JPS6252024B2 - - Google Patents
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- JPS6252024B2 JPS6252024B2 JP58135642A JP13564283A JPS6252024B2 JP S6252024 B2 JPS6252024 B2 JP S6252024B2 JP 58135642 A JP58135642 A JP 58135642A JP 13564283 A JP13564283 A JP 13564283A JP S6252024 B2 JPS6252024 B2 JP S6252024B2
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- Heat Treatment Of Articles (AREA)
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Description
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
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。 原子炉中のジエツ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折出強
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Cr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つて応力
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つて判明した。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
が存在する場合はSCC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。 本発明は、重量比にてCr15〜25％、Mo1〜８
％、Al0.4〜２％、Ti0.7〜３％、Nb2％を超え4.5
％以下、Fe40％以下、B0.02％以下、Zr0.2％以
下、残部がNiおよび不可避不純物からなり、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
ルト材であつて、主としてCrとMoの共存によつ
て高温水中における耐SCC性を高め、Al、Tiお
よびNbの適正な組合せによつて良好な折出硬化
能を確保したものである。γ′相はNi3（Al、
Ti）の金属間化合物及びγ″相はNi3Nbの金属間
化合物である。 本発明者らは折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Mo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Al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。 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。 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
生成によつて機械的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％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
によつ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％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Laves相など有害相を生ぜしめる
ためその上限は40％とすることが望ましい。Fe
は５〜30％が好ましい。 Al、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Al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Ni2X型のガンマープライム（γ′）の析出
によりなされ、γ′中のＸがAl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γ′中のAl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γ′の初期生成に必
要なAl、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Al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
により目的に応じたより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試験においてはAl及びTiが多すぎる場合、
耐SCC性の低下が認められた。従つて、Nbは、
Tiよりも原子数比で多く、かつ２％以上必要で
ある。というのは、析出強化相をγ′主体でなく
γ″を主体とし、格子ひずみがγ′よりγ″の方が
大きいことを利用して、有害不純物（粒界偏析し
てSCCの原因となるSi、Ｐ、Ｓなど）をトラツプ
することにより、耐SCC性を上げているからで
ある。そこでAl及びTi各々の上限を２％及び３
％とする必要がある。またNbについては、５％
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％、Tiは0.75〜２％及びNbは２〜４％が
好ましい。 さらに、Al、TiおよびNbは3.5％≦2Al＋Tu＋
１／２Nb≦5.5％の範囲内で添加することが望まし い。2Al＋Ti＋１／２Nbの添加量が3.5％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
要な強度が得られない。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。即ち重量比でCr17〜23％、Mo1.5〜５
％、Fe5〜30％、Al0.4〜1.5％、Ti0.7〜２％、
Nb2％を超え4.5％以下、B0.02％以下、Zr0.2％以
下、残部がNiおよび不可避不純物からなるオー
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。 SiおよびMnは脱酸及び脱硫剤として添加され
るが、多量とすると耐食性を低下させるのでそれ
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は微量であつても粒界に偏析し、耐
食性を低下させることが多いので0.02％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
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
るのにフエロ合金によつて行うのが好ましく、そ
のため40％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％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。したがつ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925〜1100℃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り強度と耐
SCC性の特に良好な組合せが得られる。 実施例 １ 第１表は代表的な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ツトを熱間鍛造し
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X750である。第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２mmの板状試片１を用い、こ
れを図面に示したステンレス鋼板ホルダ２とボル
ト３で締めつけ、均一曲げひずみ（１％）を付与
するとともに、凸側表面にグラフアイト・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
とり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つた。 第２表によれば、本発明合金および比較材Ｆ、
ＨおよびＩは高い硬度を有するのに対し、Nbの
少ない比較材Ｇ、Alの少ない比較材Ｌ、および
Tiの少ない比較材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は300（HV）
以上の硬度を有するように規格さ
高温水を含む各種プラントにおいて、高温水環境
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。 原子炉中のジエツ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折出強
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Cr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つて応力
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つて判明した。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
が存在する場合はSCC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。 本発明は、重量比にてCr15〜25％、Mo1〜８
％、Al0.4〜２％、Ti0.7〜３％、Nb2％を超え4.5
％以下、Fe40％以下、B0.02％以下、Zr0.2％以
下、残部がNiおよび不可避不純物からなり、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
ルト材であつて、主としてCrとMoの共存によつ
て高温水中における耐SCC性を高め、Al、Tiお
よびNbの適正な組合せによつて良好な折出硬化
能を確保したものである。γ′相はNi3（Al、
Ti）の金属間化合物及びγ″相はNi3Nbの金属間
化合物である。 本発明者らは折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Mo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Al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。 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。 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
生成によつて機械的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％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
によつ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％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Laves相など有害相を生ぜしめる
ためその上限は40％とすることが望ましい。Fe
は５〜30％が好ましい。 Al、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Al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Ni2X型のガンマープライム（γ′）の析出
によりなされ、γ′中のＸがAl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γ′中のAl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γ′の初期生成に必
要なAl、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Al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
により目的に応じたより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試験においてはAl及びTiが多すぎる場合、
耐SCC性の低下が認められた。従つて、Nbは、
