JPH11140570A - 高強度高耐食ニッケル合金およびその製造方法 - Google Patents
高強度高耐食ニッケル合金およびその製造方法Info
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- JPH11140570A JPH11140570A JP30394997A JP30394997A JPH11140570A JP H11140570 A JPH11140570 A JP H11140570A JP 30394997 A JP30394997 A JP 30394997A JP 30394997 A JP30394997 A JP 30394997A JP H11140570 A JPH11140570 A JP H11140570A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】本発明の目的は、軽水炉等の構造部材等や燃料
要素等に使用するに好適な耐応力腐食割れ性に優れた高
強度の析出強化型Ｎｉ合金を提供することにある。 【解決手段】本発明は、従来合金に比較してＳｉ，Ｍ
ｎ，Ｐ，Ｓの含有量を低減させたことにあり、これによ
って高温高圧水中の耐応力腐食割れ性を大きく改善した
点にある。
要素等に使用するに好適な耐応力腐食割れ性に優れた高
強度の析出強化型Ｎｉ合金を提供することにある。 【解決手段】本発明は、従来合金に比較してＳｉ，Ｍ
ｎ，Ｐ，Ｓの含有量を低減させたことにあり、これによ
って高温高圧水中の耐応力腐食割れ性を大きく改善した
点にある。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、軽水炉あるいは新
型転換炉の炉内構造部材や燃料要素等に用いられる高強
度Ｎｉ合金に係り、特に、耐応力腐食割れ性に優れた析
出強化型のＮｉ合金に関する。
型転換炉の炉内構造部材や燃料要素等に用いられる高強
度Ｎｉ合金に係り、特に、耐応力腐食割れ性に優れた析
出強化型のＮｉ合金に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、軽水炉等の炉内構造部材や燃料要
素等には、インコネルＸ−７５０（以下、Ｘ−７５０合
金と云う）と称する高強度の析出強化型Ｎｉ合金が多用
されている。ところがこのＸ−７５０合金は、熱処理条
件によっては前記用途の使用環境において応力腐食割れ
感受性を示すことがあった（特許第2554048 号公報，特
許第2554049 号公報）。すなわち、Ｘ−７５０合金は通
常０.０４〜０.０６％のＣを含有（規格は０.０８％Ｃ
以下）しており、約７００℃での時効処理（以下直接時
効）を施すと、結晶粒界に主としてＣｒ炭化物Ｍ23Ｃ6
が析出して応力腐食割れ感受性が増加する。また、約８
４０℃と約７００℃での２段階の時効処理（以下２段時
効）を施すと、結晶粒界に主として金属間化合物Ｎｉ
3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）のη相やγ′相が析出してやはり
応力腐食割れ感受性が増加する。
素等には、インコネルＸ−７５０（以下、Ｘ−７５０合
金と云う）と称する高強度の析出強化型Ｎｉ合金が多用
されている。ところがこのＸ−７５０合金は、熱処理条
件によっては前記用途の使用環境において応力腐食割れ
感受性を示すことがあった（特許第2554048 号公報，特
許第2554049 号公報）。すなわち、Ｘ−７５０合金は通
常０.０４〜０.０６％のＣを含有（規格は０.０８％Ｃ
以下）しており、約７００℃での時効処理（以下直接時
