JPS58136736A - 原子炉内用Ni基合金部材の製造方法 - Google Patents
原子炉内用Ni基合金部材の製造方法Info
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- JPS58136736A JPS58136736A JP57017447A JP1744782A JPS58136736A JP S58136736 A JPS58136736 A JP S58136736A JP 57017447 A JP57017447 A JP 57017447A JP 1744782 A JP1744782 A JP 1744782A JP S58136736 A JPS58136736 A JP S58136736A
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- 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
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
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。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は沸騰水型又は加圧水型原子炉などの高温高圧水
環境下で使用するに好適な、応力腐食割れ(8CC)に
対する抵抗力が高いt N ’基合金製部材に関する。
環境下で使用するに好適な、応力腐食割れ(8CC)に
対する抵抗力が高いt N ’基合金製部材に関する。
従来、このような環境−Fで用いられる部材には、主に
高温強度が高いという理由から、析出強化型Ni基合金
であるインコネルX750(以下、X750合金という
)が採用されている。このX750合金は15%@度の
Crを含有し、一般には耐食性材料と与られている。し
かしX750合金は原子炉々水のような高温水環境下で
は水質条件によってSCCが発生する可能性のあること
が本発明者らの研究によって判明した。すなわちX75
0合金は引張応力が作用する状態で290C程度の高温
純水にさらされると粒界型SCCを生ずることがあり、
特にその応力が作用する表面に隙間が存在する場合はS
CCが極めて生じやすくなることが判明した。
高温強度が高いという理由から、析出強化型Ni基合金
であるインコネルX750(以下、X750合金という
)が採用されている。このX750合金は15%@度の
Crを含有し、一般には耐食性材料と与られている。し
かしX750合金は原子炉々水のような高温水環境下で
は水質条件によってSCCが発生する可能性のあること
が本発明者らの研究によって判明した。すなわちX75
0合金は引張応力が作用する状態で290C程度の高温
純水にさらされると粒界型SCCを生ずることがあり、
特にその応力が作用する表面に隙間が存在する場合はS
CCが極めて生じやすくなることが判明した。
耐熱容器熱交換器及び水蒸気発生装置の如き高温高圧−
ドで高純度の水にさらされ、これによる応力腐食割れ性
に優れたNi基合金として、U35N1965−653
665.U35N1965−459110に述べられて
いる。これにはI Cr14〜35%。
ドで高純度の水にさらされ、これによる応力腐食割れ性
に優れたNi基合金として、U35N1965−653
665.U35N1965−459110に述べられて
いる。これにはI Cr14〜35%。
FeO〜25%、TiおよびAtの1橿または両方0.
5%未満、CO〜0.15%、810〜1%。
5%未満、CO〜0.15%、810〜1%。
M OO〜7.7%、 Ta Q 〜1.2%(M O
又はIll aが存在する場合iCrは20%以下)を
會み、残部Niよりなる合金、及びとのNi基合金の改
良として更にCr26〜32%、 CO,1%以下。
又はIll aが存在する場合iCrは20%以下)を
會み、残部Niよりなる合金、及びとのNi基合金の改
良として更にCr26〜32%、 CO,1%以下。
T15%以下、A45%以下、Mn2%以下。
8125%以下、Ni52〜67%、残部F 6からな
る合金およびこれにMO10%以下、Nb6%以下、■
10%以下、W10%以下の少なくとも1種を含む合金
が示されている。
る合金およびこれにMO10%以下、Nb6%以下、■
10%以下、W10%以下の少なくとも1種を含む合金
が示されている。
しかし、これらの引例に示された合金は、隙間を形成し
て構成される前述あ“ような製品におりる耐隙間腐食割
れ性が十分でない。
て構成される前述あ“ような製品におりる耐隙間腐食割
