JPH0565530A - 耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料及びその製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料及びその製造方法Info
- Publication number
- JPH0565530A JPH0565530A JP23020191A JP23020191A JPH0565530A JP H0565530 A JPH0565530 A JP H0565530A JP 23020191 A JP23020191 A JP 23020191A JP 23020191 A JP23020191 A JP 23020191A JP H0565530 A JPH0565530 A JP H0565530A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- equivalent
- cracking
- stress
- melt
- irradiation
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 軽水炉プラントにおける溶接熱影響部の耐応
力腐食割れ性の向上、特に改質処理後の低温鋭敏化によ
る腐食に耐え、稼動期間中の応力腐食割れを防止できる
表面改質処理方法を提供すること。 【構成】 Ｆｅ又はＮｉ基合金材料の表面に照射エネル
ギー密度が１．０〜１００Ｊ／ｍｍのレーザ光を照射し
て、１０3〜１０7℃／ｓの冷却速度で冷却させて平均セ
ル間隔が０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル組織をも
つ溶融凝固層を形成した。
力腐食割れ性の向上、特に改質処理後の低温鋭敏化によ
る腐食に耐え、稼動期間中の応力腐食割れを防止できる
表面改質処理方法を提供すること。 【構成】 Ｆｅ又はＮｉ基合金材料の表面に照射エネル
ギー密度が１．０〜１００Ｊ／ｍｍのレーザ光を照射し
て、１０3〜１０7℃／ｓの冷却速度で冷却させて平均セ
ル間隔が０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル組織をも
つ溶融凝固層を形成した。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、腐食環境に接するオー
ステナイト系材料の耐食性向上に係り、特に高温高圧水
に接する軽水炉プラントの構造材溶接部の耐応力腐食割
れ性向上に関する。
ステナイト系材料の耐食性向上に係り、特に高温高圧水
に接する軽水炉プラントの構造材溶接部の耐応力腐食割
れ性向上に関する。
【０００２】
【従来の技術】軽水炉圧力容器境界部のようなオーステ
ナイト系ステンレス鋼溶接部では、その溶接熱影響部に
おいてＣｒ炭化物の粒界析出が生じ、鋭敏化と呼ばれる
現象が発生する。炉内の腐食環境下では、鋭敏化による
粒界近傍のＣｒ欠乏層の形成が応力腐食割れの原因とな
り得ると言われており、その対策が急がれている。
ナイト系ステンレス鋼溶接部では、その溶接熱影響部に
おいてＣｒ炭化物の粒界析出が生じ、鋭敏化と呼ばれる
現象が発生する。炉内の腐食環境下では、鋭敏化による
粒界近傍のＣｒ欠乏層の形成が応力腐食割れの原因とな
り得ると言われており、その対策が急がれている。
【０００３】この様な溶接部の応力腐食割れを防止する
ために表面改質によって腐食に関係する部材の表面部の
みを脱鋭敏化する方法がとられており、高エネルギービ
ームを照射することによって部材表面の鋭敏化部を溶体
化温度以上に加熱し、脱鋭敏化を図る方法が提案されて
いる。エネルギー源は急熱急冷の熱サイクルによって冷
却過程での炭化物の析出の抑止が可能な事や、大気中で
の施工が可能な事からレーザビームが有力視されてい
る。その公知例としては、特開昭６０−１６５３２３
号、特開昭６１−５２３１５号及び特開昭６１−９６０
２５号公報に記載のように、部材表面を溶体化温度以上
に加熱する事例や、特開昭６１−１７７３２５号公報に
記載のように表面を再溶融する事例が挙げられる。いず
れも鋭敏化部材の表面部に析出している炭化物を加熱に
よって固溶し、その後の急冷によって炭化物の析出を抑
止する事で脱鋭敏化させる事例である。また、特開昭６
３−５３２１０号公報では、微細なフェライトを表面部
に形成させる事の可能なステンレス鋼の成分範囲で照射
エネルギーの定量的制御によって０．５μｍ以下の粒径
を持つフェライトをステンレス鋼の表面部に形成させて
耐応力腐食割れ性の改善を図っている。
ために表面改質によって腐食に関係する部材の表面部の
みを脱鋭敏化する方法がとられており、高エネルギービ
ームを照射することによって部材表面の鋭敏化部を溶体
化温度以上に加熱し、脱鋭敏化を図る方法が提案されて
いる。エネルギー源は急熱急冷の熱サイクルによって冷
却過程での炭化物の析出の抑止が可能な事や、大気中で
の施工が可能な事からレーザビームが有力視されてい
る。その公知例としては、特開昭６０−１６５３２３
号、特開昭６１−５２３１５号及び特開昭６１−９６０
２５号公報に記載のように、部材表面を溶体化温度以上
に加熱する事例や、特開昭６１−１７７３２５号公報に
記載のように表面を再溶融する事例が挙げられる。いず
れも鋭敏化部材の表面部に析出している炭化物を加熱に
よって固溶し、その後の急冷によって炭化物の析出を抑
止する事で脱鋭敏化させる事例である。また、特開昭６
３−５３２１０号公報では、微細なフェライトを表面部
に形成させる事の可能なステンレス鋼の成分範囲で照射
エネルギーの定量的制御によって０．５μｍ以下の粒径
を持つフェライトをステンレス鋼の表面部に形成させて
耐応力腐食割れ性の改善を図っている。
【０００４】鋭敏化による粒界腐食挙動はＣｒ炭化物の
析出核形成とともに即座に進行するものではなく、析出
核が成長するに従って粒界近傍のＣｒ濃度がある一定量
以下にまで低下した場合に粒界腐食が生じる。図１０に
示されるようにレーザビームの照射によって表面溶融を
施すとき、図１１に示されるように改質層内に溶融ビー
ドの重なる部分が生じる。図において、１は表面溶融改
質部、２は母材、３はパルスレーザビーム、４はレーザ
トーチ、５は熱影響部を示す。ビードを重ねて照射した
とき、隣接ビードの熱影響によって、図１２に示される
ように加熱−冷却の熱サイクル中にＣｒ炭化物析出温度
領域に保持される部分が不可避的に存在する。ビームの
照射エネルギーが大きい場合、冷却速度が小さいため蒸
気析出温度に保持される時間が長くなり、Ｃｒ炭化物の
