JPH08239739A - 耐食性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法 - Google Patents
耐食性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法Info
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- JPH08239739A JPH08239739A JP6708495A JP6708495A JPH08239739A JP H08239739 A JPH08239739 A JP H08239739A JP 6708495 A JP6708495 A JP 6708495A JP 6708495 A JP6708495 A JP 6708495A JP H08239739 A JPH08239739 A JP H08239739A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐粒界応力腐食割れ性に優れ、高温高圧水に
さらされる化学プラントや原子力（軽水炉）プラントの
熱交換器伝熱管の管材として最適のＮｉ基合金を提供す
る。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０５％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｃｒ：３５
％を超え４０％以下、Ｎｉ：５０〜５７％、Ａｌ：０．
５％以下、残部は実質的にＦｅからなるＮｉ基合金の製
造時の最終焼鈍において、１０００〜１２００℃の温度
域に加熱して１〜６０分間保持した後、９００〜５００
℃の温度範囲を冷却速度１〜１００℃／ｓｅｃで冷却す
る。
さらされる化学プラントや原子力（軽水炉）プラントの
熱交換器伝熱管の管材として最適のＮｉ基合金を提供す
る。 【構成】 重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０５％、Ｓ
ｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｃｒ：３５
％を超え４０％以下、Ｎｉ：５０〜５７％、Ａｌ：０．
５％以下、残部は実質的にＦｅからなるＮｉ基合金の製
造時の最終焼鈍において、１０００〜１２００℃の温度
域に加熱して１〜６０分間保持した後、９００〜５００
℃の温度範囲を冷却速度１〜１００℃／ｓｅｃで冷却す
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、加圧水型原子力発電所
において使用される熱交換器伝熱管の管材として用いら
れる耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法
に関する。
において使用される熱交換器伝熱管の管材として用いら
れる耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、高温高圧水にさらされる化学プラ
ントや原子力（軽水炉）プラントの熱交換器伝熱管の管
材としては、例えば特開昭５９−２３２２４６号公報に
開示されているような、Ｃｒ：２５〜３５％、Ｎｉ：４
０〜７０％のＡｌｌｏｙ６９０合金（商品名、６０％Ｎ
ｉ−３０％Ｃｒ−９％Ｆｅ合金）などのＮｉ基合金が使
用されている。
ントや原子力（軽水炉）プラントの熱交換器伝熱管の管
材としては、例えば特開昭５９−２３２２４６号公報に
開示されているような、Ｃｒ：２５〜３５％、Ｎｉ：４
０〜７０％のＡｌｌｏｙ６９０合金（商品名、６０％Ｎ
ｉ−３０％Ｃｒ−９％Ｆｅ合金）などのＮｉ基合金が使
用されている。
【０００３】しかし、実際のプラントにおける水質環境
は、例えば２８０℃程度のｐＨが９．２〜９．５という
ような高温弱アルカリ環境であるが、伝熱管と管支持板
の隙間部でアルカリ濃縮が生じる懸念があり、このよう
な高温高濃度アルカリ環境下では、前記合金といえども
耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が十分に確保できると