れ性が十分でない。
本発明の目的は、高温水環境下においても、耐応力腐食
割れ性に優れたNi基合金からなる部材を提供するにあ
る。
割れ性に優れたNi基合金からなる部材を提供するにあ
る。
本発明者らはNi基析出強化型合金について。
溶解、成形等の製造過程における難易度、および各種熱
処理後の金属組絨、耐高温水SCC性並びに機械的特性
を詳細に検s’t t、た結果、次のごとき知見を得た
。(1)15%以上のCrと数パーセント以上のMOを
共存させると、時効硬化後の耐SCC性、特に高温水隙
間部での耐SCC性が著しく高くなるが、CrおよびM
Oが多量になると、オースナイト基地が不安定となり機
械的性質および耐食性の上で有害な相の析出傾向が高く
なる。(2)NbはAtやTiに比べて析出強化に対す
る効果が大きく、高い硬化能を得るにはNb添加が必要
であるが、Nb単独では十分な強度を得るのが困難であ
る。(3)Nbは5%を超えると製造過程や熱処理過程
で粗大な炭化物や金属間化合物が形成されて耐SCC性
や機械的特性を阻害する。(4)冷間加工後、時効硬化
処理を行うと特性が向上する。
処理後の金属組絨、耐高温水SCC性並びに機械的特性
を詳細に検s’t t、た結果、次のごとき知見を得た
。(1)15%以上のCrと数パーセント以上のMOを
共存させると、時効硬化後の耐SCC性、特に高温水隙
間部での耐SCC性が著しく高くなるが、CrおよびM
Oが多量になると、オースナイト基地が不安定となり機
械的性質および耐食性の上で有害な相の析出傾向が高く
なる。(2)NbはAtやTiに比べて析出強化に対す
る効果が大きく、高い硬化能を得るにはNb添加が必要
であるが、Nb単独では十分な強度を得るのが困難であ
る。(3)Nbは5%を超えると製造過程や熱処理過程
で粗大な炭化物や金属間化合物が形成されて耐SCC性
や機械的特性を阻害する。(4)冷間加工後、時効硬化
処理を行うと特性が向上する。
本発明はこのような知見に基づいてなされたものであっ
て1重賞比でCr14〜35%+ M 01〜8%、k
tO,4〜2%、TtO,7〜4.4%。
て1重賞比でCr14〜35%+ M 01〜8%、k
tO,4〜2%、TtO,7〜4.4%。
N b O,7〜4.5%、 F e 40%以下を會
み、A z−。
み、A z−。
≦5.5%の範囲内できまれ、残部は40%以−トのN
Nである組成を有し冷間加工後、析出強化時効処理を施
されてなる高温水中での耐応力腐食割れ性に優れたNi
基合金からなる部材である。
Nである組成を有し冷間加工後、析出強化時効処理を施
されてなる高温水中での耐応力腐食割れ性に優れたNi
基合金からなる部材である。
以下各成分の添加および含有Il阻定の理由について説
明する。
明する。
CrはMOと共存して十分な耐SCC性を得るために少
なくとも15%必要であり、一方25%を超えると熱間
加工性が損われ、またTCP相として知られているσ相
、μ相、1BVes相などの有害相の生成によって冷間
加工性質および耐食性が低下する。Crは17〜23%
が好ましい。
なくとも15%必要であり、一方25%を超えると熱間
加工性が損われ、またTCP相として知られているσ相
、μ相、1BVes相などの有害相の生成によって冷間
加工性質および耐食性が低下する。Crは17〜23%
が好ましい。
MOはCrにより高められた耐食性を補充し、隙間部に
おける耐食性を向上させるが、その効果は1%以上で顕
著に現われる。しかしMOは8%を超えると、Crの場
合と同様、上記有害相の生成によって機械的性質および
耐食性が低下し、また加工性が損われるところから、1
〜8%とした。
おける耐食性を向上させるが、その効果は1%以上で顕
著に現われる。しかしMOは8%を超えると、Crの場
合と同様、上記有害相の生成によって機械的性質および
耐食性が低下し、また加工性が損われるところから、1
〜8%とした。
この中でも特に1.5−5%が好ましい。
1i’eは通常の溶解で混入する童以上に添加すること
で、基地組織を安定化し1耐食性を向上できることが知
られた。しかしpeの含有量が多過ぎる場合、むしろL
Bves相など有害相を生せしめるためその上限は40
%とした。この中でも特に5〜30%が好ましい。
で、基地組織を安定化し1耐食性を向上できることが知
られた。しかしpeの含有量が多過ぎる場合、むしろL
Bves相など有害相を生せしめるためその上限は40
%とした。この中でも特に5〜30%が好ましい。
Az、lおよびNbはいずれもNiとの金属間化合物を
形成し析出強化にを与する。このうちAtおよびT1は
合金の脱酸素にも必要であるが。
形成し析出強化にを与する。このうちAtおよびT1は
合金の脱酸素にも必要であるが。
