JPS6128746B2 - - Google Patents
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- JPS6128746B2 JPS6128746B2 JP55176207A JP17620780A JPS6128746B2 JP S6128746 B2 JPS6128746 B2 JP S6128746B2 JP 55176207 A JP55176207 A JP 55176207A JP 17620780 A JP17620780 A JP 17620780A JP S6128746 B2 JPS6128746 B2 JP S6128746B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は新規な高温高圧純水中にさらされる原
子炉々内部材の製造法に関する。 原子炉の炉内構造物には所望の耐食性を得るに
必要な量のCr、析出硬化に必要な量のNb、Al、
Tiを含む析出硬化型Ni基合金が使用されてい
る。この析出硬化型のNi基合金は優れた耐熱性
と高強度を有することから一般に高弾性材料とし
て各種部材に使用されている。原子炉々内に使用
されているNi基合金はいずれも他の部材と近接
し、隙間を形成して使用されているほか、常に高
応力が作用し、また高温高圧の純水にさらされて
いる。原子炉内のNi基合金は、この純水によつ
て腐食されるとともに隙間並びに高応力とによつ
て応力腐食割れが生じる可能性がある。 従来、この種のNi基合金は固溶化処理及び時
効硬化処理が施されるが、高温強度特性及び耐食
性を重点とした処理がなされ、使用されている。
しかし本発明者らは、この種のNi基合金の応力
腐食割れ性を検討した結果、非常に優れた耐応力
腐食割れ性を有するものと、有しないものとがあ
ることを見いだし、種々の実験の結果、その原因
を究明し、本発明に到つた。 本発明の目的は耐応力腐食割れ性の優れたNi
基合金からなる原子炉々内部材の製造法を提供す
るにある。 本発明は、原子炉々内の高温高圧純水中にさら
され、他の部材と隙間を形成し少なくとも表面に
引張応力を受ける部材の製法において、前記部材
は重量でC0.01〜0.15%、Si2%以下、Mn2%以
下、Cr15〜25%、Mol〜5%、Al0.1〜2%、
Ti0.1〜2%、Nb2〜7%、Fe30%以下、及び残
部が40%以上のNiを有する合金からなる鋳物を
該合金中に晶出したラベイス相(M2Nb 金属間
化合物)を実質的に消失させる均質化熱処理を施
した後、熱間塑性加工を施し、次いで前記均質化
熱処理温度より低い温度で加熱後急冷する固溶化
処理を施した後時効処理を施し、主にオーステナ
イト組織からなる基地にMC型炭化物及びγ″相
〔Ni3(Nb、Al、Ti)金属間化合物〕を析出させ
ることを特徴とする原子炉々内部材の製造法にあ
る。 (但し、MC型炭化物のMは金属元素及びM2Nbの
MはNiを主体とした金属元素である。) ラベイス相(Laves相)は、Niを主体とした金
属(M)とNbとの金属間化合物からなる。溶融
状態から晶出されたラベイス相を合金中に実質的
に含有しないようにすることによつて、耐応力腐
食割れ性を顕著に高めることができる。Mは、
Niを主体とし、さらにCr及び合金中にFeを含む
ものはこれらを含む。溶融金属から晶出されたラ
ベイス相は一般に粗大なものが得られ、耐応力腐
食割れを害すことが本願発明者らが明らかにし
た。この晶出されたラベイス相を、後述する均質
化処理によつて完全に消失させることが好ましい
が、皆無にすることは実質的に必要ではなく、応
力腐食割れに実質的に悪影響のない程度に消失さ
せればよい。この消失によつて晶出されたラベイ
ス相は微細となり、完全に消失させなくても応力
腐食割れに対する実質的な影響がなくなる。 基地は主にオーステナイト組織を有する。オー
ステナイト組織に対する時効析出は微細な析出物
が得られ、強度及び靭性の高いNi基合金が得ら
れる。 Nbは高温強度を向上させ、析出硬化に必要な
元素である。前述の如くNbの添加はラベイス相
を晶出させるので、耐応力腐食割れ性の点から実
質的に消失させることが必要である。 Cは、強度を高めるのに0.01%以上含有させる
ことが好ましいが、必要以上に多量に含有させる
と靭性を低め熱間塑性加工を害すので、0.15%以
下が好ましい。特に、0.02〜0.08%が好ましい。 Si及びMnは、脱酸剤及び脱硫剤として加えら