はいえない。
は、例えば２８０℃程度のｐＨが９．２〜９．５という
ような高温弱アルカリ環境であるが、伝熱管と管支持板
の隙間部でアルカリ濃縮が生じる懸念があり、このよう
な高温高濃度アルカリ環境下では、前記合金といえども
耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が十分に確保できると
はいえない。
【０００４】このような高温高濃度アルカリ環境下にお
ける耐応力腐食割れ性を向上させるため、特開昭５９−
８５８５０号公報や特開昭６０−５０１３４号公報に開
示された発明では、最終熱処理後に更に特殊熱処理とし
て、６００〜７５０℃で０．１〜１００時間保持した
後、徐冷するという２段階の熱処理を行なっている。
ける耐応力腐食割れ性を向上させるため、特開昭５９−
８５８５０号公報や特開昭６０−５０１３４号公報に開
示された発明では、最終熱処理後に更に特殊熱処理とし
て、６００〜７５０℃で０．１〜１００時間保持した
後、徐冷するという２段階の熱処理を行なっている。
【０００５】前記２段階の熱処理は、粒界にＣｒカーバ
イドを析出させると共に、Ｃｒカーバイドが析出したこ
とによる粒界近傍でのＣｒ欠乏層を回復させるまで長時
間の処理が必要である。また、この熱処理は最終処理で
あり、処理後そのままでプラントに使用できるように、
酸化被膜の形成を防ぐため通常真空中で熱処理が行なわ
れる。このように、長時間を要する２段階の熱処理が必
要であり、また真空処理が行なわれるため、製造コスト
の高騰は避けられない。
イドを析出させると共に、Ｃｒカーバイドが析出したこ
とによる粒界近傍でのＣｒ欠乏層を回復させるまで長時
間の処理が必要である。また、この熱処理は最終処理で
あり、処理後そのままでプラントに使用できるように、
酸化被膜の形成を防ぐため通常真空中で熱処理が行なわ
れる。このように、長時間を要する２段階の熱処理が必
要であり、また真空処理が行なわれるため、製造コスト
の高騰は避けられない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】前記のごとく、従来の
耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法は、
いずれも２段階の熱処理が必要で処理に長時間を要し、
製造コストが高騰するという問題があった。
耐応力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法は、
いずれも２段階の熱処理が必要で処理に長時間を要し、
製造コストが高騰するという問題があった。
【０００７】本発明は、前記従来の方法に見られる問題
点を排除し、高温高濃度アルカリ環境に下における耐応
力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法を提供す
るものである。
点を排除し、高温高濃度アルカリ環境に下における耐応
力腐食割れ性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法を提供す
るものである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するた
め、種々の合金について検討した結果、Ｃｒが３５％を
超えたＮｉ基合金では、前記従来方法のように２段階熱
処理を施さなくても、最終焼鈍における冷却時の冷却速
度を制御することにより、粒界Ｃｒカーバイドを析出さ
せ、しかも顕著なＣｒ欠乏層の発生も押さえ得ることが
わかった。また更に、昇温時の加熱速度を制御すること
により、粒界Ｃｒカーバイドの析出量を増加させ、耐応
力腐食割れ性を向上できることがわかった。本発明は、
前記知見に基づいて完成されたものである。
め、種々の合金について検討した結果、Ｃｒが３５％を
超えたＮｉ基合金では、前記従来方法のように２段階熱
処理を施さなくても、最終焼鈍における冷却時の冷却速
度を制御することにより、粒界Ｃｒカーバイドを析出さ
せ、しかも顕著なＣｒ欠乏層の発生も押さえ得ることが
わかった。また更に、昇温時の加熱速度を制御すること
