合計で4〜6%更には、4.5〜5.5%
が好ましい。
Coは、耐熱性を向上させるために有効な元素であるが、
Coが多すぎると加工性を低下させる。したがって、その
範囲としては、1%以下が好ましい。
Coが多すぎると加工性を低下させる。したがって、その
範囲としては、1%以下が好ましい。
又、脱酸剤として、Alが0.1〜1.0%、Mnが0.5%以下、S
iが0.5%以下含有されても良く、又、不純物として、B,
Cu,S,P,Y,Mg及びC等が0.5%以下含有されても良い。
iが0.5%以下含有されても良く、又、不純物として、B,
Cu,S,P,Y,Mg及びC等が0.5%以下含有されても良い。
以上述べたクロム,鉄,モリブデンおよび残部が実質的
にニッケルよりなる合金、および、クロム,鉄,モリブ
デン,さらにチタン,ニオブ及びタンタル,コバルトか
ら選ばれた1種または2種以上の元素および残部が実質
的にニッケルよりなる合金の製造方法について述べる。
にニッケルよりなる合金、および、クロム,鉄,モリブ
デン,さらにチタン,ニオブ及びタンタル,コバルトか
ら選ばれた1種または2種以上の元素および残部が実質
的にニッケルよりなる合金の製造方法について述べる。
先ず、素材合金を溶解してインゴットとし次にこのイン
ゴットを鍛造し、鍛造ビレットを作り、その後熱間加工
を施す。その際、その加工の最終温度は、850℃以下に
されるのが良い。その後溶体化処理を施こすが、この溶
体化処理では、熱間加工後の被加工材をすぐ940〜970℃
に保たれた炉に投入しその温度範囲で所定の時間(被加
工材1インチにつき10〜60分)保ち、その後急冷する。
更にその後時効処理を施こすことによって上記疲労強度
の合金が得られる。
ゴットを鍛造し、鍛造ビレットを作り、その後熱間加工
を施す。その際、その加工の最終温度は、850℃以下に
されるのが良い。その後溶体化処理を施こすが、この溶
体化処理では、熱間加工後の被加工材をすぐ940〜970℃
に保たれた炉に投入しその温度範囲で所定の時間(被加
工材1インチにつき10〜60分)保ち、その後急冷する。
更にその後時効処理を施こすことによって上記疲労強度
の合金が得られる。
以上述べた条件について更に詳細に述べると熱間加工の
最終温度は、850℃以下が必要であるが、800℃以下であ
ると、更に好ましい。
最終温度は、850℃以下が必要であるが、800℃以下であ
ると、更に好ましい。
又、溶体化の際の温度範囲は、940〜970℃であるが、94
5〜965℃であると、更に好ましい。又、時効処理では2
段の時効が好ましく、その温度範囲は、第1段目が600
〜750℃,第2段目が550〜650℃であるのが好ましい。
5〜965℃であると、更に好ましい。又、時効処理では2
段の時効が好ましく、その温度範囲は、第1段目が600
〜750℃,第2段目が550〜650℃であるのが好ましい。
ところで、上記Mo,Ti,Nb又は、Taが含有されたNi基合金
及び板厚が厚いNi基合金は、その結晶粒が細粒化されに
くいため、所望の疲労強度が得られない。しかし、本発
明の製造方法を用いることにより、容易に耐疲労強度を
向上させることができる。
及び板厚が厚いNi基合金は、その結晶粒が細粒化されに
くいため、所望の疲労強度が得られない。しかし、本発
明の製造方法を用いることにより、容易に耐疲労強度を
向上させることができる。
例えば、Mo2〜4重量%,Ti0.4〜2.0重量%,Nb及びTaが
4〜6重量%含有されていても、7番以上の結晶粒径が
得られやすく、板厚に関しても、例えば15mm以上更には
20mm以上の板厚の合金部材でも、7番以上の細粒が得ら
れやすい。
4〜6重量%含有されていても、7番以上の結晶粒径が
得られやすく、板厚に関しても、例えば15mm以上更には
20mm以上の板厚の合金部材でも、7番以上の細粒が得ら
れやすい。
[発明の実施例] 本発明および比較例のニッケル基合金を、脱酸剤として
添加するAl,Mn,Si、さらに不純物として含有されるC,P,
S,Cu,Bも併せて第1表に示す組成の合金として得た。
添加するAl,Mn,Si、さらに不純物として含有されるC,P,
S,Cu,Bも併せて第1表に示す組成の合金として得た。
なおその際用いた製造条件を第2表に記載した。
この合金から試験片をつくり、この合金のストレスラプ
チャー特性、650℃での高温引張り強度及び600℃での疲
労強度を測定し、その結果を第2表に併記した。
チャー特性、650℃での高温引張り強度及び600℃での疲
労強度を測定し、その結果を第2表に併記した。
尚、本発明の実施例の比較合金は、SUS316を用いた。
上記測定方法の詳細を下記に示す。
ラプチャー試験は650℃の温度で70.3kgの引張り応力で
破断する迄の時間を測定したものであり、高温引張り試
験は、650℃で測定した引張り測定をしたものであり、
高温疲労試験は、600℃で試験片に種々の応力を加え、1
0000rpmで回転させ、破断した時の回数を求め、108時の
疲労寿命を求めたものである。
破断する迄の時間を測定したものであり、高温引張り試
験は、650℃で測定した引張り測定をしたものであり、
高温疲労試験は、600℃で試験片に種々の応力を加え、1
0000rpmで回転させ、破断した時の回数を求め、108時の
疲労寿命を求めたものである。
第2表から明らかな如く、本発明の実施例は、従来から
使用されているSUS316(比較例)よりラプチャー特性、
高温引張り強度及び疲労強度のすべての点で優れており
原子炉材、特に高速増殖炉材として適している。又、板
厚が20mmの本発明のNi基合金を製造したが、結晶粒度番
号が8番の合金が得られた。
使用されているSUS316(比較例)よりラプチャー特性、
高温引張り強度及び疲労強度のすべての点で優れており
原子炉材、特に高速増殖炉材として適している。又、板