効）を施すと、結晶粒界に主としてＣｒ炭化物Ｍ23Ｃ6
が析出して応力腐食割れ感受性が増加する。また、約８
４０℃と約７００℃での２段階の時効処理（以下２段時
効）を施すと、結晶粒界に主として金属間化合物Ｎｉ
3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）のη相やγ′相が析出してやはり
応力腐食割れ感受性が増加する。
【０００３】０.０４〜０.０６％のＣを含有する通常の
Ｘ−７５０合金では２段時効材に比較して直接時効材の
耐応力腐食割れ性が優れているので、一般には直接時効
材が用いられるが、上述したように耐応力腐食割れ性は
必ずしも十分であるとは云えず、より信頼性の高い部材
が要求されていた。なお、直接時効材における応力腐食
割れ感受性の原因は結晶粒界に析出したＣｒ炭化物Ｍ23
Ｃ6 と考えられているが、Ｍ23Ｃ6 の粒界析出を抑制す
るためにＣ含有量を低減すると、粒界析出物はＭ23Ｃ6
からη相やγ′相に変化して２段時効材と同様に耐応力
腐食割れ性が劣る結果となることが知られている。
Ｘ−７５０合金では２段時効材に比較して直接時効材の
耐応力腐食割れ性が優れているので、一般には直接時効
材が用いられるが、上述したように耐応力腐食割れ性は
必ずしも十分であるとは云えず、より信頼性の高い部材
が要求されていた。なお、直接時効材における応力腐食
割れ感受性の原因は結晶粒界に析出したＣｒ炭化物Ｍ23
Ｃ6 と考えられているが、Ｍ23Ｃ6 の粒界析出を抑制す
るためにＣ含有量を低減すると、粒界析出物はＭ23Ｃ6
からη相やγ′相に変化して２段時効材と同様に耐応力
腐食割れ性が劣る結果となることが知られている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
に鑑み、軽水炉等の構造部材等や燃料要素等に使用する
に好適な耐応力腐食割れ性に優れた高強度の析出強化型
Ｎｉ合金を提供することにある。
に鑑み、軽水炉等の構造部材等や燃料要素等に使用する
に好適な耐応力腐食割れ性に優れた高強度の析出強化型
Ｎｉ合金を提供することにある。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、従来のＸ−７
５０合金等の析出強化型Ｎｉ合金の応力腐食割れ感受性
に及ぼすＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ′等の影響を鋭意検討し、
これらの元素が高強度析出強化型Ｎｉ合金の耐応力腐食
割れ性を大きく左右することを見い出した結果、到達し
たものである。本発明の要旨は次のとおりである。
５０合金等の析出強化型Ｎｉ合金の応力腐食割れ感受性
に及ぼすＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ′等の影響を鋭意検討し、
これらの元素が高強度析出強化型Ｎｉ合金の耐応力腐食
割れ性を大きく左右することを見い出した結果、到達し
たものである。本発明の要旨は次のとおりである。
【０００６】重量比でＣ：０.０５％以下，Ｓｉ：０.１
％以下，Ｍｎ：０.２％ 以下，Ｃｒ：１４〜２０％，Ｆ
ｅ：１５％以下，ＮｂとＴａの合計：０.７〜２.０％，
Ａｌ：０.４〜２％，Ｔｉ：２〜３.５％，Ｐ：０.０１
％以下，Ｓ：０.０１％以下と残部Ｎｉおよび不可避不
純物からなり、γ基地に主としてγ′相が析出している
ことを特徴とする高温高圧水中での耐応力腐食割れ性に
優れた高強度Ｎｉ合金。本発明の要点は、従来合金に比
較してＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓの含有量を低減させたことに
