JPS59136443A - 耐応力腐食割れ性に優れたボルト材 - Google Patents
耐応力腐食割れ性に優れたボルト材Info
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- JPS59136443A JPS59136443A JP13564283A JP13564283A JPS59136443A JP S59136443 A JPS59136443 A JP S59136443A JP 13564283 A JP13564283 A JP 13564283A JP 13564283 A JP13564283 A JP 13564283A JP S59136443 A JPS59136443 A JP S59136443A
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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】
本発明は沸騰水型または加圧水型原子炉などの高温水を
含む各種プラントにおいて、高温水環境下で使用するの
に好適な耐応力腐食割れ性に優れたボルト材に関する。
含む各種プラントにおいて、高温水環境下で使用するの
に好適な耐応力腐食割れ性に優れたボルト材に関する。
原子炉中のジェットポンプの押えビーム、各種のばねと
して高弾性率と高温強度を有する析出強化型Ｎｉ合金で
あるインコネルＸ７５０（以下、Ｘ７５０合金という）
が使用されている。このＸ７５０合金は１５％程度のＣ
ｒを含有し、一般には耐食性材料とみられている。しか
しＸ７５０合金は原子炉々水のような高温水環境下では
水質条件によって応力腐食割れ（以下ＳＣＣという）が
発生することが本発明者らの研究によって判明した。す
なわちＸ７５０合金は引張応力が作用する状態で２９０
℃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ｒｉｓｃｃが極めて生じやすくなることが判明
した。また上記のような押えビーム各種ばねを締結する
ボルトにも応力が作用する表面に隙間が発生し、ｓｃｃ
が生じやすい。
して高弾性率と高温強度を有する析出強化型Ｎｉ合金で
あるインコネルＸ７５０（以下、Ｘ７５０合金という）
が使用されている。このＸ７５０合金は１５％程度のＣ
ｒを含有し、一般には耐食性材料とみられている。しか
しＸ７５０合金は原子炉々水のような高温水環境下では
水質条件によって応力腐食割れ（以下ＳＣＣという）が
発生することが本発明者らの研究によって判明した。す
なわちＸ７５０合金は引張応力が作用する状態で２９０
℃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ｒｉｓｃｃが極めて生じやすくなることが判明
した。また上記のような押えビーム各種ばねを締結する
ボルトにも応力が作用する表面に隙間が発生し、ｓｃｃ
が生じやすい。
本発明の目的は、原子炉のボルトなどの主として高温水
環境下において、隙間と応力が作用する条件で用いられ
る高強度部材に適した合金を提供することにある。
環境下において、隙間と応力が作用する条件で用いられ
る高強度部材に適した合金を提供することにある。
本発明は、重量比如てＣｒ１５〜２５チ、ＭＯ１〜８優
、Ａ ＃ ０．４〜２ ％、Ｔ ｔ ０．７〜３５６
％Ｎ ｂ ０．７〜４．５％、Ｆｅ４０％以下、残部力
Ｎｉおよび不可避不純物からな夛、オーステナイト相基
地にγ′及びγ″相の１種以上を有することを特徴とす
る耐応力腐食性に優れたボルト材であって、主としてＣ
ｒとＭｏの共存によって高温水中における耐ＳＣＣ性を
高め、Ａ７、ＴｉおよびＮｂの適正な組合せによって良
好な析出硬化能を確保したものである。γ′相はＮｉｓ
（ＡＡ、 Ｔ ｉ ）の金属間化合物及びｒ ／
／相はＮｉ、Ｎｂの金属間化合物である。
、Ａ ＃ ０．４〜２ ％、Ｔ ｔ ０．７〜３５６
％Ｎ ｂ ０．７〜４．５％、Ｆｅ４０％以下、残部力
Ｎｉおよび不可避不純物からな夛、オーステナイト相基
地にγ′及びγ″相の１種以上を有することを特徴とす
る耐応力腐食性に優れたボルト材であって、主としてＣ
ｒとＭｏの共存によって高温水中における耐ＳＣＣ性を
高め、Ａ７、ＴｉおよびＮｂの適正な組合せによって良
好な析出硬化能を確保したものである。γ′相はＮｉｓ
