JPH0147525B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0147525B2 JPH0147525B2 JP56189385A JP18938581A JPH0147525B2 JP H0147525 B2 JPH0147525 B2 JP H0147525B2 JP 56189385 A JP56189385 A JP 56189385A JP 18938581 A JP18938581 A JP 18938581A JP H0147525 B2 JPH0147525 B2 JP H0147525B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- alloy
- cold
- nuclear reactor
- cold working
- alloys
- 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.)
- Expired
Links
Classifications
-
- 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
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は析出硬化性合金の放射線照射後の延
性を改善する方法、更に詳しくはγ′焼入析出反応
を受けたこれらの合金に関する。一般に、これら
の合金は溶体化処理し、析出硬化した時に強度と
延性とを最適の組合わせを発現することが見出さ
れており、このような溶体化処理は通常約950℃
を越える温度で行われ、溶体化処理後に合金はそ
のような溶体化処理温度から室温に急冷される。
析出硬化機構に入る成分のすべてを固溶体中に溶
解することが溶体化処理温度の機能である。この
場合オーステナイト相組織中の鉄−ニツケル−ク
ロム地は固溶体であり、この固溶体中にチタンや
アルミニウムのような成分が固溶される。これら
の合金は室温への急冷後に約600℃〜約825℃の温
度に不連続的ないくつかの期間加熱され、その間
にチタン、アルミニウム及びニツケルが固溶体か
ら通常Ni3（Ti，Ａ）の形態で析出する。この
組織はγ′構造として知られ、強度と延性との最適
の組合わせをもつ合金を得るのに有効である。 これとは異つて、この発明は合金を有利にその
最も加工しやすい状態となす溶体化処理の後で合
金を冷間加工して約10％〜約60％の断面積の圧下
を行い、冷間加工すると合金を原子炉（ここでは
原子炉の動作中構成要素は強い作用をうける）に
使用するのに望ましくするのに充分な強度と放射
線照射後の延性を示すことができるとの予想しな
かつた知見に基ずくものである。 従つて、この発明は析出硬化性合金を950℃〜
1150℃の範囲内で温度で溶体化処理し、その後で
合金を冷間圧延して10％〜60％の断面積の圧下を
行うことを特徴とする、析出硬化性合金の放射線
被照射後の延性を改善する方法にある。 この発明により処理される合金は通常ニツケル
25％〜45％、クロム８％〜15％、モリブデン3.5
％まで、チタン0.3％〜3.5％、アルミニウム1.5％
〜3.5％、ケイ素１％まで、ジルコニウム１％ま
で、ニオブ４％まで、ホウ素0.01％まで、炭素
0.05％まで及び残余は鉄及び付随する不純物から
なる組成をもつ。上述の範囲内に入る組成をもつ
合金は熱処理するとγ′析出硬化機構を受ける。
γ′相は合金のオーステナイト相から析出し、こう
して析出して実質上オーステナイト地全体に分散
して強度と延性との最適の組合わせをもつ合金を
生ずる。析出硬化反応は合金を通常950℃〜1150
℃内の温度で溶体化処理することによつて開始さ
れ、合金成分全部が溶解したら室温に急冷するこ
とによつて生ずる。室温に急冷後に合金を通常
600℃〜850℃の範囲内の温度で約24時間までの期
間１回または２回以上の時効処理が施される。こ
のような時効熱処理はγ′相（これは合金の結晶粒
内にかなり均一に分散したNi3（Ti，Ａ）とし
て普通思われている）を析出させる効果がある。
合金が析出硬化すると応力破壊試験ならびに短時
間引張り試験によつて測定した時に最適の強度と
最適の延性との組合わせが得られる。不幸にして
合金類はこの状態において、及びその後例えば原
子炉環境中で中性子の照射の影響下におかれると
観察される機械的性質に著しい変化を生ずるこれ
らの変化の主要なものは合金が膨潤し、その結
果、密度が変化することである。これに加えて、
これまで良好な延性を示していたこれらの合金が
原子炉の中性子の影響を受けると極めてもろくな
つてしまうことが見出された。意外にも、これら
の同じ合金を標準の溶体化処理温度にした後で冷
間圧延して10％〜60％の間の断面積の圧下を行
い、その後で冷間加工した状態の合金を中性子の
作用下におくと、これらの合金の膨潤性に大きな
改善が観察されるだけでなく、更に重要なことは
これらの同じ合金が円板曲げ試験で測定すると放
射線照射後も高度の延性を示すことが判明した。 この発明による照射後の延性を改善する方法は
950℃〜1150℃の範囲内の温度で約１時間までの