れるもので、2%以下の添加が好ましい。特に、
0.05〜0.5%が好ましい。更に全く添加しなくて
もよい。 Crは耐食性を高めるのに必要で、特に原子炉
炉内で使用される部材として高温高圧の純水に対
して15〜25%含有させることが好ましい。オース
テナイト基地中にα相を晶出させない程度に含有
させることが好ましい。特に、17〜21%が好まし
い。 Al及びTiは高温強度を高める元素として最も
好ましく、0.1〜2%含有させることが好まし
い。特に、0.4〜1%が好ましい。 Nbは前述の如く、析出硬化によつて高温強度
を高めるのに必要なもので、2〜7%添加するの
が好ましい。Nbは多量の添加であるため、溶融
状態からの凝固過程で粗大なラベイス相として晶
出する。このような晶出物は、応力腐食割れを害
すので、実質的に消失させることが必要である。
2%未満では析出硬化が不十分であり、また7%
を越えてもそれ以上の効果は得られない。特に、
4.5〜5.5%が好ましい。 MoはCrと同様に耐食性を高めるとともにフエ
ライト生成元素であるので、必要以上に多量に入
れることは好ましくない。また経済上の観点から
好ましくない。耐食性の点から1〜5重量%が好
ましいが、特に2.5〜3.5%が好ましい。 Bは粒界に偏析して、粒界を強化する作用があ
るので、若干量は有用であるが、多量の添加は溶
接性を害すおそれがあるので、0.01%以下が好ま
しい。特に0.001〜0.006%が好ましい。 Niはγ相(オーステナイト相)を安定化する
ためになくてはならないものである。また、高温
強度を高める目的から40重量%以上とすることが
好ましい。特に、Ni量はより多いことが好まし
いが、50〜65%が好ましい。 Feは、Nbその他の合金元素をフエロ合金で添
加することにより含有されるもので、30%以下が
好ましい。フエロ合金による合金元素の添加は溶
解時の歩留が高いことから好ましい。特に、10〜
20%が好ましい。 MC型炭化物のMは金属元素であり、Nb、Ti、
Zrなどである。MC型炭化物は高温強度を高める
もので、適切な時効処理によつて形成される。 γ″相は、Ni3(Nb、Al、Ti)金属間化合物か
らなり、高温強度を高めるのに必要である。Al
及びTiは1種以上からなる。 M2NbのMは、Niを主体とした金属元素であ
り、Crを含む。さらに、合金中にFeが含有され
ていれば、Feも含む。 均質化処理は合金の偏析を消失させるとともに
オーステナイト組織単相にし、凝固過程で晶出し
た粗大なラベイス(M2Nb)相を実質的に消失せ
しめ、均質化させるものである。 従つて、凝固過程で形成される晶出物及び析出
物を完全にマトリツクス中に固溶させることが好
ましいが、完全に固溶させることはきわめて高い
温度と長時間の加熱が必要となる。しかし、あま
り高い温度で加熱処理することは結晶粒界等の部
分溶解及び結晶粒の粗大化を招き、材質劣化が起
り好ましくない。また低い温度で処理すると長時
間かかるので好ましくない。好ましくは1130〜
1200℃で、特に1150〜1200℃が好ましい。 加熱温度と時間の関係で表わされるP=T(20
+logt)の値を29.4×10+3以上とする加熱処理が
好ましい。Tは絶対温度(〓)及びtは加熱時間
(h)である。 熱間塑性加工は強度及び鞄性を向上するのに必
要である。また、均質化処理によつて成長した結
晶粒を微細化する効果を有する。熱間塑性加工は
断面減少率で30%以上行うことが好ましい。 固溶化処理は均質化処理により低い温度で行な
い、通常、合金を単相にし、その後の時効処理に
よつて好ましい析出物を形成させるための前処理
であるが、本発明のNi基合金の製造法では均質
化処理が固溶化処理前に施されているため、単に
熱間塑性加工後の再結晶化並びに熱間塑性加工後
の冷却過程で析出した析出物の固溶化で行うのが
目的である。従つて、あまり高い温度で固溶化さ
せることは結晶粒の粗大化を招き、靭性が低下
し、材質特性を低下させるので好ましくない。ま
た低い温度で処理すると長時間かかるので好まし
くない。好ましくは920〜1080℃で、特に950〜
1065である。 時効処理は析出硬化に大きく寄与するMC型炭
化物及びγ″〔Ni3(Nb、Ta、Ti、Al)〕相を析
出させる析出温度で行なう。時効温度は高いほど
析出物の析出速度を速めるが、析出硬化に寄与の
小さいδ相と呼ばれる斜方晶のNi3Nbの析出量が
増すため好ましくない。また低い温度で処理する
と長時間かかるので好ましくない。好ましくは
550℃〜800℃で、特に600〜760℃である。 以上の如く、本発明は均質化処理に際して凝固
過程で晶出した粗大なラベイス(M2Nb)相が残
留されたまま熱間塑性加工し、次いで固溶化処理
及び時効処理を施し、γ″〔Ni3(Nb、Ti、Al)〕
相を析出させ強化すると耐応力腐食割れ性が低い
ということにかんがみなされたものである。 そして、この均質化処理を十分施して凝固過程
で晶出した粗大なLaves(M2Nb)相を消失させ
た後、熱間塑性加工、固溶化処理、次いで時効処
理を行なうことによつて、耐応力腐食割れ性、特
に隙間を伴う耐応力腐食割れ性を顕著に高めるこ
とができることを判明した。 また均質化処理は1回だけでは粗大なLaves
(M2Nb)相が残る場合がある。この場合、例え
ばインゴツト段階で均質化処理を施した後、ビレ
ツト段階で再度施すとより好ましい。 実施例 第1表に供試材の化学組成(重量%)を示す。
これらの合金は真空溶解によつて製造したもので
子炉々内部材の製造法に関する。 原子炉の炉内構造物には所望の耐食性を得るに
必要な量のCr、析出硬化に必要な量のNb、Al、
Tiを含む析出硬化型Ni基合金が使用されてい
る。この析出硬化型のNi基合金は優れた耐熱性
と高強度を有することから一般に高弾性材料とし
て各種部材に使用されている。原子炉々内に使用
されているNi基合金はいずれも他の部材と近接
し、隙間を形成して使用されているほか、常に高
応力が作用し、また高温高圧の純水にさらされて
いる。原子炉内のNi基合金は、この純水によつ
て腐食されるとともに隙間並びに高応力とによつ
て応力腐食割れが生じる可能性がある。 従来、この種のNi基合金は固溶化処理及び時
効硬化処理が施されるが、高温強度特性及び耐食
性を重点とした処理がなされ、使用されている。
しかし本発明者らは、この種のNi基合金の応力
腐食割れ性を検討した結果、非常に優れた耐応力
腐食割れ性を有するものと、有しないものとがあ
ることを見いだし、種々の実験の結果、その原因
を究明し、本発明に到つた。 本発明の目的は耐応力腐食割れ性の優れたNi
基合金からなる原子炉々内部材の製造法を提供す
るにある。 本発明は、原子炉々内の高温高圧純水中にさら
され、他の部材と隙間を形成し少なくとも表面に
引張応力を受ける部材の製法において、前記部材
は重量でC0.01〜0.15%、Si2%以下、Mn2%以
下、Cr15〜25%、Mol〜5%、Al0.1〜2%、
Ti0.1〜2%、Nb2〜7%、Fe30%以下、及び残
部が40%以上のNiを有する合金からなる鋳物を
該合金中に晶出したラベイス相(M2Nb 金属間
化合物)を実質的に消失させる均質化熱処理を施
した後、熱間塑性加工を施し、次いで前記均質化
熱処理温度より低い温度で加熱後急冷する固溶化
処理を施した後時効処理を施し、主にオーステナ
イト組織からなる基地にMC型炭化物及びγ″相
〔Ni3(Nb、Al、Ti)金属間化合物〕を析出させ
ることを特徴とする原子炉々内部材の製造法にあ
る。 (但し、MC型炭化物のMは金属元素及びM2Nbの
MはNiを主体とした金属元素である。) ラベイス相(Laves相)は、Niを主体とした金
属(M)とNbとの金属間化合物からなる。溶融
状態から晶出されたラベイス相を合金中に実質的
に含有しないようにすることによつて、耐応力腐
食割れ性を顕著に高めることができる。Mは、
Niを主体とし、さらにCr及び合金中にFeを含む
ものはこれらを含む。溶融金属から晶出されたラ
ベイス相は一般に粗大なものが得られ、耐応力腐
食割れを害すことが本願発明者らが明らかにし
た。この晶出されたラベイス相を、後述する均質
化処理によつて完全に消失させることが好ましい
が、皆無にすることは実質的に必要ではなく、応
力腐食割れに実質的に悪影響のない程度に消失さ
せればよい。この消失によつて晶出されたラベイ
ス相は微細となり、完全に消失させなくても応力
腐食割れに対する実質的な影響がなくなる。 基地は主にオーステナイト組織を有する。オー
ステナイト組織に対する時効析出は微細な析出物
が得られ、強度及び靭性の高いNi基合金が得ら
れる。 Nbは高温強度を向上させ、析出硬化に必要な
元素である。前述の如くNbの添加はラベイス相
を晶出させるので、耐応力腐食割れ性の点から実
質的に消失させることが必要である。 Cは、強度を高めるのに0.01%以上含有させる
ことが好ましいが、必要以上に多量に含有させる
と靭性を低め熱間塑性加工を害すので、0.15%以
下が好ましい。特に、0.02〜0.08%が好ましい。 Si及びMnは、脱酸剤及び脱硫剤として加えら
れるもので、2%以下の添加が好ましい。特に、
0.05〜0.5%が好ましい。更に全く添加しなくて
もよい。 Crは耐食性を高めるのに必要で、特に原子炉
炉内で使用される部材として高温高圧の純水に対
して15〜25%含有させることが好ましい。オース
テナイト基地中にα相を晶出させない程度に含有
させることが好ましい。特に、17〜21%が好まし
い。 Al及びTiは高温強度を高める元素として最も
好ましく、0.1〜2%含有させることが好まし
い。特に、0.4〜1%が好ましい。 Nbは前述の如く、析出硬化によつて高温強度
を高めるのに必要なもので、2〜7%添加するの
が好ましい。Nbは多量の添加であるため、溶融
状態からの凝固過程で粗大なラベイス相として晶
出する。このような晶出物は、応力腐食割れを害
すので、実質的に消失させることが必要である。
2%未満では析出硬化が不十分であり、また7%
を越えてもそれ以上の効果は得られない。特に、
4.5〜5.5%が好ましい。 MoはCrと同様に耐食性を高めるとともにフエ
ライト生成元素であるので、必要以上に多量に入
れることは好ましくない。また経済上の観点から
好ましくない。耐食性の点から1〜5重量%が好
ましいが、特に2.5〜3.5%が好ましい。 Bは粒界に偏析して、粒界を強化する作用があ
るので、若干量は有用であるが、多量の添加は溶
接性を害すおそれがあるので、0.01%以下が好ま
しい。特に0.001〜0.006%が好ましい。 Niはγ相(オーステナイト相)を安定化する
ためになくてはならないものである。また、高温
強度を高める目的から40重量%以上とすることが
好ましい。特に、Ni量はより多いことが好まし
いが、50〜65%が好ましい。 Feは、Nbその他の合金元素をフエロ合金で添
加することにより含有されるもので、30%以下が
好ましい。フエロ合金による合金元素の添加は溶
解時の歩留が高いことから好ましい。特に、10〜
20%が好ましい。 MC型炭化物のMは金属元素であり、Nb、Ti、
Zrなどである。MC型炭化物は高温強度を高める
もので、適切な時効処理によつて形成される。 γ″相は、Ni3(Nb、Al、Ti)金属間化合物か
らなり、高温強度を高めるのに必要である。Al
及びTiは1種以上からなる。 M2NbのMは、Niを主体とした金属元素であ
り、Crを含む。さらに、合金中にFeが含有され
ていれば、Feも含む。 均質化処理は合金の偏析を消失させるとともに
オーステナイト組織単相にし、凝固過程で晶出し
た粗大なラベイス(M2Nb)相を実質的に消失せ
しめ、均質化させるものである。 従つて、凝固過程で形成される晶出物及び析出
物を完全にマトリツクス中に固溶させることが好
ましいが、完全に固溶させることはきわめて高い
温度と長時間の加熱が必要となる。しかし、あま
り高い温度で加熱処理することは結晶粒界等の部
分溶解及び結晶粒の粗大化を招き、材質劣化が起
り好ましくない。また低い温度で処理すると長時
間かかるので好ましくない。好ましくは1130〜
1200℃で、特に1150〜1200℃が好ましい。 加熱温度と時間の関係で表わされるP=T(20
+logt)の値を29.4×10+3以上とする加熱処理が
好ましい。Tは絶対温度(〓)及びtは加熱時間
(h)である。 熱間塑性加工は強度及び鞄性を向上するのに必
要である。また、均質化処理によつて成長した結
晶粒を微細化する効果を有する。熱間塑性加工は
断面減少率で30%以上行うことが好ましい。 固溶化処理は均質化処理により低い温度で行な
い、通常、合金を単相にし、その後の時効処理に
よつて好ましい析出物を形成させるための前処理
であるが、本発明のNi基合金の製造法では均質
化処理が固溶化処理前に施されているため、単に
熱間塑性加工後の再結晶化並びに熱間塑性加工後
の冷却過程で析出した析出物の固溶化で行うのが
目的である。従つて、あまり高い温度で固溶化さ
せることは結晶粒の粗大化を招き、靭性が低下
し、材質特性を低下させるので好ましくない。ま
た低い温度で処理すると長時間かかるので好まし
くない。好ましくは920〜1080℃で、特に950〜
1065である。 時効処理は析出硬化に大きく寄与するMC型炭
化物及びγ″〔Ni3(Nb、Ta、Ti、Al)〕相を析
出させる析出温度で行なう。時効温度は高いほど
析出物の析出速度を速めるが、析出硬化に寄与の