（ＡＡ、 Ｔ ｉ ）の金属間化合物及びｒ ／
／相はＮｉ、Ｎｂの金属間化合物である。
本発明者らは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
織、耐高温水ＳＣＣ性並びに機械的特性を詳細に検討し
た結果、主として次のごとき知見を得た。（１） １５
％以上のＣｒの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Ｍｏが多量に
なると、オースナイト基地が不安定となシ機械的性質お
よび耐食性の上で有害な相の析゛出傾向が高くなる。
製造過程における難易度、および各種熱処理後の金属組
織、耐高温水ＳＣＣ性並びに機械的特性を詳細に検討し
た結果、主として次のごとき知見を得た。（１） １５
％以上のＣｒの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Ｍｏが多量に
なると、オースナイト基地が不安定となシ機械的性質お
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Ａ４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が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
的特性を阻害することがある。
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が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
的特性を阻害することがある。
本発明は上記知見に基づきなされたものであるが、以下
各成分の添加および含有量限定の理由についてさらに詳
細に説明する。
各成分の添加および含有量限定の理由についてさらに詳
細に説明する。
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俤必要であシ、一方２５係を超えると熱間
加工性が損なわれ、またＴＣＰ相として知られているσ
相、μ相、Ｌａｖｅｓ相などの有害相の生成によって機
械的性質および耐食性が低下する。Ｃｒは１７〜２３チ
が好ましい。
なくとも１５俤必要であシ、一方２５係を超えると熱間
加工性が損なわれ、またＴＣＰ相として知られているσ
相、μ相、Ｌａｖｅｓ相などの有害相の生成によって機
械的性質および耐食性が低下する。Ｃｒは１７〜２３チ
が好ましい。
ＭＯはＣｒにより高められた耐食性を補完し、隙間部に
おける耐食性を向上させるが、その効果は１チ以上で顕
著に現われる。しかしＭｏは８チを超えると、−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、また熱間加工性が損なわれる。Ｍｏ
は１．５〜５チが好ましい。
おける耐食性を向上させるが、その効果は１チ以上で顕
著に現われる。しかしＭｏは８チを超えると、−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、また熱間加工性が損なわれる。Ｍｏ
は１．５〜５チが好ましい。
Ｆｅは通常の溶解で混入する量以上に添加することで、
基地組織を安定化し、耐食性を向上できることが知られ
た。しかしＦｅの含有量が多過ぎる場合、むしろＬａｖ
ｅｓ相など有害相を生せしめるためその上限は４０％と
することが望ましい。
基地組織を安定化し、耐食性を向上できることが知られ
た。しかしＦｅの含有量が多過ぎる場合、むしろＬａｖ
ｅｓ相など有害相を生せしめるためその上限は４０％と
することが望ましい。
Ｆｅは５〜３０優が好ましい。
Ａ７．Ｔｉ及びＮｂはいずれもＮｉとの金属間化合物を
形成し析出強化に寄与する。このうちＡ／及びＴｉ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Ｎ１２Ｘ型の
ガンマ−プライム（γ′）の析出によｐなされ、γ′中
のＸがＡｌの場合忙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γ′ 中のＡｌがＴｉまたＶｉ
Ｎｂに置換し、成長することにより顕著となる。そこで
γ′の初期生成に必要なｋｌ、析出強化に必要なＴｉお