析出核が形成され、またその頻度も高い。核形成した炭
化物は改質後、低温鋭敏化をもたらす様な温度条件の下
で成長し、上述した様にＣｒ欠乏層が形成されるので改
質層は再鋭敏化する。従って照射エネルギーの大きい場
合には改質直後の耐食性が良好であっても、その後の低
温鋭敏化によって粒界腐食が進行する。また、照射エネ
ルギーが小さすぎる条件下では溶け込み不良となり充分
な脱鋭敏化層が得られない。また、ステンレス鋼は冷却
速度の差によって凝固組織が変化する。Ｃｒ炭化物の析
出核形成に及ぼす凝固組織の影響を考えた場合、フェラ
イトの存在する組織ではフェライトの存在によるＣｒ濃
度のマクロ的不均一性やフェライトとオーステナイトの
Ｃｒの拡散挙動の差などによって初晶フェライト／オー
ステナイト２相組織の方が初晶オーステナイト単相組織
よりも析出核形成サイトが多く、核形成しやすいと考え
られる。
析出核形成とともに即座に進行するものではなく、析出
核が成長するに従って粒界近傍のＣｒ濃度がある一定量
以下にまで低下した場合に粒界腐食が生じる。図１０に
示されるようにレーザビームの照射によって表面溶融を
施すとき、図１１に示されるように改質層内に溶融ビー
ドの重なる部分が生じる。図において、１は表面溶融改
質部、２は母材、３はパルスレーザビーム、４はレーザ
トーチ、５は熱影響部を示す。ビードを重ねて照射した
とき、隣接ビードの熱影響によって、図１２に示される
ように加熱−冷却の熱サイクル中にＣｒ炭化物析出温度
領域に保持される部分が不可避的に存在する。ビームの
照射エネルギーが大きい場合、冷却速度が小さいため蒸
気析出温度に保持される時間が長くなり、Ｃｒ炭化物の
析出核が形成され、またその頻度も高い。核形成した炭
化物は改質後、低温鋭敏化をもたらす様な温度条件の下
で成長し、上述した様にＣｒ欠乏層が形成されるので改
質層は再鋭敏化する。従って照射エネルギーの大きい場
合には改質直後の耐食性が良好であっても、その後の低
温鋭敏化によって粒界腐食が進行する。また、照射エネ
ルギーが小さすぎる条件下では溶け込み不良となり充分
な脱鋭敏化層が得られない。また、ステンレス鋼は冷却
速度の差によって凝固組織が変化する。Ｃｒ炭化物の析
出核形成に及ぼす凝固組織の影響を考えた場合、フェラ
イトの存在する組織ではフェライトの存在によるＣｒ濃
度のマクロ的不均一性やフェライトとオーステナイトの
Ｃｒの拡散挙動の差などによって初晶フェライト／オー
ステナイト２相組織の方が初晶オーステナイト単相組織
よりも析出核形成サイトが多く、核形成しやすいと考え
られる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上記従来技術は表面改
質後の鋭敏化対策について配慮がなされておらず、表面
改質を施した材料の高耐食性の維持の点で問題があっ
た。例えば軽水炉プラントはその有効利用のため長寿命
化を図る方向であり、４０年の稼動期間が想定されてい
る。従ってプラントにおいて約２８８℃の高温高圧水に
接する部材は、溶接熱影響部等の脱鋭敏化のための改質
処理を施した後も、尚２８８℃で腐食環境下に長期間さ
らされ続けられるため低温鋭敏化についても十分な配慮
が必要である。この点前述の公知例に見られる従来技術
では表面改質直後の耐食性は大幅に向上するものの上記
の様な低温鋭敏化環境下における改質部の耐久性は考慮
されていない。原子力プラント実機の補修作業は非常に
手間と経費がかかるものであり、稼動期間中の補修作業
を考慮した場合補修回数は少ない方が望ましい、すなわ
ち、低温鋭敏化に対する改質部の耐久性は長い方がコス
ト面からも望ましい。
質後の鋭敏化対策について配慮がなされておらず、表面
改質を施した材料の高耐食性の維持の点で問題があっ
た。例えば軽水炉プラントはその有効利用のため長寿命
化を図る方向であり、４０年の稼動期間が想定されてい
る。従ってプラントにおいて約２８８℃の高温高圧水に
接する部材は、溶接熱影響部等の脱鋭敏化のための改質
処理を施した後も、尚２８８℃で腐食環境下に長期間さ
らされ続けられるため低温鋭敏化についても十分な配慮
が必要である。この点前述の公知例に見られる従来技術
では表面改質直後の耐食性は大幅に向上するものの上記
の様な低温鋭敏化環境下における改質部の耐久性は考慮
されていない。原子力プラント実機の補修作業は非常に
手間と経費がかかるものであり、稼動期間中の補修作業
を考慮した場合補修回数は少ない方が望ましい、すなわ
ち、低温鋭敏化に対する改質部の耐久性は長い方がコス
ト面からも望ましい。
【０００６】また、特開昭６３−５３２１０号公報に記
載されている公知例では、フェライトを生成させてフェ
ライト粒径から照射条件を定めているが、本発明者等
は、フェライト粒径が上記公知例の定める範囲内であっ
ても照射エネルギーが高い場合低温鋭敏化の影響で粒界
腐食割れが発生し、また、オーステナイト単相であって
も微細なセル組織に改質する事により、低温鋭敏化の条
件下でも粒界腐食割れが発生しない、との知見を得るに
至った。
載されている公知例では、フェライトを生成させてフェ
ライト粒径から照射条件を定めているが、本発明者等
は、フェライト粒径が上記公知例の定める範囲内であっ
ても照射エネルギーが高い場合低温鋭敏化の影響で粒界
腐食割れが発生し、また、オーステナイト単相であって
も微細なセル組織に改質する事により、低温鋭敏化の条
件下でも粒界腐食割れが発生しない、との知見を得るに
至った。
【０００７】本発明の目的は、改質処理後の低温鋭敏化
による腐食に耐え、稼動期間中の応力腐食割れを防止で
きる耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料及びその製
造方法、更にはＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系材料の表面改質方
法、表面改質された原子炉を提供することにある。
による腐食に耐え、稼動期間中の応力腐食割れを防止で
きる耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料及びその製
造方法、更にはＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系材料の表面改質方
法、表面改質された原子炉を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
本発明は、Ｆｅ又はＮｉ基合金よりなる部材表面に平均
