TW200840877A - A method of heat treatment for desensitizing a nickel-based alloy relative to environmentally-assisted cracking, in particular for a nuclear reactor fuel assembly and for a nuclear reactor, and a part made of said alloy and subjected to said treatment - Google Patents
A method of heat treatment for desensitizing a nickel-based alloy relative to environmentally-assisted cracking, in particular for a nuclear reactor fuel assembly and for a nuclear reactor, and a part made of said alloy and subjected to said treatment Download PDFInfo
- Publication number
- TW200840877A TW200840877A TW096147055A TW96147055A TW200840877A TW 200840877 A TW200840877 A TW 200840877A TW 096147055 A TW096147055 A TW 096147055A TW 96147055 A TW96147055 A TW 96147055A TW 200840877 A TW200840877 A TW 200840877A
- Authority
- TW
- Taiwan
- Prior art keywords
- alloy
- treatment
- environmentally
- nickel
- based alloy
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D3/00—Diffusion processes for extraction of non-metals; Furnaces therefor
- C21D3/02—Extraction of non-metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- 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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Fuel Cell (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Catalysts (AREA)
Description
200840877 九、發明說明 【發明所屬之技術領域】 本發明有關鎳系合金之冶金’更明確地說,有關用於 製造核反應器或插入該反應器之燃料組結構元件的合金。 【先前技術】 核反應器的特定組件,諸如熱交換器、叢集導銷、配 管、用於緊固由鋼製成並用於製造輕水核反應器或具有呈 液態形式或熔融鹽或液態金屬形式之傳熱流體之核反應器 的冷卻迴路之組件的緊固件等,係由鎳系合金製成,例如 由各種Inconel®製成。在高溫與高壓之下,此等組件需要 表現出良好之抗氧化、抗腐鈾、抗蠕變與抗熱與機械二者 之循環應力,而且必須長時間表現此等抗性(數十年),因 此鎳系合金非常適合此等用途。 輕水核反應器用之燃料組亦可能具有某些由鎳系合金 製成之結構元件,此等鎳系合金之較佳實例係7 1 8合金。 其特別適用於通常由此等合金條製造之柵格彈簧,以及由 彈簧刀之平坦半成品或是由螺旋彈簧之金屬線製成之壓緊 彈簧,以及由棒狀物製成之緊固件元件。 可用於本說明內容之鎳系合金具有下列一般組成,其 係以重量百分比表示·· C S 0 · 1 〇 % ; Mn S 0 · 5 % ; S i S 0 · 5 % ; P ^ 0.0 1 5 % ; S ^ 0.0 1 5 % ; N i ^ 4 0 % ; C r = 1 2 % - 4 0 % ; C o ^ 1 0 % ; A1 ^ 5 % ; Mo = 0.1 % - 1 5 % ; T i ^ 5 % ; B ^ 0.0 1 % ;C u g 5 % ; W = 0 · 1 % -1 5 % ; N b = 0 -1 0 % ; T a S 1 0 % ;其餘 -5- 200840877 爲Fe以及處理所造成之無法避免雜質。未 元素可能完全不存在,或者僅存在微量。爲 學或機械性質,亦可能有少量更罕用且不會 對環境助長之破裂的敏感度之其他元素,其 會導致於應力下腐蝕的現象。 通常,此等合金之特別實例合金7 1 8 C$0.08% ; Μη ^ 0.3 5 % ; S i ^ 〇 . 3 5 % ; S ^ 0.0 1 5 % ; N i = 5 0 % - 5 5 % ; Cr = 1 7 % - 2 1 % =0.2%-0.8% ; Mo = 2.8%-3.3°/〇 ; Ti = 〇 B ^ 0.006% ; Cu^0.3% ; Nb + Ta = 4.75%-Fe以及處理所形成之無法避免的雜質。其亦 的Mg。 操作含有此等組件之反應器的日益重要 件承受環境助長之破裂的能力。首先,最好 料組之操作循環的持續時間。因此,希望£ 個月期間增長至1 8個月甚至24個月。其次 (LWR)中主要介質的特定條件有利於環境助 。此現象亦於傳熱流體係氣體或熔融鹽或液 器達到極高溫時發生,其加劇氧化現象。由 破裂進程,特別是應力腐蝕破裂(S C C)之故 反應器之實驗特別顯示出由718合金製成之 用時會破碎。亦在X7 5 0合金製成之叢集導 製成之蒸汽產生器配管、容器底部套管以及 破碎或破裂,其中此等零件均由各種等級之 給予最小値之 了調整特定化 根本改變合金 於水性介質中 的組成如下: P ^ 0.0 1 5 % ; ;C 〇 ^ 1 % ; A1 .6 5 % -1 . 1 5 % ; 5.5 % ;其餘爲 含有數百ppm 問題係該等組 儘可能拉長燃 〔長將現行1 2 ,輕水反應器 長之破裂發展 態金屬之反應 於環境助長之 ,使用加壓水 柵格彈簧於使 銷、600合金 熔接區中發現 鎳系合金製成 -6 - 200840877 爲了改善鎳系合金組件的可靠度,特別是7 1 8合金之 組件,因而必須發現降低此等組件對於環境助長之破裂敏 感度的方法。 迄今,所使用之解決方法特別涉及良好工業實務或緩 和措施。 如此,已提出許多提案以機械性(珠粒噴擊、微珠處 理、微珠處理…)或化學性(電拋光)改善結構元件表面狀態 。例如文件JP-A-2000 053 492教示藉由氧化Ni系超合金 之單晶鑄塑材料的最外表層,然後進行電化學拋光以移除 該層。然後,在等於或大於再結晶溫度之溫度下進行熱處 理。該舉措消除令材料對環境助長之破裂敏感的表面應力 。然後將表面覆蓋於陶瓷層中。該文件教示將該方法應用 於燃氣渦輪機葉片,不過亦對於由6 0 0與6 9 0合金製成的 蒸汽產生管進行用於消除殘留應力之材料表面狀態的改質 〇 另一方法包括在材料上塗覆適當塗層。因此,常在 7 1 8合金柵格彈簧鍍鎳,以減少彈簧於使用中破碎。亦可 能進行其他塗覆種類,例如藉由擴散進行之表面處理。因 此,US-A-5 1 64 270提出將Nb及/或Zr植入具有9%至 3 0%Cr之亞鐵合金表面,並令其曝露於〇2與s之氣態混 合物。該做法亦可應用於Ni系合金。 另一解決方法包括以高溫(1 10(TC )在結構元件上進行 整體或局部熱處理,導致材料的微結構改變。因此,在 -7- 200840877 600合金蒸汽產生器之彎曲處進行局部處理。亦已該方式 試圖消除718合金中之所有5相微量物質(詳見文件US-A-5 047 093) ° 其他解決方法包括以較激烈或較溫和方式改變材料之 化學組成’有時此做法可能導致發展出新穎合金等級。如 此,於蒸汽產生器管之製造當中已使用690合金取代600 合金。該途徑的硏究與發展曠日費時,而且不一定形成在 技術方面及/或經濟方面可運用於工業應用的結果。 最後,已經在結構設計方面而非材料本身取採措施, 尋求降低結構所承受的應力水準。該途徑在發展時間方面 同樣費時,而且經常失敗。 通常’與經久且有限地改善材料性質以便達到其原有 特徵相較之下,良好實務規則更傾向於最佳化結構承受施 加於彼之應力的能力。 