JP2000001754A - オーステナイト合金とそれを用いた構造物 - Google Patents
オーステナイト合金とそれを用いた構造物Info
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
- Y02E30/30—Nuclear fission reactors
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】本発明の目的は、軽水炉等の各種バネ，ピン，
ネジ，ワッシャ等に使用するに好適な耐応力腐食割れ性
に優れた高強度オーステナイト合金及びそれを用いた構
造物を提供する。 【解決手段】本発明は、Ｃ０.０５％以下，Ｓｉ０.１％
以下，Ｍｎ０.３％ 以下，Ｃｒ１８〜２２％，Ｆｅ３０
〜５０％，Ｎｉ２５〜４０％，Ａｌ０.２〜１.０％及び
Ｔｉ０.７〜２％，Ｎｂ１.８〜６.５％を含み、２Ａｌ
＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂが２〜４.５％ であり、オーステナ
イト相基地に主としてγ″相が析出していることを特徴
とするオーステナイト合金及びそれを用いた原子炉炉内
構造物にある。
ネジ，ワッシャ等に使用するに好適な耐応力腐食割れ性
に優れた高強度オーステナイト合金及びそれを用いた構
造物を提供する。 【解決手段】本発明は、Ｃ０.０５％以下，Ｓｉ０.１％
以下，Ｍｎ０.３％ 以下，Ｃｒ１８〜２２％，Ｆｅ３０
〜５０％，Ｎｉ２５〜４０％，Ａｌ０.２〜１.０％及び
Ｔｉ０.７〜２％，Ｎｂ１.８〜６.５％を含み、２Ａｌ
＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂが２〜４.５％ であり、オーステナ
イト相基地に主としてγ″相が析出していることを特徴
とするオーステナイト合金及びそれを用いた原子炉炉内
構造物にある。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、新規なオーステナ
イト合金とその製造法に係り、特に軽水炉あるいは新型
転換炉の炉内構造部材や燃料要素等に用いられる高強度
で耐応力腐食割れ性に優れた析出強化型Ｆｅ−Ｎｉ系合
金構造物に関する。
イト合金とその製造法に係り、特に軽水炉あるいは新型
転換炉の炉内構造部材や燃料要素等に用いられる高強度
で耐応力腐食割れ性に優れた析出強化型Ｆｅ−Ｎｉ系合
金構造物に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、軽水炉等の炉内構造部材や燃料要
素等には、インコネルＸ−７５０（以下，Ｘ−７５０合
金と云う）と称する高強度の析出強化型Ｎｉ合金が多用
されている。ところがこのＸ−７５０合金は、熱処理条
件によっては前記用途の使用環境において応力腐食割れ
感受性を示すことがあった（特許第2554048 号，特許第
2554049 号）。すなわち、Ｘ−７５０合金は通常０.０
４〜０.０６％のＣを含有（規格は０.０８％Ｃ 以下）
しており、溶体化処理後に約７００℃での時効処理（以
下直接時効）を施すと、結晶粒界に主としてＣｒ炭化物
Ｍ23Ｃ6 が優先的に析出して応力腐食割れ感受性が増加
する。また、約８４０℃と約７００℃での２段階の時効
処理（以下２段時効）を施すと、結晶粒界に主としてＴ
ｉに富む金属間化合物Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）のη相
やγ′相が優先的に析出してやはり応力腐食割れ感受性
が増加する。
素等には、インコネルＸ−７５０（以下，Ｘ−７５０合
金と云う）と称する高強度の析出強化型Ｎｉ合金が多用
されている。ところがこのＸ−７５０合金は、熱処理条
件によっては前記用途の使用環境において応力腐食割れ
感受性を示すことがあった（特許第2554048 号，特許第
2554049 号）。すなわち、Ｘ−７５０合金は通常０.０
４〜０.０６％のＣを含有（規格は０.０８％Ｃ 以下）
しており、溶体化処理後に約７００℃での時効処理（以
下直接時効）を施すと、結晶粒界に主としてＣｒ炭化物
Ｍ23Ｃ6 が優先的に析出して応力腐食割れ感受性が増加
する。また、約８４０℃と約７００℃での２段階の時効
処理（以下２段時効）を施すと、結晶粒界に主としてＴ
ｉに富む金属間化合物Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）のη相
やγ′相が優先的に析出してやはり応力腐食割れ感受性
が増加する。
【０００３】０.０４〜０.０６％のＣを含有する通常の
Ｘ−７５０合金では２段時効材に比較して直接時効材の
耐応力腐食割れ性が優れているので、一般には直接時効
材が用いられるが、上述したように耐応力腐食割れ性は
必ずしも十分であるとは云えず、より信頼性の高い部材
が要求されていた。なお、直接時効材における応力腐食
割れ感受性の原因は結晶粒界に析出したＣｒ炭化物Ｍ23
Ｃ6 と考えられているが、Ｍ23Ｃ6 の粒界析出を抑制す
るためにＣ含有量を低減すると、粒界析出物はＭ23Ｃ6
からη相やγ′相に変化して２段時効材と同様に耐応力
腐食割れ性が劣る結果となることが知られている。
Ｘ−７５０合金では２段時効材に比較して直接時効材の
耐応力腐食割れ性が優れているので、一般には直接時効
材が用いられるが、上述したように耐応力腐食割れ性は
必ずしも十分であるとは云えず、より信頼性の高い部材
が要求されていた。なお、直接時効材における応力腐食
割れ感受性の原因は結晶粒界に析出したＣｒ炭化物Ｍ23