セル間隔が０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル組織を
持つ溶融凝固層を有する耐応力腐食割れ性オーステナイ
ト系材料である。ここで、溶融凝固層は母材表面にレー
ザ光を照射して形成されたもの、又は母材表面に形成さ
れた薄膜にレーザ光を照射して形成されたものがよい。
後者において、母材は Ｃｒ当量＝％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋１．５×％Ｓｉ＋０．５×
％Ｎｂ Ｎｉ当量＝％Ｎｉ＋０．５×％Ｍｎ＋３０×％Ｃ としたとき、 −０．６Ｃｒ当量＋２０．０≦Ｎｉ当量≦０．９Ｃｒ当量＋１．０ の成分範囲内にあるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金であり、薄
膜は Ｎｉ当量≧０．９Ｃｒ当量＋１．０ 且つ Ｎｉ当量≧−０．６Ｃｒ当量＋２０．０ の成分範囲内にあるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金であるもの
がよい。
本発明は、Ｆｅ又はＮｉ基合金よりなる部材表面に平均
セル間隔が０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル組織を
持つ溶融凝固層を有する耐応力腐食割れ性オーステナイ
ト系材料である。ここで、溶融凝固層は母材表面にレー
ザ光を照射して形成されたもの、又は母材表面に形成さ
れた薄膜にレーザ光を照射して形成されたものがよい。
後者において、母材は Ｃｒ当量＝％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋１．５×％Ｓｉ＋０．５×
％Ｎｂ Ｎｉ当量＝％Ｎｉ＋０．５×％Ｍｎ＋３０×％Ｃ としたとき、 −０．６Ｃｒ当量＋２０．０≦Ｎｉ当量≦０．９Ｃｒ当量＋１．０ の成分範囲内にあるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金であり、薄
膜は Ｎｉ当量≧０．９Ｃｒ当量＋１．０ 且つ Ｎｉ当量≧−０．６Ｃｒ当量＋２０．０ の成分範囲内にあるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金であるもの
がよい。
【０００９】また本発明は、Ｆｅ又はＮｉ基合金からな
る部材表面に照射エネルギー密度が１．０Ｊ／ｍｍ〜１
００Ｊ／ｍｍのレーザ光を照射することを特徴とする耐
応力腐食割れ性オーステナイト系材料の製造方法であ
る。
る部材表面に照射エネルギー密度が１．０Ｊ／ｍｍ〜１
００Ｊ／ｍｍのレーザ光を照射することを特徴とする耐
応力腐食割れ性オーステナイト系材料の製造方法であ
る。
【００１０】また本発明は、Ｆｅ又はＮｉ基合金からな
る部材表面にレーザ光を照射して表面部を溶融させた
後、１０3〜１０7℃／ｓの冷却速度で再凝固させること
を特徴とする耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料の
製造方法である。ここで、レーザ光はパルスレーザ光で
あるのがよく、特にパルスレーザ光の照射は前後の各パ
ルスレーザ光の照射位置が重ならないようにスポット状
に照射されるのがよい。
る部材表面にレーザ光を照射して表面部を溶融させた
後、１０3〜１０7℃／ｓの冷却速度で再凝固させること
を特徴とする耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料の
製造方法である。ここで、レーザ光はパルスレーザ光で
あるのがよく、特にパルスレーザ光の照射は前後の各パ
ルスレーザ光の照射位置が重ならないようにスポット状
に照射されるのがよい。
【００１１】また本発明は、微小亀裂が発生しているＦ
ｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系材料表面にレーザ光を照射し、溶融か
つ再凝固させて前記亀裂を消失させ且つその溶融凝固層
の平均セル間隔が０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル
組織にする工程を含むＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系材料の表面改
質方法である。ここで、表面改質されるＦｅ−Ｃｒ−Ｎ
ｉ系材料は原子炉の軽水炉圧力容器とＩＣＭ（Incore M
onitor)ハウジングとの溶接部におけるハウジング管内
面の溶接部表面であるものが挙げられる。
ｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系材料表面にレーザ光を照射し、溶融か
つ再凝固させて前記亀裂を消失させ且つその溶融凝固層
の平均セル間隔が０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル
組織にする工程を含むＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系材料の表面改
質方法である。ここで、表面改質されるＦｅ−Ｃｒ−Ｎ
ｉ系材料は原子炉の軽水炉圧力容器とＩＣＭ（Incore M
onitor)ハウジングとの溶接部におけるハウジング管内
面の溶接部表面であるものが挙げられる。
【００１２】また本発明は、原子炉内構造物のＦｅ又は
Ｎｉ基合金からなる材料表面の溶接部表面が平均セル間
隔が０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル組織を有する
溶融凝固層からなる原子炉である。
Ｎｉ基合金からなる材料表面の溶接部表面が平均セル間
隔が０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル組織を有する
溶融凝固層からなる原子炉である。
【００１３】
【作用】発明者らは照射エネルギー密度が１．０Ｊ／ｍ
ｍ〜１００Ｊ／ｍｍの範囲内に制御した場合、１０3℃
／ｓ〜１０7℃／ｓの冷却速度を有する平均セル間隔が
０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル組織を持つ表面部
が形成され、その場合、上記の炭化物析出温度保持時間
が短いため、析出核が形成されないか又は頻度が小さ
く、低温鋭敏化条件の下でも粒界腐食は発生しないこと
を見出した。また、パルスビームの照射ではビームスポ
ットの形成で凝固が完了し、冷却速度は１０5℃／ｓ〜
１０7℃／ｓと極めて速く、かつ隣接スポットの熱影響
が小さいため図１１に示した熱影響部がほとんど存在し