Tiよりも原子数比で多く、かつ２％以上必要で
ある。というのは、析出強化相をγ′主体でなく
γ″を主体とし、格子ひずみがγ′よりγ″の方が
大きいことを利用して、有害不純物（粒界偏析し
てSCCの原因となるSi、Ｐ、Ｓなど）をトラツプ
することにより、耐SCC性を上げているからで
ある。そこでAl及びTi各々の上限を２％及び３
％とする必要がある。またNbについては、５％
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％、Tiは0.75〜２％及びNbは２〜４％が
好ましい。 さらに、Al、TiおよびNbは3.5％≦2Al＋Tu＋
１／２Nb≦5.5％の範囲内で添加することが望まし い。2Al＋Ti＋１／２Nbの添加量が3.5％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
要な強度が得られない。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。即ち重量比でCr17〜23％、Mo1.5〜５
％、Fe5〜30％、Al0.4〜1.5％、Ti0.7〜２％、
Nb2％を超え4.5％以下、B0.02％以下、Zr0.2％以
下、残部がNiおよび不可避不純物からなるオー
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。 SiおよびMnは脱酸及び脱硫剤として添加され
るが、多量とすると耐食性を低下させるのでそれ
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は微量であつても粒界に偏析し、耐
食性を低下させることが多いので0.02％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
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
るのにフエロ合金によつて行うのが好ましく、そ
のため40％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％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。したがつ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925〜1100℃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り強度と耐
SCC性の特に良好な組合せが得られる。 実施例 １ 第１表は代表的な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ツトを熱間鍛造し
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X750である。第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２mmの板状試片１を用い、こ
れを図面に示したステンレス鋼板ホルダ２とボル
ト３で締めつけ、均一曲げひずみ（１％）を付与
するとともに、凸側表面にグラフアイト・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
とり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つた。 第２表によれば、本発明合金および比較材Ｆ、
ＨおよびＩは高い硬度を有するのに対し、Nbの
少ない比較材Ｇ、Alの少ない比較材Ｌ、および
Tiの少ない比較材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は300（HV）
以上の硬度を有するように規格さ
【表】
【表】
【表】
れているので、比較材Ｌ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〜
Ｉ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Cr含有量が高い程耐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。したがつて耐SCC性は高Cr化のみ
では不十分でMo添加によつて達成されることが
わかる。しかし比較材ＩのようにNbの添加量が
５％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Ｋ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
つた。 実施例 ２ 真空溶解によりいずれも10Kgのインゴツトを製
造し、熱間鍛造後1050℃×1h加熱後水冷
SCC試験では各種時効条件において比較材Ｆ〜
Ｉ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Cr含有量が高い程耐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。したがつて耐SCC性は高Cr化のみ
では不十分でMo添加によつて達成されることが
わかる。しかし比較材ＩのようにNbの添加量が
５％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Ｋ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
つた。 実施例 ２ 真空溶解によりいずれも10Kgのインゴツトを製
造し、熱間鍛造後1050℃×1h加熱後水冷
【表】
し、次いで720℃×8h及び620℃×8hの熱処理を
順次行い第４表に示す各種試験を行つた第３表は
試料の化学組成である。
順次行い第４表に示す各種試験を行つた第３表は
試料の化学組成である。
【表】
ここで隙間SCC試験は第２表の例と同様の試
験でありSCCは高Ti材であるに認められた。隙
間SSRT試験は288℃で8ppm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
を平行部にグラフアイトベールを密着させた状態
で、４×10-7/sの低ひずみ速度で20％ひずみま
で引張つた後、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
ものであつ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Ｏ
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Ni合金の高温水中での
耐隙間SCC性にはCr及びMo含有量だけでなく、
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り、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エリング（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。即ち析出強化型
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Ti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
示したが、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。 第５表に材料の化学組成、第６表に試験結果を
示す。 Ｔ及びＵは原子炉において使用実積のある材料
であり、引張性質や硬さな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
ことなく、十分に高い耐SCC性を有することが
明らかで、SCC破損が懸念される原子炉のボル
トとして好適である。 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、かつボルト材に
験でありSCCは高Ti材であるに認められた。隙
間SSRT試験は288℃で8ppm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
を平行部にグラフアイトベールを密着させた状態
で、４×10-7/sの低ひずみ速度で20％ひずみま
で引張つた後、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
ものであつ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Ｏ
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Ni合金の高温水中での
耐隙間SCC性にはCr及びMo含有量だけでなく、
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り、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エリング（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。即ち析出強化型
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Ti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
示したが、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。 第５表に材料の化学組成、第６表に試験結果を
示す。 Ｔ及びＵは原子炉において使用実積のある材料
であり、引張性質や硬さな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
ことなく、十分に高い耐SCC性を有することが
明らかで、SCC破損が懸念される原子炉のボル
トとして好適である。 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、かつボルト材に
【表】
【表】
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。
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……グラフアイト・ウール。
１……試片、２……ステンレス鋼製ホルダ、３…
…ボルト、４……グラフアイト・ウール。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比でCr15〜25％、Mo1〜８％、Al0.4〜
２％、Ti0.7〜３％、Nb2％を超え4.5％以下、
Fe40％以下、B0.02％以下、Zr0.2％以下、残部
が、Niおよび不可避不純物からなり、オーステ
ナイト相基地にγ′およびγ″相を１種以上に有す
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。 ２ 特許請求の範囲第１項において、Al、Tiお
よびNbは3.5％≦2Al＋Ti＋１／２Nb≦5.5％の範囲内 で含まれてい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。 ３ 特許請求の範囲第１項において、重量比で
Ni40％以上を含むことを特徴とする耐応力腐食
割れ性に優れたボルト材。 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 JPS59136443A (ja) | 1984-08-06 |
| JPS6252024B2 true 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) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| US6478897B1 (en) * | 1999-01-28 | 2002-11-12 | Sumitomo Electric Engineering, Ltd. | Heat-resistant alloy wire |
| KR100344531B1 (ko) * | 2000-11-01 | 2002-07-24 | 주식회사 하이테크화스너 | 케이피 미케니칼 조인트용 볼트/너트 제조용 조성물 및 그볼트/너트 |
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 |
| 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 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59136443A (ja) | 1984-08-06 |
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