厚が20mmの本発明のNi基合金を製造したが、結晶粒度番
号が8番の合金が得られた。
[発明の効果] 以上のように、本発明に係る製造方法によれば、ストレ
スラプチャー特性として18時間以上、又、高温(650
℃)引張り強度として90kg f/mm2以上、さらに、疲労強
度として60kg f/mm2以上である、耐熱性が良好でかつ疲
労強度が良好な合金が得られる。
スラプチャー特性として18時間以上、又、高温(650
℃)引張り強度として90kg f/mm2以上、さらに、疲労強
度として60kg f/mm2以上である、耐熱性が良好でかつ疲
労強度が良好な合金が得られる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 昭59−136443(JP,A) 特開 昭59−211560(JP,A) 特開 昭58−174538(JP,A) 特開 昭58−136736(JP,A) 特開 昭58−77559(JP,A) 特開 昭57−101634(JP,A)
Claims (12)
- 【請求項1】重量%で、クロム:15〜25%,鉄:9〜26
%,モリブデン:2〜4%および残部が実質的にニッケル
よりなる合金を溶解し、鍛造し、その後熱間加工を施
し、更に溶体化処理した後急冷し、時効処理を施すニッ
ケル基合金の製造方法であって、熱間加工の最終温度が
850℃以下であり、溶体化開始温度が940〜970℃の範囲
であることを特徴とするニッケル基合金の製造方法。 - 【請求項2】前記ニッケル基合金の疲労強度が60kg f/m
m2以上であることを特徴とする特許請求の範囲第1項に
記載のニッケル基合金の製造方法。(尚、前記疲労強度
は、600℃で試験片に応力を加え、10000rpmで回転さ
せ、破断した時の回数から108時の疲労寿命を求めたも
のである。) - 【請求項3】前記ニッケル基合金は、18時間以上のラプ
チャー特性を有することを特徴とする特許請求の範囲第
1項乃至第2項に記載のニッケル基合金の製造方法。 - 【請求項4】前記ニッケル基合金は、650℃で90kg f/mm
2以上の高温引っ張り強度を有することを特徴とする特
許請求の範囲第1項乃至第3項に記載のニッケル基合金
の製造方法。 - 【請求項5】前記ニッケル基合金は、結晶粒度がJISG05
51の粒度番号で7番以上であることを特徴とする特許請
求の範囲第1項乃至第4項に記載のニッケル基合金の製
造方法。 - 【請求項6】前記ニッケル基合金は、15mm以上の厚さを
有することを特徴とする特許請求の範囲第1項乃至第5
項に記載のニッケル基合金の製造方法。 - 【請求項7】重量%で、クロム:15〜25%,鉄:9〜26
%,モリブデン:2〜4%、さらにチタン:0.4〜2.0%,
ニオブ及びタンタル:4〜6%,コバルト:1%以下から選
ばれた1種または2種以上の元素を含有し、残部が実質
的にニッケルよりなる合金を溶解し、鍛造し、その後熱
間加工を施し、更に溶体化処理した後急冷し、時効処理
を施すニッケル基合金の製造方法であって、熱間加工の
最終温度が850℃以下であり、溶体化開始温度が940〜97
0℃の範囲であることを特徴とするニッケル基合金の製
造方法。 - 【請求項8】前記ニッケル基合金の疲労強度が60kg f/m
m2以上であることを特徴とする特許請求の範囲第7項に
記載のニッケル基合金の製造方法。(尚、前記疲労強度
は、600℃で試験片に応力を加え、10000rpmで回転さ
せ、破断した時の回数から108時の疲労寿命を求めたも
のである。) - 【請求項9】前記ニッケル基合金は、18時間以上のラプ
チャー特性を有することを特徴とする特許請求の範囲第
7項乃至第8項に記載のニッケル基合金の製造方法。 - 【請求項10】前記ニッケル基合金は、650℃で90kg f/
mm2以上の高温引っ張り強度を有することを特徴とする
特許請求の範囲第7項乃至第9項に記載のニッケル基合
金の製造方法。 - 【請求項11】前記ニッケル基合金は、結晶粒度がJISG
0551の粒度番号で7番以上であることを特徴とする特許
請求の範囲第7項乃至第10項に記載のニッケル基合金の
製造方法。 - 【請求項12】前記ニッケル基合金は、15mm以上の厚さ
を有することを特徴とする特許請求の範囲第7項乃至第
11項に記載のニッケル基合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59273614A JPH0684535B2 (ja) | 1984-12-27 | 1984-12-27 | ニッケル基合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP59273614A JPH0684535B2 (ja) | 1984-12-27 | 1984-12-27 | ニッケル基合金の製造方法 |
Related Child Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP6123260A Division JP2568047B2 (ja) | 1994-05-13 | 1994-05-13 | ニッケル基合金 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS61153254A JPS61153254A (ja) | 1986-07-11 |
JPH0684535B2 true JPH0684535B2 (ja) | 1994-10-26 |
Family
ID=17530192