Ｃ6 と考えられているが、Ｍ23Ｃ6 の粒界析出を抑制す
るためにＣ含有量を低減すると、粒界析出物はＭ23Ｃ6
からη相やγ′相に変化して２段時効材と同様に耐応力
腐食割れ性が劣る結果となることが知られている。
【０００４】特開昭62−199752号公報には応力割れ性に
優れたオーステナイト耐熱合金，特開平9−170054 号公
報にはガスタービン用オーステナイト合金が開示されて
いる。
優れたオーステナイト耐熱合金，特開平9−170054 号公
報にはガスタービン用オーステナイト合金が開示されて
いる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
に鑑み、軽水炉等の各種バネ，ピン，ネジ，ワッシャ等
に使用するに好適な耐応力腐食割れ性に優れた高強度オ
ーステナイト合金及びそれを用いた構造物を提供するこ
とにある。
に鑑み、軽水炉等の各種バネ，ピン，ネジ，ワッシャ等
に使用するに好適な耐応力腐食割れ性に優れた高強度オ
ーステナイト合金及びそれを用いた構造物を提供するこ
とにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、重量で、Ｃ
０.０５％以下，Ｓｉ０.１％以下，Ｍｎ０.３％ 以下，
Ｃｒ１８〜２２％，Ｆｅ３０〜５０％，Ｎｉ２５〜４０
％，Ａｌ０.２〜１.０％及びＴｉ０.７〜２％ ，Ｎｂ
１.８〜６.５％を含み、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂが２
〜４.５％ であり、オーステナイト相基地に主として
γ″相が析出していることを特徴とするオーステナイト
合金にある。
０.０５％以下，Ｓｉ０.１％以下，Ｍｎ０.３％ 以下，
Ｃｒ１８〜２２％，Ｆｅ３０〜５０％，Ｎｉ２５〜４０
％，Ａｌ０.２〜１.０％及びＴｉ０.７〜２％ ，Ｎｂ
１.８〜６.５％を含み、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂが２
〜４.５％ であり、オーステナイト相基地に主として
γ″相が析出していることを特徴とするオーステナイト
合金にある。
【０００７】本発明は、更にＭｏ３.５ 重量％以下を含
むことを特徴とすること、又重量で、Ｃｏ０.１％以
下，Ｃｕ０.１％以下，Ｗ０.１％ 以下，Ｖ０.１％ 以
下及びＢ０.００１％以下であることを特徴とするオー
ステナイト合金にある。
むことを特徴とすること、又重量で、Ｃｏ０.１％以
下，Ｃｕ０.１％以下，Ｗ０.１％ 以下，Ｖ０.１％ 以
下及びＢ０.００１％以下であることを特徴とするオー
ステナイト合金にある。
【０００８】本発明は、１／２Ｎｂ量がＴｉ量又は２Ａ
ｌ量以上であることが好ましい。
ｌ量以上であることが好ましい。
【０００９】本発明は、結晶粒界にＣｒ炭化物，六方晶
η相又は斜方晶δ相が存在しないことが好ましい。
η相又は斜方晶δ相が存在しないことが好ましい。
【００１０】本発明は、重量で、Ｃ０.０５％以下，Ｓ
ｉ０.１％以下，Ｍｎ０.２％ 以下，Ｃｒ１８〜２２
％，Ｆｅ３０〜５０％，Ｎｉ２５〜４０％，Ａｌ０.２
〜１.０％，Ｔｉ０.７〜２％ 及びＮｂ１.８〜６.５％
を含み、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ量が２〜４.５％ で
あり、断面減少率で３０％以上の冷間加工又は熱間加工
を施した後、好ましくは１０００〜１２００℃で溶体化
処理を施した後、好ましくは６００〜８００℃で時効処
理を施すことを特徴とするオーステナイト合金の製造法
にある。
ｉ０.１％以下，Ｍｎ０.２％ 以下，Ｃｒ１８〜２２
％，Ｆｅ３０〜５０％，Ｎｉ２５〜４０％，Ａｌ０.２
〜１.０％，Ｔｉ０.７〜２％ 及びＮｂ１.８〜６.５％
を含み、２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ量が２〜４.５％ で
あり、断面減少率で３０％以上の冷間加工又は熱間加工
を施した後、好ましくは１０００〜１２００℃で溶体化
処理を施した後、好ましくは６００〜８００℃で時効処
理を施すことを特徴とするオーステナイト合金の製造法
にある。
【００１１】また、前記溶体化処理時に未固溶のまま残
存した斜方晶δ相が粒状に分散しているのが好ましい。
存した斜方晶δ相が粒状に分散しているのが好ましい。
【００１２】本発明は、高温水環境下で他の部材と接触
し且つ引張り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Ｃｒ１８〜２２％，Ｆｅ３０〜
５０％，Ｎｉ２５〜４０％，Ａｌ０.２〜１％，Ｔｉ０.
７〜２％，ＮｂとＴａの合計１.８〜６.５％，Ｃ０.０
５％以下、好ましくは０.０２％以下，Ｓｉ０.１％ 以
下，Ｍｎ０.２％以下，Ｐ０.０１％以下，Ｓ０.０１％
以下及び残部が不可避不純物からなり、オーステナイト
相基地に主としてγ″相が析出しており、２％≦２Ａｌ
＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ＋１／４Ｔａ≦４.５％ の範囲内で
あり、好ましくは１／２Ｎｂ＋１／４Ｔａ≧Ｔｉ，２Ａ
ｌを満足し、室温のヴィッカース硬さが３００以上であ
ることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた構造物に
ある。
し且つ引張り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Ｃｒ１８〜２２％，Ｆｅ３０〜
５０％，Ｎｉ２５〜４０％，Ａｌ０.２〜１％，Ｔｉ０.