期間溶体化処理し、その後で溶体化処理した合金
を冷間加工して約10％〜約60％、更に好ましくは
約15％〜約30％の断面積の圧下を行うことからな
る。冷間圧延により約20％〜約25％の断面積の圧
下を行う時にすぐれた結果が得られる。冷間圧延
の仕方は重要ではない。この点について、平らな
製品を所望する場合には溶体化処理した合金を冷
間圧延して上述の範囲内の断面積の圧下、すなわ
ち通常は単に合金の厚さを薄くすることによつて
断面積の圧下を行い、他方、例えば管状製品を所
望する場合には業界において周知のようにダイの
開口と管との間に置かれた心金を備えたダイを通
して管を引抜くことによつて行ことができること
に留意されたい。合金は溶体化処理された状態に
あるから冷間加工処理能力は通常最適であり、従
つて上述の断面積圧下は被処理合金の応力解除熱
処理を中間に要することなく容易に達成できる。
放射線照射後の延性の改善を更に明瞭に示すため
に析出硬化性合金における膨潤の減少についての
冷間加工の効果を記載している第１表を参照され
たい。「φt」なる見出しの欄は合金が照射を受け
た全影響力を示し、「温度」の欄は照射温度を示
す。最後の欄〔Δρ／ρ（％）〕は密度変化率（％）
を示し、表下記の「STA」とは従来技術による
溶体化処理とそれに続いて行う時効処理とからな
る先行技術による熱処理を示し、「CW」は25％
または30％の冷間加工処理を示す。
性を改善する方法、更に詳しくはγ′焼入析出反応
を受けたこれらの合金に関する。一般に、これら
の合金は溶体化処理し、析出硬化した時に強度と
延性とを最適の組合わせを発現することが見出さ
れており、このような溶体化処理は通常約950℃
を越える温度で行われ、溶体化処理後に合金はそ
のような溶体化処理温度から室温に急冷される。
析出硬化機構に入る成分のすべてを固溶体中に溶
解することが溶体化処理温度の機能である。この
場合オーステナイト相組織中の鉄−ニツケル−ク
ロム地は固溶体であり、この固溶体中にチタンや
アルミニウムのような成分が固溶される。これら
の合金は室温への急冷後に約600℃〜約825℃の温
度に不連続的ないくつかの期間加熱され、その間
にチタン、アルミニウム及びニツケルが固溶体か
ら通常Ni3（Ti，Ａ）の形態で析出する。この
組織はγ′構造として知られ、強度と延性との最適
の組合わせをもつ合金を得るのに有効である。 これとは異つて、この発明は合金を有利にその
最も加工しやすい状態となす溶体化処理の後で合
金を冷間加工して約10％〜約60％の断面積の圧下
を行い、冷間加工すると合金を原子炉（ここでは
原子炉の動作中構成要素は強い作用をうける）に
使用するのに望ましくするのに充分な強度と放射
線照射後の延性を示すことができるとの予想しな
かつた知見に基ずくものである。 従つて、この発明は析出硬化性合金を950℃〜
1150℃の範囲内で温度で溶体化処理し、その後で
合金を冷間圧延して10％〜60％の断面積の圧下を
行うことを特徴とする、析出硬化性合金の放射線
被照射後の延性を改善する方法にある。 この発明により処理される合金は通常ニツケル
25％〜45％、クロム８％〜15％、モリブデン3.5
％まで、チタン0.3％〜3.5％、アルミニウム1.5％
〜3.5％、ケイ素１％まで、ジルコニウム１％ま
で、ニオブ４％まで、ホウ素0.01％まで、炭素
0.05％まで及び残余は鉄及び付随する不純物から
なる組成をもつ。上述の範囲内に入る組成をもつ
合金は熱処理するとγ′析出硬化機構を受ける。
γ′相は合金のオーステナイト相から析出し、こう
して析出して実質上オーステナイト地全体に分散
して強度と延性との最適の組合わせをもつ合金を
生ずる。析出硬化反応は合金を通常950℃〜1150
℃内の温度で溶体化処理することによつて開始さ
れ、合金成分全部が溶解したら室温に急冷するこ
とによつて生ずる。室温に急冷後に合金を通常
600℃〜850℃の範囲内の温度で約24時間までの期
間１回または２回以上の時効処理が施される。こ
のような時効熱処理はγ′相（これは合金の結晶粒
内にかなり均一に分散したNi3（Ti，Ａ）とし
て普通思われている）を析出させる効果がある。
合金が析出硬化すると応力破壊試験ならびに短時
間引張り試験によつて測定した時に最適の強度と
最適の延性との組合わせが得られる。不幸にして
合金類はこの状態において、及びその後例えば原
子炉環境中で中性子の照射の影響下におかれると
観察される機械的性質に著しい変化を生ずるこれ
らの変化の主要なものは合金が膨潤し、その結
果、密度が変化することである。これに加えて、
これまで良好な延性を示していたこれらの合金が
原子炉の中性子の影響を受けると極めてもろくな
つてしまうことが見出された。意外にも、これら
の同じ合金を標準の溶体化処理温度にした後で冷
間圧延して10％〜60％の間の断面積の圧下を行
い、その後で冷間加工した状態の合金を中性子の
作用下におくと、これらの合金の膨潤性に大きな
改善が観察されるだけでなく、更に重要なことは
これらの同じ合金が円板曲げ試験で測定すると放
射線照射後も高度の延性を示すことが判明した。 この発明による照射後の延性を改善する方法は
950℃〜1150℃の範囲内の温度で約１時間までの
