(57)【要約】  化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０１５〜０．０３０％、Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜０．５０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、Ｎｉ：５０．０〜６５．０％、Ｃｒ：１９．０〜３５．０％、Ｍｏ：０〜０．４０％、Ｃｏ：０．０４０％以下、Ａｌ：０．３０％以下、Ｎ：０．０１０〜０．０８０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１８０％、Ｚｒ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．０６０％以下、残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、平均結晶粒径ｄとの関係において、［（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×ｄ３≧４０００］を満足し、結晶粒径の標準偏差が２０μｍ以下であり、結晶粒内の硬さが１８０ＨＶ以上である、原子力用Ｎｉ基合金管。【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜０．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｉ：５０．０〜６５．０％、
Ｃｒ：１９．０〜３５．０％、
Ｍｏ：０〜０．４０％、
Ｃｏ：０．０４０％以下、
Ａｌ：０．３０％以下、
Ｎ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．０２０〜０．１８０％、
Ｚｒ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０６０％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
平均結晶粒径との関係において、下記（ｉ）式を満足し、
結晶粒径の標準偏差が２０μｍ以下であり、
結晶粒内の硬さが１８０ＨＶ以上である、
原子力用Ｎｉ基合金管。
（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×ｄ３≧４０００  ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｎ：合金中のＮ含有量（質量％）
Ｔｉ：合金中のＴｉ含有量（質量％）
ｄ：平均結晶粒径（μｍ）
【請求項２】
外径が８〜２５ｍｍであり、肉厚が０．６〜２ｍｍである、
請求項１に記載の原子力用Ｎｉ基合金管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、原子力用Ｎｉ基合金管に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｎｉ基合金は、機械的性質に優れているので種々の部材として使用されている。特に原子炉の部材は高温水に曝されるので、耐食性に優れたＮｉ基合金が使用されている。例えば、加圧水型原子炉（ＰＷＲ）の蒸気発生器の部材には６０％Ｎｉ−３０％Ｃｒ−１０％Ｆｅ合金等が使用される。【０００３】
近年、原子力用部材の小型化および軽量化への要求に応えるため、Ｎｉ基合金のさらなる高強度化が求められている。【０００４】
例えば、特許文献１には、耐食性と共に強度に優れた高Ｃｒ−Ｎｉ基合金材が開示されている。また、特許文献２には、原子力用高強度Ｎｉ基合金管において、管全長で均一な高温強度を有するＮｉ基合金管とその製造方法が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開平７−２５２５６４号公報
【特許文献２】国際公開第２００９／１４２２２８号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
しかしながら、特許文献１に記載の技術では十分な強度が得られているとはいえず、改善の余地が残されている。また、特許文献２に記載の技術では、高強度化のために二次溶解法を用いることとしており、経済性の面で改善の余地がある。【０００７】
本発明は、経済性に優れ、延性が良好であり、かつ高い強度を有する原子力用Ｎｉ基合金管を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の原子力用Ｎｉ基合金管を要旨とする。【０００９】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０１５〜０．０３０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜０．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１５％以下、
