JPH0442462B2 - - Google Patents
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- JPH0442462B2 JPH0442462B2 JP14246682A JP14246682A JPH0442462B2 JP H0442462 B2 JPH0442462 B2 JP H0442462B2 JP 14246682 A JP14246682 A JP 14246682A JP 14246682 A JP14246682 A JP 14246682A JP H0442462 B2 JPH0442462 B2 JP H0442462B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は、析出硬化型Ni基合金の強度を下げ
ずに応力腐食割れ抵抗を改善したNi基合金部材
及びその熱処理法に関する。 原子力用のスプリング、ボルト、ピン、バネ等
には析出硬化型のNi基合金が多用されている。
しかしながら、これらの合金に対して通常の熱処
理を施して用いると、腐食環境下で結晶粒界から
応力腐食割れ（以下SCCという）を起こし易く、
あるいあ起こすことが判明した。例えばこれらの
合金のうち上記用途に最も多用されている中高温
用高強度部材は第１表に示す化学組成の米国
UNS規格（Unified Numbering System for
Metals and alloys）NO7750合金（商品名
Inconel Ｘ−750）である。このUNS−NO7750
の規格には次の熱処理法をも含むので以下に混同
を避けるためAMS規格（Aero Space Material
Specification）にのつとつてのべる。従来、本
合金はAMS5698の1350〓（732℃）×16hACの時
効のみを施したり、955℃で溶体化処理後715℃〜
732℃で16hの時効を施したり982℃で溶体化処理
後732℃×8h→炉冷→621℃×xh空冷（8h＋炉冷
＋xh＝18h）の熱処理をしたり、また近年新たに
提案された1000〜1250℃の温度で溶体化処理後空
冷し、かつ650〜750℃の時効処理を施して用いら
れているが、この場合、いずれの熱処理を行つて
も腐食環境下でSCCを起し易いという不具合があ
る。
ずに応力腐食割れ抵抗を改善したNi基合金部材
及びその熱処理法に関する。 原子力用のスプリング、ボルト、ピン、バネ等
には析出硬化型のNi基合金が多用されている。
しかしながら、これらの合金に対して通常の熱処
理を施して用いると、腐食環境下で結晶粒界から
応力腐食割れ（以下SCCという）を起こし易く、
あるいあ起こすことが判明した。例えばこれらの
合金のうち上記用途に最も多用されている中高温
用高強度部材は第１表に示す化学組成の米国
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Metals and alloys）NO7750合金（商品名
Inconel Ｘ−750）である。このUNS−NO7750
の規格には次の熱処理法をも含むので以下に混同
を避けるためAMS規格（Aero Space Material
Specification）にのつとつてのべる。従来、本
合金はAMS5698の1350〓（732℃）×16hACの時
効のみを施したり、955℃で溶体化処理後715℃〜
732℃で16hの時効を施したり982℃で溶体化処理
後732℃×8h→炉冷→621℃×xh空冷（8h＋炉冷
＋xh＝18h）の熱処理をしたり、また近年新たに
提案された1000〜1250℃の温度で溶体化処理後空
冷し、かつ650〜750℃の時効処理を施して用いら
れているが、この場合、いずれの熱処理を行つて
も腐食環境下でSCCを起し易いという不具合があ
る。
【表】
本発明は、上記従来部材及びその熱処理法の欠
点を解消し強度レベルをあまり落とさずにSCC抵
抗を改善したNi基合金部材及びその熱処理法を
提供することを目的とする。 すなわち、本発明の耐SCC性Ni基合金部材は、
重量比でＣ：0.08以下、Mn：１％以下、Cr：14
％以上42％以下、Fe：５％以上33％以下、Ti：
２％以上30％以下、Nb：0.5％以上28.6％以下、