Nbに比べて析出強化への寄与がやや小さい。析出強化
は主としてN1aX型のガンマ−プライム(r′)の析
出によりなされ、r′中のXがAtの場合に初期反応が
速やかに、かつ均一に生ずる。
は主としてN1aX型のガンマ−プライム(r′)の析
出によりなされ、r′中のXがAtの場合に初期反応が
速やかに、かつ均一に生ずる。
しかし析出強化はr′中のA4がTiまたはNbに置換
し、成長することにより顕著となる。そこでr′の初期
生成に必要なAA、析出強化に必要なTiおよびNl)
の各々の添加量を実験で検討した結果、明らかな時効硬
化能を与えるためには少なくとも0.4%以上のAtお
よび0.7%以上のTIの組合せが必要であり、Atお
よびTiO量を増加させ、かつNbを添加することによ
り目的に応じたより高強度の合金が得られ、特に′v1
の場合、鍛造時の割れを防止するために0.7%以」二
必要であることが判明した。反面、SCC試験において
はAtおよびTiが多すぎる場合、耐SCC性の低下が
認められたため、各々の上限をAt2%およびT13%
とする必要がある。またNbについては約5%を超える
と粗大な炭化物や金属間化合物の生成による機械的特性
の劣化や加工性の低下が生ずることがあるため、その上
限を4.5%とした。これらの中でも特に、Atは0.
5〜1.5%、T1は0.75〜2%およびNbは1〜
4%が好ましい。
し、成長することにより顕著となる。そこでr′の初期
生成に必要なAA、析出強化に必要なTiおよびNl)
の各々の添加量を実験で検討した結果、明らかな時効硬
化能を与えるためには少なくとも0.4%以上のAtお
よび0.7%以上のTIの組合せが必要であり、Atお
よびTiO量を増加させ、かつNbを添加することによ
り目的に応じたより高強度の合金が得られ、特に′v1
の場合、鍛造時の割れを防止するために0.7%以」二
必要であることが判明した。反面、SCC試験において
はAtおよびTiが多すぎる場合、耐SCC性の低下が
認められたため、各々の上限をAt2%およびT13%
とする必要がある。またNbについては約5%を超える
と粗大な炭化物や金属間化合物の生成による機械的特性
の劣化や加工性の低下が生ずることがあるため、その上
限を4.5%とした。これらの中でも特に、Atは0.
5〜1.5%、T1は0.75〜2%およびNbは1〜
4%が好ましい。
さらにi At + T ’およびNbは3.5%≦2
Atいと、析出硬化が不十分であり、また5、5%を超
えるとオーステナイト基地が不安定となる。
Atいと、析出硬化が不十分であり、また5、5%を超
えるとオーステナイト基地が不安定となる。
以上のような添加元素の役割から、各元素が最も効果的
に作用する点で好適な成分範囲は次の通りである。即ち
重蓋比でCr17〜23%+ M Ol、5〜5%1F
65〜30%、 A t O,4〜1.5%。
に作用する点で好適な成分範囲は次の通りである。即ち
重蓋比でCr17〜23%+ M Ol、5〜5%1F
65〜30%、 A t O,4〜1.5%。
T10.7〜2%、Nb1〜4%(ただし3.5%≦不
純物を除きNiからなるオーステナイト合金である。
純物を除きNiからなるオーステナイト合金である。
Cは上記の不純物に入るが、耐食性および析出強化の妨
害元素であるのでその含有量を0.08%以下とするこ
とが望ましい。Cは0.02〜0.06が好ましい。
害元素であるのでその含有量を0.08%以下とするこ
とが望ましい。Cは0.02〜0.06が好ましい。
SiおよびMnは脱酸および脱硫剤として添加されるが
、耐食性の低下を防止するにはそれぞれ1%以下の含有
量とすることが好適である。
、耐食性の低下を防止するにはそれぞれ1%以下の含有
量とすることが好適である。
PおよびSは粒界への偏析を防止し、耐食性の低下を防
止するために0.02以下が望ましい。
止するために0.02以下が望ましい。
BおよびZrはそれぞれ高温強度改善および熱間加工性
改善の目的で微量添加すると有利であるが粒界の耐食性
を損わない程厩、即ち、それぞれ0.02%以下、およ
び0.2%以下とすることが好ましい。なお原子炉部品
の場合、放射能低減の目的でCOおよびTaの含有蓋を
極力低下させることが望ましい、このうちCOは0.2
%以下が望ましい。
改善の目的で微量添加すると有利であるが粒界の耐食性
を損わない程厩、即ち、それぞれ0.02%以下、およ
び0.2%以下とすることが好ましい。なお原子炉部品
の場合、放射能低減の目的でCOおよびTaの含有蓋を
極力低下させることが望ましい、このうちCOは0.2
%以下が望ましい。
なお、Feは、Cr 、MO、T’iおよびNbを合金
中に添加するのにこれらの歩留りを向上させるためにフ