Ｃｕ：０．０１〜０．２０％、
Ｎｉ：５０．０〜６５．０％、
Ｃｒ：１９．０〜３５．０％、
Ｍｏ：０〜０．４０％、
Ｃｏ：０．０４０％以下、
Ａｌ：０．３０％以下、
Ｎ：０．０１０〜０．０８０％、
Ｔｉ：０．０２０〜０．１８０％、
Ｚｒ：０．０１０％以下、
Ｎｂ：０．０６０％以下、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、かつ、
平均結晶粒径との関係において、下記（ｉ）式を満足し、
結晶粒径の標準偏差が２０μｍ以下であり、
結晶粒内の硬さが１８０ＨＶ以上である、
原子力用Ｎｉ基合金管。
（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×ｄ３≧４０００  ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｎ：合金中のＮ含有量（質量％）
Ｔｉ：合金中のＴｉ含有量（質量％）
ｄ：平均結晶粒径（μｍ）【００１０】
（２）外径が８〜２５ｍｍであり、肉厚が０．６〜２ｍｍである、
上記（１）に記載の原子力用Ｎｉ基合金管。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、優れた機械的特性を備えた原子力用Ｎｉ基合金管が得られる。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
本発明者らは、経済性に優れ、延性が良好であり、かつ高い強度を有する原子力用Ｎｉ基合金管を得る方法について鋭意検討した結果、以下の知見を得るに至った。
【００１３】
炭窒化物等の析出物による析出強化に加えて、Ｎによる固溶強化を活用することにより、合金管のさらなる高強度化を達成することが可能になる。したがって、所定の固溶Ｎ量を確保することが必要となる。
【００１４】
また、結晶粒径のばらつきが大きいと強度低下の原因となるため、結晶粒の大きさは極力均一にすることが望まれる。ここで、経済性を改善するためには、コストの増加を招く二次溶解を行わずに合金管を製造することが望まれる。しかし、二次溶解を行わない場合、析出強化に活用される析出物が結晶粒の偏析を招き、却って強度を低下させる原因となる。
【００１５】
析出強化に寄与する元素として、Ｔｉ、ＺｒおよびＮｂが考えられるが、Ｔｉに比べてＺｒおよびＮｂは結晶粒のばらつきを招きやすい傾向にある。そのため、析出強化元素としては、Ｔｉのみを添加し、ＺｒおよびＮｂは積極的に添加しないこととする。
【００１６】
それに加えて、製造工程で冷間加工を行うことにより、二次溶解を行わなくても結晶粒径が均一な組織を作り上げることが可能となる。
【００１７】
本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００１８】
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００１９】
Ｃ：０．０１５〜０．０３０％
Ｃは、強度確保のために必要な元素である。しかし、Ｃ含有量が０．０３０％を超えると、粒界に析出する炭化物が増え、耐粒界腐食性が劣化する。そのため、Ｃ含有量は０．０１５〜０．０３０％とする。Ｃ含有量は０．０１７％以上であるのが好ましく、０．０２５％以下であるのが好ましい。
【００２０】
Ｓｉ：０．１０〜０．５０％
Ｓｉは、脱酸のために用いられる元素である。Ｓｉ含有量が０．１０％未満では、脱酸が不足する。しかし、Ｓｉ含有量が０．５０％を超えると、介在物の生成が促進される。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜０．５０％とする。Ｓｉ含有量は０．１５％以上であるのが好ましく、０．３０％以下であるのが好ましい。
【００２１】
Ｍｎ：０．１０〜０．５０％
Ｍｎは、脱酸のために用いられる元素である。また、Ｍｎは、ＭｎＳを形成することによって、溶接性および熱間加工性を劣化させるＳを固定化する効果を有する。Ｍｎ含有量が０．１０％未満では、この効果が十分に得られない。しかし、Ｍｎ含有量が０．５０％を超えると、合金の清浄度が低下する。加えて、ＭｎＳが合金中に過剰に存在すると、耐食性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０〜０．５０％とする。Ｍｎ含有量は０．１２％以上であるのが好ましく、０．４０％以下であるのが好ましい。
【００２２】