７〜２％，ＮｂとＴａの合計１.８〜６.５％，Ｃ０.０
５％以下、好ましくは０.０２％以下，Ｓｉ０.１％ 以
下，Ｍｎ０.２％以下，Ｐ０.０１％以下，Ｓ０.０１％
以下及び残部が不可避不純物からなり、オーステナイト
相基地に主としてγ″相が析出しており、２％≦２Ａｌ
＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ＋１／４Ｔａ≦４.５％ の範囲内で
あり、好ましくは１／２Ｎｂ＋１／４Ｔａ≧Ｔｉ，２Ａ
ｌを満足し、室温のヴィッカース硬さが３００以上であ
ることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた構造物に
ある。
【００１３】本発明の要素は、従来の高強度合金インコ
ネルＸ−７５０では結晶粒界にＣｒ炭化物Ｍ23Ｃ6 やＴ
ｉに富む金属間化合物Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）系の六
方晶η相等が優先的に析出して耐応力腐食割れ性が必ず
しも十分でなかったことに鑑み、Ｎｂに富む金属間化
合物Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）系の斜方晶δ相や
γ″相を主として結晶粒内に均一に析出・分散させるよ
うに、析出強化元素であるＮｂ，Ｔｉ，Ａｌ等の含有量
を制御し、耐応力腐食割れ性の保持に有効なＣｒ含有
量を１８〜２２％と高く保ち、耐応力腐食割れ性に好
ましくない影響を与えるＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｂ等の含
有量を低減し、表面にＣｒ酸化物を主体とした酸化皮
膜を形成させたことにより、高強度で高耐食なＦｅ−Ｎ
ｉ系合金構造物を得た点にある。
ネルＸ−７５０では結晶粒界にＣｒ炭化物Ｍ23Ｃ6 やＴ
ｉに富む金属間化合物Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）系の六
方晶η相等が優先的に析出して耐応力腐食割れ性が必ず
しも十分でなかったことに鑑み、Ｎｂに富む金属間化
合物Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）系の斜方晶δ相や
γ″相を主として結晶粒内に均一に析出・分散させるよ
うに、析出強化元素であるＮｂ，Ｔｉ，Ａｌ等の含有量
を制御し、耐応力腐食割れ性の保持に有効なＣｒ含有
量を１８〜２２％と高く保ち、耐応力腐食割れ性に好
ましくない影響を与えるＳｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｓ，Ｂ等の含
有量を低減し、表面にＣｒ酸化物を主体とした酸化皮
膜を形成させたことにより、高強度で高耐食なＦｅ−Ｎ
ｉ系合金構造物を得た点にある。
【００１４】本発明の構造物では、主としてγ″相の析
出強化により高強度を得ているが、そのためには２％≦
２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ＋１／４Ｔａ≦４.５％及び
１／２Ｎｂ＋１／４Ｔａ≧Ｔｉ，２Ａｌを満足するのが
好ましい。２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ＋１／４Ｔａが２
％未満では強度が不十分であり、この値が４.５％ を超
えると析出強化性が飽和したり、延性や加工性が低下す
る。
出強化により高強度を得ているが、そのためには２％≦
２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ＋１／４Ｔａ≦４.５％及び
１／２Ｎｂ＋１／４Ｔａ≧Ｔｉ，２Ａｌを満足するのが
好ましい。２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ＋１／４Ｔａが２
％未満では強度が不十分であり、この値が４.５％ を超
えると析出強化性が飽和したり、延性や加工性が低下す
る。
【００１５】この高強度Ｆｅ−Ｎｉ系合金構造物には、
３.５％ 以下のＭｏを含有させることができる。
３.５％ 以下のＭｏを含有させることができる。
【００１６】また、本発明のＦｅ−Ｎｉ系合金構造物で
は、Ｆｅ含有量の増加と共にオーステナイト相基地中へ
のＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）の固溶限が減少し、
1000〜１２００℃の溶体化処理後にＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，
Ｎｂ，Ｔａ）が未固溶のまま残存しやすくなるが、溶体
化処理に先立って３０％以上の冷間又は熱間加工を施す
ことにより溶体化処理時に未固溶のまま残存するδ相を
結晶粒内に均一に分散させてオーステナイト相基地の給
晶粒を微細に保つことができ、強度の低下を少なく抑え
ることができる。加工度が３０％未満では、溶体化処理
後にδ相が板状あるいは棒状の形で局所的に存在しやす
くなり、応力腐食割れ進展速度が大きくなったり延性や
加工性が低下する。
は、Ｆｅ含有量の増加と共にオーステナイト相基地中へ
のＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）の固溶限が減少し、
1000〜１２００℃の溶体化処理後にＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，
Ｎｂ，Ｔａ）が未固溶のまま残存しやすくなるが、溶体
化処理に先立って３０％以上の冷間又は熱間加工を施す
ことにより溶体化処理時に未固溶のまま残存するδ相を
結晶粒内に均一に分散させてオーステナイト相基地の給
晶粒を微細に保つことができ、強度の低下を少なく抑え
ることができる。加工度が３０％未満では、溶体化処理
後にδ相が板状あるいは棒状の形で局所的に存在しやす
くなり、応力腐食割れ進展速度が大きくなったり延性や
加工性が低下する。
【００１７】さらに、本発明の構造物を酸化雰囲気中で
加熱すると表面にＣｒ酸化物を主体とした酸化皮膜が形
成され、耐応力腐食割れ性をさらに向上させることがで
きる。なお、耐食性の向上にはＮｂの一部をＴａで置換
することも有効で、これにより硫酸系水溶液中での耐食
性等を向上させることができる。
加熱すると表面にＣｒ酸化物を主体とした酸化皮膜が形
成され、耐応力腐食割れ性をさらに向上させることがで
きる。なお、耐食性の向上にはＮｂの一部をＴａで置換
することも有効で、これにより硫酸系水溶液中での耐食
性等を向上させることができる。
【００１８】本発明合金における（Ｎｉ／Ｃｒ）比は
１.０〜２.０が好ましい。
１.０〜２.０が好ましい。
【００１９】本発明において、配合される各元素の配合
量について説明する。
量について説明する。
【００２０】Ｃは従来のＸ−７５０合金やステンレス鋼
では主にＣｒと結合してＭ23Ｃ6 なるＣｒ炭化物を結晶
粒界に優先的に形成する。本発明の構造物ではＣは主に
ＭＣ（ＭはＮｂ，Ｔａ，Ｔｉ等）炭化物等として存在
し、Ｃが０.０５％ を超えるとＭＣ炭化物として固定さ
れるＮｂ，Ｔａ，Ｔｉ等が増加して逆に有効析出強化元
素含有量が減少する。従って、Ｃを０.０５％ 以下、好
ましくは０.０２％ 以下とした。特に、０.００５〜０.