ェロ合金によって行うのが打着しく、そのため40%以
下の含有量となるように?A整する。
中に添加するのにこれらの歩留りを向上させるためにフ
ェロ合金によって行うのが打着しく、そのため40%以
下の含有量となるように?A整する。
このような組成を有する本発明に係るNi基合金は高温
水環境における優れた耐SCC性とともにばね材等の高
強度材に適した時効硬化能を有すが行われる。冷間加工
前の固溶化処理温度は925〜1150Cが好ましく、
より好適な温度範囲はNbが2%以下の場合、1020
〜1150C,N bが2%を超える場合、925〜1
100Cである。
水環境における優れた耐SCC性とともにばね材等の高
強度材に適した時効硬化能を有すが行われる。冷間加工
前の固溶化処理温度は925〜1150Cが好ましく、
より好適な温度範囲はNbが2%以下の場合、1020
〜1150C,N bが2%を超える場合、925〜1
100Cである。
(9)
一般に組織を均質化するには高温で固溶化処理すること
が好ましいが、Nbを多量に含む場合は粒界の脆弱化−
や耐食性低下を防ぐために低目の固溶化処理温度が望ま
し2い。
が好ましいが、Nbを多量に含む場合は粒界の脆弱化−
や耐食性低下を防ぐために低目の固溶化処理温度が望ま
し2い。
析出強化のための時効処理は、1回又は処理温度の異な
る温度で2回以上行うことが好ましい。
る温度で2回以上行うことが好ましい。
1回の処理の場合には、620〜750Cが好適である
。2回行う場せには、720〜870Cで最初の処理を
行い、次いで最初の温度より低い温度で620〜750
Cで行うのが、強度と4隙間1^食割れ性の^いものが
得られる。特に、1回の処理で前述の温度で行うのが好
ましい。
。2回行う場せには、720〜870Cで最初の処理を
行い、次いで最初の温度より低い温度で620〜750
Cで行うのが、強度と4隙間1^食割れ性の^いものが
得られる。特に、1回の処理で前述の温度で行うのが好
ましい。
しかして原子炉用のばねは、高い降伏強さが要求され、
0.2%耐力で約100 K9/van1以上要求され
る場合がある。ばねに使用される本発明に係る部材は素
材を溶体化処理のまま又は溶体化処理後冷間塑性加工に
よって加工硬化させ、成形加工後に時効硬化処理が行わ
れて製造される。
0.2%耐力で約100 K9/van1以上要求され
る場合がある。ばねに使用される本発明に係る部材は素
材を溶体化処理のまま又は溶体化処理後冷間塑性加工に
よって加工硬化させ、成形加工後に時効硬化処理が行わ
れて製造される。
このうち、特に板ばねの場合は、溶体化処理後、断面減
少率で10〜70%の冷間塑性加工を施し。
少率で10〜70%の冷間塑性加工を施し。
(10)
次いでプレス等で成形加工し、時効処理後、表面仕上げ
加工される。
加工される。
またコイルばねの場合は、溶体化処理後、断面減少率2
0%以下の冷間線引加工を施し、又は溶体化処理のまま
で、成形加工によりコイリングした後、時効処理され、
次いで表面の仕上げ加工が施される。
0%以下の冷間線引加工を施し、又は溶体化処理のまま
で、成形加工によりコイリングした後、時効処理され、
次いで表面の仕上げ加工が施される。
本発明に係る部材は高温高圧水環境中で使用するに好適
であるが、これらの−例として、第1表に1本発明の部
材が採用される沸騰水型原子炉用炉内部品を示す。
であるが、これらの−例として、第1表に1本発明の部
材が採用される沸騰水型原子炉用炉内部品を示す。
またこれらの部品のうち、主なものについてその形状を
添付図面に示す。
添付図面に示す。
第1図は原子炉の炉心部4の断面図、第2図は第1図の
■に示す部分の核燃料来合体のタイグレート5とチャン
ネルボックス6との間に介在されるフィンガースプリン
グ7を示す断面図、第3図は第1図の■の部分の制御棒
駆動機構のグラファイトシール8をインデックスチュー
ブ9に固定するエクスパンションスプリング10を示す
断面図、(11) 第4図は第1図の■の部分のジェットポンプのエルボ管
11を下に押えるためのアーム12.12’間にはシ渡
される押えビーム13を示す斜視図、第5図は第1図の
■の部分の燃料集合体のガード15にスプリング14を
固定するキャップスクリュウ16を示す断面図、第6図
はグラファイトシール17をピストンチューブ18に固
定するガータスプリング19を示す斜視図および第7図
はガータスプリング19の正面図である。
■に示す部分の核燃料来合体のタイグレート5とチャン
ネルボックス6との間に介在されるフィンガースプリン
グ7を示す断面図、第3図は第1図の■の部分の制御棒
駆動機構のグラファイトシール8をインデックスチュー
ブ9に固定するエクスパンションスプリング10を示す