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは不純物として合金中に含まれ、溶接熱影響部の粒界に偏析し、溶接割れ感受性を助長する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。Ｐ含有量は０．０３０％以下であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのがより好ましい。
【００２３】
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは不純物として合金中に含まれ、高温での熱間加工性を悪化させるだけでなく、溶接熱影響で粒界に偏析することで加工性および溶接性を劣化させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１５％以下とする。Ｓ含有量は０．０１０％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。
【００２４】
Ｃｕ：０．０１〜０．２０％
Ｃｕは、合金中に微量に含有させることによって耐食性を向上する作用を有する。しかしながら、Ｃｕが原子炉構造材に過剰に含有されると、腐食により炉水中に溶出し腐食生成物として燃料被覆管に付着し、燃料被覆管の腐食を加速して破損に至らしめる可能性がある。したがって、Ｃｕ含有量は０．０１〜０．２０％とする。Ｃｕ含有量は０．１５％以下であるのが好ましく、０．１０％以下であるのがより好ましい。
【００２５】
Ｎｉ：５０．０〜６５．０％
Ｎｉは、合金の耐食性を向上する作用を有する元素である。特に、高温の原子力炉水環境で応力腐食割れ防止は必須である。一方、上限は、Ｃｒ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ等の他の元素との相互作用を考慮して決定される。したがって、Ｎｉ含有量は５０．０〜６５．０％とする。Ｎｉ含有量は５５．０％以上であるのが好ましく、５８．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｉ含有量は６３．０％以下であるのが好ましく、６１．５％以下であるのがより好ましい。
【００２６】
Ｃｒ：１９．０〜３５．０％
Ｃｒは、合金の耐食性を向上する作用を有する元素である。特に、高温の原子力炉水環境で応力腐食割れ防止は必須である。一方、上限は、主要元素であるＮｉ含有量を考慮して決定される。したがって、Ｃｒ含有量は１９．０〜３５．０％とする。Ｃｒ含有量は２３．０％以上であるのが好ましく、２７．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｒ含有量は３３．０％以下であるのが好ましく、３１．０％以下であるのがより好ましい。
【００２７】
Ｍｏ：０〜０．４０％
Ｍｏは、合金の耐食性を改善する作用を有するため、必要に応じて含有させてもよい。一方、原子力用Ｎｉ基合金では、後述のＴＴ処理により粒界にＭ２３Ｃ６を積極的に析出させることがあるが、ＭｏはＭ２３Ｃ６の析出を抑制する効果がある。そのため、Ｍｏ含有量は０．４０％以下とする。Ｍｏ含有量は０．１５％以下であるのが好ましく、０．０７％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得たい場合には、Ｍｏ含有量は０．０２％以上であるのが好ましい。
【００２８】
Ｃｏ：０．０４０％以下
Ｃｏは不純物である。原子炉構造材に含有される場合、腐食により炉水中に溶出し炉心で放射化されると、半減期が長い放射性同位体に変換する。その結果、放出される放射線量が適正値に低下するまで定期検査に着手できないため、定期検査の期間が延び、経済的な損失を被る。そのため、Ｃｏ含有量はできるだけ低いことが望ましく、０．０４０％以下とする。Ｃｏ含有量は０．０３０％以下であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのがより好ましい。Ｃｏ含有量は低いことが望ましいが、実操業上、不純物として混入することは不可避であり、高純度の原料を用いることはコスト高となる。そのため、Ｃｏ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
【００２９】
Ａｌ：０．３０％以下
Ａｌは、脱酸のために用いられ、合金中に不純物として残存する。Ａｌ含有量が０．３０％を超えると、介在物の生成が促進される。したがって、Ａｌ含有量は０．３０％以下とする。Ａｌ含有量は０．２５％以下であるのが好ましく、０．２０％以下であるのがより好ましい。極端なＡｌ含有量の低減は、コストの増大を招くため、０．００５％以上であるのが好ましい。
【００３０】
Ｎ：０．０１０〜０．０８０％