ない。さらに、レーザトーチを線状に移動させずに、改
質領域内でビームスポットを不連続に形成しながら最終
的にすべてのスポットが一部ずつ重なるようにして隙間
の無い表面改質層を断続的に形成した場合、上記の隣接
スポットの影響がさらに低減する。
ｍ〜１００Ｊ／ｍｍの範囲内に制御した場合、１０3℃
／ｓ〜１０7℃／ｓの冷却速度を有する平均セル間隔が
０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル組織を持つ表面部
が形成され、その場合、上記の炭化物析出温度保持時間
が短いため、析出核が形成されないか又は頻度が小さ
く、低温鋭敏化条件の下でも粒界腐食は発生しないこと
を見出した。また、パルスビームの照射ではビームスポ
ットの形成で凝固が完了し、冷却速度は１０5℃／ｓ〜
１０7℃／ｓと極めて速く、かつ隣接スポットの熱影響
が小さいため図１１に示した熱影響部がほとんど存在し
ない。さらに、レーザトーチを線状に移動させずに、改
質領域内でビームスポットを不連続に形成しながら最終
的にすべてのスポットが一部ずつ重なるようにして隙間
の無い表面改質層を断続的に形成した場合、上記の隣接
スポットの影響がさらに低減する。
【００１４】本発明に係るＦｅ基合金は、Ｃ：０.０１
〜０.１％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｎｉ：
８.０〜１６％、Ｃｒ：１６〜１９％又はこれにＭｏ：
１〜３％、Ｎｂ：０.５〜２％又はＴｉ：０.５〜１.０
％を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼又は、Ｎｉ：
１９〜２２％、Ｃｒ：２２〜２６％を含む鋼からなるも
のがある。また、Ｎｉ基合金はＣ：０.０１〜０.１５
％、Ｓｉ：０.０１〜０.５％、Ｍｎ：０.１〜１.０％、
Ｎｉ：７２％以上、Ｃｒ：１４〜１８％、Ｆｅ：６〜１
０％、及び残部が実質的にＮｉからなるものがある。不
純物としてＣｕ：０.５％以下が好ましい。
〜０.１％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：２％以下、Ｎｉ：
８.０〜１６％、Ｃｒ：１６〜１９％又はこれにＭｏ：
１〜３％、Ｎｂ：０.５〜２％又はＴｉ：０.５〜１.０
％を含み、残部が実質的にＦｅからなる鋼又は、Ｎｉ：
１９〜２２％、Ｃｒ：２２〜２６％を含む鋼からなるも
のがある。また、Ｎｉ基合金はＣ：０.０１〜０.１５
％、Ｓｉ：０.０１〜０.５％、Ｍｎ：０.１〜１.０％、
Ｎｉ：７２％以上、Ｃｒ：１４〜１８％、Ｆｅ：６〜１
０％、及び残部が実質的にＮｉからなるものがある。不
純物としてＣｕ：０.５％以下が好ましい。
【００１５】本発明におけるビームスポットの進行方向
に対するビードの非重複長さが平均でビード径の半径よ
り小さく、１／５０以上が好ましく、ビームスポット径
０.３〜３mmが好ましい。特に非重複長さをビード径の
１／１０〜３／１０で、スポット径を０.５〜１.０mmと
するのが好ましい。
に対するビードの非重複長さが平均でビード径の半径よ
り小さく、１／５０以上が好ましく、ビームスポット径
０.３〜３mmが好ましい。特に非重複長さをビード径の
１／１０〜３／１０で、スポット径を０.５〜１.０mmと
するのが好ましい。
【００１６】
実施例１ 以下、本発明の一実施例を図１により説明する。図１は
代表的なオーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３
０４ステンレス鋼について照射エネルギーを変化させた
時の軽水炉プラントの低温鋭敏化条件の下での粒界腐食
割れ試験結果である。ＳＵＳ３０４ステンレス鋼（Ｃｒ
＝１８.５５，Ｎｉ＝９.６０，Ｃ＝０.０７wt%）を１２
５０℃で溶体化後、６２１℃，２４ｈの鋭敏化熱処理を
施し、照射エネルギーを変化させたレーザビームによっ
て表面を改質した部材を供試材とした。照射エネルギー
密度が１.０J/mm以下の条件では溶け込み不良あるいは
凝固割れが生じた。試験片はそれぞれ軽水炉プラントの
稼働期間である２８８℃、４０年の低温鋭敏化条件を加
速模擬した５００℃，２４ｈの熱履歴を与え、沸騰Ｈ2
ＳＯ4−ＣｕＳＯ4溶液に７２ｈ浸せきした後、５０Ｒに
曲げて割れの状況を見たものである。尚、比較材として
低温鋭敏化（ＬＴＳ）の熱履歴を与えずに改質したまま
の状態で上記粒界腐食試験に供した。ＬＴＳ条件を与え
ず改質したままの表面部はいずれも粒界割れが見られな
かったのに対し、同図よりＬＴＳ条件を与えた改質部で
は照射エネルギー密度が１.０J/mm〜１００J/mmの範囲
内に制御する照射条件すなわち、冷却速度が１０3℃／
ｓ〜１０7℃／ｓの範囲内であり、平均セル間隔が０.１
〜３.０μｍの範囲にあるセル組織を形成する条件での
み、凝固割れが生じず、かつ低温鋭敏化条件に耐えうる
表面改質層が形成される。従って、表面改質の適正照射
条件として、照射エネルギー密度を１.０J/mm〜１００J
/mmの範囲内に制御する事が必要となる。
代表的なオーステナイト系ステンレス鋼であるＳＵＳ３
０４ステンレス鋼について照射エネルギーを変化させた
時の軽水炉プラントの低温鋭敏化条件の下での粒界腐食
割れ試験結果である。ＳＵＳ３０４ステンレス鋼（Ｃｒ
＝１８.５５，Ｎｉ＝９.６０，Ｃ＝０.０７wt%）を１２
５０℃で溶体化後、６２１℃，２４ｈの鋭敏化熱処理を
施し、照射エネルギーを変化させたレーザビームによっ
て表面を改質した部材を供試材とした。照射エネルギー
密度が１.０J/mm以下の条件では溶け込み不良あるいは
凝固割れが生じた。試験片はそれぞれ軽水炉プラントの
稼働期間である２８８℃、４０年の低温鋭敏化条件を加
速模擬した５００℃，２４ｈの熱履歴を与え、沸騰Ｈ2
ＳＯ4−ＣｕＳＯ4溶液に７２ｈ浸せきした後、５０Ｒに
曲げて割れの状況を見たものである。尚、比較材として
低温鋭敏化（ＬＴＳ）の熱履歴を与えずに改質したまま
の状態で上記粒界腐食試験に供した。ＬＴＳ条件を与え
ず改質したままの表面部はいずれも粒界割れが見られな
かったのに対し、同図よりＬＴＳ条件を与えた改質部で
は照射エネルギー密度が１.０J/mm〜１００J/mmの範囲
内に制御する照射条件すなわち、冷却速度が１０3℃／
ｓ〜１０7℃／ｓの範囲内であり、平均セル間隔が０.１
〜３.０μｍの範囲にあるセル組織を形成する条件での
み、凝固割れが生じず、かつ低温鋭敏化条件に耐えうる
表面改質層が形成される。従って、表面改質の適正照射
条件として、照射エネルギー密度を１.０J/mm〜１００J