Al：0.4％以上28.5％以下を含み、残部実質的に
Niよりなり、時効処理によりγ′を析出する析出
硬化型のNi基合金部材において、金属組織上の
結晶粒界をジグザグ状にし該結晶粒界凸部に結晶
粒と整合させた析出物を半連続状に析出させたこ
とを要旨とする。 また、半連続状の析出とは、第１図ａの析出状
態の模式図に示すとおり、析出物２の長径をＡと
し、析出物２間の結晶粒界１の長さをＢとすれば
Ｂ／Ａ≦１の析出形態を指し、第１図ｂのように
Ｂ／Ａ＞１の析出形態は不連続状の析出という。 結晶粒界をジグザグ状にするとは、第２図ｂに
も示すが、文字のごとく凹凸の有る結晶粒界とす
る事である。 なお、第１図及び第２図の３，３′は合金の母
相を示し、第２図の矢印は析出物の整合する結晶
粒をさすものである。 本発明では、部材の組織を上記組織とするため
の次の熱処理法を第２番目の発明とする。すなわ
ち、本発明の熱処理法は、重量比でＣ：0.08以
下、Mn：１％以下、Cr：14％以上42％以下、
Fe：５％以上33％以下、Ti：２％以上30％以下、
Nb：0.5％以上28.6％以下、Al：0.4％以上28.5％
以下を含み、残部実質的にNiよりなり、時効処
理によりγ′を析出する析出硬化型のNi基合金部
材に対し、完全固溶温度Ｔ℃未満かつ（Ｔ−150）
℃以上の温度に部材の最大肉厚部の肉厚25mmあた
り30分以上保持後、急冷する液体化処理を施し、
更に675〜760℃で10〜100h保持後、水冷、油冷
若しくは空冷する時効処理を施すことをその要旨
とする。ここで、溶体化処理で行う急冷とは水冷
及び油冷を含む。 以下、本発明をこのような構成とする理由を説
明する。 本発明は、合金組成を発見したものではなく、
合金組成自体は公知の析出硬化型Ni基合金であ
る。その組成は前述のとおりであるが、一般論と
してこのような組成とする理由を以下に説明す
る。 Ni：Niは、Ni基合金のベースとなる金属であ
り、オーステナイト相を安定化させ、リラグ
ゼーシヨン特性を向上させる性質を有する。 Cr：14％以上42％以下 Crは、耐食性向上に有効であり、そのために
は14％以上とする必要がある。また、全体から
Cr以外の他の元素の最低必要含有量を差し引い
ていくとCrが42％を越えることはありえない。 Fe：５％以上33％以下 Feは、Ni基合金の組織を安定させるのに有効
であり、そのためには５％以上とする必要があ
る。また、全体からFe以外の他の元素の最低必
要含有量を差し引いていくとFeが33％を越える
ことはありえない。 Ti：２％以上30％以下 Tiは、Ni及びAlとともにγ′（ガンマプライム）
相を形成・析出させて部材の強度向上に有効とな
るものであるが、そのためには２％以上とする必
要がある。また、全体からTi以外の他の元素の
最低必要含有量を差し引いていくと、Tiが30％
を越えることはありえない。 Nb：0.5％以上28.6％以下 Nbは、Niとともにγ′相を形成・析出させて部
材の強度向上に有効となるものであるが、そのた
めには0.5％とする必要がある。また、全体から
Nb以外の他の元素の最低必要含有量を差し引い
ていくと、Nbが28.6％を越えることはありえな
い。 Al：0.4％以上28.5％以下 Alは、Niとともにγ′相を形成・析出させて部
材強度を向上させるのに有効であり、そのために
は0.4％以上とする必要がある。また、全体から
Al以外の他の元素の最低必要含有量を差し引い
ていくと、Alが28.5％を越えることはありえな
い。 Ｃ：0.08％以下 Ｃは、耐食性に影響するM23C6の析出をなす主
要元素であるが、0.08％を超えて含有するとTiC
やNbCを析出して、強度を得るために添加した
TiやNbを消費してしまうので好ましくない。 Mn：１％以下 Mnはオーステナイトを安定化させる元素であ
るが、１％を超えて含有するとリラグゼーシヨン
特性を低下させるので好ましくない。 一般にUNS−NO7750合金のような析出硬化型
のNi基合金は、γ′の結晶粒内析出により結晶粒
内が極めて強化されるのに対し、逆に結晶粒界が
弱化する。このため、SCCが結晶粒界に起こり易
いが本発明では結晶粒界及びその近傍を強化する
ため結晶粒界をジグザグ状にして結晶粒界の凸部
に結晶粒と整合な析出物を析出させてある。粒界
をこのような構成とすると、まず粒界の凸部にあ