により、粒界Ｃｒカーバイドの析出量を増加させ、耐応
力腐食割れ性を向上できることがわかった。本発明は、
前記知見に基づいて完成されたものである。
【０００９】すなわち、本発明の第１の耐食性に優れた
Ｎｉ基合金の熱処理方法は、重量％で、Ｃ：０．０１５
〜０．０５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０１５％
以下、Ｃｒ：３５％を超え４０％以下、Ｎｉ：５０〜５
７％、Ａｌ：０．５％以下、残部は実質的にＦｅからな
るＮｉ基合金の製造時の最終焼鈍において、１０００〜
１２００℃の温度域に加熱して１〜６０分間保持した
後、９００〜５００℃の温度範囲を冷却速度１〜１００
℃／ｓｅｃで冷却することにある。
Ｎｉ基合金の熱処理方法は、重量％で、Ｃ：０．０１５
〜０．０５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０１５％
以下、Ｃｒ：３５％を超え４０％以下、Ｎｉ：５０〜５
７％、Ａｌ：０．５％以下、残部は実質的にＦｅからな
るＮｉ基合金の製造時の最終焼鈍において、１０００〜
１２００℃の温度域に加熱して１〜６０分間保持した
後、９００〜５００℃の温度範囲を冷却速度１〜１００
℃／ｓｅｃで冷却することにある。
【００１０】また、本発明の第２の耐食性に優れたＮｉ
基合金の熱処理方法は、重量％で、Ｃ：０．０１５〜
０．０５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０１５％以
下、Ｃｒ：３５％を超え４０％以下、Ｎｉ：５０〜５７
％、Ａｌ：０．５％以下、残部は実質的にＦｅからなる
Ｎｉ基合金の製造時の最終焼鈍において、昇温速度１５
０〜５００℃／ｍｉｎで１０００〜１２００℃の温度域
に加熱して１〜６０分間保持した後、９００〜５００℃
の温度範囲を冷却速度１〜１００℃／ｓｅｃで冷却する
ことにある。
基合金の熱処理方法は、重量％で、Ｃ：０．０１５〜
０．０５％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０１５％以
下、Ｃｒ：３５％を超え４０％以下、Ｎｉ：５０〜５７
％、Ａｌ：０．５％以下、残部は実質的にＦｅからなる
Ｎｉ基合金の製造時の最終焼鈍において、昇温速度１５
０〜５００℃／ｍｉｎで１０００〜１２００℃の温度域
に加熱して１〜６０分間保持した後、９００〜５００℃
の温度範囲を冷却速度１〜１００℃／ｓｅｃで冷却する
ことにある。
【００１１】
【作用】本発明によれば、２段階熱処理を施さなくて
も、最終焼鈍における冷却時の冷却速度を制御すること
により、粒界Ｃｒカーバイドを十分に析出させ、しかも
顕著なＣｒ欠乏層の発生も押さえることができ、優れた
耐応力腐食割れ性が得られる。また、更に、昇温時の加
熱速度を制御することにより、粒界Ｃｒカーバイドの析
出量を増加させ、耐応力腐食割れ性をより一層向上でき
る。しかも、２段階熱処理を必要としないため、処理時
間が節減され製造コストの低減に有効である。
も、最終焼鈍における冷却時の冷却速度を制御すること
により、粒界Ｃｒカーバイドを十分に析出させ、しかも
顕著なＣｒ欠乏層の発生も押さえることができ、優れた
耐応力腐食割れ性が得られる。また、更に、昇温時の加
熱速度を制御することにより、粒界Ｃｒカーバイドの析
出量を増加させ、耐応力腐食割れ性をより一層向上でき
る。しかも、２段階熱処理を必要としないため、処理時
間が節減され製造コストの低減に有効である。
【００１２】本発明において使用する合金の化学成分組
成を限定したのは次の理由による。Ｃは、粒界でのＣｒ
カーバイドを析出するのに必須の元素であり、所要の析
出量を得るには０．０１５％以上が必要である。しか
し、０．０５％を超えると強度が高くなりすぎ、製管性
が低下すると共に、最終焼鈍におけるＣｒカーバイドの
粒界析出によりＣｒ欠乏層の形成が起こり耐応力腐食割
れ性が劣化する。そのため、０．０１５〜０．０５％に
限定した。
成を限定したのは次の理由による。Ｃは、粒界でのＣｒ
カーバイドを析出するのに必須の元素であり、所要の析
出量を得るには０．０１５％以上が必要である。しか