【發明內容】 本發明係提出用於改善由鎳系合金製成之核反應器組 件之性能與可靠度的方法,其中該等核反應器組件承受易 於引發環境助長之破裂,該方法與核反應器組件之設計無 關,特別是爲了令長期間操作循環可行。該方法亦必須可 消除材料對於環境助長之破裂的敏感度,且只些微干擾或 完全不干擾材料之其他特徵。 最後,本發明提出用於使鎳系合金對環境助長之破裂 減敏的熱處理方法,該合金具有下列以重量百分比計之組 -8 - 200840877 成:CS0.10% ; Μη$0·5% ; S i ^ Ο . 5 % ; Ρ ^ Ο . Ο 1 5 % ; S^0.015% ; Ni^40% ; Cr = 12%-40% ; Co^lO% ; A1^5°/〇 ;Mo = 0 . 1 % -1 5 % ; T i ^ 5 % ; B ^ 0.0 1 % ; C u ^ 5 % ; W = 0.1 % -1 5% ; Nb = 0 -1 0% ; Ta S 1 0% ;其餘爲 Fe 與處理形成 之無可避免的雜質,特徵係該合金係於純氫或含有至少 100 ppm與惰性氣體混合之氫氣氛中保持950°C -1160 °C。 該對環境助長之破裂減敏的處理可在9 5 0 °C至1 0 1 (TC 範圍內之溫度下進行。 該對環境助長之破裂減敏的處理可在1 〇 1 〇 °C至1 1 60 °C範圍內之溫度下進行。 該對環境助長之破裂減敏的處理可在隨後會進行處理 以改變冶金結構之半成品上進行。 該處理可爲用於退火、再結晶、溶液熱處理或硬化之 處理,亦稱爲陳化(aging )。 該對環境助長之破裂減敏的處理可在隨後不會進行處 理以改變冶金結構之半成品上進行。 於對環境助長之破裂減敏作用之後,該合金可進行切 削及/或拋光。 該減敏處理可於存在對於氧親和力大於對該合金親和 力的化合物之下進行。 該化合物係諸如A1、Zr、Ti、Hf金屬或含有該等金 屬至少一者之合金,或諸如Mg、Ca等元素或元素之化合 物。 至少於對環境助長之破裂減敏處理期間’該N1系合 -9- 200840877 金可包裹在一片該金屬或合金或對氧展現之親和力大於鎳 系合金的化合物當中。 至少於對環境助長之破裂減敏處理期間,該Ni系合 金可置於一或多面壁係由該金屬或合金或對氧展現之親和 力大於鎳系合金的化合物製成之盒子中。 至少於對環境助長之破裂減敏處理期間,該Ni系合 金可置於該金屬或合金或對氧展現之親和力大於鎳系合金 的化合物的粉末中。 該合金可能具有以重量百分比計之下列組成: Cg 0.0 8% ; Μη ^ 0.3 5% ; Si $0.3 5% ; PS 0.0 15% ; S ^ 0.0 1 5 % ; Ni - 5 0 % - 5 5 % ; Cr = 1 7 % - 2 1 % ; C o ^ 1 % ; A1 =0.2 % - 0.8 % ; Mo = 2.8 % - 3.3 % ; Ti = 0.6 5 % 1 .1 5 % ; B ^ 0.0 0 6 % ; Cu^0.3°/〇 ; Nb + Ta = 4·75%-5.5%;其餘爲 Fe與處理形成之無可避免的雜質 本發明亦提出一種用於自鎳系合金製造之零件的方法 ,該鎳系合金具有下列以重量百分比計之組成:C S 0.1 0% ;Μ η ^ 0.5 % ; S i ^ 0.5 % ; P ^ 0.0 1 5 % ; S ^ 0.0 1 5 % ; N i ^ 4 0 % ; C r = 1 2 % -4 0 % ; C 〇 ^ 1 0 % ; A1 ^ 5 % ; Mo = 0.1%-15% ; T i ^ 5 % ; B ^ 0.0 1 % ; Cu^5% ; W = 0.1%-15% ; Nb = 0-10% ; Tag 10% ;其餘爲Fe與處理形成之無可避免的雜 質,該方法特徵係其包括使合金對上述種類環境助長之破 裂減敏的熱處理。 本發明亦提出由鎳系合金製成之零件,特徵係已對該 合金進行對上述種類環境助長之破裂減敏的熱處理。 -10- 200840877 該零件可爲核反應器燃料組之結構元件。 然後,該零件可爲柵格彈簧或壓緊組合體或螺桿。 其可能由具有下列以重量百分比計之組成整鎳系合 製成:CS0.08% ; MnS0.35% ; Si$0.35% ; PS0.015% S ^ 0.0 1 5 % ; Ni = 5 0 % - 5 5 % ; Cr = 1 7 % - 2 1 % ; C ο ^ 1 % ; =0.2 % - 0.8 % ; Mo = 2.8 % - 3 . 3 % ; Ti = 0.6 5 % -1 . 1 5 % B ^ 0.0 0 6 % ; Cu€0.3% ; Nb + Ta = 4.75%-5.5% ;其餘 Fe與處理形成之無可避免的雜質。 該零件可爲核反應器冷卻迴路之元件。 然後,該零件可可爲管或叢集導銷、或彈簧、或熱 換器、或螺桿、或螺栓或由鎳系合金製成並且與傳熱流 接觸之任何其他組件。 其可爲藉由成型、切削或裁切法製成之零件半成品 然後,其可能構成片狀、條狀或線狀或棒狀或爲胚 〇 由前文可暸解,本發明首先係基於發展對於材料之 處理,其係在氫或含有氫之氣氛下進行,然後於存在強 還原劑之下進行。該處理係利用下述機制使合金對環境 長之破裂持久性減敏。 此減敏處理不適用於作爲熟悉本技術之人士慣常應 之任何熱處理以獲得所尋求機械特徵的替代方法,但其 於該熱處理之外另行進行。 【實施方式】 金 j A1 贅 爲 交 體 料 熱 效 助 用 可 -11 - 200840877 已發現對自718合金條取得之試樣進行包括於八^ H2 (5 %)氣體混合物中以9 8 0 °C等溫維持1 0 0小時的處理之 後,所獲得之材料呈現出其對於環境助長之破裂所造成的 脆性晶粒間斷裂的敏感度明顯降低,在拋光該試樣外表面 之後甚至可能消除該種敏感度。 此一觀察令本發明人開始追蹤降低至少零件表面附近 碳、氧與氮數量之7 1 8合金的組成與相似材料之調適。如 此,可大幅降低此等零件對於環境助長之破裂以及對於高 溫(> 3 5(TC )下之晶粒間破裂的敏感度,從而使其極適於製 造必須在環境助長之破裂通常會是問題之條件下運作的燃 料組或冷卻迴路之結構元件。其特別適用於加壓水反應器 (PWR)。不過,本發明亦可應用於沸水反應器(BWR)以及 藉由氣體或熔融鹽或液態金屬冷卻之反應器,且亦適用於 在液態或氣態介質中之中溫(200 °C -500 °C)或高溫(5 00 °〇 120(TC)氧化條件下操作之鎳系合金的結構元件之其他設備 〇 不過,若該減敏處理導致微結構相當不適於該應用, 則減敏處理必須與其他熱處理及/或熱機械處理結合以尋 求回復令該合金極適於期望用途之結構與機械性質。 最可能解釋因水性介質(例如,輕水反應器之主要流 體)中環境助長之破裂造成Ni系合金中破裂的機制如下。 此係基於自構成主要流體之水解離所衍生之氧原子的晶粒 間擴散。然後,晶粒界面處、會發生各種令其機械強度惡化 之機制,特別是: -12- 200840877 • 因碳之氧化作用形成CO與co2 ; • 形成一或多種致脆性氧化物,諸如Cr2〇3 ; • 因氧造成之晶粒界面的固有的致脆性;以 • 因氧與含硫之沉澱物反應而釋放出同樣高 性之硫,該沉澱物係因處理而形成之雜質。 其他傳熱流體亦存在相似機制。在此等條件之 原子係來自存在環繞介質中之雜質或是來自介質本 由鎳系合金製成之組件的較高操作溫度補償較少量^ 先前硏究(J.L· Smialek 於 1 996 年 6 月 10-13 明罕之 International Gas Turbine and Aerc Congress & Exhibition所發表的「單晶超合金之抗 與臨界硫含量(Oxidation resistance and critical content of single-crystal superalloys)」作品)已顯 氫氣氛中延長於高溫(120(TC - 1 3 00 °C )曝露時間(8小 小時)係用於藉由蒸發H2S以移除鎳系合金表面的 舉係希望減少材料散裂問題。不過,該方法可依此 非單晶之Ni系超合金。在此等條件下,高溫導致 長以及不一定想要的結晶結構改變。 因此,本發明人在 Ar-H2(5%)混合物流之_ NiCoCrAlYTa粉末覆蓋該樣本以降低氧之偏壓,對 下列組成之條狀物取得的試樣進行第一次試驗: C = 0.0 16% ; Ni = 5 3.7% ; B = 0.0009% ; Μη = ;Mg = 0.00 8 7% ; Mo = 2.8 8% ; Fe = 18.03% ; Si = 及 度致脆 下,氧 身,藉 % ° 日在伯 >engine 氧化性 sulfur 示在含 時-1 0 0 硫。