０２％が好ましい。
では主にＣｒと結合してＭ23Ｃ6 なるＣｒ炭化物を結晶
粒界に優先的に形成する。本発明の構造物ではＣは主に
ＭＣ（ＭはＮｂ，Ｔａ，Ｔｉ等）炭化物等として存在
し、Ｃが０.０５％ を超えるとＭＣ炭化物として固定さ
れるＮｂ，Ｔａ，Ｔｉ等が増加して逆に有効析出強化元
素含有量が減少する。従って、Ｃを０.０５％ 以下、好
ましくは０.０２％ 以下とした。特に、０.００５〜０.
０２％が好ましい。
【００２１】Ｓｉは合金中の不純物として酸素を取除く
作用を持つが、反面０.１％ を超えると耐応力腐食割れ
性が低下する。従って、Ｓｉを０.１％ 以下とした。好
ましくは０.０１〜０.０５％である。
作用を持つが、反面０.１％ を超えると耐応力腐食割れ
性が低下する。従って、Ｓｉを０.１％ 以下とした。好
ましくは０.０１〜０.０５％である。
【００２２】Ｍｎは合金中の不純物としてのＳを取除く
作用を持つが、反面０.３％ を超えると耐応力腐食割れ
性が低下する。従ってＭｎを０.３％ 以下とした。好ま
しくは０.０１〜０.２％である。
作用を持つが、反面０.３％ を超えると耐応力腐食割れ
性が低下する。従ってＭｎを０.３％ 以下とした。好ま
しくは０.０１〜０.２％である。
【００２３】Ｃｒは耐応力腐食割れ性を保持する上で最
も重要な元素であり、１８％以上含有させる必要がある
が２２％を超えるとＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）の固溶限
が減少して析出強化性が飽和し、また延性を損なう。従
って、Ｃｒを１８〜２２％、好ましくは１８.５〜２２
％とした。
も重要な元素であり、１８％以上含有させる必要がある
が２２％を超えるとＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ）の固溶限
が減少して析出強化性が飽和し、また延性を損なう。従
って、Ｃｒを１８〜２２％、好ましくは１８.５〜２２
％とした。
【００２４】ＮｉはＡｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａと結合して
Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）なるγ″相を主に析出
して強度を高くする。γ″相による明らかな析出強化性
を与えるためにはＮｉを２５〜４０％とし、好ましくは
２５〜３９％とし、Ａｌを０.２％ 以上、Ｔｉを０.７
％ 以上およびＮｂとＴａの合計を１.８％ 以上含有さ
せる必要があり、ＮｂやＴａの量を増加させ、かつＡｌ
及びＴｉを添加することにより高強度のＦｅ−Ｎｉ系合
金を得ることができる。なお、Ａｌを１％，Ｔｉを２
％，ＮｂとＴａの合計を６.５％ を超えて添加しても、
Ｆｅ−Ｎｉ系合金ではＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）
の固溶限が限られているために析出強化性が飽和した
り、延性や加工性が低下する。従って、Ａｌを０.２〜
１％ 、好ましくは０.３５〜０.７％ 、Ｔｉを０.７〜
２％、好ましくは０.７〜１.４９％、ＮｂとＴａの合計
を１.８〜６.５％とした。尚、ＴａはＮｂと一緒に製造
されるもので、ＮｂとＴａとを別々に分離したもの、し
ないものでもよい。
Ｎｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）なるγ″相を主に析出
して強度を高くする。γ″相による明らかな析出強化性
を与えるためにはＮｉを２５〜４０％とし、好ましくは
２５〜３９％とし、Ａｌを０.２％ 以上、Ｔｉを０.７
％ 以上およびＮｂとＴａの合計を１.８％ 以上含有さ
せる必要があり、ＮｂやＴａの量を増加させ、かつＡｌ
及びＴｉを添加することにより高強度のＦｅ−Ｎｉ系合
金を得ることができる。なお、Ａｌを１％，Ｔｉを２
％，ＮｂとＴａの合計を６.５％ を超えて添加しても、
Ｆｅ−Ｎｉ系合金ではＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）
の固溶限が限られているために析出強化性が飽和した
り、延性や加工性が低下する。従って、Ａｌを０.２〜
１％ 、好ましくは０.３５〜０.７％ 、Ｔｉを０.７〜
２％、好ましくは０.７〜１.４９％、ＮｂとＴａの合計
を１.８〜６.５％とした。尚、ＴａはＮｂと一緒に製造
されるもので、ＮｂとＴａとを別々に分離したもの、し
ないものでもよい。
【００２５】本発明では、Ｓｉ，Ｍｎと同様にＰ，Ｓも
耐応力腐食割れ性に悪影響を及ぼすため、ＰおよびＳは
０.０１％ 以下にするのが好ましい。
耐応力腐食割れ性に悪影響を及ぼすため、ＰおよびＳは
０.０１％ 以下にするのが好ましい。
【００２６】ＭｏはＣｒにより高められた耐応力腐食割
れ性を補完し、耐孔食性，耐すきま腐食性を向上させる
ので、含有させることが好ましいが、３.５％ を超える
と析出強化性が低下したり延性や加工性を阻害する。添
加する場合には１.０〜３.５％が好ましい。
れ性を補完し、耐孔食性，耐すきま腐食性を向上させる
ので、含有させることが好ましいが、３.５％ を超える
と析出強化性が低下したり延性や加工性を阻害する。添
加する場合には１.０〜３.５％が好ましい。
【００２７】また、本発明においては、熱間加工性，冷
間加工性の改善のために、通常用いられるＨｆ，Ｙ等の
希土類紫素、あるいはＭｇ，Ｃａを０.１％ まで含有さ
せても、得られる性能に影響を及ぼすことはない。たと
えば、Ｍｇ，Ｃａの場合、熱間・冷間加工性を改善する