小さいδ相と呼ばれる斜方晶のNi3Nbの析出量が
増すため好ましくない。また低い温度で処理する
と長時間かかるので好ましくない。好ましくは
550℃〜800℃で、特に600〜760℃である。 以上の如く、本発明は均質化処理に際して凝固
過程で晶出した粗大なラベイス(M2Nb)相が残
留されたまま熱間塑性加工し、次いで固溶化処理
及び時効処理を施し、γ″〔Ni3(Nb、Ti、Al)〕
相を析出させ強化すると耐応力腐食割れ性が低い
ということにかんがみなされたものである。 そして、この均質化処理を十分施して凝固過程
で晶出した粗大なLaves(M2Nb)相を消失させ
た後、熱間塑性加工、固溶化処理、次いで時効処
理を行なうことによつて、耐応力腐食割れ性、特
に隙間を伴う耐応力腐食割れ性を顕著に高めるこ
とができることを判明した。 また均質化処理は1回だけでは粗大なLaves
(M2Nb)相が残る場合がある。この場合、例え
ばインゴツト段階で均質化処理を施した後、ビレ
ツト段階で再度施すとより好ましい。 実施例 第1表に供試材の化学組成(重量%)を示す。
これらの合金は真空溶解によつて製造したもので
【表】
【表】
ある。加熱温度と時間を変えて均質化処理を行
い、次いで断面減少率で60%の熱間塑性加工後、
982℃に1時間保持後急令する固溶化処理を施
し、さらに718℃で8時間保持後、1時間当り56
℃の除冷を行ない、621℃に達した後8時間保持
する時効処理を行なつた。この時効処理後、試片
2mm×10mm×50mmを製作し、酸素26ppmを含有
する288℃の高温高圧純水中で500時間の浸漬によ
る隙間応力腐食割れ試験を行なつた。 試験は、SUS316Lステンレス鋼製治具を用
い、グラフアイトウールの試片の曲げによる引張
応力を受ける側に介在させ、治具と試片との隙間
を0.2mmとして、試片に半径100mmの曲げ応力を与
えることにより行つたものである。 第2表は均質化処理条件(温度、時間)と凝固
過程で晶出した粗大なLaves(M2Nb)相の有無
と隙間応力腐食割れ深さとの関係を示すものであ
る。 表に示すように、均質化温度が1100℃以下の低
い場合、並びに処理時間が短い場合は粗大な
Laves(M2Nb)相が残留し、いずれも大きな隙
間腐食割れが発生しているが、1130℃、5時間保
持したものではその程度が小さくなり、10時間保
持(P=29.46×10+3)したものではラベイス相は
ほとんど見られず、さらに小さな割れとなり、ほ
とんど問題ないものであつた。それ以上の温度で
均質化処理したものはラベイス相が認められず、
隙間腐食割れ性が小さく、きわめて耐割れ性が優
れていることが確認された。割れたものについて
組織観察を実施した結果、割れは粗大なLaves
(M2Nb)相より発生し、隙間腐食割れへと進展
している。これらの合金の組織は、オーステナイ
ト相基地にδ相と呼ばれるNi3Nb、NbC、TiC、
γ″相が析出していた。 本発明のNi基合金は特に原子炉々内構成部品
であるジエツト・ポンプ押えビーム、ボルト、シ
ユラウドヘツドの耐震ピン及びバネ等の部材とし
て、隙間が形成されている部分における耐応力腐
食割れ性が優れており、より長寿命を有する優れ
た効果がある。 以上の如く、本発明によれば特に、高温高圧純
水中での耐応力腐食割れ性の高い析出硬化型Ni
基合金が得られ、安全性の高い原子炉用材として
優れた効果が得られる。
い、次いで断面減少率で60%の熱間塑性加工後、
982℃に1時間保持後急令する固溶化処理を施
し、さらに718℃で8時間保持後、1時間当り56
℃の除冷を行ない、621℃に達した後8時間保持
する時効処理を行なつた。この時効処理後、試片
2mm×10mm×50mmを製作し、酸素26ppmを含有
する288℃の高温高圧純水中で500時間の浸漬によ
る隙間応力腐食割れ試験を行なつた。 試験は、SUS316Lステンレス鋼製治具を用
い、グラフアイトウールの試片の曲げによる引張
応力を受ける側に介在させ、治具と試片との隙間
を0.2mmとして、試片に半径100mmの曲げ応力を与
えることにより行つたものである。 第2表は均質化処理条件(温度、時間)と凝固
過程で晶出した粗大なLaves(M2Nb)相の有無
と隙間応力腐食割れ深さとの関係を示すものであ
る。 表に示すように、均質化温度が1100℃以下の低
い場合、並びに処理時間が短い場合は粗大な
Laves(M2Nb)相が残留し、いずれも大きな隙