よびＮｂ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Ａ７および０．７％以上のＴｉの組合せが必要であり
、ＡｌおよびＴｉの量を増加させ、かつＮｂを添加する
ことによシ目的に応じたよυ高強度の合金が得られ、特
にＴｉの場合、鍛造時の割れを防止するために０．７％
以上必要であることが判明した。反面、ＳＣＣ試験にお
いてばＡＡ及び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２チ及び３チとする必
要がある。またＮｂについては、５係超えると粗大な炭
化物や金属間化合物の生成による機械的特性の劣化や熱
間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。Ａｌは０．５〜１．５％、’Ｉ’１Ｖｉ
０．７５〜２％及びＮｂは１〜４％が好ましい。
形成し析出強化に寄与する。このうちＡ／及びＴｉ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Ｎ１２Ｘ型の
ガンマ−プライム（γ′）の析出によｐなされ、γ′中
のＸがＡｌの場合忙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γ′ 中のＡｌがＴｉまたＶｉ
Ｎｂに置換し、成長することにより顕著となる。そこで
γ′の初期生成に必要なｋｌ、析出強化に必要なＴｉお
よびＮｂ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Ａ７および０．７％以上のＴｉの組合せが必要であり
、ＡｌおよびＴｉの量を増加させ、かつＮｂを添加する
ことによシ目的に応じたよυ高強度の合金が得られ、特
にＴｉの場合、鍛造時の割れを防止するために０．７％
以上必要であることが判明した。反面、ＳＣＣ試験にお
いてばＡＡ及び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２チ及び３チとする必
要がある。またＮｂについては、５係超えると粗大な炭
化物や金属間化合物の生成による機械的特性の劣化や熱
間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。Ａｌは０．５〜１．５％、’Ｉ’１Ｖｉ
０．７５〜２％及びＮｂは１〜４％が好ましい。
さらに、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂは３．５チ≦２ＡＡ３．
５％よりも低いと、析出硬化が不十分であり、ボルト材
として必要ろ７強度が得られない。また５、５チを超え
るとオーステナイト基地が不安定となる。
５％よりも低いと、析出硬化が不十分であり、ボルト材
として必要ろ７強度が得られない。また５、５チを超え
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シである。即ち
重量比でＣｒ１７〜２３係、ＭＯｌ、 ５〜５ ％、Ｆ
ｅ ５〜３０ ％、Ａ Ｉ ０．４〜１．５ ％、Ｔ
ｉ０．７〜２チ、Ｎｂ１〜４％を含み、残余は不純物を
除きＮｉからなるオーステナイト合金である。
に作用する点で好適な成分範囲は次の通シである。即ち
重量比でＣｒ１７〜２３係、ＭＯｌ、 ５〜５ ％、Ｆ
ｅ ５〜３０ ％、Ａ Ｉ ０．４〜１．５ ％、Ｔ
ｉ０．７〜２チ、Ｎｂ１〜４％を含み、残余は不純物を
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チが好ましい。
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チが好ましい。
ＳｉおよびＭｎγ′ｉ、脱酸及び脱硫剤として添加され
るが、多量とると耐食性を低下させるのでそれぞれ１チ
以下の含有量とすることが好適である。
るが、多量とると耐食性を低下させるのでそれぞれ１チ
以下の含有量とすることが好適である。
ＰおよびＳは微量であっても粒界に偏析し、耐食性を低
下させることが多いので０．０２チ以下に規制すること
が望ましい。
下させることが多いので０．０２チ以下に規制すること
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、多過ぎると
粒界の耐食性を損うのでそれぞれ １０．０２ｅｉｂ
