JPS6358213B2 - - Google Patents
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- JPS6358213B2 JPS6358213B2 JP55182132A JP18213280A JPS6358213B2 JP S6358213 B2 JPS6358213 B2 JP S6358213B2 JP 55182132 A JP55182132 A JP 55182132A JP 18213280 A JP18213280 A JP 18213280A JP S6358213 B2 JPS6358213 B2 JP S6358213B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
- C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
- C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
- C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
- C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
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- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
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
れた構造物に関する。 原子炉中のジエツトポンプの押えビーム(ジエ
ツトポンプは炉水を撹拌するもので、そのビーム
は水流を反転させるためのエルボ管を押えるもの
であ。ビームの中央にメネジがあり、ボルトとの
間に隙間が形成される。)、各種のばね(ばねは他
の部材と接触し、隙間が形成される。)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
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合金は原子炉炉水のような高温
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。 本発明の目的は、原子炉のジエツトポンプのビ
ーム、各種ばね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
強度部材を有する耐応力腐食割れ性に優れた構造
物を提供することにある。 本発明は、高温水環境下で他の部材と接触し且
つ曲げ応力を受ける部材を有する構造物におい
て、該部材は重量比にてCr15〜25%、Mo1.5〜5
%、Al0.5〜1.5%、Ti0.75〜2%、Nb1〜4.5%、
C0.08%以下、Si1%以下、Mn1%以下、Fe5〜25
%及び残部が実質的にNiであり且つNiが40%以
上であり、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
に優れた構造物にある。本発明に係る部材は主と
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、更にAl、TiおよびNbの適正な組
合せによつて良好な析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と1.5%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添加が必要であが、Nb単独では十
分な強度を得るのが困難である。(3)Nbが4.5%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17.8〜23%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
1.5%以上でより顕著に現われる。しかしMoは5
%を超えると、Crの場合と同様、上記有害相を
生成し易くなり機械的性質および耐食性を低下
し、また熱間加工性が損なわれる。Moは1.9〜
4.2%が好ましい。 Feは5%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25%を超える場合、むしろ
Laves相など有害相を生ぜしめるようになる。Fe
は6.5〜22.1%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は合金の脱酸剤としても必要であるが、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NiX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0.5%以上のAlおよ
び0.75%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
0.75%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ため、各々の上限を
1.5%及び2%とする必要がある。またNbについ
ては、4.5%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0.5〜1.0%、Tiは0.8〜2.0%及びNb
は2.1〜4%が好ましい。 さらに、Al、TiよびNbは3.5%≦2Al+Ti+
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、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Cr17.8〜23%、Mo1.9〜
4.2%、Fe6.5〜22.1%、Al0.5〜1.0%、Ti0.8〜2.0
%、Nb2.1〜4%、C0.02〜0.06%、Si1%以下、
Mn1%以下、残余は不純物を除き実質的にNiで
あり、且40%以上である。オーステナイト合金か
らなり、室温でのビツカース硬さが300以上有す
るものが好ましい。 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。 本発明に係るオーステナイト合金は高温水環境
における優れた耐SCC性とともにばね材等の高強
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925〜1150℃であるが、より好適
な温度範囲はNbが2%以下の場合、1020〜1150
%、Nbが2%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。各合金の
残部はSi0.07〜0.16%、Mn0.01〜0.13%を除き実
質的にNiである。
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
れた構造物に関する。 原子炉中のジエツトポンプの押えビーム(ジエ
ツトポンプは炉水を撹拌するもので、そのビーム
は水流を反転させるためのエルボ管を押えるもの
であ。ビームの中央にメネジがあり、ボルトとの
間に隙間が形成される。)、各種のばね(ばねは他
の部材と接触し、隙間が形成される。)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
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合金は原子炉炉水のような高温
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。 本発明の目的は、原子炉のジエツトポンプのビ
ーム、各種ばね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
強度部材を有する耐応力腐食割れ性に優れた構造