し、０．０５％を超えると強度が高くなりすぎ、製管性
が低下すると共に、最終焼鈍におけるＣｒカーバイドの
粒界析出によりＣｒ欠乏層の形成が起こり耐応力腐食割
れ性が劣化する。そのため、０．０１５〜０．０５％に
限定した。
【００１３】Ｓｉは、脱酸のため必要な元素であるが、
０．３％を超えると高Ｃｒフェライトのａ’相の析出が
加速されるので上限は０．３％とした。しかし、少なす
ぎると脱酸効果が不十分となるので、０．０５％以上含
有することが望ましい。
０．３％を超えると高Ｃｒフェライトのａ’相の析出が
加速されるので上限は０．３％とした。しかし、少なす
ぎると脱酸効果が不十分となるので、０．０５％以上含
有することが望ましい。
【００１４】Ｍｎは、Ｓｉと同様に脱酸のため必要な元
素であり、０．５％以下を含有させる。
素であり、０．５％以下を含有させる。
【００１５】Ｐは、不純物として含まれるが、粒界に偏
析して耐応力腐食割れ性を劣化させるため、０．０１５
％以下に限定した。
析して耐応力腐食割れ性を劣化させるため、０．０１５
％以下に限定した。
【００１６】Ｃｒは、Ｎｉ基合金の耐応力腐食割れ性を
維持するのに必要不可欠な元素であり、３５％未満では
高温高圧水にさらされる熱交換器伝熱管として要求され
る耐食性が確保できず、また４０％を超えると高Ｃｒフ
ェライトのａ’相の析出が加速されるため、３５〜４０
％に限定した。
維持するのに必要不可欠な元素であり、３５％未満では
高温高圧水にさらされる熱交換器伝熱管として要求され
る耐食性が確保できず、また４０％を超えると高Ｃｒフ
ェライトのａ’相の析出が加速されるため、３５〜４０
％に限定した。
【００１７】Ｎｉは、合金の主成分であり、組織を安定
させ、高Ｃｒフェライトのａ’相の析出を抑制するため
５０％以上の含有が必要である。また、耐食性の点から
は上限を定める必要はないが、Ｃｒ等他の合金元素の添
加割合を考慮して上限を５７％とし、５０〜５７％に限
定した。
させ、高Ｃｒフェライトのａ’相の析出を抑制するため
５０％以上の含有が必要である。また、耐食性の点から
は上限を定める必要はないが、Ｃｒ等他の合金元素の添
加割合を考慮して上限を５７％とし、５０〜５７％に限
定した。
【００１８】Ａｌは、Ｓｉ及びＭｎと同様に脱酸作用を
有する元素であるが、０．５％を超えると合金の清浄度
を低下させるため、０．５％以下に限定した。しかし、
添加量が少なすぎると脱酸効果が十分でなく熱間加工性
の劣化を招くので０．０５％以上を含有することが望ま
しい。
有する元素であるが、０．５％を超えると合金の清浄度
を低下させるため、０．５％以下に限定した。しかし、
添加量が少なすぎると脱酸効果が十分でなく熱間加工性
の劣化を招くので０．０５％以上を含有することが望ま
しい。
【００１９】前記以外の成分元素としてＴｉがあるが、
ＴｉはＮと化合してＴｉＮあるいはＴｉ（Ｃ，Ｎ）とし
てＢを固定し、熱間加工性の改善あるいは強度の向上に
有効な元素であり、０．５％以下含有させることが望ま
しい。
ＴｉはＮと化合してＴｉＮあるいはＴｉ（Ｃ，Ｎ）とし
てＢを固定し、熱間加工性の改善あるいは強度の向上に
有効な元素であり、０．５％以下含有させることが望ま
しい。
【００２０】次に、本発明における熱処理を限定した理
由について説明する。焼鈍温度は、１０００℃未満では
十分な焼鈍効果が得られず、かつ固溶していない炭化物
量が多く強度が高くなりすぎることと、固溶Ｃ量が少な
くなるため冷却速度の制御による粒界への炭化物析出量
が現象するため、十分な耐食性が確保でず、また１２０
０℃を超えると結晶粒径が大きくなりすぎ、強度の低下
を招くため、１０００〜１２００℃に限定した。また、
この際の焼鈍時間は、１分未満ではＣの固溶が十分に得
られないため、１分以上保持する必要がある。しかし、
６０分を超えて長く保持しても焼鈍効果には変わりが見
られないので、１分〜６０分とした。
由について説明する。焼鈍温度は、１０００℃未満では
十分な焼鈍効果が得られず、かつ固溶していない炭化物
量が多く強度が高くなりすぎることと、固溶Ｃ量が少な
くなるため冷却速度の制御による粒界への炭化物析出量