/mmの範囲内に制御する事が必要となる。
【００１７】実施例２ 図２はパルスレーザの照射によって連続的に形成される
スポット状の表面改質部の形成方法を模式的に示したも
のである。レーザトーチを線状に移動させて、ｎ回目の
スポットとｎ＋１回目のスポットが一部重なるようにト
ーチを移動させる。これを繰り返して図１０に示される
ような表面改質部を形成させる。実施例１で定義された
照射条件範囲で形成した表面改質材を実施例１と同様の
粒界腐食試験に供したところ、ＬＴＳ条件を与えた改質
部でも粒界割れが見られず、低温鋭敏化条件に耐えうる
表面改質層が形成されることがわかった。
スポット状の表面改質部の形成方法を模式的に示したも
のである。レーザトーチを線状に移動させて、ｎ回目の
スポットとｎ＋１回目のスポットが一部重なるようにト
ーチを移動させる。これを繰り返して図１０に示される
ような表面改質部を形成させる。実施例１で定義された
照射条件範囲で形成した表面改質材を実施例１と同様の
粒界腐食試験に供したところ、ＬＴＳ条件を与えた改質
部でも粒界割れが見られず、低温鋭敏化条件に耐えうる
表面改質層が形成されることがわかった。
【００１８】実施例３ 図３はパルスレーザの照射によって不連続的に形成され
るスポット状の表面改質部の形成方法を模式的に示した
ものである。レーザトーチを線状に移動させず、ｎ回目
のスポットとｎ＋１回目のスポットが重ならないように
トーチを移動させる。これを繰り返して図１０に示され
る表面改質部を形成させる。実施例１で定義された照射
条件範囲で形成した表面改質材を実施例１と同様の粒界
腐食試験に供したところ、ＬＴＳ条件を与えた改質部で
も粒界割れが見られず、低温鋭敏化条件に耐えうる表面
改質層が形成され、更に実施例２のものより一層改質さ
れることがわかった。
るスポット状の表面改質部の形成方法を模式的に示した
ものである。レーザトーチを線状に移動させず、ｎ回目
のスポットとｎ＋１回目のスポットが重ならないように
トーチを移動させる。これを繰り返して図１０に示され
る表面改質部を形成させる。実施例１で定義された照射
条件範囲で形成した表面改質材を実施例１と同様の粒界
腐食試験に供したところ、ＬＴＳ条件を与えた改質部で
も粒界割れが見られず、低温鋭敏化条件に耐えうる表面
改質層が形成され、更に実施例２のものより一層改質さ
れることがわかった。
【００１９】実施例４ 表１は表面溶融−再凝固過程のみでは実施例１で定義し
た組織が得られない成分の材料及び表面溶融−再凝固過
程のみでは良好な耐粒界腐食割れが性が得られない材料
の表面部に、実施例１で定義したオーステナイト単相セ
ル組織の形成が可能な成分の合金元素を添加した後、レ
ーザビームを照射して上記合金相組織を表面部に形成さ
せたときの粒界腐食割れ試験結果である。
た組織が得られない成分の材料及び表面溶融−再凝固過
程のみでは良好な耐粒界腐食割れが性が得られない材料
の表面部に、実施例１で定義したオーステナイト単相セ
ル組織の形成が可能な成分の合金元素を添加した後、レ
ーザビームを照射して上記合金相組織を表面部に形成さ
せたときの粒界腐食割れ試験結果である。
【００２０】
【表１】
【００２１】基材にはＳＵＳ３１２ステンレス鋼、ＳＵ
Ｓ３０８ステンレス鋼、ＳＵＳ３１６ステンレス鋼、Ｎ
ｉ基合金であるインコネル６００を用いた。図４に示す
ように、ＳＵＳ３１２ステンレス鋼とＳＵＳ３０８ステ
ンレス鋼はレーザ照射による溶融−急冷凝固のみでは凝
固組織がオーステナイト／フェライト２相状態のままで
あり、Ｃｒ炭化物の核形成サイトが多く、低温鋭敏化を
抑止することは困難である。図４（Ａ）は平衡凝固させ
た場合、図４（Ｂ）は急冷凝固させた場合である。ま
た、炉内構造材として用いられるインコネル６００、Ｓ
ＵＳ３１６ステンレス鋼は炭素の固溶度が小さいことか
らレーザ照射による溶融−急冷凝固のみでは脱鋭敏化が
達成される照射条件では極めて速い凝固速度のため残留
応力が集中し、割れを抑止することが困難である。０.
１２wt%のＣ量を持つ２９Ｃｒ−９ＮｉのＳＵＳ３０８
ステンレス鋼、０.１２wt%のＣ量を持つ２０Ｃｒ−１０
ＮｉのＳＵＳ３０８ステンレス鋼、０.０７wt%のＣ量を
持つ７４Ｎｉ−１６Ｃｒのインコネル６００、０.０７w
t%のＣ量を持つ１８Ｃｒ−１２ＮｉのＳＵＳ３１６ステ
ンレス鋼を共に１２５０℃で溶体化後、６００℃，０.
５ｈの鋭敏化熱処理を施し、その表面に１８Ｃｒ−８Ｎ
ｉ−７４Ｆｅの比で、めっき、溶射又は粉末を有機物バ
インダで表面に塗布した後、実施例１の照射条件による
レーザビームの照射によって表面部にオーステナイト単
相微細セル組織を形成させた部材を粒界腐食割れ試験の
供試材とした。試験片はそれぞれ低温鋭敏化条件を加速
模擬した５００℃，２４ｈの熱履歴を与え、沸騰Ｈ2Ｓ
Ｏ4−ＣｕＳＯ4溶液に７２ｈ浸せきした後、５０Ｒに曲
げて割れの状況を見たものである。尚、比較材として表
面改質を施さない基材を低温鋭敏化熱履歴を与えて上記
粒界腐食試験に供した。同表より基材ではいずれも粒界
割れが発生したのに対し、改質材ではいずれも粒界割れ
が見られなかった。従って、冷却速度が１０3℃／ｓ〜
１０7℃／ｓの範囲となるレーザビームの適性条件での
照射によって表面部に平均セル間隔が０.１〜３.０μｍ
の範囲にあるセル組織を形成させた場合、異種材料にお
いても耐粒界腐食割れ性が向上することがわかった。ビ
ーム径は直径０.５mmで、ビードの非重複長さを平均で
０.０５mmとした。
Ｓ３０８ステンレス鋼、ＳＵＳ３１６ステンレス鋼、Ｎ
ｉ基合金であるインコネル６００を用いた。図４に示す
ように、ＳＵＳ３１２ステンレス鋼とＳＵＳ３０８ステ
ンレス鋼はレーザ照射による溶融−急冷凝固のみでは凝
固組織がオーステナイト／フェライト２相状態のままで
あり、Ｃｒ炭化物の核形成サイトが多く、低温鋭敏化を
抑止することは困難である。図４（Ａ）は平衡凝固させ
た場合、図４（Ｂ）は急冷凝固させた場合である。ま
た、炉内構造材として用いられるインコネル６００、Ｓ
ＵＳ３１６ステンレス鋼は炭素の固溶度が小さいことか
らレーザ照射による溶融−急冷凝固のみでは脱鋭敏化が
達成される照射条件では極めて速い凝固速度のため残留
応力が集中し、割れを抑止することが困難である。０.
１２wt%のＣ量を持つ２９Ｃｒ−９ＮｉのＳＵＳ３０８
ステンレス鋼、０.１２wt%のＣ量を持つ２０Ｃｒ−１０
ＮｉのＳＵＳ３０８ステンレス鋼、０.０７wt%のＣ量を
持つ７４Ｎｉ−１６Ｃｒのインコネル６００、０.０７w
t%のＣ量を持つ１８Ｃｒ−１２ＮｉのＳＵＳ３１６ステ
ンレス鋼を共に１２５０℃で溶体化後、６００℃，０.