物を提供することにある。 本発明は、高温水環境下で他の部材と接触し且
つ曲げ応力を受ける部材を有する構造物におい
て、該部材は重量比にてCr15〜25%、Mo1.5〜5
%、Al0.5〜1.5%、Ti0.75〜2%、Nb1〜4.5%、
C0.08%以下、Si1%以下、Mn1%以下、Fe5〜25
%及び残部が実質的にNiであり且つNiが40%以
上であり、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
に優れた構造物にある。本発明に係る部材は主と
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、更にAl、TiおよびNbの適正な組
合せによつて良好な析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と1.5%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添加が必要であが、Nb単独では十
分な強度を得るのが困難である。(3)Nbが4.5%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17.8〜23%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
1.5%以上でより顕著に現われる。しかしMoは5
%を超えると、Crの場合と同様、上記有害相を
生成し易くなり機械的性質および耐食性を低下
し、また熱間加工性が損なわれる。Moは1.9〜
4.2%が好ましい。 Feは5%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25%を超える場合、むしろ
Laves相など有害相を生ぜしめるようになる。Fe
は6.5〜22.1%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は合金の脱酸剤としても必要であるが、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NiX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0.5%以上のAlおよ
び0.75%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
0.75%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ため、各々の上限を
1.5%及び2%とする必要がある。またNbについ
ては、4.5%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0.5〜1.0%、Tiは0.8〜2.0%及びNb
は2.1〜4%が好ましい。 さらに、Al、TiよびNbは3.5%≦2Al+Ti+
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、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Cr17.8〜23%、Mo1.9〜
4.2%、Fe6.5〜22.1%、Al0.5〜1.0%、Ti0.8〜2.0
%、Nb2.1〜4%、C0.02〜0.06%、Si1%以下、
Mn1%以下、残余は不純物を除き実質的にNiで
あり、且40%以上である。オーステナイト合金か
らなり、室温でのビツカース硬さが300以上有す
るものが好ましい。 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。 本発明に係るオーステナイト合金は高温水環境
における優れた耐SCC性とともにばね材等の高強
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925〜1150℃であるが、より好適
な温度範囲はNbが2%以下の場合、1020〜1150
%、Nbが2%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。各合金の
残部はSi0.07〜0.16%、Mn0.01〜0.13%を除き実
質的にNiである。
【表】
【表】
【表】
第2表によれば、本発明合金および比較材F、
HおよびIは高に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。特に原子炉のばね材等の部品は300
(HV)以上の硬度を有するように規格されてい
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
による脆化割れが生じた。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。 以上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の含有量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2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1表の化学組成に示す本発明材の
(Ti/Nb)比に示すように0.19〜0.95の範囲で耐
SCC性が優れている。 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。
HおよびIは高に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。特に原子炉のばね材等の部品は300
(HV)以上の硬度を有するように規格されてい
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
による脆化割れが生じた。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。 以上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の含有量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2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1表の化学組成に示す本発明材の
(Ti/Nb)比に示すように0.19〜0.95の範囲で耐
SCC性が優れている。 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。
【表】
【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O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ウールを密着させた
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
のOにSCCが生じ、またPには軽微なSCCが生じ
た。 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。組成および試験結果をそれぞれ第5表およ
び第6表に示す。 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バネ材とし
て好適である。
であり、SCCは高Ti材であるO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ウールを密着させた
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
のOにSCCが生じ、またPには軽微なSCCが生じ
た。 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。組成および試験結果をそれぞれ第5表およ