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP59273614A Expired - Fee Related JPH0684535B2 (ja) | 1984-12-27 | 1984-12-27 | ニッケル基合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH0684535B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4683712B2 (ja) * | 2000-12-06 | 2011-05-18 | 日本冶金工業株式会社 | 熱間加工性に優れたNi基合金 |
Family Cites Families (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS57101634A (en) * | 1980-12-12 | 1982-06-24 | Hitachi Ltd | Ni base alloy with superior stress corrosion resisting property and manufacture thereof |
JPS5877559A (ja) * | 1981-10-30 | 1983-05-10 | Hitachi Ltd | 耐応力腐食割れ性に優れた原子炉用ばねの製作法 |
JPS58136736A (ja) * | 1982-02-08 | 1983-08-13 | Hitachi Ltd | 原子炉内用Ni基合金部材の製造方法 |
JPS58174538A (ja) * | 1982-04-02 | 1983-10-13 | Hitachi Ltd | 原子炉用隙間構造部材に用いられる耐応力腐食割れ性に優れたNi基合金製部材 |
JPS59211560A (ja) * | 1983-05-18 | 1984-11-30 | Hitachi Ltd | 原子炉用Ni基合金の熱処理方法 |
JPS59136443A (ja) * | 1983-07-25 | 1984-08-06 | Hitachi Ltd | 耐応力腐食割れ性に優れたボルト材 |
-
1984
- 1984-12-27 JP JP59273614A patent/JPH0684535B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS61153254A (ja) | 1986-07-11 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP4387940B2 (ja) | ニッケル基超合金 | |
EP2770081B1 (en) | Nickel-base alloys and methods of heat treating nickel base alloys | |
JP5394715B2 (ja) | 耐酸化性を有する溶接可能なニッケル−鉄−クロム−アルミニウム合金 | |
JP2778705B2 (ja) | Ni基超耐熱合金およびその製造方法 | |
US6860948B1 (en) | Age-hardenable, corrosion resistant Ni—Cr—Mo alloys | |
US5059257A (en) | Heat treatment of precipitation hardenable nickel and nickel-iron alloys | |
CA2980063C (en) | Method for producing ni-based superalloy material | |
EP3208354B1 (en) | Ni-based superalloy for hot forging | |
US5338379A (en) | Tantalum-containing superalloys | |
JP6315319B2 (ja) | Fe−Ni基超耐熱合金の製造方法 | |
EP1270755A1 (en) | Aging treatment for Ni-Cr-Mo alloys | |
EP3208355B1 (en) | Ni-based superalloy for hot forging | |
JP4387331B2 (ja) | Ni−Fe基合金およびNi−Fe基合金材の製造方法 | |
CN115354193A (zh) | 高温耐损伤超合金及由其制造的制品和制造该合金的方法 | |
EP1270754A1 (en) | Two-step aging treatment for Ni-Cr-Mo alloys | |
US6544362B2 (en) | Two step aging treatment for Ni-Cr-Mo alloys | |
KR100264709B1 (ko) | 니켈-몰리브덴 합금 | |
US6579388B2 (en) | Aging treatment for Ni-Cr-Mo alloys | |
CA2010147A1 (en) | Tantalum-containing superalloys | |
JPH0684535B2 (ja) | ニッケル基合金の製造方法 | |
US5437743A (en) | Weldable heat resistant alloy | |
JP2568047B2 (ja) | ニッケル基合金 | |
JPH03134144A (ja) | ニッケル基合金部材およびその製造方法 | |
JPH0573815B2 (ja) | ||
RU2791029C1 (ru) | Никелевый сплав с хорошей коррозионной стойкостью и высоким пределом прочности при растяжении и способ получения полуфабрикатов |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |