JPS60131958A - 析出強化型Νｉ基合金の製造法 - Google Patents
析出強化型Νｉ基合金の製造法Info
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- JPS60131958A JPS60131958A JP23887083A JP23887083A JPS60131958A JP S60131958 A JPS60131958 A JP S60131958A JP 23887083 A JP23887083 A JP 23887083A JP 23887083 A JP23887083 A JP 23887083A JP S60131958 A JPS60131958 A JP S60131958A
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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】
（発明の分野）
本発明は、例えば原子炉などにみられる高温高圧水環境
下で使用するのに適する耐応力腐食割れ性の優れた析出
強化型Ｎｉ基合金の製造法に関する。
下で使用するのに適する耐応力腐食割れ性の優れた析出
強化型Ｎｉ基合金の製造法に関する。
（従来技術）
例えば、原子炉伺炉水などの高温高圧水環境下で使用さ
れる部材の材料については、強度、靭性と共に耐応力腐
食割れ性が要求される。かかる高温高圧水環境下で使用
される材料でも板や管のように強加工が容易なものは冷
間加工によって強度上昇をはかることができる。しかし
、それ以外の例えば支持ビン、バネ、バルブ、継手など
の特殊形状のものは冷間加工が行えずその性質上、熱処
理による析出強化によって強度上昇をはからねばならな
い。かかる用途に使用する材料としては、従来、インコ
ネルＸ−７５０、−７２２および−７１８等が析出強化
型開基合金として知られている。
れる部材の材料については、強度、靭性と共に耐応力腐
食割れ性が要求される。かかる高温高圧水環境下で使用
される材料でも板や管のように強加工が容易なものは冷
間加工によって強度上昇をはかることができる。しかし
、それ以外の例えば支持ビン、バネ、バルブ、継手など
の特殊形状のものは冷間加工が行えずその性質上、熱処
理による析出強化によって強度上昇をはからねばならな
い。かかる用途に使用する材料としては、従来、インコ
ネルＸ−７５０、−７２２および−７１８等が析出強化
型開基合金として知られている。
これら従来のＸ −７５０、−７２２のような析出強化
型合金はいずれもＴｉおよびＡＱ添加のγ” ＣＮ１３
（Ａ（２゜Ｔｉ） ）析出強化型Ｎｉ基合金である。ま
たインコネルＸ−７１８合金等はＮｂ＋Ｔｉ＋Ａ（２添
加によるγ”およびγ” （Ｎｊ ３ Ｎｂ）相析出強
化を主体としている。
型合金はいずれもＴｉおよびＡＱ添加のγ” ＣＮ１３
（Ａ（２゜Ｔｉ） ）析出強化型Ｎｉ基合金である。ま
たインコネルＸ−７１８合金等はＮｂ＋Ｔｉ＋Ａ（２添
加によるγ”およびγ” （Ｎｊ ３ Ｎｂ）相析出強
化を主体としている。
（発明の要約）
ここに、本発明者らは、Ｔｉ＋八Ｑへ加系のＴ′析出強
化合金では軽水型原子炉−次側のごとき高温高圧水中で
耐食性が不良であること、殊に耐応力腐食割れ性が著し
く劣ることを知った。また７１８合金にあってもかなり
の量のＴｉを含むために耐食性が劣る。
化合金では軽水型原子炉−次側のごとき高温高圧水中で
耐食性が不良であること、殊に耐応力腐食割れ性が著し
く劣ることを知った。また７１８合金にあってもかなり
の量のＴｉを含むために耐食性が劣る。
例えば特開昭５７−１２３９４８号に開示されたものは
Ｎｂを０．７〜４．５％含むとともにＴｉを０．７〜３
％含有している。
Ｎｂを０．７〜４．５％含むとともにＴｉを０．７〜３
％含有している。
そこで、本発明者らはＴｉ添加量を制限すると共に、Ｃ
ｒ添加量を増加することによって高温高圧水中における
面１食性（耐全面腐食および耐応力腐食割れつまり耐ｓ
’ｃｃ性を高め得るごとに着目し、鋭意研究を続けたと
ころ、上記組成と一定の製造条件との組合せによってγ
゛相ではなくてγ”相による析出強化をはかり得ると同
時に、上述の如き耐食性がさらに一層改善されることを
見い出して本発明を完成させた。
ｒ添加量を増加することによって高温高圧水中における
面１食性（耐全面腐食および耐応力腐食割れつまり耐ｓ
’ｃｃ性を高め得るごとに着目し、鋭意研究を続けたと
ころ、上記組成と一定の製造条件との組合せによってγ
゛相ではなくてγ”相による析出強化をはかり得ると同
時に、上述の如き耐食性がさらに一層改善されることを
見い出して本発明を完成させた。
かくして、本発明は、重量％で、
Ｃ： ０．０５％以下、 Ｓｔ ： ０．５０％以下、
Ｍｎ ： １．０％以下、 Ｆｅ ： ５．０〜１０．
０％、Ｃｒ：１８〜３０％以下、Ｔｉ ： ０．５０％
以下、Ｎｔ＋ ： ２．０〜５．．０ ％、＃ ： ０
．４０％以下、Ｐ ： ０．０１５％以下、Ｓ ： ０
．００５ ％以下、Ｎ ： ０．０３％以下、 さらに必要により、Ｍｏ ： ７．０％以下、および／
またはＲＥＭ、Ｍｇ、 ＣａおよびＹの少なくとも１種
を合計０．０１％以下、 Ｎｉ：残部（ただし、少なくとも５０％以上）からなる
組成の合金を、８００〜１２００”Ｃで圧下率５０％以
上の熱間加工を施した後、１０００〜１２００”ｃで５
分〜５．０時間保持してから空冷以上の冷却速度で冷却
し、次いで５５０〜８００°Ｃで１．０〜１５０時間の
時効熱処理を１回または２回以上施すことを特徴とする
、高温高圧水環境下で耐応力腐食割れ性の優れた析出強
化型Ｎｉ基合金を製造する方法である。
Ｍｎ ： １．０％以下、 Ｆｅ ： ５．０〜１０．
０％、Ｃｒ：１８〜３０％以下、Ｔｉ ： ０．５０％
以下、Ｎｔ＋ ： ２．０〜５．．０ ％、＃ ： ０
．４０％以下、Ｐ ： ０．０１５％以下、Ｓ ： ０
．００５ ％以下、Ｎ ： ０．０３％以下、 さらに必要により、Ｍｏ ： ７．０％以下、および／
またはＲＥＭ、Ｍｇ、 ＣａおよびＹの少なくとも１種
を合計０．０１％以下、 Ｎｉ：残部（ただし、少なくとも５０％以上）からなる
組成の合金を、８００〜１２００”Ｃで圧下率５０％以
上の熱間加工を施した後、１０００〜１２００”ｃで５
分〜５．０時間保持してから空冷以上の冷却速度で冷却
し、次いで５５０〜８００°Ｃで１．０〜１５０時間の
時効熱処理を１回または２回以上施すことを特徴とする
、高温高圧水環境下で耐応力腐食割れ性の優れた析出強
化型Ｎｉ基合金を製造する方法である。
このように、本発明における特色は、析出強化方法とし
てＴｉ量を低減し、Ｎｂ量を増すことによって、Ｔ゛相
ではなくてγ” （Ｎｉ ３ Ｎｂ）相による析出強化
をはかると同時に、Ｃｒ量を１８〜３０％に増量し、か
がる合金組成と強圧下熱間圧延、完全固溶処理そして均
一時効処理とを組合せることによって、例えば原子炉な
どにみられるごとき高温高圧水中での耐応力腐食割れ性
を向上させることである。
てＴｉ量を低減し、Ｎｂ量を増すことによって、Ｔ゛相
ではなくてγ” （Ｎｉ ３ Ｎｂ）相による析出強化
をはかると同時に、Ｃｒ量を１８〜３０％に増量し、か
がる合金組成と強圧下熱間圧延、完全固溶処理そして均
一時効処理とを組合せることによって、例えば原子炉な
どにみられるごとき高温高圧水中での耐応力腐食割れ性
を向上させることである。
（発明の態様）
本発明において化学成分、熱間加工および熱処理条件を
上述の如く限定した理由を以下に述べる。
上述の如く限定した理由を以下に述べる。
（１１化学成分：
Ｃ・・・Ｃは析出強化および耐食性の阻害する元素であ
る。特に、０．０５％を越えるとＴｉＣやＮｂＣ等の介
在物の量が増加すると共に粒界へのＣｒ２３Ｃ６の析出
によるその近傍でのＣｒ欠乏層が生成しやすくなり、靭
性、耐食性が劣化する。好ましくはＣは０．０２％以下
である。
る。特に、０．０５％を越えるとＴｉＣやＮｂＣ等の介
在物の量が増加すると共に粒界へのＣｒ２３Ｃ６の析出
によるその近傍でのＣｒ欠乏層が生成しやすくなり、靭
性、耐食性が劣化する。好ましくはＣは０．０２％以下
である。
Ｓｉ、Ｍｎ ・・これらはいずれも脱酸元素であるが、
Ｓｔは０．５０％、Ｍｎは１．０％をそれぞし越えると
合金の清浄度を低下させる。
Ｓｔは０．５０％、Ｍｎは１．０％をそれぞし越えると
合金の清浄度を低下させる。
Ｐ、Ｓ ・・これらの元素はいずれも粒界部ｖｉにより
熱間加工性を低下させ、また耐食性も劣化するため、本
発明においてもＰおよびＳはそれぞれ０．０１５％以下
、および０．００５％以下に制限する。
熱間加工性を低下させ、また耐食性も劣化するため、本
発明においてもＰおよびＳはそれぞれ０．０１５％以下
、および０．００５％以下に制限する。
Ｎ・・・ＴｉＮやＮｂＮ等の介在物の量を増加させるた
めＮは０．０３０％以下に制限する。
めＮは０．０３０％以下に制限する。
Ｃｒ・・・Ｃｒは耐食性を向上させる必要不可欠の元素
である。本発明の目的達成には１８％以上必要であるが
、一方３０％を越えると熱間加工性が低下し、さらに延
性、靭性に有害なσ相などの金属間化合物が生成し易く
なる。したがって、本発明では１８〜７０％に画定する
。
である。本発明の目的達成には１８％以上必要であるが
、一方３０％を越えると熱間加工性が低下し、さらに延
性、靭性に有害なσ相などの金属間化合物が生成し易く
なる。したがって、本発明では１８〜７０％に画定する
。
Ｔｉ・・・Ｔｉ添加量が０．５％を越えるとＮｉ ３
Ｔｉとして析出し耐食性を著しく劣化させるため、Ｔｉ
は０．５％以下とする。
Ｔｉとして析出し耐食性を著しく劣化させるため、Ｔｉ
は０．５％以下とする。
ＡＱ・・・ＡＱはＮｉ基合金の脱酸剤として適しており
その添加量の増加とともに脱酸効果は向上するが、多量
添加してもその効果は飽和するためＡＱは０．４０％以
下とする。
その添加量の増加とともに脱酸効果は向上するが、多量
添加してもその効果は飽和するためＡＱは０．４０％以
下とする。
Ｎｂ・・・ＮｂばＴ”相として析出し強度上昇に寄与す
る。その効果は２．０％以上で顕著となるが５゜０％を
越えると熱間加工性が低下し、また延性、靭性に好まし
くない金属間化合物が生成し易くなる。したがって、本
発明においてＮｂ量は２．０〜５．０％とする。
る。その効果は２．０％以上で顕著となるが５゜０％を
越えると熱間加工性が低下し、また延性、靭性に好まし
くない金属間化合物が生成し易くなる。したがって、本
発明においてＮｂ量は２．０〜５．０％とする。
Ｍｏ・・・本発明においてＭｏは所望添加成分であるが
、このＭｏは耐孔食性および強度上昇に有効な元素であ
る。しかし、多量添加するとσ相など靭性、耐食性に好
ましくない金属間化合物が生成し易くなることから本発
明においてＮｂを添加する場合にもＭｏ添加量の上限を
７．０％とする。
、このＭｏは耐孔食性および強度上昇に有効な元素であ
る。しかし、多量添加するとσ相など靭性、耐食性に好
ましくない金属間化合物が生成し易くなることから本発
明においてＮｂを添加する場合にもＭｏ添加量の上限を
７．０％とする。
ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａ、Ｙ ・・これらの元素も所望添加
成分であり、少なくとも１種の微量添加により熱間加工
性を向上させるがその合計量が上限の０．１％を越える
と逆に低融点化合物を生成し易くなり加工性が低下する
。
成分であり、少なくとも１種の微量添加により熱間加工
性を向上させるがその合計量が上限の０．１％を越える
と逆に低融点化合物を生成し易くなり加工性が低下する
。
（２）熱間加工：
Ｎｂは溶湯からの凝固時においてマクロ偏析の原因にな
り易く、このような偏析が成品においても残存すると、
靭性および耐食性劣化の原因となる。このためインゴッ
トからの熱間加工度は圧下率で５０％以上とする必要が
ある。熱間加工時の加熱温度は凝固時において粒界部に
Ｎｂの低融点化合物が生成しやすくなるため、加熱最高
温度は１２００℃とし、仕上温度は８００°Ｃを下廻る
と変形抵抗が著しく大きくなるため８００℃以上、好ま
しくは８５０℃以上とする。
り易く、このような偏析が成品においても残存すると、
靭性および耐食性劣化の原因となる。このためインゴッ
トからの熱間加工度は圧下率で５０％以上とする必要が
ある。熱間加工時の加熱温度は凝固時において粒界部に
Ｎｂの低融点化合物が生成しやすくなるため、加熱最高
温度は１２００℃とし、仕上温度は８００°Ｃを下廻る
と変形抵抗が著しく大きくなるため８００℃以上、好ま
しくは８５０℃以上とする。
（３）固溶熱処理：
本発明にあっては時効処理に先立って１０００〜１２０
０℃、好ましくは１０５０〜１１５０℃で５分〜５．０
時間の完全固溶処理を行うが、これは時効によりＴ”
（Ｎｉ ３Ｎｂ）の析出を有効に行わせるせるためであ
る。また上記固溶処理後の冷却期間中には、σ相などの
金属間化合物相が生成しやすいので、それを回避するた
めに空冷以上の速い速度で冷却する。
０℃、好ましくは１０５０〜１１５０℃で５分〜５．０
時間の完全固溶処理を行うが、これは時効によりＴ”
（Ｎｉ ３Ｎｂ）の析出を有効に行わせるせるためであ
る。また上記固溶処理後の冷却期間中には、σ相などの
金属間化合物相が生成しやすいので、それを回避するた
めに空冷以上の速い速度で冷却する。
（４）時効熱処理：
すでに述べたように、本発明においては、前述の合金組
成と組合わせて時効熱処理を行うことによりＴ”相を均
一に分散析出させ、高強度−高耐食性の合金を得ること
ができる。その場合、時効温度、時間がそれぞれ５５０
℃、１．０時間未満ではγ”相がほとんど析出せず十分
な強度が得られない。一方、時効温度が８００℃を越え
るとまた時間が１５０時間を過ぎると過時効となりγ”
の粗大化あるいはσ−Ｎｉ３Ｎｂの生成により強度、延
性が低下する。したがって、本発明にあって十分なる強
度、延性および耐食性を得るには５５０〜８００℃、好
ましくは６００〜７００℃の時効熱処理がよい。
成と組合わせて時効熱処理を行うことによりＴ”相を均
一に分散析出させ、高強度−高耐食性の合金を得ること
ができる。その場合、時効温度、時間がそれぞれ５５０
℃、１．０時間未満ではγ”相がほとんど析出せず十分
な強度が得られない。一方、時効温度が８００℃を越え
るとまた時間が１５０時間を過ぎると過時効となりγ”
の粗大化あるいはσ−Ｎｉ３Ｎｂの生成により強度、延
性が低下する。したがって、本発明にあって十分なる強
度、延性および耐食性を得るには５５０〜８００℃、好
ましくは６００〜７００℃の時効熱処理がよい。
なお、ここに第１図（ａｌは従来のインコネルＸ−７５
０等の標準ヒートパターンを示し、同図（ｂ）は本発明
に係る方法のヒートパターンを示す。本発明における場
合、従来のそれと比較して、強圧下熱間圧延、高温での
完全固溶処理、そして均一時効処理を特徴とすることが
分かる。
０等の標準ヒートパターンを示し、同図（ｂ）は本発明
に係る方法のヒートパターンを示す。本発明における場
合、従来のそれと比較して、強圧下熱間圧延、高温での
完全固溶処理、そして均一時効処理を特徴とすることが
分かる。
次に本発明の実施例について説明する。
実施■
第１表に示す化学組成の各合金について、第２表に示す
加工条件および熱処理条件で析出強化型Ｎｉ基合金を製
造した。得られた各合金の機械的性質および応力腐食割
れ性を同じく第２表にまとめて示す。
加工条件および熱処理条件で析出強化型Ｎｉ基合金を製
造した。得られた各合金の機械的性質および応力腐食割
れ性を同じく第２表にまとめて示す。
第１表および第２表において試料ｔｌｌｏ、１６〜２４
および３０〜３５は本発明例であり、Ｎｏ、’１〜１５
および２５〜２９ば比較例のものである。
および３０〜３５は本発明例であり、Ｎｏ、’１〜１５
および２５〜２９ば比較例のものである。
第２表に記載の結果から、Ｔｉ含有量の高いＮｉ基合金
はＮｂ１ｉや０１辺にかかわらず応力腐食割れ感受性が
高いことと、一方、Ｔｉ量を約０．５０％以下にすれば
耐応力腐食性は良好となるが、機械的性質をも良好とす
るためにはＮｂ１ｌを約２％以上にする必要があること
が分かる。
はＮｂ１ｉや０１辺にかかわらず応力腐食割れ感受性が
高いことと、一方、Ｔｉ量を約０．５０％以下にすれば
耐応力腐食性は良好となるが、機械的性質をも良好とす
るためにはＮｂ１ｌを約２％以上にする必要があること
が分かる。
第２図は本例において得られた結果をＮｉ基合金の耐応
力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）に及ばずＮｂおよびＴｉ量
の影響としてグラフにまとめて示すものであり、これか
らもＴｉが０．５％以下でＮｂが２％以上のものは耐Ｓ
ＣＣ性および機械的性質がいずれも良好であることが分
かる。図中、各番号は第２表中の試料歯を示す。なお、
機械的性質が良好としたものは引張強さ１００ ｋｇｆ
／ ｎ＋＋ｆ＋以上、０．２％耐カフ５ｋｇｆ ／
１ｒＡ以上のものをいう。
力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）に及ばずＮｂおよびＴｉ量
の影響としてグラフにまとめて示すものであり、これか
らもＴｉが０．５％以下でＮｂが２％以上のものは耐Ｓ
ＣＣ性および機械的性質がいずれも良好であることが分
かる。図中、各番号は第２表中の試料歯を示す。なお、
機械的性質が良好としたものは引張強さ１００ ｋｇｆ
／ ｎ＋＋ｆ＋以上、０．２％耐カフ５ｋｇｆ ／
１ｒＡ以上のものをいう。
なお、応力腐食割れ試験は、温度３５０’Ｃ−１１９０
気圧に相当する溶存酸素（０，０，） ８ｐｐｍの高温
高圧水中で、ダブルローベンド法で３０００時間浸漬試
験を行い、割れの有無を光学顕微鏡（５００倍）で検鏡
したものであり、試験片は板厚２鮪、幅１０＋ａｍ、長
さ７５＋ｎ＋＊の短１１１１試験片２枚を７．５Ｒに曲
げ、２枚の試験片の間にテフロンシートを入れてボルト
、ナンドで５ ｉ＋ｍ拘束して行った。
気圧に相当する溶存酸素（０，０，） ８ｐｐｍの高温
高圧水中で、ダブルローベンド法で３０００時間浸漬試
験を行い、割れの有無を光学顕微鏡（５００倍）で検鏡
したものであり、試験片は板厚２鮪、幅１０＋ａｍ、長
さ７５＋ｎ＋＊の短１１１１試験片２枚を７．５Ｒに曲
げ、２枚の試験片の間にテフロンシートを入れてボルト
、ナンドで５ ｉ＋ｍ拘束して行った。
以上の結果から明らかなごとく、本発明にしたがって合
金の成分範囲、加工条件および時効熱処理をそれぞれ本
発明の範囲内に特定することにより耐応力腐食割れ性の
優れた、高強度高耐食性材料が製造できるのである。
金の成分範囲、加工条件および時効熱処理をそれぞれ本
発明の範囲内に特定することにより耐応力腐食割れ性の
優れた、高強度高耐食性材料が製造できるのである。
第１図は、従来法と本発明法とのヒートパターンを示す
説明図；および 第２図は、Ｎｉ基合金の、耐応力腐食割れ性に及ぼすＮ
ｂおよびＴｉ量の影響を示す図表である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 手続補正書（自船 昭和５９年 ７月３１日 特許庁長官 志 賀 学 殿 １、事件の表示 昭和５８年特許願第２３８−８７０号 ２、発明の名称 析出強化型Ｎｉ基合金の製造法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 大阪市東区北浜５丁目１５番地 名称 （２１１）住友金属工業株式会社４、代理人 ５、補正の対象 （別紙） （１１特許請求の範囲を次の通り訂正する。 「重量％で、 Ｃ： ０．０５％以下、Ｓｔ ： ０．５０％以下、Ｍ
ｎ：１．０％以下、Ｆｅ：５．０〜ｌＯ０θ％、Ｃｒ：
１８〜３０％以下、 Ｔｉ ： ０．５０％以下、Ｎｂ
： ２．．０〜５，０％、 ＡＱ ： ０．４０％以
下、Ｐ ： ０．０１５％以下、 Ｓ ： ０．００５
％以下、Ｎ ： ０．０３％以下、 さらに必要により、Ｍｏ ： ７．０％以下、および／
またはＲＥＭ、Ｍｇ、 ＣａおよびＹの少なくとも１種
を合計０．１％以下、 Ｎｉ：残部（ただし、少なくとも５０％以上）からなる
組成の合金を、８００〜１２００℃で圧下率５０％以上
の熱間加工を施した後、１０００〜１２００℃で５分〜
５．０時間保持してから空冷以上の冷却速度で冷却し、
次いで５５０〜８００℃で１．０〜１５０時間の時効熱
処理を１回または２回以上施すことを特徴とする、高温
高圧水環境下で耐応力腐食割れ性の優れた析出強化型Ｎ
ｉ基合金を製造する方法。 」（２）明細書箱４頁６行
目、ｒｏ、０１％以下」とあるのを「０．１％以下Ｊと
訂正する。
説明図；および 第２図は、Ｎｉ基合金の、耐応力腐食割れ性に及ぼすＮ
ｂおよびＴｉ量の影響を示す図表である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 手続補正書（自船 昭和５９年 ７月３１日 特許庁長官 志 賀 学 殿 １、事件の表示 昭和５８年特許願第２３８−８７０号 ２、発明の名称 析出強化型Ｎｉ基合金の製造法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住所 大阪市東区北浜５丁目１５番地 名称 （２１１）住友金属工業株式会社４、代理人 ５、補正の対象 （別紙） （１１特許請求の範囲を次の通り訂正する。 「重量％で、 Ｃ： ０．０５％以下、Ｓｔ ： ０．５０％以下、Ｍ
ｎ：１．０％以下、Ｆｅ：５．０〜ｌＯ０θ％、Ｃｒ：
１８〜３０％以下、 Ｔｉ ： ０．５０％以下、Ｎｂ
： ２．．０〜５，０％、 ＡＱ ： ０．４０％以
下、Ｐ ： ０．０１５％以下、 Ｓ ： ０．００５
％以下、Ｎ ： ０．０３％以下、 さらに必要により、Ｍｏ ： ７．０％以下、および／
またはＲＥＭ、Ｍｇ、 ＣａおよびＹの少なくとも１種
を合計０．１％以下、 Ｎｉ：残部（ただし、少なくとも５０％以上）からなる
組成の合金を、８００〜１２００℃で圧下率５０％以上
の熱間加工を施した後、１０００〜１２００℃で５分〜
５．０時間保持してから空冷以上の冷却速度で冷却し、
次いで５５０〜８００℃で１．０〜１５０時間の時効熱
処理を１回または２回以上施すことを特徴とする、高温
高圧水環境下で耐応力腐食割れ性の優れた析出強化型Ｎ
ｉ基合金を製造する方法。 」（２）明細書箱４頁６行
目、ｒｏ、０１％以下」とあるのを「０．１％以下Ｊと
訂正する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で、 Ｃ： ０．０５％以下、 Ｓｉ ： ０．５０％以下、
Ｍｎ ： １．０％以下、 Ｆｅ ： ５．０〜１０．
０％、Ｃｒ ： １Ｂ＝３０％以下、Ｔｉ ： ０．５
０％以下、Ｎｂ’： ２．０〜５．０％、ＡＱ ： ０
．４０％以下、Ｐ ： Ｏ，０１，５％以下、Ｓ、 ：
０．００５％以下、Ｎ ： ０．０３％以下、 さらに必要により、Ｍｏ ： ７．０％以下、および／
またはＲＥＭ、 Ｍｇ、 ＣａおよびＹの少なくとも１
種を合計０．０１％以下、 Ｎｉ：残部（ただし、少なくとも５０％以上）からなる
組成の合金を、８００〜１２００℃で圧下率５０％以上
の熱間加工を施した後、１０００〜１２００℃で５分〜
５．０時間保持してから空冷以上の冷却速度で冷却し、
次いで５５０〜８００°Ｃで１．０〜１５０時間の時効
熱処理を１回または２回以上施すことを特徴とする、高
温高圧水環境下で耐応力腐食割れ性の優れた析出強化型
Ｎｉ基合金を製造する方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23887083A JPS60131958A (ja) | 1983-12-20 | 1983-12-20 | 析出強化型Νｉ基合金の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23887083A JPS60131958A (ja) | 1983-12-20 | 1983-12-20 | 析出強化型Νｉ基合金の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60131958A true JPS60131958A (ja) | 1985-07-13 |
| JPH0114991B2 JPH0114991B2 (ja) | 1989-03-15 |
Family
ID=17036477
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23887083A Granted JPS60131958A (ja) | 1983-12-20 | 1983-12-20 | 析出強化型Νｉ基合金の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60131958A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61119641A (ja) * | 1984-11-16 | 1986-06-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高耐食性Ｎｉ基合金およびその製造法 |
| JPS62167839A (ja) * | 1986-01-20 | 1987-07-24 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Ｎｉ基合金及びその製造法 |
| JPS62167837A (ja) * | 1986-01-20 | 1987-07-24 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Ｎｉ基合金及びその製造方法 |
| JPS6318032A (ja) * | 1986-07-09 | 1988-01-25 | Toshiba Corp | 沸騰水型原子炉用バネ |
| JPH04198444A (ja) * | 1990-11-29 | 1992-07-17 | Agency Of Ind Science & Technol | 耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金 |
| JPH0797649A (ja) * | 1994-05-13 | 1995-04-11 | Toshiba Corp | ニッケル基合金 |
| EP0751229A4 (en) * | 1994-11-07 | 1998-02-25 | Santoku Metal Ind | RICK EARTH NICKEL-METAL ALLOY PRECIPITATION, ITS MANUFACTURE, AND NEGATIVE ELECTRODE FOR NICKEL-HYDROGEN SECONDARY CELL |
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| JPS5877560A (ja) * | 1981-11-04 | 1983-05-10 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | Ｎｉ基合金の熱処理方法 |
-
1983
- 1983-12-20 JP JP23887083A patent/JPS60131958A/ja active Granted
Patent Citations (4)
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0114991B2 (ja) | 1989-03-15 |
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