期間溶体化処理し、その後で溶体化処理した合金
を冷間加工して約10％〜約60％、更に好ましくは
約15％〜約30％の断面積の圧下を行うことからな
る。冷間圧延により約20％〜約25％の断面積の圧
下を行う時にすぐれた結果が得られる。冷間圧延
の仕方は重要ではない。この点について、平らな
製品を所望する場合には溶体化処理した合金を冷
間圧延して上述の範囲内の断面積の圧下、すなわ
ち通常は単に合金の厚さを薄くすることによつて
断面積の圧下を行い、他方、例えば管状製品を所
望する場合には業界において周知のようにダイの
開口と管との間に置かれた心金を備えたダイを通
して管を引抜くことによつて行ことができること
に留意されたい。合金は溶体化処理された状態に
あるから冷間加工処理能力は通常最適であり、従
つて上述の断面積圧下は被処理合金の応力解除熱
処理を中間に要することなく容易に達成できる。
放射線照射後の延性の改善を更に明瞭に示すため
に析出硬化性合金における膨潤の減少についての
冷間加工の効果を記載している第１表を参照され
たい。「φt」なる見出しの欄は合金が照射を受け
た全影響力を示し、「温度」の欄は照射温度を示
す。最後の欄〔Δρ／ρ（％）〕は密度変化率（％）
を示し、表下記の「STA」とは従来技術による
溶体化処理とそれに続いて行う時効処理とからな
る先行技術による熱処理を示し、「CW」は25％
または30％の冷間加工処理を示す。
【表】
【表】
第１表に示されるデータを見れば、合金が冷間
加工処理された状態では放射線照射後も合金が僅
かに高密度化することが注目される。これは
Δρ／ρ°（％）の負の値によつて示され、このこと
自体が合金が中性子照射の影響力を受けた時にこ
れらの合金の膨潤傾向を低下させるのに有効であ
ることを示すものである。しかし恐らく最もきわ
立つた結果は円板曲げ試験に関するものである。
円板試験は米国特許第4578130号明細書〔米国特
許願180770号（1980年８月22日出願）〕 に一層詳細に記載されている。第２表に示した合
金をそこに記載した熱処理にかけたが、曲げ延性
結果はこの発明により処理した合金の熱機械的処
理のすぐれた性質を示している。第２表中の曲げ
延性（％）の項のITとは照射温度（℃）である。
加工処理された状態では放射線照射後も合金が僅
かに高密度化することが注目される。これは
Δρ／ρ°（％）の負の値によつて示され、このこと
自体が合金が中性子照射の影響力を受けた時にこ
れらの合金の膨潤傾向を低下させるのに有効であ
ることを示すものである。しかし恐らく最もきわ
立つた結果は円板曲げ試験に関するものである。
円板試験は米国特許第4578130号明細書〔米国特
許願180770号（1980年８月22日出願）〕 に一層詳細に記載されている。第２表に示した合
金をそこに記載した熱処理にかけたが、曲げ延性
結果はこの発明により処理した合金の熱機械的処
理のすぐれた性質を示している。第２表中の曲げ
延性（％）の項のITとは照射温度（℃）である。
【表】
時
間
上記データから、中性子照射の作用を受けた時
にもこれらの合金は非常によい性能を示すことは
明らかである。合金は通常冷間加工のために歪み
時効の結果として必要な強度特性を持つけれども
円板曲げ試験によつて示された延性ならびに耐膨
張性は従来技術の合金に使用されてきた溶体化処
理プラス析出硬化による状態にまさる改善を示す
ことに留意されたい。
間
上記データから、中性子照射の作用を受けた時
にもこれらの合金は非常によい性能を示すことは
明らかである。合金は通常冷間加工のために歪み
時効の結果として必要な強度特性を持つけれども
円板曲げ試験によつて示された延性ならびに耐膨
張性は従来技術の合金に使用されてきた溶体化処
理プラス析出硬化による状態にまさる改善を示す
ことに留意されたい。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ (a)950℃〜1150℃の範囲内の温度で１時間ま
での期間溶体化処理した後、(b)前記(a)の溶体化処
理後に中間処理工程なしに冷間加工して10％〜60
％の断面積の圧下を行つてなる、重量％で表して
ニツケル25％〜45％、クロム８％〜15％、モリブ
デン3.5％まで、チタン0.3％〜3.5％、アルミニウ
ム1.5％〜3.5％、ケイ素１％まで、ジルコニウム
１％まで、ニオブ４％まで、ホウ素0.01％まで、
炭素0.05％まで及び残余は鉄及び付随する不純物
からなるγ′析出硬化性合金の使用方法において、
前記合金を前記冷間加工後に熱処理工程を施すこ
となく冷間加工状態で原子炉の運転中原子炉中で
中性子放射線で照射される構造部材として使用す
ることを特徴とする、γ′析出硬化性合金の使用方
法。 ２ 冷間加工が冷間圧延による15％〜30％の間の
断面積の圧下である特許請求の範囲第１項記載の
方法。 ３ 冷間加工が20％〜25％の間の断面積の圧下で
ある特許請求の範囲第１項記載の方法。 ４ (a)950℃〜1150℃の範囲内の温度で１時間ま
での期間溶体化処理した後、(b)前記(a)の溶体化処
理後に中間処理工程なしに冷間加工して10％〜60
％の断面積の圧下を行つてなる、重量％で表して
ニツケル25％、クロム8.4％、モリブデン1.0％、