る強固でしかも基地と整合した析出物が粒界に作
用するせん断力に対して強い変形抵抗を示す。さ
らに結晶粒界はある種の面欠陥であり面に対して
垂直な引張応力には極めて弱いが、この引張強度
と比較すればせん断強度のほうがまだ強いと考え
られる。そこで結晶粒界を直線状でなく凹凸のあ
る形状とすれば、結晶粒界に対して引張応力が加
わつたとしても、結晶粒界の場所によつてはせん
断応力として作用するので粒界割れ抵抗が高まる
ものと考えられる。また、結晶粒界を凹凸とする
事により、クラツクの伝播を結晶粒界の屈曲点で
抑える作用をする。普通、このような屈曲点にク
ラツクが延びてくると、このクラツクが屈曲点を
さらに越えて結晶粒内までつき進む事もあるが、
本発明では結晶粒界の凸部に結晶粒と整合な析出
物を析出させる事により析出物周辺の基地に整合
歪場が形成されており基地自体が強化され結晶粒
内にクラツクが伝播するのを妨げている。また、
仮に結晶粒内にクラツクが入つたとしても硬質な
析出物が直接クラツクのゆくてをおさえる事が期
待できる。仮にここで析出物が結晶粒と不整合で
あれば、析出物の表面をクラツクが伝播し易くな
るので具合が悪い。尚、析出形態を半連続とする
事、すなわち粒界における析出粒の密度を高める
事により粒界及びその近傍が高密度に強化され
る。 溶体化温度はＴ（完全固溶温度）〜（Ｔ−150）
℃として。Ｔ以上の温度では、炭化物が固溶し、
再結晶が活発となり、粒界移動が顕著となり、そ
の結果粒界が直線的となり、第２図ｂに示すよう
な半連続状の粒界が生じなくなり、粒界の結合力
が低下するのでSCC抵抗が低くなる。一方、（Ｔ
−150）℃未満ではSCC抵抗の低いCr2（Ｃ，Ｎ）
の析出や非整合のM23C6の析出などを生じ、SCC
抵抗の高い半連続状M23C6整合析出とはならない
のでSCC抵抗の向上が望めない。それは（Ｔ−
150）℃以下ではCrの固溶量とＣ，Ｎの固溶量と
がうまくバランスしないため、M23C6の整合析出
が生じないと考えられる。 溶体化保持時間は、均熱を充分に行うために、
部材の最大肉厚部の肉厚25mmあたり30分以上の保
持時間を必要とする。ここで、「最大肉厚25mmあ
たり30分以上」とは、１個の部材には肉厚のうす
い個所も厚い個所もあるが、その中で肉厚が最大
の個所の肉厚を基準として熱処理時間を算定する
という趣旨である。例えば部材の肉厚の最も厚い
個所が25mmであれば少なくとも30分加熱保持する
が、50mmであれば少なくとも１時間の加熱が必要
という意味である。 時効処理は、675〜760℃で10〜100h保持後空
冷ないし水冷の冷却速度で冷却して行う。時効温
度が675℃未満ではM23C6の析出量が少なく、ま
た粒界がジグザグ状とならず直線状となり、粒界
の結合力が低下する。一方、760℃を超えると
M23C6の凝集が生じやすくなるので析出形態が半
連続状とはならず不連続状となり、やはり結晶の
結合力が低下し充分なSCC抵抗が得られない。時
効時間が10h未満では、γ′の析出量、形状、分布
が不適当で所定の機械的強度が得られない。一
方、時効時間が100hを超えると、M23Ｃの凝集が
生じ半連続状析出とはならず不連続状となること
がある。 以下、実施例をもつて本発明を説明する。 ここで掲げる実験データは第２表の種々の供試
材を種々の条件で熱処理し、JIS規格G0576に相
当するＵ字曲げ試験したものを、脱気あるいは非
脱気で280〜360℃の高温高圧水中に1200h保持し
て行つた応力腐食割れ試験結果である。 第３表は第２表の化学組成の析出硬化型Ni基
合金を、種々の条件で溶体化処理及び時効処理
し、その時の析出物の析出形態とSCC抵抗との関
係を示したものである。 また、第３図には、各種の熱処理温度と粒界析
物の分布形状との関係を示し、第４図には熱処理
温度と析出物の整合性との関係を示し、さらに第
５図には熱処理温度と耐SCC性との関係をしてい
る。尚、図中の実験データには第３表以外のもの
も含まれている。第３表及び第３図乃至第５図よ
りジグザグ粒界上に半連続状の整合性M23C6
（Ｍ：炭化物形成元素たとえばCr，Mo，Ｖ，Ti
等）を析出させた金属組織とすれば耐SCC性が向
上する事がわかる。また、第３表から、溶体化後
空冷したものより水冷したもののほうが耐SCC性