断面図、(11) 第4図は第1図の■の部分のジェットポンプのエルボ管
11を下に押えるためのアーム12.12’間にはシ渡
される押えビーム13を示す斜視図、第5図は第1図の
■の部分の燃料集合体のガード15にスプリング14を
固定するキャップスクリュウ16を示す断面図、第6図
はグラファイトシール17をピストンチューブ18に固
定するガータスプリング19を示す斜視図および第7図
はガータスプリング19の正面図である。
(12)
実施例1
第2表は代表的な本発明に係るばねの素材及び比較材の
化学成分を示す。比較材りはインコネルX750に、ま
た比較材Eはインコネル718にそれぞれ相当する。高
温水中での耐SCC性は隙間定歪SCC試験により評価
した。この方法は、板厚2順、板巾10o+の短冊状試
験片をステンレス[J曲げホルダーにはさんで締めつけ
ることにより半径100 rtaaの均−曲は変形を与
えるとともに、その引張応力側表面には予め試験片とホ
ルダ/11S −の間に挿入しておいたグラファイトウールを圧縮する
ことにより均一な隙間を形成させた状態でAt!水中に
浸漬する。288Cで8ppmの溶存酸素を含む再生循
環純水中に500時間浸漬後。
化学成分を示す。比較材りはインコネルX750に、ま
た比較材Eはインコネル718にそれぞれ相当する。高
温水中での耐SCC性は隙間定歪SCC試験により評価
した。この方法は、板厚2順、板巾10o+の短冊状試
験片をステンレス[J曲げホルダーにはさんで締めつけ
ることにより半径100 rtaaの均−曲は変形を与
えるとともに、その引張応力側表面には予め試験片とホ
ルダ/11S −の間に挿入しておいたグラファイトウールを圧縮する
ことにより均一な隙間を形成させた状態でAt!水中に
浸漬する。288Cで8ppmの溶存酸素を含む再生循
環純水中に500時間浸漬後。
試験片をとシ出し5割れ発生状態を調べるという方法で
ある。
ある。
第3表は各種条件のばね材の室温における0、2%耐力
および前記隙間定歪SCC試験結果紫示す。
および前記隙間定歪SCC試験結果紫示す。
SCC試験は各条件ごとに10個の試験について実施し
1割れを生じた試験片数を第3表に示した。
1割れを生じた試験片数を第3表に示した。
本発明の条件で製作したばね材はいずれも隙間8CCに
対する抵抗力が十分高く、かっばね強度の目安とした耐
力も100 Kti /wx ”以上で、耐SCC性の
高い原子炉用ばねとして好適である。
対する抵抗力が十分高く、かっばね強度の目安とした耐
力も100 Kti /wx ”以上で、耐SCC性の
高い原子炉用ばねとして好適である。
これに対して比較条件として示したもののうち、素材A
で冷間加工度が0及び8%の材料は耐SCC性が良好で
ある一方1強度が明らかに不足している。また素材り及
びEの場合はいずれもSCCを生じている試験片があり
、これらの素材は不適当である。
で冷間加工度が0及び8%の材料は耐SCC性が良好で
ある一方1強度が明らかに不足している。また素材り及
びEの場合はいずれもSCCを生じている試験片があり
、これらの素材は不適当である。
(14)
実施例2
第2表に示した素材を用いてコイルばねを製作し、高温
水中での耐隙間SCC性を評価した。ばねは第8図に示
したように、自然長から25%引伸ばした状態で固定し
、グラファイトウールを介してステンレス鋼製ホルダー
で両側からはさみつけることにより隙間条件を与えて前
記と同様の篩温純水に1000時間浸漬した。第4表に
この試験の結果を示す。本発明のばねは素制、製造工程
人ひばね形状によらず、いずれもS CCを生じないの
に対して、比較条件のばねはS CCによる破断、ある
いは割れ発生が認められた。
水中での耐隙間SCC性を評価した。ばねは第8図に示
したように、自然長から25%引伸ばした状態で固定し
、グラファイトウールを介してステンレス鋼製ホルダー
で両側からはさみつけることにより隙間条件を与えて前
記と同様の篩温純水に1000時間浸漬した。第4表に
この試験の結果を示す。本発明のばねは素制、製造工程
人ひばね形状によらず、いずれもS CCを生じないの
に対して、比較条件のばねはS CCによる破断、ある
いは割れ発生が認められた。
(15)
第3表
※冷間圧延前に素材A〜Dは1060Cで、素材Eは9
50Cで固溶化処理を施した。
50Cで固溶化処理を施した。
(16)
第 4 表
以上の通り本発明のNi基合金製部材は、畠温水中での
耐応力腐食割れ性に優れる。
耐応力腐食割れ性に優れる。
(17)
第1図は、IWi騰水減水型原子炉心部の断面図、第2
図はタイプレート、チャンネルボックスおよびフィンガ
ースプリフグの断面図、第3図はグラファイトシール、
インデックスチューブおよびエクスパンションスプリン