此 轉置至 晶粒生 F,以 自具有 0.11% 0.12% -13- 200840877 ;A1 = 0.5 4% ; Co = 0.0 4% ; p = 0.005% ; Cu = 0. =0.0 0 03 4% ; Ti = 1.04% ; Cr = 1 8.1 % ;且 Nb 5 .1 5 %。依序進行下列步驟·· • 於9 8 0 °C下處理1 0 0小時;該處理係用以 粒生長,但其導致沉澱之ά相,當需要避免環境助 裂時,δ相通常被視爲不想現象; • 在1 〇 8 0 °C下費時1小時將6相置回溶液 亦造成晶粒生長;以及 • 於7 2 0 °C下硬化(陳化)8小時,或於6 2 0 °C (陳化)8小時。 該處理之後,爐子釋放出少量H2S。雖然使用 質譜法進行的精細分析並未顯示硫數量有任何明顯 但其確實揭示碳、氮與上述所有氧的數量明顯減少 於空氣65CTC下以10_3S^速率施加之牽引試驗 有少許初步晶粒間破裂之試樣破裂表面,但數量明 未經處理參考樣本。 藉由消除未完全減敏表面區,將與先前試樣相 樣各面拋光超過1 5 μιη使得可能獲得完全延展而且 之破裂表面, 拋光係選擇性操作。將拋光導入減敏處理使得 短熱處理持續時間。 反之,在處理氣氛中未存有Η2之上述條件下 後拋光之試樣仍然表現出晶粒間破碎表面。 03% ; S + T a = 限制晶 長之破 ,如此 下硬化 光放電 下降, 〇 造成具 顯少於 同之試 跨晶粒 可能縮 處理然 -14- 200840877 該處理的優點可能源自於熱處理期間大幅還原該氣氛 性質,其: • 導致氧、碳與氮存在正進行除氣之合金中,最特 別是來自晶粒界面的氧、碳與氮;以及 • 避免樣本表面氧化。 此消除晶松界面脆性的做法適於令材料環境助長之破 裂減敏。 然後進行試驗程式以尋求確認上述良好結果,並判定 適當處理範圍。 樣本係已知對於環境助長之破裂表現出高敏感度(用 於反應器時觀察到破裂)且厚度爲0.27 mm之薄片。 減敏熱處理之溫度係990 °C 士 l〇°C以避免沃斯田鐵晶粒 生長並限制5相沉澱。 處理氣氛係Ar-H2(5%)。 樣本包裹於具有下列組成之FeCrAlY合金薄片中: A1 = 5% ; C = 0.02% ; Cr = 22% ; Μη = 0.2% ; Si = 0.3% ;Y = 0.1 % ; Zr = 0.0 1 % ;且 F e =其餘部分。 減敏處理持續期間至多1 00小時。 藉由下列試驗測量對於環境助長之破裂減敏作用之品 質: • 於空氣6 5 0°C下以10_3s_1等級之速度進行牽引試 驗,結果破裂模式被視爲在氣態或熔融鹽或液態金屬介質 中之高溫條件下可獲得之破裂模式代表。 -15- 200840877 • 緩慢牽引試驗(速度約1·7χ1〇Ή)於3 5 0 °c下在 PWR主要介質(去空氣純水,於25 °C表現之pH値等於6.4 ,含2 ppm以碳酸鋰(lithine)形式添加之鋰以及1 200 ppm 以硼酸形式添加之硼,而且氫偏壓設爲〇·5巴,F、 CT 與8 042_數量低於30ppb,其係於V型試樣上進行以便儘 可能模擬對於環境助長之破裂最敏感區域一柵格支撐腳一 的形狀;以及 • 於減敏作用之後在柵格彈簧上進行緩慢壓縮試驗 718合金試樣爲2 X 0.27 mm2或3 X 0.27 mm2大小而 且具有下列組成:C = 0.0 1 6 % ; N i = 5 3.7 % ; B = 0.0 0 0 9 % ;Μη = 0.11%; Mg = 0.0087%; Mo = 2.88%; F e = 18.03%; Si = 0.12%; A1 = 0.54%; Co = 0.04%; P = 0.00 5 % ; Cu = 0.03% ; S = 0.0 0 03 4% ; Ti = 1.04% ; Cr = 1 8· 1 % ;且 Nb + Ta = 5 · 1 5%。 在980°C於Ar-H2(5%)氣氛下歷時〇h30至1 〇〇h期間 ,對此等試樣進行其對環境助長之破裂減敏熱處理,然後 在同一氣氛或真空下於72 陳化8小時,然後於620 °C 陳化8小時,與通常應用於所關切項目的陳化處理一致。 至於兩個參考試驗則是未在9 8 0 °C下進行減敏作用。其中 一個試驗當中,將試樣置入FeCrAl Y製成之盒子,取代將 該樣本包於FeCrAlY薄片中。 該處理之後,檢查破碎表面以判斷其係晶粒間(IG)、 -16- 200840877 跨晶粒 (TG)或兼具二者(IG + TG)破碎。 結果彙總於表1。 表1 :在空氣中以650°C以及於PWR主要介質中以350°C對於牽引試驗樣本使 用的處理條件試驗結果 試驗 處理 氣氛 破碎類型 1 720〇C/8h+620〇C/8h 真空 二者 2 720°C/8h+620°C/8h 然後拋光 真空 二者 3 980°C/I00h+1080°C/lh+720°C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 TG 4 980°C/96h+720°C/8h+620°C/8h Ar-H2 TG 5 980°C/48h+720°C/8h+620°C/8h Ar-H2 TG 6 980°C/48h+720°C/8h+620°C/8h FeCrAlY 盒子 Ar-H2 TG 7 980〇C/48h+720〇C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 TG 8 980〇C/39h+720〇C/8h+620°C/8h ΑρΗ2/真空 TG或二者 9 980°C/36h+720°C/8h+620°C/8h Ar-H2 TG或二者 10 980°C/33h+720°C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 二者 11 980〇C/30h+720〇C/8h+620°C/8h Ar-H2 二者 12 980〇C/27h+720〇C/8h+620°C/8h Ar-H2 二者 13 990〇C/24h+720〇C/8h+620°C/8h Ar-H2 二者 14 980°C/240h+720°C/8h+620°C/8h Ar-H2 二者 15 980°C/21h+720°C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 二者 16 980〇C/18h+720〇C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 二者 17 980〇C/15h+720〇C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 二者 18 980°C/12h+720°C/8h+620°C/8h Ar-H2 二者 19 980〇C/9h+720〇C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 二者 20 980°C/6h+720°C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 二者 21 980°C/3h+720°C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 二者 22 980〇C/lh+720〇C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 二者 23 980〇C/〇h30+720〇C/8h+620°C/8h Ar-H2/真空 二者 兩種試驗條件的破碎模式均相同。 試樣1與2未進行減敏處理,並且呈現出兼具脆性晶 -17- 200840877 粒間與延性跨晶粒特徵之破碎表面。 進行此種處理的試樣3至2 3呈現出: • 表現易碎晶粒間與延性跨晶粒特徵二者之破碎表 面; • 或者表現出純粹延性跨晶粒特徵的破碎表面。 當減敏處理時間長時,該破碎表面的延性性質更明顯 。自3 6小時開始’發現一些純跨晶粒破碎表面,而且處 理超過3 9小時之後,破碎表面就全爲純跨晶粒狀態。因 此,在3 6小時至3 9小時範圍內之處理期間位於樣本完全 減敏限制’而且在此等情況下,獲得部分或完全減敏作用 係視處理條件(諸如溫度)變異而定。 因此,於9 8 0 °C減敏處理至少4 0小時對於始終於空氣 中以6 5 0 °C對材料進行環境助長之破裂完全減敏的薄片十 分有效。 下文可說與減敏熱處理對於材料微結構之影響有關。 於8 5 0 °C -1 0 1 0 °C處理7 1 8合金時,δ相沉澱且其數量 視溫度與處理時間而定。加熱速率亦對5相存在數量有重 大影響’特別是在高於9 5 0 °C之高溫。