には、０.０００４〜０.１％添加するのがよい。
間加工性の改善のために、通常用いられるＨｆ，Ｙ等の
希土類紫素、あるいはＭｇ，Ｃａを０.１％ まで含有さ
せても、得られる性能に影響を及ぼすことはない。たと
えば、Ｍｇ，Ｃａの場合、熱間・冷間加工性を改善する
には、０.０００４〜０.１％添加するのがよい。
【００２８】
【発明の実施の形態】〔実施例１〕表１は代表的な本発
明の実施例および比較例の化学組成を示す。実施例材Ａ
〜Ｅおよび比較例材Ｆ〜Ｊは、いずれも二重真空溶解し
て得たインゴットを熱間鍛造，圧延した後、１０００〜
１２００℃で溶体化処理し、次いで６００〜８００℃で
時効する熱処理を施して高温水中隙間つき定ひずみ応力
腐食割れ試験（以下、隙間ＳＣＣ試験と云う）および室
温における硬さ測定を行った。いずれの合金も、Ｐ及び
Ｓ量は０.０１％以下である。
明の実施例および比較例の化学組成を示す。実施例材Ａ
〜Ｅおよび比較例材Ｆ〜Ｊは、いずれも二重真空溶解し
て得たインゴットを熱間鍛造，圧延した後、１０００〜
１２００℃で溶体化処理し、次いで６００〜８００℃で
時効する熱処理を施して高温水中隙間つき定ひずみ応力
腐食割れ試験（以下、隙間ＳＣＣ試験と云う）および室
温における硬さ測定を行った。いずれの合金も、Ｐ及び
Ｓ量は０.０１％以下である。
【００２９】
【表１】
【００３０】図１に隙間ＳＣＣ試験の概要を示す。試験
には厚さ１mmの板状試験片１を用いた。ステンレス鋼製
ホルダ２をボルト３で締めつけ、均一曲げ歪（２％）を
付与すると共に、凸側表面にグラファイト・ウール４を
挟んで隙間を形成させた状態で高温水中に浸漬した。こ
の高温水は２８８℃で約８ppm の溶存酸素を含む再生循
環純水である。５００時間連続浸漬後に取り出した試験
片の断面を顕微鏡観察し、隙間ＳＣＣの割れ深さを測定
した。
には厚さ１mmの板状試験片１を用いた。ステンレス鋼製
ホルダ２をボルト３で締めつけ、均一曲げ歪（２％）を
付与すると共に、凸側表面にグラファイト・ウール４を
挟んで隙間を形成させた状態で高温水中に浸漬した。こ
の高温水は２８８℃で約８ppm の溶存酸素を含む再生循
環純水である。５００時間連続浸漬後に取り出した試験
片の断面を顕微鏡観察し、隙間ＳＣＣの割れ深さを測定
した。
【００３１】実施例材Ａ〜Ｅおよび比較例材Ｆ〜Ｉはい
ずれもオーステナイト相基地に主としてγ″相を有する
組織、また比較例材Ｊは主としてγ′相を有する組織で
あった。
ずれもオーステナイト相基地に主としてγ″相を有する
組織、また比較例材Ｊは主としてγ′相を有する組織で
あった。
【００３２】隙間ＳＣＣ試験および硬さ測定結果を表２
に示す。本発明の実施例材Ａ〜Ｅでは、いずれも硬さが
３００以上で、隙間割れ深さは２０μｍ以下となり良好
な耐応力腐食割れ性を示した。
に示す。本発明の実施例材Ａ〜Ｅでは、いずれも硬さが
３００以上で、隙間割れ深さは２０μｍ以下となり良好
な耐応力腐食割れ性を示した。
【００３３】
【表２】
【００３４】一方、比較材Ｆ〜ＪのうちＦ，Ｇでは耐応
力腐食割れ性は良好であるが、硬さは３００以下で不十
分となった。ＦはＮｉ含有量が少なく、ＧはＣｒ含有量
が多く、いずれもγ″相による析出硬化が十分進行しな
かったと考えられる。比較材ＨはＣｒ，Ｎｉともに本発
明の範囲内であるが、（２Ａｌ＋Ｔｉ，１／２Ｎｂ）の
値が４.７６％ と本発明の適正範囲を超えており、加工
性が悪く健全な隙間ＳＣＣ試験片を作製できなかった。
比較材Ｉは硬さは３００以上となるが、Ｃｒ含有量が少
なく隙間割れ深さが５０μｍを超えた。また、比較材Ｊ
では従来の高強度Ｘ−７５０合金と同様のγ′相による
析出強化が認められ、硬さは３００を超えるが、耐応力
腐食割れ性が十分でない。
力腐食割れ性は良好であるが、硬さは３００以下で不十
分となった。ＦはＮｉ含有量が少なく、ＧはＣｒ含有量
が多く、いずれもγ″相による析出硬化が十分進行しな
かったと考えられる。比較材ＨはＣｒ，Ｎｉともに本発
明の範囲内であるが、（２Ａｌ＋Ｔｉ，１／２Ｎｂ）の
値が４.７６％ と本発明の適正範囲を超えており、加工
性が悪く健全な隙間ＳＣＣ試験片を作製できなかった。
比較材Ｉは硬さは３００以上となるが、Ｃｒ含有量が少
なく隙間割れ深さが５０μｍを超えた。また、比較材Ｊ
では従来の高強度Ｘ−７５０合金と同様のγ′相による
析出強化が認められ、硬さは３００を超えるが、耐応力
腐食割れ性が十分でない。
【００３５】〔実施例２〕表３は本発明の他の実施例を
示す。二重真空溶解して得たインゴットを熱間鍛造，圧
延した後、実施例１と同様の熱処理を施して隙間ＳＣＣ
試験および室温における硬さ測定を行った。いずれの合
金も、Ｍｎ０.２％以下，Ｓｉ０.１％以下，Ｐ０.０１
％以下，Ｓ０.０１％以下である。
示す。二重真空溶解して得たインゴットを熱間鍛造，圧
延した後、実施例１と同様の熱処理を施して隙間ＳＣＣ
試験および室温における硬さ測定を行った。いずれの合
金も、Ｍｎ０.２％以下，Ｓｉ０.１％以下，Ｐ０.０１
％以下，Ｓ０.０１％以下である。
【００３６】
【表３】
【００３７】
【表４】
【００３８】隙間ＳＣＣ試験および硬さ測定結果を表４
に示す。本発明の実施例材Ｋ〜Ｍは、上記実施例材Ａに
おけるＮｂの一部をＴａで置換したものである。Ｎｂの
一部をＴａで置換すると、最高硬さ（強度）が得られる
時効処理温度が高温側に移動して得られる硬さの値が３
８９〜４０２と大きくなる。また、実施例材Ｋ〜Ｍは隙
間ＳＣＣ試験における割れ深さも２０μｍ以下となり良
好な耐応力腐食割れ性を示す。ＮｂとＴａの合計を６.