を向上させる事がわかる。 第６図には、縦軸に溶体化処理温度を、横軸に
合金の含有炭素量をとつてそれらがSCC抵抗に及
ぼす影響を示したものである。尚、ここで横軸に
炭素量をとつたのは炭素量が固溶温度に及ぼす影
響が大きく、本発明の限定理由がより明確となる
からである。第６図によれば、完全固溶温度Ｔか
ら（Ｔ−150）℃の温度範囲で溶体化処理を行え
ばSCC抵抗の高い合金が得られる事がわかる。 以上、本発明の部材によれば、結晶粒界をジグ
ザグ状とし、該結晶粒界凸部に析出粒子が結晶粒
界と整合にかつ半連続状に析出する事により、耐
SCC性及び強度の高いものが得られる。また本発
明の熱処理法によれば、最適な溶体化処理により
結晶粒界にある程度のクロム炭化物を代表とする
M23C6を残存させ、その温度で保持する事により
粒成長は促進されるが、未固溶の炭化物が粒界上
ピンニングされ、結果的に結晶粒界に炭化物が残
された形となる。これを急冷する事により結晶粒
界は半連続状となり、粒界近傍の強度が向上す
る。更に時効処理を施すことにより、母相と整合
したM23C6が結晶粒界に析出して結晶粒界近傍の
耐SCC性を向上させ、また粒内にはγ′が析出し部
材の強度を向上させる。 従つて、本発明の部材は原子力用スプリング、
ボルト、ビン、バネ等の耐食高強度部材として用
いれば最適である。
点を解消し強度レベルをあまり落とさずにSCC抵
抗を改善したNi基合金部材及びその熱処理法を
提供することを目的とする。 すなわち、本発明の耐SCC性Ni基合金部材は、
重量比でＣ：0.08以下、Mn：１％以下、Cr：14
％以上42％以下、Fe：５％以上33％以下、Ti：
２％以上30％以下、Nb：0.5％以上28.6％以下、
Al：0.4％以上28.5％以下を含み、残部実質的に
Niよりなり、時効処理によりγ′を析出する析出
硬化型のNi基合金部材において、金属組織上の
結晶粒界をジグザグ状にし該結晶粒界凸部に結晶
粒と整合させた析出物を半連続状に析出させたこ
とを要旨とする。 また、半連続状の析出とは、第１図ａの析出状
態の模式図に示すとおり、析出物２の長径をＡと
し、析出物２間の結晶粒界１の長さをＢとすれば
Ｂ／Ａ≦１の析出形態を指し、第１図ｂのように
Ｂ／Ａ＞１の析出形態は不連続状の析出という。 結晶粒界をジグザグ状にするとは、第２図ｂに
も示すが、文字のごとく凹凸の有る結晶粒界とす
る事である。 なお、第１図及び第２図の３，３′は合金の母
相を示し、第２図の矢印は析出物の整合する結晶
粒をさすものである。 本発明では、部材の組織を上記組織とするため
の次の熱処理法を第２番目の発明とする。すなわ
ち、本発明の熱処理法は、重量比でＣ：0.08以
下、Mn：１％以下、Cr：14％以上42％以下、
Fe：５％以上33％以下、Ti：２％以上30％以下、
Nb：0.5％以上28.6％以下、Al：0.4％以上28.5％
以下を含み、残部実質的にNiよりなり、時効処
理によりγ′を析出する析出硬化型のNi基合金部
材に対し、完全固溶温度Ｔ℃未満かつ（Ｔ−150）
℃以上の温度に部材の最大肉厚部の肉厚25mmあた
り30分以上保持後、急冷する液体化処理を施し、
更に675〜760℃で10〜100h保持後、水冷、油冷
若しくは空冷する時効処理を施すことをその要旨
とする。ここで、溶体化処理で行う急冷とは水冷
及び油冷を含む。 以下、本発明をこのような構成とする理由を説
明する。 本発明は、合金組成を発見したものではなく、
合金組成自体は公知の析出硬化型Ni基合金であ
る。その組成は前述のとおりであるが、一般論と
してこのような組成とする理由を以下に説明す
る。 Ni：Niは、Ni基合金のベースとなる金属であ
り、オーステナイト相を安定化させ、リラグ
ゼーシヨン特性を向上させる性質を有する。 Cr：14％以上42％以下 Crは、耐食性向上に有効であり、そのために
は14％以上とする必要がある。また、全体から
Cr以外の他の元素の最低必要含有量を差し引い
ていくとCrが42％を越えることはありえない。 Fe：５％以上33％以下 Feは、Ni基合金の組織を安定させるのに有効
であり、そのためには５％以上とする必要があ
る。また、全体からFe以外の他の元素の最低必
要含有量を差し引いていくとFeが33％を越える