就較慢之加熱速率 來說,δ相係於加熱期間形成。因此,視維持溫度而定, 若溫度低則5相體積部分可能增加,或者若溫度在可接受 範圍上限部分,則<5相體積部分可能減少然後安定。 高於約1010°C (5相之溶線溫度,其作爲合金精確組 成函數時可變動數度),晶粒生長變得相當快速,使得微 -18- 200840877 結構較不適於本發明較佳應用。 反之,在9 8 0 °C至1 0 0 0 °C範圍內,在充分維持時間下 ’所有可能之7 1 8合金組成的5相小型晶粒間粒子可能會 消除,而且不可溶沉澱物可能會球狀化。 在9 80 °C於Ar-H2(5°/〇氣氛或真空下對樣本施予處理 96小時進行的對照試驗,亦已驗證處理氣氛對於成功減敏 處理來說最爲重要。很清楚地發現已在真空下處理過之樣 本於牽引試驗期間破碎,具有脆性晶粒間破碎表面,然而 在含氫氣氛之下處理的樣本具有延性跨晶粒破碎表面。因 此’於本發明內容中,存有含氫氣氛(包括純H2或與諸如 Ar之惰性氣體相混之含至少1 〇〇 ppm的h2)確實是不可或 缺的。 就本發明特定較佳應用(諸如燃料組用之柵格彈簧)中 跟隨減敏作用之後的陳化處理來說,通常建議在不超過 760 °C之溫度進行此等處理。高於該溫度,則於晶粒界面 處觀察到與密度γ’相關之呈薄膜或帶狀形式5相,且γ”沉 k 澱於相同位。因此,於PWR之主要條件的代表熱壓器 (3 5 0 °C )中進行試驗期間,受到大於或等於合金彈性限制之 應力的樣本呈中經常發現破裂。根據傳統槪念,於減敏處 理期間,在較低溫下形成過量(5相比在較高溫(高於9 5 0它 )下形成之6相對於環境助長之破裂敏感度更具破壞性。 本發明人所進行的實驗顯不,於陳化(7 4 0 °C至7 8 0 °C ’ 8小時,然後於爐中冷卻)之前進行環境助長之破裂減敏 處理(9 8 0 °C,4小時),則不論如何均會消除環境助長之 -19- 200840877 破裂的敏感度,且在該溫度範圍內以該方式進行的陳化作 用對於環境助長之破裂沒有任何不良影響。陳化作用僅發 揮其調整材料之機械性質的一般功能。本實驗中,陳化作 用提高彈性限制。 使合金減敏之必要條件係熱處理氣氛不爲氧化氣氛, 較佳係該氣氛用以還原通常自然存在材料表面之氧化物層 。除非使用純氫氣氛,否則最佳係於存在對存有之氧的截 獲親和力大於待處理之零件的化合物情況下進行該減敏處 理。 爲此,可能使用金屬或某些具有高氧親和力之其他化 合物,諸如A1、Ti、Hf、Zr或包括至少大量此等金屬其 中一者的合金,或諸如Mg、Ca之元素或元素之化合物。 可能以該合金粉末覆蓋此零件表面,但仍存在粉末燒 結並污染零件表面的風險,特別是在較長處理期間,因此 變得難以恢復該零件。不過,在本發展背景中已成功測試 該方法。 因此,使用兩種已發現有效而且避免與使用粉末相關 風險的其他技術可能較佳。 第一種技術包括將零件包裹在一片具有作爲氧阱之金 屬的組成物或合金之薄片中。 第二種技術包括將零件置於具有一或多面由該金屬或 合金製成之壁的盒子內。 此種合金之較佳但非專屬實例可爲上述減敏試驗期間 所使用的FeCrAl Y合金。市面上容易取得作爲汽車工業 -20- 200840877 中觸媒轉化器成份或是作爲機械工具或電阻器零件成份的 此種材料,而且已發現其非常有效。 亦已對於與上述牽引試樣具有相同組成之7 1 8合金製 成的柵格彈簧進行環境助長之破裂敏感度試驗。此等柵格 彈簧係在3 5 0 °C於PWR主要介質中進行,位移速度爲 ,並在試驗下令強制位移與設計匹配等。 就僅進行陳化處理而無先前環境助長之破裂減敏的彈 簧來說,在該彈簧四隻腳其中三隻發現多處初步;破裂, 其具有晶粒間破碎表面。 於陳化作用之前於Ar-H2 5%氣氛中以990°C進行減敏 處理3 0小時提供改善,其改善範圍係僅在一隻腳上發現 晶粒間破碎之初步;破裂,而且數量比未進行處理的情況 少很多。不過,此時環境助長之破裂減敏作用並未完整。 反之,於990°C進行減敏處理42小時期間之彈簧不會 呈現出初步晶粒間破裂。因此,其對於環境助長之破裂完 全減敏,此一現象證實在試樣上獲得之上述實驗結果。 在組成與前文所述極接近之7 1 8合金試樣上進行其他 試驗,但該實驗顯示於減敏作用之前此等試樣比先前試樣 對於環境助長之破裂不敏感’可能是存在各批試樣條中的 晶格隙元素(C、N與0)數量差異所致。 在特定條件下,已發現在990°C±l〇°C處理15小時之 後,可獲得對環境助長之破裂完全減敏作用。於9 9 0 °C ± 1 0 。(:處理3 0小時之後可獲得相當高比例但不一定完全之減 敏作用。處理超過40小時之後’於空氣中以650 °C以及於 -21 - 200840877 PWR主要介質中以3 5 0°C二種情況皆一定獲得對環境助長 之破裂完全減敏作用。 在此等條件下,通常提出下列根據本發明之處理條件 用於對鎳系合金進行環境助長之破裂減敏作用,其中該鎳 系合金具有下列組成:CS0.10% ; Μη$0·5% ; Si$0.5% ; P ^ 0.0 1 5 % ; s^0.015% ; Ni^40% ; Cr = 1 2 % - 4 0 % ; C o ^ 1 0 % ; A1 ^ 5 % ; Mo = 0 . 1 % -1 5 % ; Ti ^ 5 % ; B ^ 0.0 1 % ;C u S 5 % ; W = 0.1 % - 1 5 % ; N b = 0 -1 0 % ; T a g 1 0 % ;其餘 爲Fe與處理形成之無可避免的雜質,718合金構成其較佳 但非專屬實例,且熱處理如下。 該氣氛係由純氫或與至少1 〇〇 ppm氫混合之惰性氣體 (諸如氬)組成,藉由零件處理環境中存在對於氧的親和力 大於Ni系合金之化合物較能確保不存有氧。 該化合物可爲諸如 Al、Zr、Ti、Hf之金屬或含有該 等金屬至少一者之合金,諸如FeCrAlY合金,或諸如Mg 或Ca之元素或複數種此等元素之化合物。 至少於對環境助長之破裂減敏處理期間,該Ni系合 金可包裹在對氧、碳與氮之親和力大於該Ni系合金之化 合物薄片中。 至少於對環境助長之破裂減敏處理期間,該Ni系合 金可置於一或多個壁係由對氧之親和力大於該Ni系合金 之化合物製成的盒子中。 至少於對環境助長之破裂減敏處理期間,該Ni系合 金可埋於表現出對氧之親和力大於該Ni系合金的化合物 -22- 200840877 粉末中。 該處理的最小持續期間與溫度之精確條件取決於產物 以及已減敏之半成品,亦取決於所尋求的減敏品質。 減敏熱處理的溫度可在95 0 °C至1 16(TC範圍內。通常 ,選擇下列兩個範圍其中之一 :9 5 0 °C -1 〇 1 〇 °C或1〇1〇°(:- I 1 6 0 〇C。 減敏熱處理的持續期間可藉由使用實驗推論的經驗公 式決定。例如,就厚度爲0.3 mm且於980 °C- 1 000 °C處理 的薄片而言,可使用下列公式決定獲得完全減敏之產物所 需要的最短持續期間: • 若初始脆性F在0至1 0%範圍內,則t(以小時計 ) = 3.4 X (B%);以及 • 若初始脆性B在1 0 %至5 0 %範圍內,則t (以小時 計)= 0.2 X (B%)。 此處將材料之脆性B界定爲,於該組件代表性操作條 件之介質中進行試驗期間,晶粒界面破碎區之總長度除以 破碎表面周長總長度。 處理溫度範圍的選擇(9 5 0 °C -1 〇 1 〇 °C範圍或1 〇 1 〇 °c至 II 6 0 °c範圍)基本上視進行該處理的材料所處的製程階段 ’以及視處理結束時其微結構需求而定。 於半成品階段進行較高溫處理爲佳,若材料的微結構 受到減敏作用不良影響,則使用該製程之後續處理再產生 材料微結構。 -23- 200840877 於成品階段進行較低溫處理爲佳,因此構成製程的最 後步驟,晶粒大小通常不會明顯受到減敏處理影響。 不過,此選擇不限制:當對於微結構無強制需求時, 可以在成品進行高溫處理,應用於例如叢集導銷。同樣地 ,可在半成品上進行較低溫處理,惟處理時間必須比高溫 處理時長以獲得完全減敏作用,其他事項維持相同。 不過,可能需要縮短熱處理持續期間,特別是當其於 半成品階段進行時。由於邊緣效應造成金屬與處理氣氛間 之界面處的安定性元素集中之故,於處理結束時形成的半 成品表面對於環境助長之破裂仍略爲敏感。此等情況下, 爲了獲得完全減敏之成品,藉由消除尙未完全減敏之表層 操作結束該熱處理。 可能藉由切削及/或化學、電化學或機械拋光作用消 除表層。 當處理鎳系合金製成之半成品與成品以協助後續製造 操作,並且於處理結束時其微結構與機械特徵必須確使此 等組件於使用期間表現良好時,視情況需要,在應用於對 該合金環境助長之破裂的減敏處理之後可接著進行熟悉本 技術之人士慣常應用之退火熱處理、再結晶、溶液熱處理 或硬化作用(習知爲陳化處理)。必要條件之一係,若進行 任何熱處理,則此等熱處理必須在非氧化氣氛中進行,以 避免材料對環境助長之破裂再敏感化。 本發明使得可能獲得下列非詳盡清單所示之零件與半 成品。 -24 - 200840877 以此方式製成之零件可能爲核反應器用之燃料組的結 構元件。 該零件則可能柵格彈簧或壓緊組合體、或螺桿 該零件可能爲核反應器冷卻迴路的元件。 然後,該零件可能爲管路、叢集導銷、彈簧、熱交換 器、螺桿或螺栓,或是由鎳系合金製成並與傳熱流體的任 何其他組件。 半成品可爲片狀、條狀或線狀或棒狀或實際上爲胚料 ,其係例如藉由鍛造、沖模、鑄造甚至藉由燒結製得,藉 由各種習用成型、切削、或裁切法可自該等半成品製成 零件。 以此種方式處理之7 1 8合金特別於製造核反應器燃料 組的柵格彈簧與壓緊組合體彈簧組件中發現較佳應用,不 過7 1 8合金亦可用於製造以與其機械性質相容方式使用並 且使用期間曝露在適於發展環境助長之破裂的環境下之其 他零件。 -25-