が現象するため、十分な耐食性が確保でず、また１２０
０℃を超えると結晶粒径が大きくなりすぎ、強度の低下
を招くため、１０００〜１２００℃に限定した。また、
この際の焼鈍時間は、１分未満ではＣの固溶が十分に得
られないため、１分以上保持する必要がある。しかし、
６０分を超えて長く保持しても焼鈍効果には変わりが見
られないので、１分〜６０分とした。
【００２１】焼鈍後の冷却速度は、Ｃｒ炭化物が析出し
やすい９００〜５００℃の温度域を制御する必要があ
る。その冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満では、粒界への炭
化物析出が多くなるが、析出に伴い粒界近傍でＣｒ欠乏
層が形成されるので、１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が必
要である。しかし、１００℃／ｓｅｃを超えると粒界へ
のＣｒ炭化物の析出が不十分となり耐食性が低下する。
そのため、９００〜５００℃の温度域での冷却速度は１
〜１００℃／ｓｅｃに限定した。
やすい９００〜５００℃の温度域を制御する必要があ
る。その冷却速度が１℃／ｓｅｃ未満では、粒界への炭
化物析出が多くなるが、析出に伴い粒界近傍でＣｒ欠乏
層が形成されるので、１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度が必
要である。しかし、１００℃／ｓｅｃを超えると粒界へ
のＣｒ炭化物の析出が不十分となり耐食性が低下する。
そのため、９００〜５００℃の温度域での冷却速度は１
〜１００℃／ｓｅｃに限定した。
【００２２】前記のごとく、炭化物析出の観点からは焼
鈍時の冷却速度が最も重要であるが、焼鈍温度に加熱す
る際の昇温速度を制御することにより、更にＣｒ炭化物
の析出量を増加させ、耐食性の向上が図れる。一般に、
連続炉での焼鈍では、昇温温度は比較的に遅い（１００
℃／ｍｉｎ程度）が、昇温温度が遅いと５００〜９００
℃の温度域で昇温中にＣｒ炭化物が析出し、その後再結
晶や粒成長が起こる。このため、粒内にＣｒ炭化物が数
多く析出した状態となる。このため、粒界への炭化物析
出量を増加させ、耐食性を更に向上させるには、最終焼
鈍時の昇温速度は１５０℃／ｍｉｎ以上とする必要があ
る。しかし、５００℃／ｍｉｎを超えると効果が飽和
し、昇温用装置のコストが高くなるので上限は５００℃
／ｍｉｎとした。
鈍時の冷却速度が最も重要であるが、焼鈍温度に加熱す
る際の昇温速度を制御することにより、更にＣｒ炭化物
の析出量を増加させ、耐食性の向上が図れる。一般に、
連続炉での焼鈍では、昇温温度は比較的に遅い（１００
℃／ｍｉｎ程度）が、昇温温度が遅いと５００〜９００
℃の温度域で昇温中にＣｒ炭化物が析出し、その後再結
晶や粒成長が起こる。このため、粒内にＣｒ炭化物が数
多く析出した状態となる。このため、粒界への炭化物析
出量を増加させ、耐食性を更に向上させるには、最終焼
鈍時の昇温速度は１５０℃／ｍｉｎ以上とする必要があ
る。しかし、５００℃／ｍｉｎを超えると効果が飽和
し、昇温用装置のコストが高くなるので上限は５００℃
／ｍｉｎとした。
【００２３】
【実施例】表１に化学組成を示した本発明の対象合金
ａ、ｂ、ｃ、ｄと本発明の対象外の比較合金ｅ、ｆ、ｇ
を真空溶解により溶製した鋳塊に、鍛造、熱間圧延、中
間熱処理及び冷間圧延等を施して、それぞれ最終板厚３
ｍｍの冷間圧延板に仕上げた。そして、表２に示す種々
の条件により最終焼鈍を施した。更に、これらの処理材
から寸法が２×１０×４０（ｍｍ）の腐食試験片と試験
片の平行部寸法が２×３×２０（ｍｍ）の低歪速度応力
腐食割れ試験片を作製し、下記要領で粒界腐食試験と低
歪速度応力腐食割れ試験（ＳＳＲＴ）を行なった。
ａ、ｂ、ｃ、ｄと本発明の対象外の比較合金ｅ、ｆ、ｇ
を真空溶解により溶製した鋳塊に、鍛造、熱間圧延、中
間熱処理及び冷間圧延等を施して、それぞれ最終板厚３
ｍｍの冷間圧延板に仕上げた。そして、表２に示す種々
の条件により最終焼鈍を施した。更に、これらの処理材
から寸法が２×１０×４０（ｍｍ）の腐食試験片と試験
片の平行部寸法が２×３×２０（ｍｍ）の低歪速度応力