５％ 超えて添加しても析出強化性は飽和する傾向で、
強度向上は期待できないことを確認している。
に示す。本発明の実施例材Ｋ〜Ｍは、上記実施例材Ａに
おけるＮｂの一部をＴａで置換したものである。Ｎｂの
一部をＴａで置換すると、最高硬さ（強度）が得られる
時効処理温度が高温側に移動して得られる硬さの値が３
８９〜４０２と大きくなる。また、実施例材Ｋ〜Ｍは隙
間ＳＣＣ試験における割れ深さも２０μｍ以下となり良
好な耐応力腐食割れ性を示す。ＮｂとＴａの合計を６.
５％ 超えて添加しても析出強化性は飽和する傾向で、
強度向上は期待できないことを確認している。
【００３９】以上のように、本発明によれば、軽水炉等
の高温水中で高応力や隙間条件が伴う使用条件下におい
ても応力腐食割れを生じることのない高強度で高耐食な
Ｆｅ−Ｎｉ系合金構造物が得られる。なお、本発明のＦ
ｅ−Ｎｉ系合金では析出強化元素であるＡｌ，Ｔｉ，Ｎ
ｂ，Ｔａ等の含有量を２％≦２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ
＋１／４Ｔａ≦４.５％ に制限しているが、オーステナ
イト相基地中へのＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）の固
溶限がＦｅ含有量の少ないＮｉ系の析出強化型合金に比
較して小さいため、１０００〜１２００℃の溶体化処理
後に未固溶のＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）がしばし
ば残存するが、その場合には溶体化処理に先立って３０
％以上の冷間又は熱間加工を施して、未固溶相をオース
テナイト相基地中に均一に分散させることが必要で、こ
れにより強度と耐食性とを両立させることができる。ま
た、部材表面に酸化皮膜を形成させることにより、耐食
性を一層向上させることができる。
の高温水中で高応力や隙間条件が伴う使用条件下におい
ても応力腐食割れを生じることのない高強度で高耐食な
Ｆｅ−Ｎｉ系合金構造物が得られる。なお、本発明のＦ
ｅ−Ｎｉ系合金では析出強化元素であるＡｌ，Ｔｉ，Ｎ
ｂ，Ｔａ等の含有量を２％≦２Ａｌ＋Ｔｉ＋１／２Ｎｂ
＋１／４Ｔａ≦４.５％ に制限しているが、オーステナ
イト相基地中へのＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）の固
溶限がＦｅ含有量の少ないＮｉ系の析出強化型合金に比
較して小さいため、１０００〜１２００℃の溶体化処理
後に未固溶のＮｉ3(Ａｌ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ）がしばし
ば残存するが、その場合には溶体化処理に先立って３０
％以上の冷間又は熱間加工を施して、未固溶相をオース
テナイト相基地中に均一に分散させることが必要で、こ
れにより強度と耐食性とを両立させることができる。ま
た、部材表面に酸化皮膜を形成させることにより、耐食
性を一層向上させることができる。
【００４０】さらに、本発明の合金にＭｇおよびＣａの
少なくとも１種を０.０００４〜0.1％含有させても何ら
その有効性を失なうものではない。また、Ｂ含有量を１
０ppm 以下とすれば、応力腐食割れ感受性が一層小さく
保たれることを確認している。
少なくとも１種を０.０００４〜0.1％含有させても何ら
その有効性を失なうものではない。また、Ｂ含有量を１
０ppm 以下とすれば、応力腐食割れ感受性が一層小さく
保たれることを確認している。
【００４１】〔実施例３〕図２は実施例１及び２のオー
ステナイト合金を用いたＢＷＲ原子炉内構造物の断面図
である。図中、Ａは燃料集合体の上部への適用個所、Ｂ
はジェットポンプへの適用個所、Ｃは燃料集合体の下部
への適用個所、Ｄは制御棒駆動機構への適用個所を示す
ものである。
ステナイト合金を用いたＢＷＲ原子炉内構造物の断面図
である。図中、Ａは燃料集合体の上部への適用個所、Ｂ
はジェットポンプへの適用個所、Ｃは燃料集合体の下部
への適用個所、Ｄは制御棒駆動機構への適用個所を示す
ものである。
【００４２】図３は前述Ａの燃料集合体の上部への適用
例であるキャップスクリュウ６，スプリング７及びガー
ド８を示す断面図である。いずれの部品も実施例１及び
２に記載のオーステナイト合金を熱間又は冷間加工後に
最終形状に加工した後に、時効処理したものである。時
効処理は大気中で行い、表面に緻密な酸化皮膜を形成さ
せたものである。
例であるキャップスクリュウ６，スプリング７及びガー
ド８を示す断面図である。いずれの部品も実施例１及び
２に記載のオーステナイト合金を熱間又は冷間加工後に
最終形状に加工した後に、時効処理したものである。時
効処理は大気中で行い、表面に緻密な酸化皮膜を形成さ
せたものである。
【００４３】図４（ａ）は前述Ｃの燃料集合体の下部へ
の適用例であるスプリング１０を示す断面図及び（ｂ）
はその平面図である。スプリング１０は下部タイプレー
ト１１にボルト１９によって固定され、チャネルボック
ス９に接触している。本実施例でのスプリング１０も前
述と同様に製造される。（ｂ）に示す様にスプリング１
０は下部で８ケに分割されているが、上部では全体で一
体につながっている。
の適用例であるスプリング１０を示す断面図及び（ｂ）
はその平面図である。スプリング１０は下部タイプレー
ト１１にボルト１９によって固定され、チャネルボック
ス９に接触している。本実施例でのスプリング１０も前
述と同様に製造される。（ｂ）に示す様にスプリング１
０は下部で８ケに分割されているが、上部では全体で一
体につながっている。
【００４４】図５は前述Ｂのジェットポンプへの適用例
であるビーム１２を示す断面図である。ビーム１２はジ
ェットポンプのエルボ管１３に設けられた押え２１に支
持され、ボルト・ナット２０によって下から押し上げる
形で曲げ力を受けて固定されている。この曲げ力は強力
であるので、これに用いる材料は高強度で、耐応力割れ
性が高いものでなければならない。ビーム１２は前述Ａ
と同様に製造される。図６は前述Ｄの制御棒駆動機構へ
の適用例であるエクスパンションスプリング１６の適用