Claims (1)
- 200840877 十、申請專利範圍 1. 一種用於使鎳系合金對環境助長之破裂減敏的熱處 理方法,該合金具有以重量百分比計之下列組成: C^O.lO% ; Mn^0.5% ; Si^0.5% ; P ^0.01 5% ; S ^0.01 5% ;Ni ^ 4 0 % ; Cr = 1 2 % - 4 0 % ; C o ^ 1 0 % ; A1 ^ 5 % ; Mo = 0.1 % -1 5 % ; T i ^ 5 % ; B ^ 0.0 1 % ; C u ^ 5 % ; W = 0.1 % -1 5 % ;Nb = 0-10%; Ta$l〇%;其餘爲Fe與處理形成之無可避 免的雜質,本方法特徵係該合金於純氫氣氛或含有至少 f- / 1 00 ppm之氫與惰性氣體混合氣氛中保持在950 °C - 1 1 60。(3 〇 2 ·如申請專利範圍第1項之方法,其中該對環境助長 之破裂減敏的處理係於9 5 0 °C至1 0 1 0 °C範圍內之溫度進行 〇 3 ·如申請專利範圍第1項之方法,其中該對環境助長 之破裂減敏的處理係於1010°C至1 160°C範圍內之溫度進 行。 i 4 ·如申請專利範圍第1至3項中任一項之方法,其中 該對環境助長之破裂減敏的處理係在半成品上進行,隨後 對該半成品進行處理以改變其冶金結構。 5 ·如申請專利範圍第4項之方法,其中該處理係退火 處理、再結晶、溶液熱處理或硬化作用,此係於非氧化氣 氛中進行。 6 ·如申請專利範圍第1至3項中任一項之方法,其φ 該對環境助長之破裂減敏的處理係在成品上進行,該$ απα -26- 200840877 隨後不進行尋求改變冶金結構之處理。 7 ·如申請專利範圍第1至3項中任一項之方法,其中 於環境助長之破裂的減敏作用之後,對合金進行切削及/ 或拋光。 8 ·如申請專利範圍第1至3項中任一項之方法,其中 該減敏處理係於對氧呈現出之親和力大於該合金的化合物 存在情況下進行。 9 ·如申請專利範圍第8項之方法,其中該化合物係諸 如Al、Zr、Ti、Hf之金屬,或含有該等金屬至少一者之 合金,或諸如Mg、Ca之元素或此等元素的化合物。 1 〇 ·如申請專利範圍第9項之方法,其中至少在對環 境助長之破裂的減敏處理期間,將Ni系合金包裹於對氧 展現之親和力大於鎳系合金之金屬或合金或化合物薄片中 〇 1 1 ·如申請專利範圍第9項之方法,其中至少在對環 境助長之破裂的減敏處理期間,將Ni系合金置於具有一 或多面壁係由對氧展現之親和力大於鎳系合金之金屬或合 金或化合物製成的盒子內。 1 2·如申請專利範圍第9項之方法,其中至少在對環 境助長之破裂的減敏處理期間,將Ni系合金置於對氧展 現之親和力大於鎳系合金之金屬或合金或化合物粉末中。 1 3 .如申請專利範圍第1至3項中任一項之方法,其 中該合金具有下列以重量百分比計之組成:CS(K 08% ; Μ η ^ 0.3 5 % ; S i ^ 0.3 5 % ; P ^ 0.0 1 5 % ; S ^ 0.0 1 5 % ; N i = -27- 200840877 5 0% - 5 5 % ; Cr = 1 7 % -2 1 % ; C o ^ 1 % ; A1 = 0.2 % - 0.8 % ; Mo -2.8%-3.3% ; Ti = 0.65%-1.15°/〇; B^O.006%; Cu^0.3% ;Nb + Ta = 4.75%-5.5%;其餘爲Fe與處理形成之無可避 免的雜質。 14.一種自鎳系合金製造零件之方法,該鎳系合金具 有下列以重量百分比計之組成:CS0.10% ; Mn $0.5 % ; S i ^ 0.5 % ; P ^ 0.0 1 5 % ; S ^ 0.0 1 5 % ; N i ^ 4 0 % ; C r = 1 2 % -40% ; C 〇 ^ 10 % ; A1^ 5 % ; Mo = 0.1 %-1 5 % ; T i ^ 5 % ; B ^ 0.0 1 % ; C u ^ 5 % ; W = 0.1 % -1 5 % ; N b = 0 -1 0 % ; Tag 10% ;其餘爲Fe與處理形成之無可避免的雜質,本方 法特徵係其包括如申請專利範圍第1至i 2項中任一項之 用於使合金對環境助長之破裂減敏的熱處理。 15·—種由鎳系合金製成之零件,特徵係該合金已進 行如申請專利範圍第1至1 3項中任一項之用於使合金對 環境助長之破裂減敏的熱處理。 16·如申請專利範圍第15項之零件,其中該零件爲核 反應器燃料組的結構元件。 1 7 ·如申請專利範圍第丨6項之零件,其中該零件爲柵 格彈簧或壓緊組合體或螺桿。 1 8 ·如申請專利範圍第1 5至1 7項中任一項之零件, 其中該零件由具有下列以重量百分比計之組成的鎳系合金 製成·· CS0.08% ; MnS0.3 5% ; Si$0.3 5% ; Ρ$0·0 15°/〇 ; S ^ 0.0 1 5 % ; Ni = 5 0 % - 5 5 % ; Cr = 1 7 % - 2 1 % ; C o ^ 1 % ; A1 =0.2%.0.8% ; Mo = 2.8%-3.3% ; Ti = 0.65%-1.15% ; -28- 200840877 BS 0.006% ; CuS0.3% ; Nb + Ta = 4·75%-5·5% ;其餘爲 Fe與處理形成之無可避免的雜質。 1 9 ·如申請專利範圍第1 5項之零件,其爲核反應器冷 卻迴路的元件。 20·如申請專利範圍第19項之零件,其爲管路、或叢 集導銷、或彈簧、或熱交換器、或螺桿、或螺栓或是由鎳 系合金製成且與傳熱流體接觸之任何其他組件。 2 1·如申請專利範圍第15項之零件,其爲半成品,藉 由成型、切削、或裁切法可由該半成品製成零件。 22·如申請專利範圍第21項之零件,其構成片狀、或 條狀、或線狀、或棒狀或爲胚料。 -29· 200840877 七 指定代表圖 (一) 、本案指定代表圖為··無 (二) 、本代表圖之元件代表符號簡單說明:無 八、本案若有化學式時,請揭示最能顯示發明特徵的化學 式:無
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
FR0611538A FR2910912B1 (fr) | 2006-12-29 | 2006-12-29 | Procede de traitement thermique de desensibilisation a la fissuration assistee par l'environnement d'un alliage a base nickel, et piece realisee en cet alliage ainsi traitee |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
TW200840877A true TW200840877A (en) | 2008-10-16 |
Family
ID=38197764
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
TW096147055A TW200840877A (en) | 2006-12-29 | 2007-12-10 | A method of heat treatment for desensitizing a nickel-based alloy relative to environmentally-assisted cracking, in particular for a nuclear reactor fuel assembly and for a nuclear reactor, and a part made of said alloy and subjected to said treatment |
