JPH0372705B2 - - Google Patents
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- JPH0372705B2 JPH0372705B2 JP5963782A JP5963782A JPH0372705B2 JP H0372705 B2 JPH0372705 B2 JP H0372705B2 JP 5963782 A JP5963782 A JP 5963782A JP 5963782 A JP5963782 A JP 5963782A JP H0372705 B2 JPH0372705 B2 JP H0372705B2
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- Japan
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- less
- stress corrosion
- corrosion cracking
- heat treatment
- temperature
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- Heat Treatment Of Nonferrous Metals Or Alloys (AREA)
Description
本発明は、Ni−Cr合金、特に25〜35％Crを含
むNi基合金の耐応力腐食割れ性を改善するため
の熱処理法に関する。 Crを含有するNi基合金は、元来、耐応力腐食
割れ性にすぐれた材料である。それ故、化学プラ
トンで使用される熱交換器用チユーブあるいは加
圧水型原子炉の蒸気発生器管のように、極度に応
力腐食割れを嫌う部品はAlloy600（75％Ni、15％
Cr、８％Fe）等高CrのNi基合金が使用されてい
る。ところが上記Alloy600であつても原子炉の
蒸気発生器管に使用する場合、使用条件如何では
応力腐食割れを生じる場合がある。 この応力腐食割れはおよそ引張応力の存在、使
用する環境条件に由来する要因、および材料自体
の要因の３要素が揃つたときに発生するのであ
り、その１要素でも完全に除去すれば、この割れ
は防止できるものである。しかし、例えば上記の
蒸気発生器に使用する場合には表面研摩および曲
げ加工残留応力、また原子炉運転時の熱応力等に
よる引張応力は不可避なものである。さらに、使
用環境に起因する要因についても、使用する水に
ついて非常に厳格な水質管理を行つているが、そ
れにもかかわらずそのような要因を完全には排除
し難い。 従つて、応力腐食割れの防止は、材料の特性自
体を改善し応力腐食割れ感受性を下げることが最
善の方法である。 ところがCrを25〜35％も含有する高Ni合金で
はＣの固溶量が極度に小さいため精錬過程でＣ含
有量を可能なかぎり低下させても、後の溶接施工
などの工程でCr炭化物が主として結晶粒界に析
出するため、結晶粒界におけるCrの欠乏層が形
成されてその部分の耐食性が劣化する。 例えば、前述した蒸気発生器のような製品で
は、通常900〜1150℃での最終焼鈍を行うので、
その冷却時あるいは溶接施工時または使用時
（300〜450℃）に結晶粒界にCr炭化物の析出がみ
られCr欠乏層が形成されて耐応力腐食割れ性が
劣化する。 このようにこの粒界型応力腐食割れの原因が
Cr欠乏層の形成にあるので、Cr炭化物の析出を
防止することによつて、あるいは一旦形成された
Cr欠乏層を回復させることによつて応力腐食割
れを防止できる。 したがつて、このCr炭化物の析出防止には冷
却速度を速くする方法がまず考えられるが、工業
的に達成し得る冷却速度でCr炭化物の析出を完
全に防止することは困難である。また、すでに析
出したCr炭化物を所定温度で長時間加熱するこ
とによりCr欠乏層へその周辺からCrの拡散を図
りCr欠乏層を修復する方法は応力腐食割れ感受
性を下げるのに有効であるが、加熱処理後の冷却
時に再びCr欠乏層を形成せしめることがある。 ここに、最終焼鈍後あるいはそれに続く恒温処
理後の冷却時にCr炭化物が粒界に析出してCr欠
乏層が形成され耐応力腐食割れ性が劣化すること
に着目し、本発明者らが種々検討したところ、25
〜35％Crという高CrのNi基合金にあつても、Ｃ
含有量と最終焼鈍温度との関係が適正でないため
最終焼鈍後の冷却後あるいはその後行なわれる