チタン3.3％、アルミニウム1.7％、ケイ素１％、
マンガン1.0％、ニオブ0.05％、ホウ素0.001％、
炭素0.04％、鉄58.5％及び残余は付随する不純物
からなるγ′析出硬化性合金の使用方法において、
前記合金を前記冷間加工後に熱処理工程を施すこ
となく冷間加工状態で原子炉の運転中原子炉中で
中性子放射線で照射される構造部材として使用す
ることを特徴とする、γ′析出硬化性合金の使用方
法。 ５ (a)950℃〜1150℃の範囲内の温度で１時間ま
での期間溶体化処理した後、(b)前記(a)の溶体化処
理後に中間処理工程なしに冷間加工して10％〜60
％の断面積の圧下を行つてなる、重量％で表して
ニツケル45％、クロム12％、モリブデン0.1％、
チタン1.8％、アルミニウム0.4％、ケイ素0.4％、
マンガン0.3％、ニオブ3.6％、ホウ素0.05％、炭
素0.03％、鉄36.0％及び残余は付随する不純物か
らなるγ′析出硬化性合金の使用方法において、前
記合金を前記冷間加工後に熱処理工程を施すこと
なく冷間加工状態で原子炉の運転中原子炉中で中
性子放射線で照射される構造部材として使用する
ことを特徴とする、γ′析出硬化性合金の使用方
法。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/248,121 US4359350A (en) | 1981-03-27 | 1981-03-27 | High post-irradiation ductility thermomechanical treatment for precipitation strengthened austenitic alloys |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57161028A JPS57161028A (en) | 1982-10-04 |
| JPH0147525B2 true JPH0147525B2 (ja) | 1989-10-16 |
Family
ID=22937761
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP56189385A Granted JPS57161028A (en) | 1981-03-27 | 1981-11-27 | Improvement of radiation ductility for deposition hardenable alloy |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4359350A (ja) |
| EP (1) | EP0062128B1 (ja) |
| JP (1) | JPS57161028A (ja) |
| DE (1) | DE3176744D1 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4494987A (en) * | 1982-04-21 | 1985-01-22 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Precipitation hardening austenitic superalloys |
| US4649086A (en) * | 1985-02-21 | 1987-03-10 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Low friction and galling resistant coatings and processes for coating |
| JP2659373B2 (ja) * | 1987-07-21 | 1997-09-30 | 日立金属株式会社 | 高温ボルト用素材の製造方法 |
| JP2581917Y2 (ja) * | 1992-11-27 | 1998-09-24 | 三菱自動車工業株式会社 | 変速機の操作装置 |
| US8815146B2 (en) * | 2012-04-05 | 2014-08-26 | Ut-Battelle, Llc | Alumina forming iron base superalloy |
| WO2017177233A2 (en) * | 2016-04-08 | 2017-10-12 | Northwestern University | Optimized gamma-prime strengthened austenitic trip steel and designing methods of same |
| US11479836B2 (en) | 2021-01-29 | 2022-10-25 | Ut-Battelle, Llc | Low-cost, high-strength, cast creep-resistant alumina-forming alloys for heat-exchangers, supercritical CO2 systems and industrial applications |