間腐食割れが発生しているが、1130℃、5時間保
持したものではその程度が小さくなり、10時間保
持(P=29.46×10+3)したものではラベイス相は
ほとんど見られず、さらに小さな割れとなり、ほ
とんど問題ないものであつた。それ以上の温度で
均質化処理したものはラベイス相が認められず、
隙間腐食割れ性が小さく、きわめて耐割れ性が優
れていることが確認された。割れたものについて
組織観察を実施した結果、割れは粗大なLaves
(M2Nb)相より発生し、隙間腐食割れへと進展
している。これらの合金の組織は、オーステナイ
ト相基地にδ相と呼ばれるNi3Nb、NbC、TiC、
γ″相が析出していた。 本発明のNi基合金は特に原子炉々内構成部品
であるジエツト・ポンプ押えビーム、ボルト、シ
ユラウドヘツドの耐震ピン及びバネ等の部材とし
て、隙間が形成されている部分における耐応力腐
食割れ性が優れており、より長寿命を有する優れ
た効果がある。 以上の如く、本発明によれば特に、高温高圧純
水中での耐応力腐食割れ性の高い析出硬化型Ni
基合金が得られ、安全性の高い原子炉用材として
優れた効果が得られる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 原子炉炉内の高温高圧純水中にさらされ、他
の部材と隙間を形成し少なくとも表面に引張応力
を受ける部材の製法において、該部材は重量で
C0.01〜0.15%、Si2%以下、Mn2%以下、Cr15〜
25%、Mo1〜5%、Al 0.1〜2%、Ti0.1〜2
%、Nb2〜7%、Fe30%以下、及び残部が40%以
上のNiを有する合金からなり、該合金を該合金
中に晶出したラベイス相(M2Nb 金属間化合
物)を実質的に消失させる均質化熱処理を施した
後、熱間塑性加工を施し、次いで前記均質化熱処
理温度より低い温度で加熱処理後急冷する固溶化
処理を施した後時効処理を施し、主にオーステナ
イト組織からなる基地にMC型炭化物及びγ″相
〔Ni3(Nb、Al、Ti)金属間化合物〕を析出させ
ることを特徴とする原子炉炉内部材の製造法。 (但し、前記MCのMは金属元素及びM2NbのMは
Niを主体とした金属元素である。) 2 前記熱間塑性加工の加工率は断面減少率で30
%以上、前記均質化熱処理温度は1130〜1200℃、
固溶化処理温度は920〜1080℃及び時効処理温度
は600〜760℃である特許請求の範囲第2項に記載
の原子炉炉内部材の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17620780A JPS57101634A (en) | 1980-12-12 | 1980-12-12 | Ni base alloy with superior stress corrosion resisting property and manufacture thereof |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP17620780A JPS57101634A (en) | 1980-12-12 | 1980-12-12 | Ni base alloy with superior stress corrosion resisting property and manufacture thereof |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS57101634A JPS57101634A (en) | 1982-06-24 |
JPS6128746B2 true JPS6128746B2 (ja) | 1986-07-02 |
Family
ID=16009489
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP17620780A Granted JPS57101634A (en) | 1980-12-12 | 1980-12-12 | Ni base alloy with superior stress corrosion resisting property and manufacture thereof |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS57101634A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP2993243A1 (en) | 2014-09-04 | 2016-03-09 | Hitachi Metals, Ltd. | High-strength ni-base alloy |