Cr炭化物析出を目的とした熱処理後の冷却時に
再びCr欠乏層が形成されてしまい、応力腐食割
れ感受性が上がるとの知見を得、さらに実験を重
ねたところ合金中のＣ含有量ならびにＮ含有量と
最終焼鈍温度を規制することによつて、最終焼鈍
を行ない、次いで上記のCr炭化物析出を目的と
した熱処理でCr欠乏層の修復を行うことにより、
冷却時に再びCr欠乏層が形成されるのを防止で
きることを見い出して本発明を完成した。 よつて、本発明の要旨とするところは、 Ｃ：0.015〜0.050％、Si：1.0％以下、Mn：1.0
％以下、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、
Cr：25〜35％、Ｎ：0.020％以下、Ti：0.01〜1.0
％、Fe：6.0〜10.0％ さらに所望により、Al：0.01〜1.0％、残部不
可避不純物を含むNiから成るNi−Cr合金を添付
図面の第１図のＡ（0.015、950）、Ｂ（0.05、
1000）、Ｃ（0.05、900）およびＤ（0.015、850）の
各点で囲まれる範囲内の条件下で焼鈍しさらに添
付図面の第２図のＥ（0.5、850）、Ｆ（100、850）、
Ｇ（100、600）およびＨ（１、600）の各点で囲ま
れる範囲内の条件下で600〜850℃の温度範囲に
0.5〜100時間保持することを特徴とする、耐応力
腐食割れ性を改善するNi−Cr合金の熱処理法で
ある。 すなわち、本発明にあつては、合金中のＣ含有
量およびＮ含有量を制限することによつてまず
Cr炭化物の形成を可及的に抑制するとともに、
焼鈍条件およびそれに続く熱処理条件を規定する
ことによつて、むしろ粒内にCr炭化物を析出さ
せて粒界に析出する炭化物を少なくし耐応力腐食
割れ性の劣化防止を図るのである。 本発明において合金の組成範囲を上記のように
制限した理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃは耐応力腐食割れ性に有害な元素であるた
め本発明にあつてはＣ量を0.015％〜0.050％に
限定する。0.015％未満では本発明により最終
焼鈍および、恒温熱処理によつて耐応力腐食割
れ性を改善するには十分でない。 Si、Mn：これらはいずれも脱酸元素であり、そ
れぞれ1.0％以下の添加が必要である1.0％を越
えると合金の清浄度を低下させる。 Al：Alも脱酸元素であるが、本発明の場合、こ
れは所望成分であつて添加するときは0.01〜
1.0％とする。1.0％を越えると合金の清浄度を
低下させる。 Cr：Crは耐食性向上に必須の元素であり、25％
未満では本発明において要求される程度の耐食
性が確保されない。一方、35％を越えると熱間
加工性が著しく劣化する。よつて本発明では
Cr含有量を25〜35％に限定する。 Ｐ、Ｓ：これらの元素は一般に熱間加工性を害す
るが、0.030％以下では熱間加工に何ら実質的
な作用を及ぼすことがないため本発明ではそれ
ぞれ0.030％以下に限定する。 Ti：Tiは0.01％以上添加することによつて熱間
加工性を向上させるが、一方、1.0％を越えて
添加してもその効果が飽和するためTiは0.01〜
1.0％とする。 Ｎ：Ｎは耐食性を劣化させる元素であり、また
Crの粒界析出を促進するため本発明では0.020
％以下に制限する。 Fe：Feは熱間加工性を確保するために6.0％以上
の添加を必要とするが10％を越えると耐食性の
低下がみられるのでFe6.0〜10％に限定する。 Ni：Niは耐食性向上に有効な元素であり特に
NaOHを含む高温高圧水中（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に
Ni≧50％が必要である。 かかる組成を有する合金は次いで最終焼鈍およ
び恒温熱処理つまり安定化熱処理に付す。すなわ
ち、後に詳述するＸ軸をＣ含有量（％）、Ｙ軸を
最終焼鈍温度（℃）とする第１図のグラフにおい
て、Ａ（0.015、950）、Ｂ（0.05、1000）、Ｃ（0.05、
900）およびＤ（0.015、850）の４点で囲まれる範
囲内のＣ含有量によつて決まる最終焼鈍温度で熱
処理を行う。 第１図において、直線DAより低Ｃ含有量すな
わちＣ量0.015％以下ではすでに説明したように、
母材における耐応力腐食割れ性が低く実用的でな
く、直線BCより高いＣ含有量すなわちＣ量0.05