腐食割れ試験片を作製し、下記要領で粒界腐食試験と低
歪速度応力腐食割れ試験（ＳＳＲＴ）を行なった。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】（１） 粒界腐食試験 Ｃｒカーバイドの粒界析出により形成される粒界でのＣ
ｒ欠乏層を検出するため、６５％ＨＮＯ3＋０．２ｇ／
１Ｃｒ6+溶液を用いて、沸騰，２４時間の浸漬試験を行
なった。この試験では、Ｃｒ欠乏層がある場合には腐食
速度が大きくなる。
ｒ欠乏層を検出するため、６５％ＨＮＯ3＋０．２ｇ／
１Ｃｒ6+溶液を用いて、沸騰，２４時間の浸漬試験を行
なった。この試験では、Ｃｒ欠乏層がある場合には腐食
速度が大きくなる。
【００２７】（２） 低歪速度応力腐食割れ試験 耐粒界応力腐食割れ性を検出するため、２０％ＮａＯＨ
水溶液中３２０℃で定電位低歪速度応力腐食割れ試験を
行なった。電位は、最も応力腐食割れ感受性が高くなる
（腐食電位＋１００ｍＶ）に保った。この環境では、引
張り速度は遅い方が応力腐食割れ感受性が高まるので、
８×１０-7Ｓ-1の歪速度に設定して試験を行なった。破
断後の破面を走査型電子顕微鏡で観察した。その破断面
の粒界破面率により耐粒界応力腐食割れ性を評価した。
水溶液中３２０℃で定電位低歪速度応力腐食割れ試験を
行なった。電位は、最も応力腐食割れ感受性が高くなる
（腐食電位＋１００ｍＶ）に保った。この環境では、引
張り速度は遅い方が応力腐食割れ感受性が高まるので、
８×１０-7Ｓ-1の歪速度に設定して試験を行なった。破
断後の破面を走査型電子顕微鏡で観察した。その破断面
の粒界破面率により耐粒界応力腐食割れ性を評価した。
【００２８】その試験結果を表２に示す。比較例１１と
してあげたＣ量が少ないｅ合金は、本発明と同様の適切
な焼鈍を施しても粒界破面率が大きく耐粒界応力腐食割
れ性が劣る。また、比較例１２のＣ量が多いｆ合金は、
Ｃｒカーバイドの析出が多くなり粒界腐食試験での腐食
速度が大きく、かつ粒界破面率もＣｒ欠乏沿うの生成に
より大きい。更に、比較例１３のＣｒ含有量が少ないｇ
合金は、腐食速度及び粒界破面率が共に大きく耐粒界応
力腐食割れ性の向上は見られない。
してあげたＣ量が少ないｅ合金は、本発明と同様の適切
な焼鈍を施しても粒界破面率が大きく耐粒界応力腐食割
れ性が劣る。また、比較例１２のＣ量が多いｆ合金は、
Ｃｒカーバイドの析出が多くなり粒界腐食試験での腐食
速度が大きく、かつ粒界破面率もＣｒ欠乏沿うの生成に
より大きい。更に、比較例１３のＣｒ含有量が少ないｇ
合金は、腐食速度及び粒界破面率が共に大きく耐粒界応
力腐食割れ性の向上は見られない。
【００２９】また、本発明のｂ合金を使用して、本発明
の焼鈍条件から焼鈍温度が外れている比較例１４、焼鈍
時間が短い比較例１５、焼鈍後の冷却速度が０．５℃／
ｓｅｃと遅い比較例１６及び冷却速度が２００℃／ｓｅ
ｃと大きい比較例１７は、いずれも粒界破面率が大きく
耐粒界応力腐食割れ性の向上は見られない。
の焼鈍条件から焼鈍温度が外れている比較例１４、焼鈍
時間が短い比較例１５、焼鈍後の冷却速度が０．５℃／
ｓｅｃと遅い比較例１６及び冷却速度が２００℃／ｓｅ
ｃと大きい比較例１７は、いずれも粒界破面率が大きく
耐粒界応力腐食割れ性の向上は見られない。
【００３０】一方、本発明のａ〜ｄ合金を使用して、本
発明の焼鈍条件で焼鈍した実施例１〜１０は、いずれも
粒界破面率は小さく、耐粒界応力腐食割れ性の向上が達
成されていることがわかる。
発明の焼鈍条件で焼鈍した実施例１〜１０は、いずれも
粒界破面率は小さく、耐粒界応力腐食割れ性の向上が達
成されていることがわかる。
【００３１】
【発明の効果】この発明によれば、耐粒界応力腐食割れ
性の優れたＮｉ基合金を得ることができ、高温高圧水に
さらされる化学プラントや原子力（軽水炉）プラントの
熱交換器伝熱管の管材として最適の合金を提供できる。
また、２段階熱処理を必要としないため、処理時間が節
減され製造コストを低減できる。
性の優れたＮｉ基合金を得ることができ、高温高圧水に
さらされる化学プラントや原子力（軽水炉）プラントの
熱交換器伝熱管の管材として最適の合金を提供できる。