以下、および０，２チ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
の含有量を極力低下させることが望ましい。
改善の目的で微量添加すると有利であるが、多過ぎると
粒界の耐食性を損うのでそれぞれ １０．０２ｅｉｂ
以下、および０，２チ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
の含有量を極力低下させることが望ましい。
Ｆｅは、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ及びＮｂを合金中に添加する
のにフェロ合金によって行うのが好ましく、そのため４
０％以下の含有量となるように調整するのが好ましい。
のにフェロ合金によって行うのが好ましく、そのため４
０％以下の含有量となるように調整するのが好ましい。
特に５〜２５チにすることが好ましい。
本発明のオーステナイト合金は高温水環境における優れ
た耐ＳＣＣ性とともにボルトとしての高強度材に適した
時効硬化能を有することを特色とする。したがって本発
明合金は適切な時効硬化処理状態で用いることが望まし
い。溶解・鍛造後の固溶化処理温度は９２５〜１１５０
℃であるが、より好適な温度範囲はＮｂが２係以下の場
合、１０２０〜１１５０チ、Ｎｂが２チを超える場合、
９２５〜１１００℃である。これは一般的に組織を均質
化する点では高温の固溶化処理が好ましいが、Ｎｂが多
量に含まれる場合は粒−界の脆弱化や耐食性低下を防ぐ
ために固溶化処理温度の上限を設ける方が望ましいから
である。
た耐ＳＣＣ性とともにボルトとしての高強度材に適した
時効硬化能を有することを特色とする。したがって本発
明合金は適切な時効硬化処理状態で用いることが望まし
い。溶解・鍛造後の固溶化処理温度は９２５〜１１５０
℃であるが、より好適な温度範囲はＮｂが２係以下の場
合、１０２０〜１１５０チ、Ｎｂが２チを超える場合、
９２５〜１１００℃である。これは一般的に組織を均質
化する点では高温の固溶化処理が好ましいが、Ｎｂが多
量に含まれる場合は粒−界の脆弱化や耐食性低下を防ぐ
ために固溶化処理温度の上限を設ける方が望ましいから
である。
また析出強化のための時効処理温度は６２０〜７５０℃
が好適で、この範囲の時効処理によシ強度と耐ＳＣＣ性
の特に良好な組合せが得られる。
が好適で、この範囲の時効処理によシ強度と耐ＳＣＣ性
の特に良好な組合せが得られる。
実施例１
第１表は代表的彦本発明合金及び比較材の化学成分を示
す。発明合金Ａ−Ｅおよび比較材Ｆ−Ｍは二重真空溶解
して得たインゴットを熱間鍛造した後、所定の熱処理を
施して試験に供した。比較材Ｆは前記インコネルＸ７５
０である。嬉２表は硬さ試験および高温水中隙間つき定
ひずみＳＣＣ試験（以下、隙間ＳＣＣ試験）の結果を示
す。隙間ＳＣＣ試験には厚さ２ＩＴＩｍＩ７）板状試片
１を用（・、これを第１図に示したステンレス鋼板ホル
ダ２をボルト３で締めつけ、均−曲げひずみ（１乃）を
付与するとともに、凸側表面にグラファイト・ウール４
をはさんで隙間を形成させた状態で高温水に浸漬した。
す。発明合金Ａ−Ｅおよび比較材Ｆ−Ｍは二重真空溶解
して得たインゴットを熱間鍛造した後、所定の熱処理を
施して試験に供した。比較材Ｆは前記インコネルＸ７５
０である。嬉２表は硬さ試験および高温水中隙間つき定
ひずみＳＣＣ試験（以下、隙間ＳＣＣ試験）の結果を示
す。隙間ＳＣＣ試験には厚さ２ＩＴＩｍＩ７）板状試片
１を用（・、これを第１図に示したステンレス鋼板ホル
ダ２をボルト３で締めつけ、均−曲げひずみ（１乃）を
付与するとともに、凸側表面にグラファイト・ウール４
をはさんで隙間を形成させた状態で高温水に浸漬した。
高温水は２８８℃で、２６ｐｐｍの溶存酸素を含む再生
循環純水である。５００時間連続浸漬後にと９出した試
片の断面を顕微鏡観察し、ＳＣＣの深さを測定した。
循環純水である。５００時間連続浸漬後にと９出した試
片の断面を顕微鏡観察し、ＳＣＣの深さを測定した。
これらの合金はオーステナイト相基地にγ′及びγ″相
の１種以上を有する組織であった。
の１種以上を有する組織であった。
第２表によれば、本発明合金および比較材Ｆ。
Ｈおよび工は高い硬度を有するのに対し、Ｎｂの少ない
比較材Ｇ、ＡＡの少斤い比較材りおよびＴｉの少々い比
較材Ｍは硬化が不十分であることを示している。特に原