％以上では耐応力腐食割れ性が劣化するのでＣ量
は0.015％〜0.05％の範囲がよい。また、直線AB
より高温で焼鈍すると、母材において応力腐食割
れ感受性が上昇し、一方、直線DCより低温で焼
鈍すると再結晶が十分に行なわれない。故に直線
AB、BC、CD、DAの４直線に囲まれる範囲内
が適当である。 つづいて、Cr炭化物を粒内に十分に析出させ、
Cr欠乏層を修復させる恒温熱処理を600℃から
850℃の温度域内に限定するのは、600℃未満では
Cr欠乏層の修復に長時間を要して操業経済上不
利であるためであり、850℃を越えるとこの炭化
物の析出が少なく先の効果が飽和してしまいむし
ろ使用中に固溶Ｃが炭化物として粒界に析出する
ために、Cr欠乏層を生じ耐応力腐食割れ性が劣
化するためである。次いで恒温熱処理時間を0.5
〜100時間に限定したのはNi基合金のＣの含有量
の違いあるいは焼鈍条件の違いによつてその処理
時間に差が生じるためであり、そして、その処理
時間はCr欠乏層が修復されるに十分な時間とす
る。いずれにしても粒内及び一部粒界にCr炭化
物が十分に析出するのに必要なだけ恒温熱処理す
る。なおCr欠乏層の修復の完了を判定するには
該熱処理後室温まで100℃／minより速い速度で
冷却した材料を沸騰65％HNO3液中に48時間浸漬
し、そして腐食速度が0.5ｇ／m2hr以下であれば
十分な修復がなされていると考える。 さらに本発明による熱処理法の実施例をもつ
て、前記限定理由およびその効果をさらに明らか
にする。なお以下の実施例は単に本発明を説明す
るために示すものであつて、本発明がそれにのみ
制限されるものでないことは当業者にとつては明
らかであろう。 実施例 第１表に合金組成を示す各種供試材を17Kg真空
炉で溶製し、得られた鋳塊に従来法に従つて鍛
造、熱間圧延そして熱処理を施してから30％冷間
加工し最終焼鈍を875〜1000℃で行ない、さらに
850℃〜600℃の恒温熱処理を行なつた。各供試材
から２mm（厚）×10mm（幅）×75mm（長さ）の応力
腐食割れ試験片を採取した。これらの応力腐食割
れ試験片はエメリー紙320番で研摩後、Ｕ字型に
曲げてＵ−ベンド試験片としそれらをオートクレ
ーブ（高温高圧容器）を用いて318℃で50％
NaOH（苛性ソーダ）溶液中で2000時間の浸漬試
験に供した。試験後、応力腐食割れの深さに顕微
鏡で測定した。 このようにして得られた結果を第２表にまとめ
て示す。さらにこれらのデータを焼鈍条件および
恒温熱処理条件をもとに整理すると第１図および
第２図のグラフが得られる。
むNi基合金の耐応力腐食割れ性を改善するため
の熱処理法に関する。 Crを含有するNi基合金は、元来、耐応力腐食
割れ性にすぐれた材料である。それ故、化学プラ
トンで使用される熱交換器用チユーブあるいは加
圧水型原子炉の蒸気発生器管のように、極度に応
力腐食割れを嫌う部品はAlloy600（75％Ni、15％
Cr、８％Fe）等高CrのNi基合金が使用されてい
る。ところが上記Alloy600であつても原子炉の
蒸気発生器管に使用する場合、使用条件如何では
応力腐食割れを生じる場合がある。 この応力腐食割れはおよそ引張応力の存在、使
用する環境条件に由来する要因、および材料自体
の要因の３要素が揃つたときに発生するのであ
り、その１要素でも完全に除去すれば、この割れ
は防止できるものである。しかし、例えば上記の
蒸気発生器に使用する場合には表面研摩および曲
げ加工残留応力、また原子炉運転時の熱応力等に
よる引張応力は不可避なものである。さらに、使
用環境に起因する要因についても、使用する水に
ついて非常に厳格な水質管理を行つているが、そ
れにもかかわらずそのような要因を完全には排除
し難い。 従つて、応力腐食割れの防止は、材料の特性自
体を改善し応力腐食割れ感受性を下げることが最
善の方法である。 ところがCrを25〜35％も含有する高Ni合金で
はＣの固溶量が極度に小さいため精錬過程でＣ含
有量を可能なかぎり低下させても、後の溶接施工
などの工程でCr炭化物が主として結晶粒界に析
出するため、結晶粒界におけるCrの欠乏層が形
成されてその部分の耐食性が劣化する。 例えば、前述した蒸気発生器のような製品で
は、通常900〜1150℃での最終焼鈍を行うので、
その冷却時あるいは溶接施工時または使用時
（300〜450℃）に結晶粒界にCr炭化物の析出がみ
られCr欠乏層が形成されて耐応力腐食割れ性が