あり、これによって高温高圧水中の耐応力腐食割れ性を
大きく改善した点にある。
％以下，Ｍｎ：０.２％ 以下，Ｃｒ：１４〜２０％，Ｆ
ｅ：１５％以下，ＮｂとＴａの合計：０.７〜２.０％，
Ａｌ：０.４〜２％，Ｔｉ：２〜３.５％，Ｐ：０.０１
％以下，Ｓ：０.０１％以下と残部Ｎｉおよび不可避不
純物からなり、γ基地に主としてγ′相が析出している
ことを特徴とする高温高圧水中での耐応力腐食割れ性に
優れた高強度Ｎｉ合金。本発明の要点は、従来合金に比
較してＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓの含有量を低減させたことに
あり、これによって高温高圧水中の耐応力腐食割れ性を
大きく改善した点にある。
【０００７】本発明の合金では、結晶粒界へのＭ23Ｃ6
の析出を抑制するためにＣ含有量を０.０５％以下とす
るのが好ましいが、０.０２％以下に限定すればさらに
好適である。
の析出を抑制するためにＣ含有量を０.０５％以下とす
るのが好ましいが、０.０２％以下に限定すればさらに
好適である。
【０００８】この高強度Ｎｉ合金には、１〜１０％のＭ
ｏを含有させることができる。また、ＭｇおよびＣａの
少なくとも１種を０.０００４〜０.１％、あるいはＣｕ
を０.００５ 〜３％を含有させることができる。
ｏを含有させることができる。また、ＭｇおよびＣａの
少なくとも１種を０.０００４〜０.１％、あるいはＣｕ
を０.００５ 〜３％を含有させることができる。
【０００９】さらにまた、Ｂ含有量を１０ppm 以下とす
れば、耐応力腐食割れ感受性を一層小さく保つことがで
きる。
れば、耐応力腐食割れ感受性を一層小さく保つことがで
きる。
【００１０】本発明の合金は、析出強化型の合金である
ために、５５０〜８５０℃の加熱処理（時効処理）が不
可欠であるが、たとえば９８０〜１２００℃に加熱保持
して冷却した後、断面縮小率で２０％以上の冷間加工を
施し、更に５５０〜８５０℃に加熱保持する時効処理を
施すこと、あるいは８５０〜１２５０℃で断面縮小率で
２０％以上の熱間加工を施した後、９８０〜１２００℃
での加熱保持と５５０〜８５０℃での時効処理を施すこ
とによって製造することができる。
ために、５５０〜８５０℃の加熱処理（時効処理）が不
可欠であるが、たとえば９８０〜１２００℃に加熱保持
して冷却した後、断面縮小率で２０％以上の冷間加工を
施し、更に５５０〜８５０℃に加熱保持する時効処理を
施すこと、あるいは８５０〜１２５０℃で断面縮小率で
２０％以上の熱間加工を施した後、９８０〜１２００℃
での加熱保持と５５０〜８５０℃での時効処理を施すこ
とによって製造することができる。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明において、配合される各元
素の配合量について説明する。
素の配合量について説明する。
【００１２】ＣはＣｒと結合してＭ23Ｃ6 なるＣｒ炭化
物を結晶粒界に形成する。Ｃが0.05％を超えると結晶粒
界に形成されるＣｒ炭化物が増加し、耐応力腐食割れ性
が低下する。従って、Ｃを０.０５％以下、好ましくは
０.０２％以下とした。
物を結晶粒界に形成する。Ｃが0.05％を超えると結晶粒
界に形成されるＣｒ炭化物が増加し、耐応力腐食割れ性
が低下する。従って、Ｃを０.０５％以下、好ましくは
０.０２％以下とした。
【００１３】Ｓｉは合金中の不純物としての酸素を取除
く作用を持つが、反面０.１％ を超えると耐応力腐食割
れ性が低下する。従って、Ｓｉを０.１％ 以下とした。
く作用を持つが、反面０.１％ を超えると耐応力腐食割