Country Status (10)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US8470106B2 (zh) |
EP (1) | EP2126152B1 (zh) |
JP (1) | JP5268942B2 (zh) |
KR (2) | KR20140114455A (zh) |
CN (1) | CN101600814B (zh) |
ES (1) | ES2771352T3 (zh) |
FR (1) | FR2910912B1 (zh) |
TW (1) | TW200840877A (zh) |
WO (1) | WO2008081118A2 (zh) |
ZA (1) | ZA200904415B (zh) |
Families Citing this family (40)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
SE533124C2 (sv) * | 2008-05-28 | 2010-06-29 | Westinghouse Electric Sweden | Spridare för kärnbränslestavar |
JP2010138476A (ja) * | 2008-12-15 | 2010-06-24 | Toshiba Corp | ジェットポンプビームおよびその製造方法 |
FR2941962B1 (fr) * | 2009-02-06 | 2013-05-31 | Aubert & Duval Sa | Procede de fabrication d'une piece en superalliage a base de nickel, et piece ainsi obtenue. |
US20120051963A1 (en) * | 2010-08-30 | 2012-03-01 | General Electric Company | Nickel-iron-base alloy and process of forming a nickel-iron-base alloy |
US9062354B2 (en) | 2011-02-24 | 2015-06-23 | General Electric Company | Surface treatment system, a surface treatment process and a system treated component |
DE102011106222A1 (de) * | 2011-06-07 | 2012-12-13 | Rwe Power Ag | Dampferzeugerbauteil sowie Verfahren zur Herstellung eines Dampferzeugerbauteil |
WO2013002314A1 (ja) * | 2011-06-29 | 2013-01-03 | 新日鐵住金株式会社 | 原子力発電プラント用蒸気発生器伝熱管の製造方法および蒸気発生器伝熱管 |
DE102011054718B4 (de) * | 2011-10-21 | 2014-02-13 | Hitachi Power Europe Gmbh | Verfahren zur Erzeugung einer Spannungsverminderung in errichteten Rohrwänden eines Dampferzeugers |
US20130126056A1 (en) * | 2011-11-18 | 2013-05-23 | General Electric Company | Cast nickel-iron-base alloy component and process of forming a cast nickel-iron-base alloy component |
US20130287580A1 (en) * | 2012-04-27 | 2013-10-31 | General Electric Company | Stress corrosion cracking resistance in superalloys |
DE102012011161B4 (de) | 2012-06-05 | 2014-06-18 | Outokumpu Vdm Gmbh | Nickel-Chrom-Aluminium-Legierung mit guter Verarbeitbarkeit, Kriechfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit |
DE102012011162B4 (de) | 2012-06-05 | 2014-05-22 | Outokumpu Vdm Gmbh | Nickel-Chrom-Legierung mit guter Verarbeitbarkeit, Kriechfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit |
US20140035211A1 (en) * | 2012-08-01 | 2014-02-06 | Baker Hughes Incorporated | Corrosion-resistant resilient member |
JP5743161B2 (ja) * | 2012-09-24 | 2015-07-01 | 株式会社日本製鋼所 | 耐Mg溶損特性に優れた被覆構造材 |
US9377245B2 (en) | 2013-03-15 | 2016-06-28 | Ut-Battelle, Llc | Heat exchanger life extension via in-situ reconditioning |
US9540714B2 (en) | 2013-03-15 | 2017-01-10 | Ut-Battelle, Llc | High strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
KR101507898B1 (ko) * | 2013-04-10 | 2015-04-08 | 한국원자력연구원 | 니켈계 초내열 합금 및 이의 제조방법 |
CN103290297B (zh) * | 2013-06-06 | 2015-07-15 | 陕西钛普稀有金属材料有限公司 | 一种含锆钼镁合金及其制备工艺 |
CN103866174B (zh) * | 2013-06-06 | 2016-01-27 | 陕西钛普稀有金属材料有限公司 | 一种高强度镍钼镁三元合金及其制备工艺 |
CN103290298B (zh) * | 2013-06-06 | 2016-02-10 | 陕西钛普稀有金属材料有限公司 | 一种钽铌钼镍镁合金及其制备工艺 |
US10017842B2 (en) | 2013-08-05 | 2018-07-10 | Ut-Battelle, Llc | Creep-resistant, cobalt-containing alloys for high temperature, liquid-salt heat exchanger systems |
US9435011B2 (en) | 2013-08-08 | 2016-09-06 | Ut-Battelle, Llc | Creep-resistant, cobalt-free alloys for high temperature, liquid-salt heat exchanger systems |
CN103526124B (zh) * | 2013-10-28 | 2015-10-21 | 江西省萍乡市三善机电有限公司 | 一种新型高耐热涡轮增压器密封环及其制备方法 |
US9683280B2 (en) | 2014-01-10 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
DE102014001329B4 (de) | 2014-02-04 | 2016-04-28 | VDM Metals GmbH | Verwendung einer aushärtenden Nickel-Chrom-Titan-Aluminium-Legierung mit guter Verschleißbeständigkeit, Kriechfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Verarbeitbarkeit |