子炉のボルト等の部品は３００（Ｉ−ＩＶ）以上の硬度
を有するように規格さ※残余は不純物を除＠Ｎｉである
。
比較材Ｇ、ＡＡの少斤い比較材りおよびＴｉの少々い比
較材Ｍは硬化が不十分であることを示している。特に原
子炉のボルト等の部品は３００（Ｉ−ＩＶ）以上の硬度
を有するように規格さ※残余は不純物を除＠Ｎｉである
。
れているので、比較材りは不適である。隙間ＳＣＣ試験
では各種時効条件において比較材Ｆ〜■がいずれも深い
ＳＣＣを生じたのに対し、本発明合金Ａ−Ｅはいずれも
極めて良好な耐ＳＣＣ性を示した。
では各種時効条件において比較材Ｆ〜■がいずれも深い
ＳＣＣを生じたのに対し、本発明合金Ａ−Ｅはいずれも
極めて良好な耐ＳＣＣ性を示した。
比較材Ｆ−Ｈでは０１合有量が高い程耐ＳＣＣ性が向上
しているが、本発明合金と比べるとその効果は小さい。
しているが、本発明合金と比べるとその効果は小さい。
したがって耐ＳＣＣ性は高Ｃｒ化のみでは不十分でＭＯ
添加によって達成されることがわかる。しかし比較材工
のようにＮｂの添加量が５俤を超えると粗大な炭化物や
金属間化合物を起点とする割れが多く生じている。また
、Ｃｒが２５％を超える比較材ＪおよびＭｏが８％を超
える比較材には鍛造性が低く、時効処理材ではＴＣＰ相
による脆化割れを生じた。なお比較材Ｍは鍛造割れが激
しく、ＳＣＣ試験に供することができなかった。
添加によって達成されることがわかる。しかし比較材工
のようにＮｂの添加量が５俤を超えると粗大な炭化物や
金属間化合物を起点とする割れが多く生じている。また
、Ｃｒが２５％を超える比較材ＪおよびＭｏが８％を超
える比較材には鍛造性が低く、時効処理材ではＴＣＰ相
による脆化割れを生じた。なお比較材Ｍは鍛造割れが激
しく、ＳＣＣ試験に供することができなかった。
実施例２
真空溶解によりいずれも１０ｋｇのインゴットを製造し
、熱間鍛造後１０５０℃ｘｉｈ加熱後水冷し、次いで７
２０℃Ｘ８ｈ及び６２０℃ｘ８ｈの熱処理を順次行い第
４表に示す各種試験を行った第３表は試料の化学組成で
ある。
、熱間鍛造後１０５０℃ｘｉｈ加熱後水冷し、次いで７
２０℃Ｘ８ｈ及び６２０℃ｘ８ｈの熱処理を順次行い第
４表に示す各種試験を行った第３表は試料の化学組成で
ある。
ここで隙間ＳＣＣ試験は第２表の例と同様の試験であｐ
ｓｃｃは高Ｔｉ材であるに認められた。隙間５ＳＲＴ試
験は２８８℃で８ｐＩ）ｍ溶存酸素含有の高温純水中に
おいて直径５ｍｍの平行部を有する試験片を平行部にグ
ラファイトベールを密着させた状態で、４ Ｘ ｌ ０
−７７ｓの低ひずみ速度で２０チひずみまで引張った後
、除荷し、平行部における割れ発生状態を調べる試験で
ある。この方法は前記、隙間ＳＣＣ試験よりさらに苛酷
な条件を材料に与えるものであって過渡的な高荷重や表
面加工によるひずみ、放射線による格子欠陥密度の増大
など原子炉用途において材料に与えられ得る苛酷条件下
での耐ＳＣＣ性を評価するのに適している。この試験に
おいては高Ｎｂ含有量のＮ及び高Ｔｉ含有量０にＳＣＣ
が生じ、またＰには軽微なＳＣＣが生じた。
ｓｃｃは高Ｔｉ材であるに認められた。隙間５ＳＲＴ試
験は２８８℃で８ｐＩ）ｍ溶存酸素含有の高温純水中に
おいて直径５ｍｍの平行部を有する試験片を平行部にグ
ラファイトベールを密着させた状態で、４ Ｘ ｌ ０
−７７ｓの低ひずみ速度で２０チひずみまで引張った後
、除荷し、平行部における割れ発生状態を調べる試験で
ある。この方法は前記、隙間ＳＣＣ試験よりさらに苛酷
な条件を材料に与えるものであって過渡的な高荷重や表
面加工によるひずみ、放射線による格子欠陥密度の増大
など原子炉用途において材料に与えられ得る苛酷条件下
での耐ＳＣＣ性を評価するのに適している。この試験に
おいては高Ｎｂ含有量のＮ及び高Ｔｉ含有量０にＳＣＣ
が生じ、またＰには軽微なＳＣＣが生じた。
この結果は析出強化型Ｎ１合金の高温水中での耐隙間Ｓ
ＣＣ性にはＣｒ及びＭＯ合有量だけでなく、ＴｉとＮｂ
の含有比も大きく影響することを示す。従来、析出強化
型Ｎｉ合金の化学成分は主に約５００℃以上の高温にお
ける機械的性質や耐酸化性を目的として定められてお９
、また原子炉用途においても耐摩耗性や照射による耐ス
ウェリング（ふくれ）性などの点から検討されている。
ＣＣ性にはＣｒ及びＭＯ合有量だけでなく、ＴｉとＮｂ
の含有比も大きく影響することを示す。従来、析出強化
型Ｎｉ合金の化学成分は主に約５００℃以上の高温にお
ける機械的性質や耐酸化性を目的として定められてお９
、また原子炉用途においても耐摩耗性や照射による耐ス
ウェリング（ふくれ）性などの点から検討されている。
しかし第４表の結果が示すとおり、原子炉の高温水中で
の耐ＳＣＣ性を保つには従来技術における成分の制御と
は異なる制御が必要である。ｊｉ！ｐち析出強化型Ｎｉ
合金の時効硬化状態における耐ＳＣＣ性を十分良好なも
のとするにはＴ１とＮｂの含有量が問題である。第４表
には引張試験及び硬さ試験の結果も示しだが、これら材
料の機械的性質から耐ＳＣＣ性を制御することは不可能
であることがわかる。
の耐ＳＣＣ性を保つには従来技術における成分の制御と
は異なる制御が必要である。ｊｉ！ｐち析出強化型Ｎｉ
合金の時効硬化状態における耐ＳＣＣ性を十分良好なも
のとするにはＴ１とＮｂの含有量が問題である。第４表
には引張試験及び硬さ試験の結果も示しだが、これら材
料の機械的性質から耐ＳＣＣ性を制御することは不可能
であることがわかる。
実施例３
第３表に示した材料の中から好適な組成として６トンの
大型溶解炉により通常のプロセスで溶製した。
大型溶解炉により通常のプロセスで溶製した。
Ｔ及びＵは原子炉において使用実績のある材料であり、
引張性質や硬さｈど機械的性質は十分であるが、高温水
中で隙間ＳＣＣ感受性を有する。
引張性質や硬さｈど機械的性質は十分であるが、高温水
中で隙間ＳＣＣ感受性を有する。
これに対して本発明合金Ｓは機械的性質を損なうこと力
＜、十分に高い耐ＳＣＣ性を有すること力５明らかで、
Ｓ′ＣＣ破損が懸念される原子炉の・くネ材として好適
である。
＜、十分に高い耐ＳＣＣ性を有すること力５明らかで、
Ｓ′ＣＣ破損が懸念される原子炉の・くネ材として好適
である。
以上のように本発明によれば、原子炉などの高温水中で
高応力や隙間条件が伴う使用条件下においてもＳＣＣを
生じることなく、かつボルト祠に適した高強度を有する
合金材料を提供することができる。
高応力や隙間条件が伴う使用条件下においてもＳＣＣを
生じることなく、かつボルト祠に適した高強度を有する
合金材料を提供することができる。
図面は隙間ＳＣＣ試験例を示す説明図である。
１・・・試片、２・・・ステンレス鋼製ホルダ、３・・
ボルト、４・・・グラファイト・ウール。 復代理人 鵜 沼 辰 之 第１頁の続き ０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
ボルト、４・・・グラファイト・ウール。 復代理人 鵜 沼 辰 之 第１頁の続き ０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
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 （１）重量化でＣｒ１５〜２５％、Ｍ ｏ １〜８ ｑ
６Ａ ｌ ０．４〜２チ、ＴｉＯ，７〜３チ、ＮｂＯ，
７〜４．５％、Ｆｅ４０％以下、残部がＮｉおよび不可
避不純物からなシ、オーステナイト相基地にγ′及びγ
″相を１種以上を有することを特徴とする耐応力腐食割
れ性に優れたボルト材。 割れ性に優れたボルト材。 （３）特許請求の範囲第１項において、重量比でＮｉ４
０％以上を含むことを特徴とする耐応力腐食割れ性父優
れたボルト材。 （４）特許請求の範囲第１項において、ボルト材が原子
炉の構造部材であることを特徴とする耐応力腐食割れ性
に優れたボルト材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13564283A JPS59136443A (ja) | 1983-07-25 | 1983-07-25 | 耐応力腐食割れ性に優れたボルト材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13564283A JPS59136443A (ja) | 1983-07-25 | 1983-07-25 | 耐応力腐食割れ性に優れたボルト材 |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP55182132A Division JPS57123948A (en) | 1980-12-24 | 1980-12-24 | Austenite alloy with stress corrosion cracking resistance |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59136443A true JPS59136443A (ja) | 1984-08-06 |