グの断面図、第4図はエルボ管、アームおよび押えビー
ムの斜視図1第5図はガード、スプリング、お゛よびキ
ャップスクリュウノ断面図、第6図はグラファイトシー
ル、ピストンチューブおよびガータスプリングの斜視図
、第7図はガータスプリングの正面図、第8図はコイル
ばねの隙間SCC試験法の説明図である。 21・・・ステンレス製ホルダー、22・・・はね試験
体、23・・・グラファイトウール、24・・・締めつ
け用ボルトナツト。 (18) 英2Z 第3図 第4図 茗、5′図 210− 第1頁の続き ・71出 願 人 日立金属株式会社 東京都千代田区丸の内2丁目1 番2号 211−
図はタイプレート、チャンネルボックスおよびフィンガ
ースプリフグの断面図、第3図はグラファイトシール、
インデックスチューブおよびエクスパンションスプリン
グの断面図、第4図はエルボ管、アームおよび押えビー
ムの斜視図1第5図はガード、スプリング、お゛よびキ
ャップスクリュウノ断面図、第6図はグラファイトシー
ル、ピストンチューブおよびガータスプリングの斜視図
、第7図はガータスプリングの正面図、第8図はコイル
ばねの隙間SCC試験法の説明図である。 21・・・ステンレス製ホルダー、22・・・はね試験
体、23・・・グラファイトウール、24・・・締めつ
け用ボルトナツト。 (18) 英2Z 第3図 第4図 茗、5′図 210− 第1頁の続き ・71出 願 人 日立金属株式会社 東京都千代田区丸の内2丁目1 番2号 211−
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、 重量比でCr15〜25%、MO1〜8%。 A t 0.4〜2%+ T ’ o、 7〜3%、
N b O,7へ・4.5%、Fe40%以下を含み、
ht、l及び範囲内で含まれ、残部は40%以上のH4
である組成を有し、冷間加工後、析出強化時効処理を施
されてなる、高温水中での耐応力腐食割れ性に優れたN
i基合金製部材。 2、前記部材は原子炉用板はねである特許請求の範囲第
1項記載の部材。 3、冷間加工における断面減少率は10〜70%である
特許請求の範囲第2項記載の部拐。 4、 前記部材は原子炉用コイルばねである特許請求の
範囲第1項記載の部材。 5、冷間加工における断面減少率は20%以下である特
許請求の範囲第4項記載の部材。 6、冷間加工の手段はコイリング加工である特許請求の
範囲第4項又は第5項記載の部材。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP57017447A JPS58136736A (ja) | 1982-02-08 | 1982-02-08 | 原子炉内用Ni基合金部材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP57017447A JPS58136736A (ja) | 1982-02-08 | 1982-02-08 | 原子炉内用Ni基合金部材の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS58136736A true JPS58136736A (ja) | 1983-08-13 |
JPH0327626B2 JPH0327626B2 (ja) | 1991-04-16 |
Family
ID=11944273
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP57017447A Granted JPS58136736A (ja) | 1982-02-08 | 1982-02-08 | 原子炉内用Ni基合金部材の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS58136736A (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61143567A (ja) * | 1984-12-14 | 1986-07-01 | Toshiba Corp | 高温バネの製造方法 |
JPS61153254A (ja) * | 1984-12-27 | 1986-07-11 | Toshiba Corp | ニツケル基合金およびその製造方法 |
EP1154027A4 (en) * | 1999-01-28 | 2003-01-02 | Sumitomo Electric Industries | HEAT-RESISTANT ALLOY WIRE |