劣化する。 このようにこの粒界型応力腐食割れの原因が
Cr欠乏層の形成にあるので、Cr炭化物の析出を
防止することによつて、あるいは一旦形成された
Cr欠乏層を回復させることによつて応力腐食割
れを防止できる。 したがつて、このCr炭化物の析出防止には冷
却速度を速くする方法がまず考えられるが、工業
的に達成し得る冷却速度でCr炭化物の析出を完
全に防止することは困難である。また、すでに析
出したCr炭化物を所定温度で長時間加熱するこ
とによりCr欠乏層へその周辺からCrの拡散を図
りCr欠乏層を修復する方法は応力腐食割れ感受
性を下げるのに有効であるが、加熱処理後の冷却
時に再びCr欠乏層を形成せしめることがある。 ここに、最終焼鈍後あるいはそれに続く恒温処
理後の冷却時にCr炭化物が粒界に析出してCr欠
乏層が形成され耐応力腐食割れ性が劣化すること
に着目し、本発明者らが種々検討したところ、25
〜35％Crという高CrのNi基合金にあつても、Ｃ
含有量と最終焼鈍温度との関係が適正でないため
最終焼鈍後の冷却後あるいはその後行なわれる
Cr炭化物析出を目的とした熱処理後の冷却時に
再びCr欠乏層が形成されてしまい、応力腐食割
れ感受性が上がるとの知見を得、さらに実験を重
ねたところ合金中のＣ含有量ならびにＮ含有量と
最終焼鈍温度を規制することによつて、最終焼鈍
を行ない、次いで上記のCr炭化物析出を目的と
した熱処理でCr欠乏層の修復を行うことにより、
冷却時に再びCr欠乏層が形成されるのを防止で
きることを見い出して本発明を完成した。 よつて、本発明の要旨とするところは、 Ｃ：0.015〜0.050％、Si：1.0％以下、Mn：1.0
％以下、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、
Cr：25〜35％、Ｎ：0.020％以下、Ti：0.01〜1.0
％、Fe：6.0〜10.0％ さらに所望により、Al：0.01〜1.0％、残部不
可避不純物を含むNiから成るNi−Cr合金を添付
図面の第１図のＡ（0.015、950）、Ｂ（0.05、
1000）、Ｃ（0.05、900）およびＤ（0.015、850）の
各点で囲まれる範囲内の条件下で焼鈍しさらに添
付図面の第２図のＥ（0.5、850）、Ｆ（100、850）、
Ｇ（100、600）およびＨ（１、600）の各点で囲ま
れる範囲内の条件下で600〜850℃の温度範囲に
0.5〜100時間保持することを特徴とする、耐応力
腐食割れ性を改善するNi−Cr合金の熱処理法で
ある。 すなわち、本発明にあつては、合金中のＣ含有
量およびＮ含有量を制限することによつてまず
Cr炭化物の形成を可及的に抑制するとともに、
焼鈍条件およびそれに続く熱処理条件を規定する
ことによつて、むしろ粒内にCr炭化物を析出さ
せて粒界に析出する炭化物を少なくし耐応力腐食
割れ性の劣化防止を図るのである。 本発明において合金の組成範囲を上記のように
制限した理由は次の通りである。 Ｃ：Ｃは耐応力腐食割れ性に有害な元素であるた
め本発明にあつてはＣ量を0.015％〜0.050％に
限定する。0.015％未満では本発明により最終
焼鈍および、恒温熱処理によつて耐応力腐食割
れ性を改善するには十分でない。 Si、Mn：これらはいずれも脱酸元素であり、そ
れぞれ1.0％以下の添加が必要である1.0％を越
えると合金の清浄度を低下させる。 Al：Alも脱酸元素であるが、本発明の場合、こ
れは所望成分であつて添加するときは0.01〜
1.0％とする。1.0％を越えると合金の清浄度を
低下させる。 Cr：Crは耐食性向上に必須の元素であり、25％
未満では本発明において要求される程度の耐食
性が確保されない。一方、35％を越えると熱間
加工性が著しく劣化する。よつて本発明では
Cr含有量を25〜35％に限定する。 Ｐ、Ｓ：これらの元素は一般に熱間加工性を害す
るが、0.030％以下では熱間加工に何ら実質的
な作用を及ぼすことがないため本発明ではそれ
ぞれ0.030％以下に限定する。 Ti：Tiは0.01％以上添加することによつて熱間
加工性を向上させるが、一方、1.0％を越えて
添加してもその効果が飽和するためTiは0.01〜
1.0％とする。 Ｎ：Ｎは耐食性を劣化させる元素であり、また
Crの粒界析出を促進するため本発明では0.020
％以下に制限する。 Fe：Feは熱間加工性を確保するために6.0％以上