| US11866809B2 (en) | 2021-01-29 | 2024-01-09 | Ut-Battelle, Llc | Creep and corrosion-resistant cast alumina-forming alloys for high temperature service in industrial and petrochemical applications |
Family Cites Families (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB1055317A (en) * | 1963-04-10 | 1967-01-18 | Atomic Energy Authority Uk | Improvements in or relating to heat treatment of steel |
| GB1057168A (en) * | 1964-07-08 | 1967-02-01 | Atomic Energy Authority Uk | Improvements in or relating to heat treatment of metals |
| US3432291A (en) * | 1964-12-18 | 1969-03-11 | Int Nickel Co | Low alloy steel particularly suitable for cold forging |
| US3473973A (en) * | 1965-05-13 | 1969-10-21 | Mitsubishi Atomic Power Ind | Process of treating stainless steels |
| US3573109A (en) * | 1969-04-24 | 1971-03-30 | Atomic Energy Commission | Production of metal resistant to neutron irradiation |
| US3723193A (en) * | 1970-10-27 | 1973-03-27 | Atomic Energy Commission | Process for producing a fine-grained 316 stainless steel tubing containing a uniformly distributed intragranular carbide phase |
| FR2175526A1 (en) * | 1972-03-13 | 1973-10-26 | Siderurgie Fse Inst Rech | Heat treatment of stainless steel - contg boron and having austenitic grain structure |
| US3740274A (en) * | 1972-04-20 | 1973-06-19 | Atomic Energy Commission | High post-irradiation ductility process |
| DE2415881A1 (de) * | 1974-04-02 | 1975-10-23 | Kernforschung Gmbh Ges Fuer | Verfahren zur herstellung von metallischen huellwerkstoffen fuer schnelle reaktoren |
| JPS5241116A (en) * | 1975-09-29 | 1977-03-30 | Hitachi Ltd | Production process of rotary drum for centrifugal separator for concen tration uranium |
| JPS5262119A (en) * | 1975-11-19 | 1977-05-23 | Hitachi Ltd | Process for producing rotor of centrifugal separator used for concentr ation of uranium |
| JPS5292818A (en) * | 1976-02-02 | 1977-08-04 | Hitachi Ltd | Production of material for axis of centrifugal separator for concentra tion of uranium |
| US4225363A (en) * | 1978-06-22 | 1980-09-30 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Method for heat treating iron-nickel-chromium alloy |
| DE2833339C2 (de) * | 1978-07-29 | 1983-12-15 | Kernforschungszentrum Karlsruhe Gmbh, 7500 Karlsruhe | Verfahren zur Gefügeverbesserung von gezogenen Rohren aus austenitischen Chrom-nickel-Stählen |