状況を示す断面図である。図７はそのエクスパンション
スプリング１６の斜視図である。エクスパンションスプ
リング１６は前述と同様に冷間加工後、最終形状の円柱
状に加工した後に、大気中にて時効処理を施して用いら
れる。エクスパンションスプリング１６はそのバネ力に
よってインデックスチューブ１４にその内周面にグラフ
ァイトシール１５を３分割してインデックスチューブ１
４に密着させるものである。
であるビーム１２を示す断面図である。ビーム１２はジ
ェットポンプのエルボ管１３に設けられた押え２１に支
持され、ボルト・ナット２０によって下から押し上げる
形で曲げ力を受けて固定されている。この曲げ力は強力
であるので、これに用いる材料は高強度で、耐応力割れ
性が高いものでなければならない。ビーム１２は前述Ａ
と同様に製造される。図６は前述Ｄの制御棒駆動機構へ
の適用例であるエクスパンションスプリング１６の適用
状況を示す断面図である。図７はそのエクスパンション
スプリング１６の斜視図である。エクスパンションスプ
リング１６は前述と同様に冷間加工後、最終形状の円柱
状に加工した後に、大気中にて時効処理を施して用いら
れる。エクスパンションスプリング１６はそのバネ力に
よってインデックスチューブ１４にその内周面にグラフ
ァイトシール１５を３分割してインデックスチューブ１
４に密着させるものである。
【００４５】図８は同じく制御棒駆動機構への適用例で
あるコイルバネからなるガータスプリング１７の適用状
況を示す断面図である。図９はガータスプリング１７の
正面図である。ガータスプリング１７はそのバネ力によ
ってピストンチューブ１８の外周面にグラファイトシー
ル１５を密着させるものである。グラファイトシール１
５は図に示す様に６分割されているので、それを押える
ものである。ガータスプリング１７はエクスパンション
スプリング１６と同様に製造される。
あるコイルバネからなるガータスプリング１７の適用状
況を示す断面図である。図９はガータスプリング１７の
正面図である。ガータスプリング１７はそのバネ力によ
ってピストンチューブ１８の外周面にグラファイトシー
ル１５を密着させるものである。グラファイトシール１
５は図に示す様に６分割されているので、それを押える
ものである。ガータスプリング１７はエクスパンション
スプリング１６と同様に製造される。
【００４６】本実施例はインターナルポンプを使用する
ＡＢＷＲへの適用も可能であり、原子炉の安全性をより
高めることができる。
ＡＢＷＲへの適用も可能であり、原子炉の安全性をより
高めることができる。
【００４７】
【発明の効果】本発明によれば、軽水炉あるいは新型転
換炉の炉内構造部材や燃料要素等に用いられる高強度構
造物の耐応力腐食割れ性を向上することができ、軽水炉
等の機器の安全性を高め、その寿命を延長することがで
きる。
換炉の炉内構造部材や燃料要素等に用いられる高強度構
造物の耐応力腐食割れ性を向上することができ、軽水炉
等の機器の安全性を高め、その寿命を延長することがで
きる。
【図１】隙間ＳＣＣ試験例の説明図。
【図２】原子炉炉内構造物の断面図。
【図３】燃料集合体の上部への適用例を示す断面図。
【図４】燃料集合体の下部への適用例を示す断面図。
【図５】ジェットポンプへの適用例を示す断面図。
【図６】制御棒駆動機構への適用例を示す断面図。
【図７】エクスパンションスプリングの斜視図。
【図８】制御棒駆動機構への適用例を示す断面図。
【図９】ガータスプリングの正面図。
１…試験片、２…ステンレス鋼製ホルダー、３，１９…
ボルト、４…グラファイト・ウール、５…原子炉圧力容
器、６…キャップスクリュウ、７，１０…スプリング、
８…ガード、９…チャンネルボックス、１１…タイプレ
ート、１２…ビーム、１３…エルボ管、１４…インデッ
クスチューブ、１５…グラファイトシール、１６…エク
スパンションスプリング、１７…ガータスプリング、１
８…ピストンチューブ。
ボルト、４…グラファイト・ウール、５…原子炉圧力容
器、６…キャップスクリュウ、７，１０…スプリング、
８…ガード、９…チャンネルボックス、１１…タイプレ
ート、１２…ビーム、１３…エルボ管、１４…インデッ
クスチューブ、１５…グラファイトシール、１６…エク
スパンションスプリング、１７…ガータスプリング、１
８…ピストンチューブ。
Claims (10)
- 【請求項１】重量で、Ｃ０.０５％以下，Ｓｉ０.１％以
下，Ｍｎ０.３％以下，Ｃｒ１８〜２２％，Ｆｅ３０〜
５０％，Ｎｉ２５〜４０％，Ａｌ０.２〜１.０％及びＴ
ｉ０.７〜２％，Ｎｂ１.８〜６.５％を含み、２Ａｌ＋
Ｔｉ＋１／２Ｎｂが２〜4.5％であり、オーステナイト
相基地に主としてγ″相が析出していることを特徴とす
るオーステナイト合金。 - 【請求項２】請求項１において、Ｍｏ３.５ 重量％以下
を含むことを特徴とするオーステナイト合金。 - 【請求項３】請求項１又は２において、重量で、Ｃｏ
０.１％以下，Ｃｕ０.１％以下，Ｗ０.１％ 以下，Ｖ
０.１％以下及びＢ０.００１％以下であることを特徴と
するオーステナイト合金。 - 【請求項４】請求項１〜３のいずれかにおいて、１／２
Ｎｂ量がＴｉ量又は２Ａｌ量以上であることを特徴とす
るオーステナイト合金。 - 【請求項５】請求項１〜４のいずれかにおいて、結晶粒
界にＣｒ炭化物，六方晶η相又は斜方晶δ相が存在しな
いことを特徴とするオーステナイト合金。 - 【請求項６】重量で、Ｃ０.０５％以下，Ｓｉ０.１％以
下，Ｍｎ０.２％以下，Ｃｒ１８〜２２％，Ｆｅ３０〜
５０％，Ｎｉ２５〜４０％，Ａｌ０.２〜１.０％，Ｔｉ
0.7〜２％及びＮｂ１.８〜６.５％を含み、２Ａｌ＋Ｔ
ｉ＋１／２Ｎｂ量が２〜4.5％であり、断面減少率で３
０％以上の冷間加工又は熱間加工を施した後、溶体化処
理を施した後、時効処理を施すことを特徴とするオース
テナイト合金の製造法。 - 【請求項７】請求項６において、前記溶体化処理時に未
固溶のまま残存した斜方晶δ相が粒状に分散させること
を特徴とするオーステナイト合金の製造法。 - 【請求項８】高温水環境下で他の部材と接触し且つ曲げ
又は引張り応力を受ける部材を有する構造物において、
前記部材は請求項１〜５のいずれかに記載のオーステナ