５ｈの鋭敏化熱処理を施し、その表面に１８Ｃｒ−８Ｎ
ｉ−７４Ｆｅの比で、めっき、溶射又は粉末を有機物バ
インダで表面に塗布した後、実施例１の照射条件による
レーザビームの照射によって表面部にオーステナイト単
相微細セル組織を形成させた部材を粒界腐食割れ試験の
供試材とした。試験片はそれぞれ低温鋭敏化条件を加速
模擬した５００℃，２４ｈの熱履歴を与え、沸騰Ｈ2Ｓ
Ｏ4−ＣｕＳＯ4溶液に７２ｈ浸せきした後、５０Ｒに曲
げて割れの状況を見たものである。尚、比較材として表
面改質を施さない基材を低温鋭敏化熱履歴を与えて上記
粒界腐食試験に供した。同表より基材ではいずれも粒界
割れが発生したのに対し、改質材ではいずれも粒界割れ
が見られなかった。従って、冷却速度が１０3℃／ｓ〜
１０7℃／ｓの範囲となるレーザビームの適性条件での
照射によって表面部に平均セル間隔が０.１〜３.０μｍ
の範囲にあるセル組織を形成させた場合、異種材料にお
いても耐粒界腐食割れ性が向上することがわかった。ビ
ーム径は直径０.５mmで、ビードの非重複長さを平均で
０.０５mmとした。
【００２２】実施例５ 図５に示すような溶接部６及びその近傍表面に０.５mm
以下の微細な溶接割れ８が発生している溶接材料につい
て、実施例１〜３で定義した方法によるレーザビーム３
の照射を行い、溶融深さ０.５mm以上を形成させるよう
な表面改質部１を形成することによって割れの消失と同
時に応力腐食割れを防止する事が可能である。低温鋭敏
化条件を加速模擬した５００℃，２４ｈの熱履歴を与え
た後、図６に示すような２８８℃の高温純水中でＵベン
ド試験に供したところ、応力腐食割れを防止する事がで
きた。９は止めねじを示す。
以下の微細な溶接割れ８が発生している溶接材料につい
て、実施例１〜３で定義した方法によるレーザビーム３
の照射を行い、溶融深さ０.５mm以上を形成させるよう
な表面改質部１を形成することによって割れの消失と同
時に応力腐食割れを防止する事が可能である。低温鋭敏
化条件を加速模擬した５００℃，２４ｈの熱履歴を与え
た後、図６に示すような２８８℃の高温純水中でＵベン
ド試験に供したところ、応力腐食割れを防止する事がで
きた。９は止めねじを示す。
【００２３】実施例６ 図７に本発明を軽水炉構造体であるＩＣＭハウジング管
内面の溶接熱影響部に適用した例を示す。図において１
０はシールプラグ、１１は炉心支持板、１２は中性子計
測装置案内管、１３は軽水炉圧力容器下鏡を示す。前記
案内管１２内面に均一な表面層ができるように予め溶接
によるひずみを研磨により修正した後、ビーム照射部２
０からのレーザビームの照射によって前記表面層に所定
の改質された層組織を得ることができる。実パイプによ
る模擬試験では実施例１及び実施例２で示した照射条件
によって応力腐食割れを防止する事ができた。図８はビ
ーム照射部２０の断面図であり、１４は光ファイバー導
入管、１５はシリンドリカルレンズ、１６はギヤ、１７
はモーター、１８は平板鏡を示す。
内面の溶接熱影響部に適用した例を示す。図において１
０はシールプラグ、１１は炉心支持板、１２は中性子計
測装置案内管、１３は軽水炉圧力容器下鏡を示す。前記
案内管１２内面に均一な表面層ができるように予め溶接
によるひずみを研磨により修正した後、ビーム照射部２
０からのレーザビームの照射によって前記表面層に所定
の改質された層組織を得ることができる。実パイプによ
る模擬試験では実施例１及び実施例２で示した照射条件
によって応力腐食割れを防止する事ができた。図８はビ
ーム照射部２０の断面図であり、１４は光ファイバー導
入管、１５はシリンドリカルレンズ、１６はギヤ、１７
はモーター、１８は平板鏡を示す。
【００２４】実施例７ 図９に本発明をＩＣＭハウジング以外の炉内構造物狭隘
部に適用した例を示す。図９は細管１９内面の溶接熱影
響部において、光ファイバー１４によってビームを伝送
して当該部に位置した加工トーチから実施例１で示した
条件のパルスビームを照射して所定の層組織を形成させ
る。レーザビームの照射のみでは所定の層組織を得るこ
とができない構造体に対しては、管内面にＦｅ，Ｃｒ，
Ｎｉの元素を所定の割合をもたせて、めっきあるいは溶
射あるいは粉末を有機物バインダで表面に塗布した後、
レーザビームの照射によって所定の層組織を得ることが
できる。実パイプによる模擬試験では実施例１〜３で示
した照射条件によって応力腐食割れを防止する事ができ
た。
部に適用した例を示す。図９は細管１９内面の溶接熱影
響部において、光ファイバー１４によってビームを伝送
して当該部に位置した加工トーチから実施例１で示した
条件のパルスビームを照射して所定の層組織を形成させ
る。レーザビームの照射のみでは所定の層組織を得るこ
とができない構造体に対しては、管内面にＦｅ，Ｃｒ，
Ｎｉの元素を所定の割合をもたせて、めっきあるいは溶
射あるいは粉末を有機物バインダで表面に塗布した後、
レーザビームの照射によって所定の層組織を得ることが
できる。実パイプによる模擬試験では実施例１〜３で示
した照射条件によって応力腐食割れを防止する事ができ
た。
【００２５】
【発明の効果】本発明によれば、改質後の低温鋭敏化条
件の下での応力腐食割れを防止する事ができるので、２
８８℃の高温高圧水に接する軽水炉プラントを長寿命化
させるのに大きな効果がある。また、現在想定されてい
る上記プラントの稼動期間中の応力腐食割れを一度の施
工で長期間防止する事ができるので、施工コストを大き
く低下させる効果がある。
件の下での応力腐食割れを防止する事ができるので、２
８８℃の高温高圧水に接する軽水炉プラントを長寿命化
させるのに大きな効果がある。また、現在想定されてい
る上記プラントの稼動期間中の応力腐食割れを一度の施
工で長期間防止する事ができるので、施工コストを大き
く低下させる効果がある。
【図１】レーザビームの照射エネルギー、改質部の冷却
速度、改質凝固組織のセル間隔と粒界腐食試験結果の相
関をまとめた図である。
速度、改質凝固組織のセル間隔と粒界腐食試験結果の相
関をまとめた図である。
【図２】パルスレーザの照射によって連続的に形成され
るスポット状の表面改質部の形成方法を模式的に示した
図である。
るスポット状の表面改質部の形成方法を模式的に示した
図である。
【図３】パルスレーザの不連続的な照射によって断続的
に形成されるスポット状の表面改質部の形成方法を模式
的に示した図である。
に形成されるスポット状の表面改質部の形成方法を模式
的に示した図である。
【図４】（Ａ）の平衡凝固と（Ｂ）のレーザの照射によ
る急冷凝固の際の相組織を表すシェフラー状態図であ
る。
る急冷凝固の際の相組織を表すシェフラー状態図であ
る。
【図５】割れを生じた溶接材料にレーザビームを照射し
て表面溶融処理を施す断面模式図である。
て表面溶融処理を施す断面模式図である。
【図６】レーザ表面溶融処理を施した溶接材のＵベンド
試験の模式図である。
試験の模式図である。
【図７】本発明をＢＷＲ型軽水炉のＩＣＭハウジング溶
接部に適用した例を示す図である。
接部に適用した例を示す図である。
【図８】レーザ照射部の断面図である。
【図９】本発明をＢＷＲ型軽水炉の炉内構造物狭隘部に
適用した例を示す図である。
適用した例を示す図である。
【図１０】パルスレーザの照射によって形成される表面
改質部の表面、横断面、縦断面の模式図である。
改質部の表面、横断面、縦断面の模式図である。
【図１１】レーザビームの照射によって形成される溶融
ビードと非溶融熱影響部を示した断面図である。
ビードと非溶融熱影響部を示した断面図である。
【図１２】溶融部の温度−時間変化と熱影響部の温度−
時間変化を示した図である。
時間変化を示した図である。
１ 表面溶融改質部 ２ 母材 ３ パルスレーザビーム ４ レーザトーチ ５ 熱影響部 ６ 溶接部 ７ 溶接熱影響部 ８ 微小クラック ９ 止めネジ １０ シールプラグ １１ 炉心支持板 １２ 中性子計測装置案内管 １３ 軽水炉圧力容器下鏡 １４ 光ファイバー導入管 １５ シリンドリカルレンズ １６ ギヤー １７ モーター １８ 平板鏡 １９ 炉内細管構造物
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/40 Ｃ２２Ｆ 1/10 Ｈ 9157−4Ｋ Ｃ２３Ｃ 26/00 Ｅ 7217−4Ｋ (72)発明者 深井 昌 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社日 立製作所日立研究所内 (72)発明者 泉谷 雅清 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社日 立製作所日立研究所内 (72)発明者 玉井 康方 茨城県日立市幸町３丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立工場内 (72)発明者 辻村 浩 茨城県日立市幸町３丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立工場内 (72)発明者 斉藤 英世 茨城県日立市幸町３丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立工場内
Claims (11)
- 【請求項１】 Ｆｅ又はＮｉ基合金よりなる部材表面に
平均セル間隔が０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル組
織を持つ溶融凝固層を有する耐応力腐食割れ性オーステ
ナイト系材料。 - 【請求項２】 Ｆｅ又はＮｉ基合金よりなる部材表面に