DE102014001330B4 (de) | 2014-02-04 | 2016-05-12 | VDM Metals GmbH | Aushärtende Nickel-Chrom-Kobalt-Titan-Aluminium-Legierung mit guter Verschleißbeständigkeit, Kriechfestigkeit, Korrosionsbeständigkeit und Verarbeitbarkeit |
CA2944880C (en) * | 2014-04-04 | 2018-11-06 | Special Metals Corporation | High strength ni-cr-mo-w-nb-ti welding product and method of welding and weld deposit using the same |
US9683279B2 (en) | 2014-05-15 | 2017-06-20 | Ut-Battelle, Llc | Intermediate strength alloys for high temperature service in liquid-salt cooled energy systems |
US9605565B2 (en) | 2014-06-18 | 2017-03-28 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost Fe—Ni—Cr alloys for high temperature valve applications |
CN106498236B (zh) * | 2016-10-26 | 2017-11-10 | 济宁市北辰金属材料有限公司 | 一种玻璃纤维生产用合金坩埚及其制备方法 |
CN106756246B (zh) * | 2016-10-31 | 2019-04-19 | 重庆材料研究院有限公司 | 一种核场废液处理用耐腐蚀合金材料及其制备方法 |
US11215356B2 (en) * | 2017-06-08 | 2022-01-04 | Nippon Steel Corporation | Ni-based alloy pipe for nuclear power |
CN107322003B (zh) * | 2017-06-29 | 2019-07-09 | 厦门朋鹭金属工业有限公司 | 一种制备低杂质含量钨粉的工业方法 |
TWI657147B (zh) * | 2017-12-20 | 2019-04-21 | 國家中山科學研究院 | 一種高應力鎳基合金 |
CN108441707B (zh) * | 2018-03-30 | 2020-06-23 | 四川六合特种金属材料股份有限公司 | 一种高强度含钨系镍基高温合金材料及其制备方法和应用 |
CN110273085B (zh) * | 2019-04-15 | 2022-01-07 | 上海大学 | 反应堆乏燃料贮运用富钆镍基合金材料及其制备方法 |
CN110396624B (zh) * | 2019-08-13 | 2021-04-09 | 上海大学 | 核屏蔽用富硼镍钨基合金材料及其制备方法 |
CN110373573B (zh) * | 2019-08-13 | 2021-06-04 | 上海大学 | 核屏蔽用富钆镍钨基合金材料及其制备方法 |
CN110643858B (zh) * | 2019-11-08 | 2020-10-30 | 中国科学院上海应用物理研究所 | 镍基高温合金抗碲腐蚀性能提升方法及镍基高温合金 |
CN114247899A (zh) * | 2021-12-13 | 2022-03-29 | 金川集团股份有限公司 | 不产生裂纹的SLM成形Inconel 738合金的热处理方法 |
Family Cites Families (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US3368883A (en) * | 1965-07-29 | 1968-02-13 | Du Pont | Dispersion-modified cobalt and/or nickel alloy containing anisodiametric grains |
CN1007910B (zh) * | 1987-05-19 | 1990-05-09 | 机械工业委员会哈尔滨焊接研究所 | 新型代钴镍基耐磨堆焊合金 |
US5047093A (en) * | 1989-06-09 | 1991-09-10 | The Babcock & Wilcox Company | Heat treatment of Alloy 718 for improved stress corrosion cracking resistance |
US5164270A (en) | 1990-03-01 | 1992-11-17 | The United States Of America As Represented By The Department Of Energy | Iron-based alloys with corrosion resistance to oxygen-sulfur mixed gases |
US5184270A (en) * | 1990-06-13 | 1993-02-02 | Abb Power T&D Company, Inc. | Internal arc gap for secondary side surge protection and dissipation of a generated arc |
US5346563A (en) * | 1991-11-25 | 1994-09-13 | United Technologies Corporation | Method for removing sulfur from superalloy articles to improve their oxidation resistance |
US5244515A (en) * | 1992-03-03 | 1993-09-14 | The Babcock & Wilcox Company | Heat treatment of Alloy 718 for improved stress corrosion cracking resistance |
JP3094778B2 (ja) * | 1994-03-18 | 2000-10-03 | 株式会社日立製作所 | 軽水炉用燃料集合体とそれに用いられる部品及び合金並びに製造法 |
US5922148A (en) * | 1997-02-25 | 1999-07-13 | Howmet Research Corporation | Ultra low sulfur superalloy castings and method of making |
US6332937B1 (en) * | 1997-09-25 | 2001-12-25 | Societe Nationale d'Etude et de Construction de Moteurs d'Aviation “SNECMA” | Method of improving oxidation and corrosion resistance of a superalloy article, and a superalloy article obtained by the method |
JP2000053492A (ja) | 1998-08-07 | 2000-02-22 | Hitachi Ltd | 単結晶物品とその製造方法及び用途 |
JP2001107196A (ja) * | 1999-10-07 | 2001-04-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐溶接割れ性と耐硫酸腐食性に優れたオーステナイト鋼溶接継手およびその溶接材料 |
JP4042362B2 (ja) * | 2000-08-11 | 2008-02-06 | 住友金属工業株式会社 | Ni基合金製品とその製造方法 |