れ性が低下する。従って、Ｓｉを０.１％ 以下とした。
【００１４】Ｍｎは合金中の不純物としてのＳ′を取除
く作用を持つが、反面０.２％ を超えると耐応力腐食割
れ性が低下する。従って、Ｍｎを０.２％ 以下とした。
く作用を持つが、反面０.２％ を超えると耐応力腐食割
れ性が低下する。従って、Ｍｎを０.２％ 以下とした。
【００１５】Ｃｒは耐応力腐食割れ性を保持する上で最
も重要な元素であり、１４％以上含有させる必要がある
が２０％を超えると延性を損なう。従って、Ｃｒを１４
〜２０％とした。
も重要な元素であり、１４％以上含有させる必要がある
が２０％を超えると延性を損なう。従って、Ｃｒを１４
〜２０％とした。
【００１６】Ｆｅは通常の溶解で混入する量以上に添加
することで基地組織を安定化するが、Ｆｅの含有量が多
過ぎると延性を害し、加工性が低下するため上限を１５
％とした。
することで基地組織を安定化するが、Ｆｅの含有量が多
過ぎると延性を害し、加工性が低下するため上限を１５
％とした。
【００１７】Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，ＴａはＮｉと結合して
Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）なるγ′相あるいはη
相を析出し強度を高くする。明らかな析出強化性を与え
るためには少なくともＡｌを０.４％ 以上，Ｔｉを２％
以上およびＮｂとＴａの合計を０.７％ 以上含有させる
必要があり、ＡｌおよびＴｉの量を増加させ、かつＮｂ
やＴａを添加することにより高強度のＮｉ合金を得るこ
とができる。なお、Ａｌが２％，Ｔｉが３.５％ ，Ｎｂ
とＴａの合計が２％を超えると合金間化合物Ｎｉ3(Ａ
ｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）のγ′相やη相が結晶粒界に析
出して、耐応力腐食割れ性が低下したり延性や加工性が
低下する。従って、Ａｌを０.４ 〜２％，Ｔｉを２〜
３.５％，ＮｂとＴａの合計を０.７〜２％とした。
Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）なるγ′相あるいはη
相を析出し強度を高くする。明らかな析出強化性を与え
るためには少なくともＡｌを０.４％ 以上，Ｔｉを２％
以上およびＮｂとＴａの合計を０.７％ 以上含有させる
必要があり、ＡｌおよびＴｉの量を増加させ、かつＮｂ
やＴａを添加することにより高強度のＮｉ合金を得るこ
とができる。なお、Ａｌが２％，Ｔｉが３.５％ ，Ｎｂ
とＴａの合計が２％を超えると合金間化合物Ｎｉ3(Ａ
ｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）のγ′相やη相が結晶粒界に析
出して、耐応力腐食割れ性が低下したり延性や加工性が
低下する。従って、Ａｌを０.４ 〜２％，Ｔｉを２〜
３.５％，ＮｂとＴａの合計を０.７〜２％とした。
【００１８】本発明では、Ｓｉ，Ｍｎと同様にＰ，Ｓも
耐応力腐食割れ性に悪影響を及ぼすことを明らかにし、
ＰおよびＳの含有量を０.０１％ 以下に低減することに
より直接時効材のみならず２段時効材においても従来材
に比較して良好な耐応力腐食割れ性が得られることを明
らかにした。すなわち、ＰおよびＳは０.０１％ 以下に
する必要がある。
耐応力腐食割れ性に悪影響を及ぼすことを明らかにし、
ＰおよびＳの含有量を０.０１％ 以下に低減することに
より直接時効材のみならず２段時効材においても従来材
に比較して良好な耐応力腐食割れ性が得られることを明