微小径のスポット状再溶融凝固層が形成されていること
を特徴とする耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料。 - 【請求項３】 請求項１において、溶融凝固層は母材表
面に形成された薄膜にレーザ光を照射して形成されたも
のである耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料。 - 【請求項４】 請求項３において、母材は Ｃｒ当量＝％Ｃｒ＋％Ｍｏ＋１．５×％Ｓｉ＋０．５×
％Ｎｂ Ｎｉ当量＝％Ｎｉ＋０．５×％Ｍｎ＋３０×％Ｃ としたとき、 −０．６Ｃｒ当量＋２０．０≦Ｎｉ当量≦０．９Ｃｒ当量＋１．０ の成分範囲内にあるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金であり、薄
膜は Ｎｉ当量≧０．９Ｃｒ当量＋１．０ 且つ Ｎｉ当量≧−０．６Ｃｒ当量＋２０．０ の成分範囲内にあるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金である耐応
力腐食割れ性オーステナイト系材料。 - 【請求項５】 Ｆｅ又はＮｉ基合金からなる部材表面に
照射エネルギー密度が１．０Ｊ／ｍｍ〜１００Ｊ／ｍｍ
のレーザ光を照射することを特徴とする耐応力腐食割れ
性オーステナイト系材料の製造方法。 - 【請求項６】 Ｆｅ又はＮｉ基合金からなる部材表面に
レーザ光を照射して表面部を溶融させた後、１０3〜１
０7℃／ｓの冷却速度で再凝固させることを特徴とする
耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料の製造方法。 - 【請求項７】 Ｆｅ又はＮｉ基合金からなる部材表面に
パルスレーザを照射し、部材表面にスポット状の再溶融
凝固層を形成させることを特徴とする耐応力腐食割れ性
オーステナイト系材料の製造方法。 - 【請求項８】 請求項７において、パルスレーザ光の照
射は前後の各パルスレーザ光の照射位置が重ならないよ
うにスポット状に照射されることを特徴とする耐応力腐
食割れ性オーステナイト材料の製造方法。 - 【請求項９】 微小亀裂が発生しているＦｅ−Ｃｒ−Ｎ
ｉ系材料表面にレーザ光を照射し、溶融かつ再凝固させ
て前記亀裂を消失させ且つその溶融凝固層の平均セル間
隔が０．１〜３．０μｍの範囲にあるセル組織にする工
程を含むＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系材料の表面改質方法。 - 【請求項１０】 請求項９において、表面改質されるＦ
ｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系材料は原子炉の軽水炉圧力容器とＩＣ
Ｍハウジングとの溶接部におけるハウジング管内面の溶
接部表面であるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系材料の表面改質方
法。 - 【請求項１１】 原子炉内構造物のＦｅ又はＮｉ基合金
からなる材料表面の溶接部表面が平均セル間隔が０．１
〜３．０μｍの範囲にあるセル組織を有する溶融凝固層
からなる原子炉。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3230201A JP2657437B2 (ja) | 1991-09-10 | 1991-09-10 | 耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3230201A JP2657437B2 (ja) | 1991-09-10 | 1991-09-10 | 耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0565530A true JPH0565530A (ja) | 1993-03-19 |
| JP2657437B2 JP2657437B2 (ja) | 1997-09-24 |
Family
ID=16904167
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3230201A Expired - Lifetime JP2657437B2 (ja) | 1991-09-10 | 1991-09-10 | 耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2657437B2 (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07246483A (ja) * | 1994-03-09 | 1995-09-26 | Toshiba Corp | レーザーピーニング方法 |
| JPH08170182A (ja) * | 1994-08-03 | 1996-07-02 | Woodford Trading Ltd | 金属の表面処理方法及びこの方法によって処理された基板 |
| US5695666A (en) * | 1994-06-22 | 1997-12-09 | Hitachi, Ltd. | Method of welding neutron irradiated metallic material |
| JP2004526866A (ja) * | 2001-04-24 | 2004-09-02 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | 改良された耐食性を有するステンレス鋼を製造する方法 |
| JP2011083822A (ja) * | 2009-10-15 | 2011-04-28 | Siemens Ag | 耐熱性の超合金からなる部品を溶接する方法および装置 |
| JP2011530409A (ja) * | 2008-05-29 | 2011-12-22 | シーメンス アクチエンゲゼルシヤフト | 耐熱超合金から成るワークを溶接する方法と装置 |
| FR3031117A1 (fr) * | 2014-12-30 | 2016-07-01 | Commissariat Energie Atomique | Procede de traitement preventif contre le relachement d'ions nickel d'une piece en alliage de nickel et de chrome |
| CN110629100A (zh) * | 2019-10-29 | 2019-12-31 | 中南大学 | 一种氧化物弥散强化镍基高温合金的制备方法 |
| RU2740548C1 (ru) * | 2019-11-26 | 2021-01-15 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Казанский национальный исследовательский технический университет им. А.Н. Туполева-КАИ" (КНИТУ-КАИ) | Способ упрочнения листа из сплава на основе железа |
| US11897053B2 (en) | 2019-10-23 | 2024-02-13 | Denso Corporation | Joining structure |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6237319A (ja) * | 1985-08-10 | 1987-02-18 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 金属容器等の補修方法 |
| JPS6353210A (ja) * | 1986-08-22 | 1988-03-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性改善方法 |
| JPH01306526A (ja) * | 1988-06-01 | 1989-12-11 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 摺動軸へのレーザ焼入れ方法 |
-
1991
- 1991-09-10 JP JP3230201A patent/JP2657437B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6237319A (ja) * | 1985-08-10 | 1987-02-18 | Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd | 金属容器等の補修方法 |
| JPS6353210A (ja) * | 1986-08-22 | 1988-03-07 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性改善方法 |
| JPH01306526A (ja) * | 1988-06-01 | 1989-12-11 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 摺動軸へのレーザ焼入れ方法 |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07246483A (ja) * | 1994-03-09 | 1995-09-26 | Toshiba Corp | レーザーピーニング方法 |