JP4475429B2 (ja) * | 2004-06-30 | 2010-06-09 | 住友金属工業株式会社 | Ni基合金素管及びその製造方法 |
JP4304499B2 (ja) * | 2004-10-13 | 2009-07-29 | 住友金属工業株式会社 | 原子力プラント用Ni基合金材の製造方法 |
-
2006
- 2006-12-29 FR FR0611538A patent/FR2910912B1/fr not_active Expired - Fee Related
-
2007
- 2007-12-06 KR KR1020147024089A patent/KR20140114455A/ko not_active Application Discontinuation
- 2007-12-06 EP EP07871802.0A patent/EP2126152B1/fr active Active
- 2007-12-06 WO PCT/FR2007/002006 patent/WO2008081118A2/fr active Application Filing
- 2007-12-06 US US12/448,588 patent/US8470106B2/en active Active
- 2007-12-06 ES ES07871802T patent/ES2771352T3/es active Active
- 2007-12-06 JP JP2009543491A patent/JP5268942B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2007-12-06 CN CN2007800509753A patent/CN101600814B/zh active Active
- 2007-12-06 KR KR1020097013615A patent/KR20090110298A/ko active Search and Examination
- 2007-12-10 TW TW096147055A patent/TW200840877A/zh unknown
-
2009
- 2009-06-24 ZA ZA200904415A patent/ZA200904415B/xx unknown
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2008081118A2 (fr) | 2008-07-10 |
CN101600814A (zh) | 2009-12-09 |
ES2771352T3 (es) | 2020-07-06 |
JP2010515041A (ja) | 2010-05-06 |
JP5268942B2 (ja) | 2013-08-21 |
FR2910912B1 (fr) | 2009-02-13 |
FR2910912A1 (fr) | 2008-07-04 |
US8470106B2 (en) | 2013-06-25 |
KR20090110298A (ko) | 2009-10-21 |
US20100116383A1 (en) | 2010-05-13 |
WO2008081118A3 (fr) | 2008-08-21 |
ZA200904415B (en) | 2010-10-27 |
KR20140114455A (ko) | 2014-09-26 |
EP2126152B1 (fr) | 2020-01-08 |
CN101600814B (zh) | 2011-11-16 |
EP2126152A2 (fr) | 2009-12-02 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
TW200840877A (en) | A method of heat treatment for desensitizing a nickel-based alloy relative to environmentally-assisted cracking, in particular for a nuclear reactor fuel assembly and for a nuclear reactor, and a part made of said alloy and subjected to said treatment | |
Segura et al. | Grain boundary and microstructure engineering of Inconel 690 cladding on stainless-steel 316L using electron-beam powder bed fusion additive manufacturing | |
JP5208354B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼 | |
JP5572842B2 (ja) | 析出強化型Ni基耐熱合金およびその製造方法 | |
Griffiths | Ni-based alloys for reactor internals and steam generator applications | |
EP3290536B1 (en) | Grain refinement in superalloys using laves phase precipitation | |
CA2723522A1 (en) | Ni-cr alloy material | |
CN113637885A (zh) | 一种多组元FeNiCoAlTiZr超弹性合金及其制备方法 | |
CN114622145B (zh) | 一种具有双相结构的无钴马氏体时效钢及其制备方法 | |
JPS63286556A (ja) | 耐放射線性オーステナイト系ステンレス鋼 | |
TW419526B (en) | A zirconium-based alloy tube for a nuclear reactor fuel assembly and a process for producing such a tube | |
JP2018514646A (ja) | 多段熱間圧延を適用した核燃料用ジルコニウム部品の製造方法 | |
KR101660154B1 (ko) | 오스테나이트 합금관 | |
JPS5877558A (ja) | 鉄―ニッケル―クロム型マルエ―ジングス―パアロイ及びその製法 | |
CN112962010A (zh) | 富铝高熵合金及其制备方法和应用 | |
KR20180092847A (ko) | 연료 요소를 위한 철계 조성물 | |
Dempster et al. | Heat treatment metallurgy of nickel-base alloys | |
WO2019235014A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼及び原子炉内構造物 | |
Lu et al. | Effects of Si on the stress rupture life and microstructure of a novel austenitic stainless steel | |
CN115029528A (zh) | 储氢用低铁素体热轧不锈钢中板及其制备方法和用途 | |
Zhan et al. | The Effect of Ageing Treatment on Shape‐Setting and Shape Memory Effect of a NiTi SMA Corrugated Structure | |
JP5205577B2 (ja) | 粒界制御型耐照射性sus316相当鋼およびその製造方法 | |
US20230295786A1 (en) | Non-magnetic stainless steel with high strength and superior corrosion resistance and preparation method thereof | |
JPH02247358A (ja) | 原子炉部材用Fe基合金及びその製造法 | |
Mao | Characterization of oxide dispersion strengthened steels for nuclear applications |