らかにした。すなわち、ＰおよびＳは０.０１％ 以下に
する必要がある。
【００１９】ＭｏはＣｒにより高められた耐応力腐食割
れ性を補完し、耐孔食性，耐すきま腐食性を向上させる
ので、１％以上含有させることが好ましいが、１０％を
超えると延性や加工性を阻害する。
れ性を補完し、耐孔食性，耐すきま腐食性を向上させる
ので、１％以上含有させることが好ましいが、１０％を
超えると延性や加工性を阻害する。
【００２０】Ｃｕは耐食性，加工性に対して有効な元素
であり、０.００５％ より少ないと効果が十分得られ
ず、３％より多くても耐食性，加工性はそれ以上向上し
ない。また、本発明においては、熱間加工性，冷間加工
性の改善のために、通常用いられるＨｆ，Ｙ等の希土類
元素、あるいは、Ｍｇ，Ｃａを０.１％ まで含有させて
も、得られる性能に影響を及ぼすことはない。たとえ
ば、Ｍｇ，Ｃａの場合、熱間・冷間加工性を改善するに
は、０.０００４〜０.１％添加するのがよい。
であり、０.００５％ より少ないと効果が十分得られ
ず、３％より多くても耐食性，加工性はそれ以上向上し
ない。また、本発明においては、熱間加工性，冷間加工
性の改善のために、通常用いられるＨｆ，Ｙ等の希土類
元素、あるいは、Ｍｇ，Ｃａを０.１％ まで含有させて
も、得られる性能に影響を及ぼすことはない。たとえ
ば、Ｍｇ，Ｃａの場合、熱間・冷間加工性を改善するに
は、０.０００４〜０.１％添加するのがよい。
【００２１】（実施例１）
【００２２】
【表１】
【００２３】表１は代表的な本発明の実施例および比較
例の化学組成を示す。実施例材Ａ〜Ｄおよび比較例材Ｅ
〜Ｋは、いずれも二重真空溶解して得たインゴットを熱
間鍛造した後、所定の熱処理を施して高温水中隙間つき
定ひずみ応力腐食割れ試験（以下、隙間ＳＣＣ試験と云
う）を行った。
例の化学組成を示す。実施例材Ａ〜Ｄおよび比較例材Ｅ
〜Ｋは、いずれも二重真空溶解して得たインゴットを熱
間鍛造した後、所定の熱処理を施して高温水中隙間つき
定ひずみ応力腐食割れ試験（以下、隙間ＳＣＣ試験と云
う）を行った。
【００２４】図１に隙間ＳＣＣ試験の概要を示す。試験
には厚さ１mmの板状試験片１を用いた。ステンレス鋼製
ホルダー２をボルト３で締めつけ、均一曲げ歪（１％）
を付与すると共に、凸側表面にグラファイト・ウール４
を挾んで隙間を形成させた状態で高温水中に浸漬した。
この高温水は２８８℃で約８ppm の溶存酸素を含む再生
循環純水である。５００時間連続浸漬後に取り出した試
験片の断面を顕微鏡観察し、隙間ＳＣＣの割れ深さを測
定した。
には厚さ１mmの板状試験片１を用いた。ステンレス鋼製
ホルダー２をボルト３で締めつけ、均一曲げ歪（１％）
を付与すると共に、凸側表面にグラファイト・ウール４
を挾んで隙間を形成させた状態で高温水中に浸漬した。
この高温水は２８８℃で約８ppm の溶存酸素を含む再生
循環純水である。５００時間連続浸漬後に取り出した試
験片の断面を顕微鏡観察し、隙間ＳＣＣの割れ深さを測
定した。
【００２５】これらの合金はいずれもオーステナイト
（γ）基地に主としてＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）のγ′
相を有する組織であった。
（γ）基地に主としてＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）のγ′
相を有する組織であった。
【００２６】
【表２】
【００２７】１０６６℃で１ｈ加熱保持して冷却した
後、７００℃で２０ｈ加熱保持する時効処理（直接時
効）を施した試験片の隙間ＳＣＣ試験結果を表２に示