イト合金よりなることを特徴とする構造物。 - 【請求項９】請求項８において、前記部材は軽水炉内で
他の部材と接触し引張り応力が付加されているバネ，ピ
ン，ネジ，ワッシャの少なくとも１つであることを特徴
とする構造物。 - 【請求項１０】請求項８又は９において、前記部材の表
面にＣｒ酸化物を主体とした酸化皮膜が形成されている
ことを特徴とする構造物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10170739A JP2000001754A (ja) | 1998-06-18 | 1998-06-18 | オーステナイト合金とそれを用いた構造物 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10170739A JP2000001754A (ja) | 1998-06-18 | 1998-06-18 | オーステナイト合金とそれを用いた構造物 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000001754A true JP2000001754A (ja) | 2000-01-07 |
Family
ID=15910495
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10170739A Pending JP2000001754A (ja) | 1998-06-18 | 1998-06-18 | オーステナイト合金とそれを用いた構造物 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000001754A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002014570A1 (en) * | 2000-08-17 | 2002-02-21 | Ati Properties, Inc. | Oxidation and corrosion resistant austenitic stainless steel including molybdenum |
| WO2008130757A1 (en) * | 2007-04-19 | 2008-10-30 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
| US8506884B2 (en) * | 2006-12-11 | 2013-08-13 | Hitachi, Ltd. | γ phase strengthened Fe—Ni base superalloy |
| EP2734655B1 (en) | 2012-06-11 | 2016-05-25 | Huntington Alloys Corporation | High-strength corrosion-resistant tubing for oil and gas completion and drilling applications, and process for manufacturing thereof |
| US10563293B2 (en) | 2015-12-07 | 2020-02-18 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
-
1998
- 1998-06-18 JP JP10170739A patent/JP2000001754A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2002014570A1 (en) * | 2000-08-17 | 2002-02-21 | Ati Properties, Inc. | Oxidation and corrosion resistant austenitic stainless steel including molybdenum |
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| WO2008130757A1 (en) * | 2007-04-19 | 2008-10-30 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
| US7985304B2 (en) | 2007-04-19 | 2011-07-26 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
| EP2734655B1 (en) | 2012-06-11 | 2016-05-25 | Huntington Alloys Corporation | High-strength corrosion-resistant tubing for oil and gas completion and drilling applications, and process for manufacturing thereof |
| US10253382B2 (en) | 2012-06-11 | 2019-04-09 | Huntington Alloys Corporation | High-strength corrosion-resistant tubing for oil and gas completion and drilling applications, and process for manufacturing thereof |
| US10563293B2 (en) | 2015-12-07 | 2020-02-18 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
| US11725267B2 (en) | 2015-12-07 | 2023-08-15 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
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