また、２段階熱処理を必要としないため、処理時間が節
減され製造コストを低減できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 梶村 治彦 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内 (72)発明者 井上 守 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金属工業株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０５
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｃ
ｒ：３５％を超え４０％以下、Ｎｉ：５０〜５７％、Ａ
ｌ：０．５％以下、残部は実質的にＦｅからなるＮｉ基
合金の製造時の最終焼鈍において、１０００〜１２００
℃の温度域に加熱して１〜６０分間保持した後、９００
〜５００℃の温度範囲を冷却速度１〜１００℃／ｓｅｃ
で冷却することを特徴とする耐食性に優れたＮｉ基合金
の熱処理方法。 - 【請求項２】 重量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０５
％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｐ：０．０１５％以下、Ｃ
ｒ：３５％を超え４０％以下、Ｎｉ：５０〜５７％、Ａ
ｌ：０．５％以下、残部は実質的にＦｅからなるＮｉ基
合金の製造時の最終焼鈍において、昇温速度１５０〜５
００℃／ｍｉｎで１０００〜１２００℃の温度域に加熱
して１〜６０分間保持した後、９００〜５００℃の温度
範囲を冷却速度１〜１００℃／ｓｅｃで冷却することを
特徴とする耐食性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法。
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|---|---|---|---|
| JP07067084A JP3140319B2 (ja) | 1995-02-28 | 1995-02-28 | 耐食性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07067084A JP3140319B2 (ja) | 1995-02-28 | 1995-02-28 | 耐食性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08239739A true JPH08239739A (ja) | 1996-09-17 |
| JP3140319B2 JP3140319B2 (ja) | 2001-03-05 |
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ID=13334668
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| JP07067084A Expired - Fee Related JP3140319B2 (ja) | 1995-02-28 | 1995-02-28 | 耐食性に優れたＮｉ基合金の熱処理方法 |
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|---|---|---|---|---|
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| KR101130829B1 (ko) * | 2009-03-19 | 2012-04-12 | 한국원자력연구원 | 니켈-베이스 합금 원전 구조재의 1차 계통수 응력 부식 균열 개시 방지 방법 |
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1995
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