US9863019B2 (en) | 2014-09-04 | 2018-01-09 | Hitachi Metals, Ltd. | High-strength Ni-base alloy |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5585647A (en) * | 1978-06-22 | 1980-06-27 | Westinghouse Electric Corp | Nickel matrix alloy |
JPS57101634A (en) * | 1980-12-12 | 1982-06-24 | Hitachi Ltd | Ni base alloy with superior stress corrosion resisting property and manufacture thereof |
JPS57120646A (en) * | 1981-01-16 | 1982-07-27 | Toshiba Corp | Nickel superalloy |
JPS57123948A (en) * | 1980-12-24 | 1982-08-02 | Hitachi Ltd | Austenite alloy with stress corrosion cracking resistance |
JPS57203740A (en) * | 1981-06-11 | 1982-12-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Precipitation hardening alloy of high stress corrosion cracking resistance for high strength oil well pipe |
-
1982
- 1982-02-08 JP JP57017447A patent/JPS58136736A/ja active Granted
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5585647A (en) * | 1978-06-22 | 1980-06-27 | Westinghouse Electric Corp | Nickel matrix alloy |
JPS57101634A (en) * | 1980-12-12 | 1982-06-24 | Hitachi Ltd | Ni base alloy with superior stress corrosion resisting property and manufacture thereof |
JPS57123948A (en) * | 1980-12-24 | 1982-08-02 | Hitachi Ltd | Austenite alloy with stress corrosion cracking resistance |
JPS57120646A (en) * | 1981-01-16 | 1982-07-27 | Toshiba Corp | Nickel superalloy |
JPS57203740A (en) * | 1981-06-11 | 1982-12-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Precipitation hardening alloy of high stress corrosion cracking resistance for high strength oil well pipe |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61143567A (ja) * | 1984-12-14 | 1986-07-01 | Toshiba Corp | 高温バネの製造方法 |
JPS61153254A (ja) * | 1984-12-27 | 1986-07-11 | Toshiba Corp | ニツケル基合金およびその製造方法 |
EP1154027A4 (en) * | 1999-01-28 | 2003-01-02 | Sumitomo Electric Industries | HEAT-RESISTANT ALLOY WIRE |
US9863019B2 (en) | 2014-09-04 | 2018-01-09 | Hitachi Metals, Ltd. | High-strength Ni-base alloy |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0327626B2 (ja) | 1991-04-16 |
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