の添加を必要とするが10％を越えると耐食性の
低下がみられるのでFe6.0〜10％に限定する。 Ni：Niは耐食性向上に有効な元素であり特に
NaOHを含む高温高圧水中（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に
Ni≧50％が必要である。 かかる組成を有する合金は次いで最終焼鈍およ
び恒温熱処理つまり安定化熱処理に付す。すなわ
ち、後に詳述するＸ軸をＣ含有量（％）、Ｙ軸を
最終焼鈍温度（℃）とする第１図のグラフにおい
て、Ａ（0.015、950）、Ｂ（0.05、1000）、Ｃ（0.05、
900）およびＤ（0.015、850）の４点で囲まれる範
囲内のＣ含有量によつて決まる最終焼鈍温度で熱
処理を行う。 第１図において、直線DAより低Ｃ含有量すな
わちＣ量0.015％以下ではすでに説明したように、
母材における耐応力腐食割れ性が低く実用的でな
く、直線BCより高いＣ含有量すなわちＣ量0.05
％以上では耐応力腐食割れ性が劣化するのでＣ量
は0.015％〜0.05％の範囲がよい。また、直線AB
より高温で焼鈍すると、母材において応力腐食割
れ感受性が上昇し、一方、直線DCより低温で焼
鈍すると再結晶が十分に行なわれない。故に直線
AB、BC、CD、DAの４直線に囲まれる範囲内
が適当である。 つづいて、Cr炭化物を粒内に十分に析出させ、
Cr欠乏層を修復させる恒温熱処理を600℃から
850℃の温度域内に限定するのは、600℃未満では
Cr欠乏層の修復に長時間を要して操業経済上不
利であるためであり、850℃を越えるとこの炭化
物の析出が少なく先の効果が飽和してしまいむし
ろ使用中に固溶Ｃが炭化物として粒界に析出する
ために、Cr欠乏層を生じ耐応力腐食割れ性が劣
化するためである。次いで恒温熱処理時間を0.5
〜100時間に限定したのはNi基合金のＣの含有量
の違いあるいは焼鈍条件の違いによつてその処理
時間に差が生じるためであり、そして、その処理
時間はCr欠乏層が修復されるに十分な時間とす
る。いずれにしても粒内及び一部粒界にCr炭化
物が十分に析出するのに必要なだけ恒温熱処理す
る。なおCr欠乏層の修復の完了を判定するには
該熱処理後室温まで100℃／minより速い速度で
冷却した材料を沸騰65％HNO3液中に48時間浸漬
し、そして腐食速度が0.5ｇ／m2hr以下であれば
十分な修復がなされていると考える。 さらに本発明による熱処理法の実施例をもつ
て、前記限定理由およびその効果をさらに明らか
にする。なお以下の実施例は単に本発明を説明す
るために示すものであつて、本発明がそれにのみ
制限されるものでないことは当業者にとつては明
らかであろう。 実施例 第１表に合金組成を示す各種供試材を17Kg真空
炉で溶製し、得られた鋳塊に従来法に従つて鍛
造、熱間圧延そして熱処理を施してから30％冷間
加工し最終焼鈍を875〜1000℃で行ない、さらに
850℃〜600℃の恒温熱処理を行なつた。各供試材
から２mm（厚）×10mm（幅）×75mm（長さ）の応力
腐食割れ試験片を採取した。これらの応力腐食割
れ試験片はエメリー紙320番で研摩後、Ｕ字型に
曲げてＵ−ベンド試験片としそれらをオートクレ
ーブ（高温高圧容器）を用いて318℃で50％
NaOH（苛性ソーダ）溶液中で2000時間の浸漬試
験に供した。試験後、応力腐食割れの深さに顕微
鏡で測定した。 このようにして得られた結果を第２表にまとめ
て示す。さらにこれらのデータを焼鈍条件および
恒温熱処理条件をもとに整理すると第１図および
第２図のグラフが得られる。
【表】
【表】
第１図は焼鈍温度とＣ量とに関連させて最大割
れ深さをプロツトしたグラフ；および第２図は恒
温熱処理温度と保持時間とに関連させて最大割れ
深さをプロツトしたグラフである。
れ深さをプロツトしたグラフ；および第２図は恒
温熱処理温度と保持時間とに関連させて最大割れ
深さをプロツトしたグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.015〜0.050％、Si：1.0％以下、Mn：
1.0％以下、Ｐ：0.030％以下、Ｓ：0.030％以下、
Cr：25〜35％、Ｎ：0.020％以下、Ti：0.01〜1.0
％、Fe：6.0〜10.0％ さらに所望により、Al：0.01〜1.0％、 残部不可避不純物を含むNiから成るNi−Cr合