| US5695666A (en) * | 1994-06-22 | 1997-12-09 | Hitachi, Ltd. | Method of welding neutron irradiated metallic material |
| JPH08170182A (ja) * | 1994-08-03 | 1996-07-02 | Woodford Trading Ltd | 金属の表面処理方法及びこの方法によって処理された基板 |
| US5750205A (en) * | 1994-08-03 | 1998-05-12 | Woodford Trading Limited | Surface treatment of metals by shock-compressed plasma |
| JP2004526866A (ja) * | 2001-04-24 | 2004-09-02 | エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド | 改良された耐食性を有するステンレス鋼を製造する方法 |
| JP2011530409A (ja) * | 2008-05-29 | 2011-12-22 | シーメンス アクチエンゲゼルシヤフト | 耐熱超合金から成るワークを溶接する方法と装置 |
| US9347318B2 (en) | 2008-05-29 | 2016-05-24 | Siemens Aktiengesellschaft | Method and device for welding workpieces made of high-temperature resistant super alloys |
| JP2011083822A (ja) * | 2009-10-15 | 2011-04-28 | Siemens Ag | 耐熱性の超合金からなる部品を溶接する方法および装置 |
| US8426765B2 (en) | 2009-10-15 | 2013-04-23 | Siemens Aktiengesellschaft | Method and apparatus for welding workpieces of high-temperature superalloys |
| FR3031117A1 (fr) * | 2014-12-30 | 2016-07-01 | Commissariat Energie Atomique | Procede de traitement preventif contre le relachement d'ions nickel d'une piece en alliage de nickel et de chrome |
| WO2016107837A1 (fr) * | 2014-12-30 | 2016-07-07 | Commissariat à l'énergie atomique et aux énergies alternatives | Procédé de traitement préventif contre le relachement d'ions nickel d'une pièce en alliage de nickel et de chrome |
| US11897053B2 (en) | 2019-10-23 | 2024-02-13 | Denso Corporation | Joining structure |
| CN110629100A (zh) * | 2019-10-29 | 2019-12-31 | 中南大学 | 一种氧化物弥散强化镍基高温合金的制备方法 |
| CN110629100B (zh) * | 2019-10-29 | 2021-05-04 | 中南大学 | 一种氧化物弥散强化镍基高温合金的制备方法 |
| RU2740548C1 (ru) * | 2019-11-26 | 2021-01-15 | Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Казанский национальный исследовательский технический университет им. А.Н. Туполева-КАИ" (КНИТУ-КАИ) | Способ упрочнения листа из сплава на основе железа |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2657437B2 (ja) | 1997-09-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Cabet et al. | Ferritic-martensitic steels for fission and fusion applications | |
| US5203932A (en) | Fe-base austenitic steel having single crystalline austenitic phase, method for producing of same and usage of same | |
| Mannan et al. | Selection of materials for prototype fast breeder reactor | |
| JPH0565530A (ja) | 耐応力腐食割れ性オーステナイト系材料及びその製造方法 | |
| Asano et al. | Weldability of neutron irradiated austenitic stainless steels | |
| Muroga | Vanadium alloys for fusion blanket applications | |
| Inoue et al. | Research and development of oxide dispersion strengthened ferritic steels for sodium cooled fast breeder reactor fuels | |
| Dalle et al. | Conventional austenitic steels as out-of-core materials for Generation IV nuclear reactors | |
| JPH08104949A (ja) | 表面処理層を有する構造物および表面処理層の形成方法 | |
| Chopra | Effects of sodium and lithium environments on mechanical properties of ferrous alloys | |
| Van den Bosch | ADS candidate materials compatibility with liquid metal in a neutron irradiation environment | |
| Lin et al. | Helium induced degradation in the weldability of an austenitic stainless steel | |
| JP2000254776A (ja) | 原子炉内部配管溶接部の応力腐食割れ防止方法 | |
| Field et al. | Second Annual Progress Report on Radiation Tolerance of Controlled Fusion Welds in High Temperature Oxidation Resistant FeCrAl Alloys | |
| JP3042072B2 (ja) | 表面改質処理方法 | |
| Maziasz et al. | Some Implications of Radiation-Induced Property Changes in Austenitic Stainless Steels on ITER First-Wall Design and Performance | |
| Lin et al. | Welding of helium-doped austenitic and ferritic stainless steels | |
| Jokisaari et al. | Corrosion testing needs and considerations for additively manufactured materials in nuclear reactors | |
| Klueh | Irradiation damage of ferritic/martensitic steels: fusion program data applied to a spallation neutron source | |
| JPH0545664B2 (ja) | ||
| JPH11101892A (ja) | 中性子照射ステンレス鋼材の溶接方法 | |
| JP2005111517A (ja) | 高ニッケル合金の応力腐食割れ改善方法及び補修方法 | |
| Mosley | Residual stresses at pinch welds in small stainless steel tubes | |
| US5695666A (en) | Method of welding neutron irradiated metallic material | |
| JPH05281386A (ja) | 原子炉炉内機器の材料改質方法 |