す。Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓの含有量を低減させた実施例材
Ａ〜Ｄでは、いずれも隙間割れ深さは５０μｍ以下であ
り、良好な耐応力腐食割れ性を示した。
後、７００℃で２０ｈ加熱保持する時効処理（直接時
効）を施した試験片の隙間ＳＣＣ試験結果を表２に示
す。Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓの含有量を低減させた実施例材
Ａ〜Ｄでは、いずれも隙間割れ深さは５０μｍ以下であ
り、良好な耐応力腐食割れ性を示した。
【００２８】一方、比較材Ｅ〜Ｋのうち、極低ＣのＥ〜
ＨではＭｎ，Ｓｉ，ＰあるいはＳの含有量が本発明の範
囲を超えており隙間割れ深さが１００μｍ以上となっ
た。また、Ｉ〜Ｋで耐応力腐食割れ性が劣るのはそれぞ
れＭｎ・Ｓｉの過剰，Ｃｒの不足・Ｓｉの過剰あるいは
Ｃ・Ｍｎ・Ｓｉ・Ｐの過剰が原因である。
ＨではＭｎ，Ｓｉ，ＰあるいはＳの含有量が本発明の範
囲を超えており隙間割れ深さが１００μｍ以上となっ
た。また、Ｉ〜Ｋで耐応力腐食割れ性が劣るのはそれぞ
れＭｎ・Ｓｉの過剰，Ｃｒの不足・Ｓｉの過剰あるいは
Ｃ・Ｍｎ・Ｓｉ・Ｐの過剰が原因である。
【００２９】（実施例２）
【００３０】
【表３】
【００３１】表３は本発明の他の実施例を示す。二重真
空溶解して得たインゴットを熱間圧延した後、所定の熱
処理を施して隙間ＳＣＣ試験を行った。これらの合金は
いずれもオーステナイト（γ）基地に主としてγ′相を
有する組織であった。
空溶解して得たインゴットを熱間圧延した後、所定の熱
処理を施して隙間ＳＣＣ試験を行った。これらの合金は
いずれもオーステナイト（γ）基地に主としてγ′相を
有する組織であった。
【００３２】
【表４】
【００３３】１０６６℃で１ｈ加熱保持して冷却した
後、８４０℃で２０ｈおよび７００℃で２０ｈ加熱保持
する時効処理（２段時効）を施した試験片の隙間ＳＣＣ
試験結果を表４に示す。なお、表４には（実施例１）で
述べた比較材Ｊ，Ｋの２段時効材の結果もあわせて示し
た。実施例材Ｌ〜Ｍでは、いずれも隙間割れ深さは100
μｍ以下であり、比較材Ｊ，Ｋの２００μｍ以上よりも
耐応力腐食割れ性が優れている。
後、８４０℃で２０ｈおよび７００℃で２０ｈ加熱保持
する時効処理（２段時効）を施した試験片の隙間ＳＣＣ
試験結果を表４に示す。なお、表４には（実施例１）で
述べた比較材Ｊ，Ｋの２段時効材の結果もあわせて示し
た。実施例材Ｌ〜Ｍでは、いずれも隙間割れ深さは100
μｍ以下であり、比較材Ｊ，Ｋの２００μｍ以上よりも
耐応力腐食割れ性が優れている。
【００３４】なお、通常のＸ−７５０合金では直接時効
材に比較して２段時効材の応力腐食割れ感受性が大きい
ことが知られているが、表２と表４からも同様の傾向が
認められる。
材に比較して２段時効材の応力腐食割れ感受性が大きい
ことが知られているが、表２と表４からも同様の傾向が
認められる。
【００３５】以上のように、本発明によれば、直接時効
材のみならず２段時効材においても従来材に比較して良
好な耐応力腐食割れ性を実現することができる。なお、
本発明の合金にＭｇおよびＣａの少なくとも１種を０.
０００４〜０.１％、あるいはＣｕを０.００５ 〜３％
含有させても何らその有効性を失なうものではない。ま
た、Ｂ含有量を１０ppm 以下とすれば、応力腐食割れ感
受性が一層小さく保たれることを確認している。
材のみならず２段時効材においても従来材に比較して良
好な耐応力腐食割れ性を実現することができる。なお、
本発明の合金にＭｇおよびＣａの少なくとも１種を０.