ことはありえない。 Ti：２％以上30％以下 Tiは、Ni及びAlとともにγ′（ガンマプライム）
相を形成・析出させて部材の強度向上に有効とな
るものであるが、そのためには２％以上とする必
要がある。また、全体からTi以外の他の元素の
最低必要含有量を差し引いていくと、Tiが30％
を越えることはありえない。 Nb：0.5％以上28.6％以下 Nbは、Niとともにγ′相を形成・析出させて部
材の強度向上に有効となるものであるが、そのた
めには0.5％とする必要がある。また、全体から
Nb以外の他の元素の最低必要含有量を差し引い
ていくと、Nbが28.6％を越えることはありえな
い。 Al：0.4％以上28.5％以下 Alは、Niとともにγ′相を形成・析出させて部
材強度を向上させるのに有効であり、そのために
は0.4％以上とする必要がある。また、全体から
Al以外の他の元素の最低必要含有量を差し引い
ていくと、Alが28.5％を越えることはありえな
い。 Ｃ：0.08％以下 Ｃは、耐食性に影響するM23C6の析出をなす主
要元素であるが、0.08％を超えて含有するとTiC
やNbCを析出して、強度を得るために添加した
TiやNbを消費してしまうので好ましくない。 Mn：１％以下 Mnはオーステナイトを安定化させる元素であ
るが、１％を超えて含有するとリラグゼーシヨン
特性を低下させるので好ましくない。 一般にUNS−NO7750合金のような析出硬化型
のNi基合金は、γ′の結晶粒内析出により結晶粒
内が極めて強化されるのに対し、逆に結晶粒界が
弱化する。このため、SCCが結晶粒界に起こり易
いが本発明では結晶粒界及びその近傍を強化する
ため結晶粒界をジグザグ状にして結晶粒界の凸部
に結晶粒と整合な析出物を析出させてある。粒界
をこのような構成とすると、まず粒界の凸部にあ
る強固でしかも基地と整合した析出物が粒界に作
用するせん断力に対して強い変形抵抗を示す。さ
らに結晶粒界はある種の面欠陥であり面に対して
垂直な引張応力には極めて弱いが、この引張強度
と比較すればせん断強度のほうがまだ強いと考え
られる。そこで結晶粒界を直線状でなく凹凸のあ
る形状とすれば、結晶粒界に対して引張応力が加
わつたとしても、結晶粒界の場所によつてはせん
断応力として作用するので粒界割れ抵抗が高まる
ものと考えられる。また、結晶粒界を凹凸とする
事により、クラツクの伝播を結晶粒界の屈曲点で
抑える作用をする。普通、このような屈曲点にク
ラツクが延びてくると、このクラツクが屈曲点を
さらに越えて結晶粒内までつき進む事もあるが、
本発明では結晶粒界の凸部に結晶粒と整合な析出
物を析出させる事により析出物周辺の基地に整合
歪場が形成されており基地自体が強化され結晶粒
内にクラツクが伝播するのを妨げている。また、
仮に結晶粒内にクラツクが入つたとしても硬質な
析出物が直接クラツクのゆくてをおさえる事が期
待できる。仮にここで析出物が結晶粒と不整合で
あれば、析出物の表面をクラツクが伝播し易くな
るので具合が悪い。尚、析出形態を半連続とする
事、すなわち粒界における析出粒の密度を高める
事により粒界及びその近傍が高密度に強化され
る。 溶体化温度はＴ（完全固溶温度）〜（Ｔ−150）
℃として。Ｔ以上の温度では、炭化物が固溶し、
再結晶が活発となり、粒界移動が顕著となり、そ
の結果粒界が直線的となり、第２図ｂに示すよう
な半連続状の粒界が生じなくなり、粒界の結合力
が低下するのでSCC抵抗が低くなる。一方、（Ｔ
−150）℃未満ではSCC抵抗の低いCr2（Ｃ，Ｎ）
の析出や非整合のM23C6の析出などを生じ、SCC
抵抗の高い半連続状M23C6整合析出とはならない
のでSCC抵抗の向上が望めない。それは（Ｔ−
150）℃以下ではCrの固溶量とＣ，Ｎの固溶量と
がうまくバランスしないため、M23C6の整合析出
が生じないと考えられる。 溶体化保持時間は、均熱を充分に行うために、
部材の最大肉厚部の肉厚25mmあたり30分以上の保
持時間を必要とする。ここで、「最大肉厚25mmあ
たり30分以上」とは、１個の部材には肉厚のうす
い個所も厚い個所もあるが、その中で肉厚が最大
の個所の肉厚を基準として熱処理時間を算定する
という趣旨である。例えば部材の肉厚の最も厚い
個所が25mmであれば少なくとも30分加熱保持する
が、50mmであれば少なくとも１時間の加熱が必要