び第6表に示す。 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バネ材とし
て好適である。
【表】
【表】
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におい
てもSCCを生じることのないオーステナイト合金
からなる部材を有する構造物が得られる。
温水中で高応力や隙間条件が伴う使用条件におい
てもSCCを生じることのないオーステナイト合金
からなる部材を有する構造物が得られる。
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。
……ボルト、4……グラフアイト・ウール。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 高温水環境下で他の部材と接触し且つ曲げ応
力を受ける部材を有する構造物において、前記部
材は重量でC0.08%以下、Si1%以下、Mn1%以
下、Cr15〜25%、Mo1.5〜5%、Al0.5〜1.5%、
Ti0.75〜2%、Nb1〜4.5%、Fe5〜25%及び残部
が実質的にNiで且つNiが40%以上であり、オー
ステナイト相基地にr′及びr″相の1種以上を有す
る合金からなることを特徴とする耐応力腐食割れ
性に優れた構造物。 2 特許請求の範囲第1項において、前記Al、
Ti及びNbは3.5%≦2Al+Ti+1/2Nb≦5.5%の範 囲内で含まれている耐応力腐食性に優れた構造
物。 3 特許請求の範囲第1項又は第2項において、
前記部材は重量でC0.02〜0.06%、Si1%以下、
Mn1%以下、Cr17.8〜23%、Mo1.9〜4.2%、
Al0.5〜1.0%、Ti0.8〜2.0%、Nb2.1〜4%、
Fe6.5〜22.1%及び残部が実質的にNiであり、且
つNiが40%以上であり、室温のヴイツカース硬
さが300以上である耐応力腐食割れ性に優れた構
造物。 4 特許請求の範囲第1項〜第3項のいずれかに
おいて、前記部材は原子炉内で他の部材と接触し
曲げ応力が付加されているバネである耐応力腐食
割れ性に優れた構造物。 5 特許請求の範囲第1項〜第3項のいずれかに
おいて、前記部材は原子炉々水を撹拌するジエツ
トポンプ本体に前記炉水の水流を反転させるエル
ボ管を押えるビームである耐応力腐食割れ性に優
れた構造物。
Priority Applications (5)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP55182132A JPS57123948A (en) | 1980-12-24 | 1980-12-24 | Austenite alloy with stress corrosion cracking resistance |
DE8181110688T DE3175528D1 (en) | 1980-12-24 | 1981-12-22 | Use of nickel base alloy having high resistance to stress corrosion cracking |
EP81110688A EP0056480B1 (en) | 1980-12-24 | 1981-12-22 | Use of nickel base alloy having high resistance to stress corrosion cracking |
CA000393087A CA1186535A (en) | 1980-12-24 | 1981-12-23 | Nickel base alloy having high resistance to stress corrosion cracking and method of producing same |
US07/331,184 US4979995A (en) | 1980-12-24 | 1989-03-31 | Member made of nickel base alloy having high resistance to stress corrosion cracking and method of producing same |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP55182132A JPS57123948A (en) | 1980-12-24 | 1980-12-24 | Austenite alloy with stress corrosion cracking resistance |
Related Child Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13564283A Division JPS59136443A (ja) | 1983-07-25 | 1983-07-25 | 耐応力腐食割れ性に優れたボルト材 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS57123948A JPS57123948A (en) | 1982-08-02 |
JPS6358213B2 true JPS6358213B2 (ja) | 1988-11-15 |
Family
ID=16112885
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP55182132A Granted JPS57123948A (en) | 1980-12-24 | 1980-12-24 | Austenite alloy with stress corrosion cracking resistance |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4979995A (ja) |
EP (1) | EP0056480B1 (ja) |
JP (1) | JPS57123948A (ja) |
CA (1) | CA1186535A (ja) |
DE (1) | DE3175528D1 (ja) |
Cited By (5)
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JPH0245517U (ja) * | 1988-09-18 | 1990-03-28 | ||
JPH02109319U (ja) * | 1989-02-18 | 1990-08-31 | ||
JPH0398421U (ja) * | 1990-01-26 | 1991-10-14 | ||
JPH0545634U (ja) * | 1991-11-16 | 1993-06-18 | アイテツク株式会社 | 眼鏡レンズ保持枠の連結構造 |
JPH05157998A (ja) * | 1991-12-06 | 1993-06-25 | Murai:Kk | 接合方法及び眼鏡枠 |
Families Citing this family (30)
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1980
- 1980-12-24 JP JP55182132A patent/JPS57123948A/ja active Granted
-
1981
- 1981-12-22 DE DE8181110688T patent/DE3175528D1/de not_active Expired
- 1981-12-22 EP EP81110688A patent/EP0056480B1/en not_active Expired
- 1981-12-23 CA CA000393087A patent/CA1186535A/en not_active Expired
-
1989
- 1989-03-31 US US07/331,184 patent/US4979995A/en not_active Expired - Lifetime
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