０００４〜０.１％、あるいはＣｕを０.００５ 〜３％
含有させても何らその有効性を失なうものではない。ま
た、Ｂ含有量を１０ppm 以下とすれば、応力腐食割れ感
受性が一層小さく保たれることを確認している。
【００３６】
【発明の効果】本発明によれば、軽水炉あるいは新型転
換炉の炉内構造部材や燃料要素等に用いられる高強度Ｎ
ｉ合金の耐応力腐食割れ性を向上することができ、軽水
炉等の機器の安全性を高め、その寿命を延長することが
できる。
換炉の炉内構造部材や燃料要素等に用いられる高強度Ｎ
ｉ合金の耐応力腐食割れ性を向上することができ、軽水
炉等の機器の安全性を高め、その寿命を延長することが
できる。
【図１】本発明の実施例である隙間ＳＣＣ試験例の説明
図である。
図である。
１…板状試験片、２…ステンレス鋼製ホルダー、３…ボ
ルト、４…グラファイト・ウール。
ルト、４…グラファイト・ウール。
フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９４ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９４Ｂ 1/10 1/10 Ｈ
Claims (7)
- 【請求項１】重量比でＣ：０.０５％以下，Ｓｉ：０.１
％以下，Ｍｎ：０.２％ 以下，Ｃｒ：１４〜２０％，Ｆ
ｅ：１５％以下，ＮｂとＴａの合計：０.７〜２.０％，
Ａｌ：０.４〜２％，Ｔｉ：２〜３.５％，Ｐ：０.０１
％以下，Ｓ：０.０１％以下と残部Ｎｉおよび不可避不
純物からなり、γ基地に主としてγ′相が析出している
ことを特徴とする高温高圧水中での耐応力腐食割れ性に
優れた高強度耐食ニッケル合金。 - 【請求項２】重量比でＣ：０.０２％以下，Ｓｉ：０.１
％以下，Ｍｎ：０.２％ 以下，Ｃｒ：１４〜２０％，Ｆ
ｅ：１５％以下，ＮｂとＴａの合計：０.７〜２.０％，
Ａｌ：０.４〜２％，Ｔｉ：２〜３.５％，Ｐ：０.０１
％以下，Ｓ：０.０１％以下と残部Ｎｉおよび不可避不
純物からなり、γ基地に主としてγ′相が析出している
ことを特徴とする高温高圧水中での耐応力腐食割れ性に
優れた高強度耐食ニッケル合金。 - 【請求項３】重量比でＭｏ：１〜１０％を含有すること
を特徴とする請求項１または２に記載の高温高圧水中で
の耐応力腐食割れ性に優れた高強度耐食ニッケル合金。 - 【請求項４】９８０〜１２００℃に加熱保持して冷却し
た後、断面縮小率で２０％以上の冷間加工を施し、更に
５５０〜８５０℃に加熱保持する時効処理を施すことを
特徴とする請求項１，２または３に記載の高温高圧水中
での耐応力腐食割れ性に優れた高強度耐食ニッケル合金
の製造方法。 - 【請求項５】８５０〜１２５０℃で断面縮小率で２０％
以上の熱間加工を施した後、９８０〜１２００℃での加
熱保持と５５０〜８５０℃での時効処理を施すことを特
徴とする請求項１，２、または３に記載の高温高圧水中
での耐応力腐食割れ性に優れた高強度耐食ニッケル合金
の製造方法。 - 【請求項６】重量比でＭｇおよびＣａの少なくとも１
種：０.０００４〜０.１％あるいはＣｕ：０.００５ 〜
３％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれ
か１に記載の高温高圧水中での耐応力腐食割れ性に優れ
た高強度耐食ニッケル合金。 - 【請求項７】重量比でＢ：１０ppm 以下であることを特
徴とする請求項１〜６のいずれか１に記載の高温高圧水
中での耐応力腐食割れ性に優れた高強度耐食ニッケル合
金。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30394997A JPH11140570A (ja) | 1997-11-06 | 1997-11-06 | 高強度高耐食ニッケル合金およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30394997A JPH11140570A (ja) | 1997-11-06 | 1997-11-06 | 高強度高耐食ニッケル合金およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11140570A true JPH11140570A (ja) | 1999-05-25 |
Family
ID=17927239
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30394997A Pending JPH11140570A (ja) | 1997-11-06 | 1997-11-06 | 高強度高耐食ニッケル合金およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11140570A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102744531A (zh) * | 2012-07-31 | 2012-10-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种镍基合金焊丝 |
-
1997
- 1997-11-06 JP JP30394997A patent/JPH11140570A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102744531A (zh) * | 2012-07-31 | 2012-10-24 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种镍基合金焊丝 |
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