という意味である。 時効処理は、675〜760℃で10〜100h保持後空
冷ないし水冷の冷却速度で冷却して行う。時効温
度が675℃未満ではM23C6の析出量が少なく、ま
た粒界がジグザグ状とならず直線状となり、粒界
の結合力が低下する。一方、760℃を超えると
M23C6の凝集が生じやすくなるので析出形態が半
連続状とはならず不連続状となり、やはり結晶の
結合力が低下し充分なSCC抵抗が得られない。時
効時間が10h未満では、γ′の析出量、形状、分布
が不適当で所定の機械的強度が得られない。一
方、時効時間が100hを超えると、M23Ｃの凝集が
生じ半連続状析出とはならず不連続状となること
がある。 以下、実施例をもつて本発明を説明する。 ここで掲げる実験データは第２表の種々の供試
材を種々の条件で熱処理し、JIS規格G0576に相
当するＵ字曲げ試験したものを、脱気あるいは非
脱気で280〜360℃の高温高圧水中に1200h保持し
て行つた応力腐食割れ試験結果である。 第３表は第２表の化学組成の析出硬化型Ni基
合金を、種々の条件で溶体化処理及び時効処理
し、その時の析出物の析出形態とSCC抵抗との関
係を示したものである。 また、第３図には、各種の熱処理温度と粒界析
物の分布形状との関係を示し、第４図には熱処理
温度と析出物の整合性との関係を示し、さらに第
５図には熱処理温度と耐SCC性との関係をしてい
る。尚、図中の実験データには第３表以外のもの
も含まれている。第３表及び第３図乃至第５図よ
りジグザグ粒界上に半連続状の整合性M23C6
（Ｍ：炭化物形成元素たとえばCr，Mo，Ｖ，Ti
等）を析出させた金属組織とすれば耐SCC性が向
上する事がわかる。また、第３表から、溶体化後
空冷したものより水冷したもののほうが耐SCC性
を向上させる事がわかる。 第６図には、縦軸に溶体化処理温度を、横軸に
合金の含有炭素量をとつてそれらがSCC抵抗に及
ぼす影響を示したものである。尚、ここで横軸に
炭素量をとつたのは炭素量が固溶温度に及ぼす影
響が大きく、本発明の限定理由がより明確となる
からである。第６図によれば、完全固溶温度Ｔか
ら（Ｔ−150）℃の温度範囲で溶体化処理を行え
ばSCC抵抗の高い合金が得られる事がわかる。 以上、本発明の部材によれば、結晶粒界をジグ
ザグ状とし、該結晶粒界凸部に析出粒子が結晶粒
界と整合にかつ半連続状に析出する事により、耐
SCC性及び強度の高いものが得られる。また本発
明の熱処理法によれば、最適な溶体化処理により
結晶粒界にある程度のクロム炭化物を代表とする
M23C6を残存させ、その温度で保持する事により
粒成長は促進されるが、未固溶の炭化物が粒界上
ピンニングされ、結果的に結晶粒界に炭化物が残
された形となる。これを急冷する事により結晶粒
界は半連続状となり、粒界近傍の強度が向上す
る。更に時効処理を施すことにより、母相と整合
したM23C6が結晶粒界に析出して結晶粒界近傍の
耐SCC性を向上させ、また粒内にはγ′が析出し部
材の強度を向上させる。 従つて、本発明の部材は原子力用スプリング、
ボルト、ビン、バネ等の耐食高強度部材として用
いれば最適である。
【表】
【表】
【表】
【表】
第１図は結晶粒界上の析出形態を示す模式図で
ａは半連続状の析出、ｂは不連続状の析出、第２
図は半連続状の析出を示す模式図でａは従来の直
線状析出、ｂは本発明にかかるジグザグ状結晶粒
界の凸部に整合析出をさせたものを示す。尚第２
図の矢印は整合している結晶粒をさす。第３図は
各種熱処理温度と粒界析出物の分布形状との関係
を示す線図、第４図は各種熱処理温度と粒界析出
粒、整合性との関係を示す線図、第５図は各種熱
処理温度と耐SCCとの関係を示す線図、第６図
は、溶体化処理温度及び合金のＣ量が耐SCC性に
及ぼす影響をあらわした線図である。 １……結晶粒界、２……析出物、３……母相。
ａは半連続状の析出、ｂは不連続状の析出、第２
図は半連続状の析出を示す模式図でａは従来の直
線状析出、ｂは本発明にかかるジグザグ状結晶粒
界の凸部に整合析出をさせたものを示す。尚第２
図の矢印は整合している結晶粒をさす。第３図は
各種熱処理温度と粒界析出物の分布形状との関係
を示す線図、第４図は各種熱処理温度と粒界析出
粒、整合性との関係を示す線図、第５図は各種熱
処理温度と耐SCCとの関係を示す線図、第６図