| GB2058834B (en) * | 1979-07-27 | 1984-07-25 | Westinghouse Electric Corp | Method for heat treating iron-nickel-chromium alloys |
-
1981
- 1981-03-27 US US06/248,121 patent/US4359350A/en not_active Expired - Fee Related
- 1981-11-27 DE DE8181305620T patent/DE3176744D1/de not_active Expired
- 1981-11-27 JP JP56189385A patent/JPS57161028A/ja active Granted
- 1981-11-27 EP EP81305620A patent/EP0062128B1/en not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57161028A (en) | 1982-10-04 |
| EP0062128A1 (en) | 1982-10-13 |
| EP0062128B1 (en) | 1988-05-18 |
| US4359350A (en) | 1982-11-16 |
| DE3176744D1 (en) | 1988-06-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4092181A (en) | Method of imparting a fine grain structure to aluminum alloys having precipitating constituents | |
| US3645800A (en) | Method for producing wrought zirconium alloys | |
| JPS5822364A (ja) | ジルコニウム基合金の製造法 | |
| JPS60100655A (ja) | 耐応力腐食割れ性のすぐれた高Ｃｒ含有Νｉ基合金部材の製造法 | |
| Kohl et al. | Thermal stability of the superalloys Inconel 625 and Nimonic 86 | |
| JPH0147525B2 (ja) | ||
| US3347715A (en) | Heat treatment of steel | |
| JPS6325062B2 (ja) | ||
| US2412447A (en) | Working and treating be-cu alloys | |
| JPH0435550B2 (ja) | ||
| US3341373A (en) | Method of treating zirconium-base alloys | |
| EP0092623B1 (en) | Precipitation hardening austenitic superalloys | |
| JPS5825467A (ja) | ジリコニウム基合金のクラツド管の製造方法 | |
| US4359349A (en) | Method for heat treating iron-nickel-chromium alloy | |
| US3669759A (en) | Thermomechanical treatment for improving ductility of carbide-stabilized austenite stainless steel | |
| US4435231A (en) | Cold worked ferritic alloys and components | |
| US3804680A (en) | Method for inducing resistance to embrittlement by neutron irradiation and products formed thereby | |
| JPS5822365A (ja) | ジルコニウム基合金の製造方法 | |
| US3194693A (en) | Process for increasing mechanical properties of titanium alloys high in aluminum | |
| JPS5822366A (ja) | ジルコニウム基合金の製造法 | |
| JPH0421746B2 (ja) | ||
| JPS6026650A (ja) | 原子炉燃料用被覆管 | |
| JP3841290B2 (ja) | β型チタン合金の製造方法およびその製造方法により製造したβ型チタン合金 | |
| RU1822442C (ru) | Способ обработки сплавов системы алюминий-медь-литий | |
| HAYES | by Heat-treatment and Alloying |