CN111809128A (zh) * | 2020-06-06 | 2020-10-23 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 脉冲电流快速溶解变形高温合金铸锭中Laves相的方法 |
Families Citing this family (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
FR2557145B1 (fr) * | 1983-12-21 | 1986-05-23 | Snecma | Procede de traitements thermomecaniques pour superalliages en vue d'obtenir des structures a hautes caracteristiques mecaniques |
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 |
JPH0647701B2 (ja) * | 1984-12-14 | 1994-06-22 | 株式会社東芝 | マグネトロンのフイラメントライテイング用電気接続端子クリツプ |
JPH0684535B2 (ja) * | 1984-12-27 | 1994-10-26 | 株式会社東芝 | ニッケル基合金の製造方法 |
JPS61157653A (ja) * | 1984-12-28 | 1986-07-17 | Toshiba Corp | 耐食性に優れた高強度Ni基合金 |
JP2554049B2 (ja) * | 1986-01-20 | 1996-11-13 | 三菱重工業株式会社 | Ni基合金及びその製造法 |
JP2554048B2 (ja) * | 1986-01-20 | 1996-11-13 | 三菱重工業株式会社 | 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 |
JPH0674475B2 (ja) * | 1990-11-29 | 1994-09-21 | 工業技術院長 | 耐応力腐食割れ性に優れたNi基合金 |
CN109991157B (zh) * | 2019-04-08 | 2021-04-13 | 中国核动力研究设计院 | 一种高温高压水腐蚀产物溶出释放装置 |
-
1980
- 1980-12-12 JP JP17620780A patent/JPS57101634A/ja active Granted
Non-Patent Citations (3)
Title |
---|
ASME BOILER AND PRESSURE VESSEL CODE AN AMERICAN NATIONAL STANDARD 1977CODE CASES NUCLEAR COMPONENTS=1977 * |
ASME BOILER AND PRESSURE VESSEL CODE AN AMERICAN NATIONAL STANDARD 1980CODE CASES NUCLEAR COMPONENTS=1980 * |
INCONEL ALLOG718 * |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP2993243A1 (en) | 2014-09-04 | 2016-03-09 | Hitachi Metals, Ltd. | High-strength ni-base alloy |
US9863019B2 (en) | 2014-09-04 | 2018-01-09 | Hitachi Metals, Ltd. | High-strength Ni-base alloy |
CN111809128A (zh) * | 2020-06-06 | 2020-10-23 | 北京钢研高纳科技股份有限公司 | 脉冲电流快速溶解变形高温合金铸锭中Laves相的方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS57101634A (en) | 1982-06-24 |
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