は、溶体化処理温度及び合金のＣ量が耐SCC性に
及ぼす影響をあらわした線図である。 １……結晶粒界、２……析出物、３……母相。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 重量比でＣ：0.08以下、Mn：１％以下、
Cr：14％以上42％以下、Fe：５％以上33％以下、
Ti：２％以上30％以下、Nb：0.5％以上28.6％以
下、Al：0.4％以上28.5％以下を含み残部実質的
にNiよりなり時効処理によりγ′を析出する析出
硬化型のNi基合金部材において、金属組織上の
結晶粒界をジグザグ状にし該結晶粒界凸部に結晶
粒と整合させた析出物を半連続状に析出させた事
を特徴とする耐SCC性Ni基合金部材 ２ 重量比でＣ：0.08以下、Mn：１％以下、
Cr：14％以上42％以下、Fe：５％以上33％以下、
Ti：２％以上30％以下、Nb：0.5％以上28.6％以
下、Al：0.4％以上28.5％以下を含み、残部実質
的にNiよりなり時効処理によりγ′を析出する析
出硬化型のNi基合金部材の熱処理法において、
該Ni基合金部材に対し、合金の完全固溶温度Ｔ
℃未満かつ（Ｔ−150）℃以上の温度に部材の最
大肉厚部の肉厚25mmあたり30分以上保持後油冷若
しくは水冷する溶体化処理を施し、更に675〜760
℃で10〜100時間保持後水冷、油冷若しくは空冷
する時効処理を施すことを特徴とする耐SCC性
Ni基合金部材の熱処理法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14246682A JPS5931841A (ja) | 1982-08-17 | 1982-08-17 | 耐ＳＣＣ性Ｎｉ基合金部材及びその熱処理法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14246682A JPS5931841A (ja) | 1982-08-17 | 1982-08-17 | 耐ＳＣＣ性Ｎｉ基合金部材及びその熱処理法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5931841A JPS5931841A (ja) | 1984-02-21 |
| JPH0442462B2 true JPH0442462B2 (ja) | 1992-07-13 |
Family
ID=15315967
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14246682A Granted JPS5931841A (ja) | 1982-08-17 | 1982-08-17 | 耐ＳＣＣ性Ｎｉ基合金部材及びその熱処理法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5931841A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2993243A1 (en) | 2014-09-04 | 2016-03-09 | Hitachi Metals, Ltd. | High-strength ni-base alloy |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6063338A (ja) * | 1983-09-14 | 1985-04-11 | Hitachi Ltd | 耐照射脆化に優れた原子炉用Νｉ基合金部材およびその製造方法 |
-
1982
- 1982-08-17 JP JP14246682A patent/JPS5931841A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2993243A1 (en) | 2014-09-04 | 2016-03-09 | Hitachi Metals, Ltd. | High-strength ni-base alloy |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5931841A (ja) | 1984-02-21 |
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