金を添付図面の第１図のＡ（0.015、950）、Ｂ
（0.05、1000）、Ｃ（0.05、900）およびＤ（0.015、
850）の各点で囲まれる範囲内の条件下で焼鈍し
さらに添付図面の第２図のＥ（0.5、850）、Ｆ
（100、850）、Ｇ（100、600）およびＨ（１、600）
の各点で囲まれる範囲内の条件下で600〜850℃の
温度範囲に0.5〜100時間保持することを特徴とす
る、耐応力腐食割れ性を改善するNi−Cr合金の
熱処理法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5963782A JPS58177444A (ja) | 1982-04-12 | 1982-04-12 | Ｎｉ−Ｃｒ合金の熱処理法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5963782A JPS58177444A (ja) | 1982-04-12 | 1982-04-12 | Ｎｉ−Ｃｒ合金の熱処理法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58177444A JPS58177444A (ja) | 1983-10-18 |
| JPH0372705B2 true JPH0372705B2 (ja) | 1991-11-19 |
Family
ID=13118935
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5963782A Granted JPS58177444A (ja) | 1982-04-12 | 1982-04-12 | Ｎｉ−Ｃｒ合金の熱処理法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58177444A (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60245758A (ja) * | 1984-05-18 | 1985-12-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温アルカリ環境下での耐応力腐食割れ性に優れたニッケル基合金及びその製造法 |
| JPS61217561A (ja) * | 1985-03-25 | 1986-09-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ｎｉ基合金の製造方法 |
| US4798633A (en) * | 1986-09-25 | 1989-01-17 | Inco Alloys International, Inc. | Nickel-base alloy heat treatment |
| JPH06128671A (ja) * | 1992-10-16 | 1994-05-10 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐応力腐食割れ性に優れた合金 |
| ES2758825T3 (es) * | 2008-05-22 | 2020-05-06 | Nippon Steel Corp | Tubo de gran resistencia, basado en una aleación de Ni, para ser usado en plantas de energía nuclear y su proceso de producción |
| KR101130829B1 (ko) | 2009-03-19 | 2012-04-12 | 한국원자력연구원 | 니켈-베이스 합금 원전 구조재의 1차 계통수 응력 부식 균열 개시 방지 방법 |
| JP5675958B2 (ja) * | 2011-03-10 | 2015-02-25 | 三菱重工業株式会社 | 蒸気発生器用伝熱管、蒸気発生器及び原子力プラント |
-
1982
- 1982-04-12 JP JP5963782A patent/JPS58177444A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS58177444A (ja) | 1983-10-18 |
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