| JPS6252024B2 JPS6252024B2 (ja) | 1987-11-02 |
Family
ID=15156575
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13564283A Granted JPS59136443A (ja) | 1983-07-25 | 1983-07-25 | 耐応力腐食割れ性に優れたボルト材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59136443A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| KR100344531B1 (ko) * | 2000-11-01 | 2002-07-24 | 주식회사 하이테크화스너 | 케이피 미케니칼 조인트용 볼트/너트 제조용 조성물 및 그볼트/너트 |
| EP1154027A4 (en) * | 1999-01-28 | 2003-01-02 | Sumitomo Electric Industries | HEAT-RESISTANT ALLOY WIRE |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1132724A (en) * | 1966-10-03 | 1968-11-06 | Wiggin & Co Ltd Henry | Nickel-chromium-iron alloys |
| GB1385755A (en) * | 1971-09-28 | 1975-02-26 | Creusot Loire | Nickel-iron-chromium alloys |
| GB1514241A (en) * | 1974-07-12 | 1978-06-14 | Creusot Loire | Nickel-iron-chromium alloys |
| JPS5585647A (en) * | 1978-06-22 | 1980-06-27 | Westinghouse Electric Corp | Nickel matrix alloy |
| JPS57123948A (en) * | 1980-12-24 | 1982-08-02 | Hitachi Ltd | Austenite alloy with stress corrosion cracking resistance |
-
1983
- 1983-07-25 JP JP13564283A patent/JPS59136443A/ja active Granted
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1132724A (en) * | 1966-10-03 | 1968-11-06 | Wiggin & Co Ltd Henry | Nickel-chromium-iron alloys |
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| JPS57123948A (en) * | 1980-12-24 | 1982-08-02 | Hitachi Ltd | Austenite alloy with stress corrosion cracking resistance |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| KR100344531B1 (ko) * | 2000-11-01 | 2002-07-24 | 주식회사 하이테크화스너 | 케이피 미케니칼 조인트용 볼트/너트 제조용 조성물 및 그볼트/너트 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6252024B2 (ja) | 1987-11-02 |
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