Ｎは、Ｔｉ、ＺｒおよびＣと結合して、炭窒化物を形成し合金の強度を高める。さらに、炭窒化物の形成に寄与せず母相に固溶したＮは強度を高める効果を有する。合金の強度を高めるためには、Ｎ含有量を０．０１０％以上とする必要がある。一方、Ｎ含有量が０．０８０％を超えると、固溶Ｎ量が過剰になり、高温での変形抵抗が大きくなるとともに、熱間加工性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．０１０〜０．０８０％とする。Ｎ含有量は０．０２５％以上であるのが好ましく、０．０３０％以上であるのがより好ましい。また、Ｎ含有量は０．０６％以下であるのが好ましい。
【００３１】
Ｔｉ：０．０２０〜０．１８０％
Ｔｉは、熱間加工性を改善するために含有される元素であり、Ｎと結合して窒化物を形成する。合金中に微細分散したＴｉ窒化物は、合金の強度を高める効果を有する。一方、過剰な窒化物の析出は偏析の一因ともなり、二次溶解が必要となりコストの増大を招く。したがって、Ｔｉ含有量は０．０２０〜０．１８０％とする。Ｔｉ含有量は０．０２５％以上であるのが好ましく、０．０４０％以上であるのがより好ましい。また、Ｔｉ含有量は０．１５０％以下であるのが好ましく、０．１３０％以下であるのがより好ましい。
【００３２】
Ｚｒ：０．０１０％以下
Ｎｂ：０．０６０％以下
ＺｒおよびＮｂは、Ｔｉと同様に、窒化物を形成することで、合金の高強度化に寄与し得る。しかしながら、これらの元素が合金中に含まれると、結晶粒径のばらつきが多くなり、合金の強度を却って低下させるため、本発明においては、ＺｒおよびＮｂは積極的に添加しない。そのため、Ｚｒ含有量は０．０１０％以下、Ｎｂ含有量は０．０６０％以下とする。Ｚｒ含有量は０．００８％以下であるのが好ましく、０．００５％以下であるのがより好ましい。また、Ｎｂ含有量は０．０４０％以下であるのが好ましく、０．０２０％以下であるのがより好ましい。
【００３３】
（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×ｄ３≧４０００  ・・・（ｉ）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｎ：合金中のＮ含有量（質量％）
Ｔｉ：合金中のＴｉ含有量（質量％）
ｄ：平均結晶粒径（μｍ）
さらに固溶したＮの粒内濃度を反映した値が式（ｉ）である。平均結晶粒径をｄとすると単位体積当たりの結晶粒の個数は１／ｄ３個に比例する。鋼中のＮが全てＴｉと結合しＴｉＮとして析出すると仮定して、固溶Ｎ量はＮ−Ｔｉ×１４／４８で算出され、単位体積当たりの固溶Ｎ量は（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１×Ｄとなる。ここで、Ｄは材料の密度である。そのため、各粒に含まれる固溶Ｎ量は（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）×１×Ｄ÷（１／ｄ３）と表され、Ｄは定数であるため、各粒に含まれる固溶Ｎ量は（Ｎ−Ｔｉ×１４／４８）÷（１／ｄ３）と相関を有する。
【００３４】
本発明に係る材料において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、合金を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００３５】
２．結晶粒
結晶粒径の標準偏差：２０μｍ以下
上述のように、合金を高強度化するためには、結晶粒の大きさを均一化し結晶粒径のばらつきを低く抑える必要がある。そのため、結晶粒径の標準偏差を２０μｍ以下とする。結晶粒径の標準偏差は１５μｍ以下であるのが好ましく、１０μｍ以下であるのがより好ましい。
【００３６】
平均結晶粒径：３０〜８５μｍ
平均結晶粒径については特に制限はしないが、合金の高強度化のためには、結晶粒を細粒にすることが好ましい。そのため、平均結晶粒径は８５μｍ以下であるのが好ましい。一方、結晶粒が過度に細粒になると、強度は高くなるが延性が低下するため、平均結晶粒径は３０μｍ以上であるのが好ましい。
【００３７】
結晶粒内の硬さ：１８０ＨＶ以上
本発明においては、Ｎの固溶強化を活用することで合金の強度を向上させる。結晶粒内の硬さが１８０ＨＶ未満では、Ｎによる固溶強化が不十分であり、必要な強度が得られない。そのため、結晶粒内の硬さは１８０ＨＶ以上とする。
【００３８】
なお、本発明において、結晶粒径の平均値および標準偏差ならびに結晶粒内の硬さは、以下の方法により求めることとする。まず、合金管の長手方向に垂直な断面が観察面となるように試験片を切り出し、エポキシ樹脂に埋め込む。そして、エメリー紙を用いて、観察面を粒度１０００番まで湿式研磨した後、バフ研磨し、さらに混酸でエッチングを施す。そして、光学顕微鏡により１００倍の倍率で５視野観察し、合計で１００個以上の結晶粒について粒径を測定する。なお、結晶粒径は各粒の最大長さと最小長さとの平均値とする。この結果から、結晶粒径の平均値および標準偏差を求める。
【００３９】
また、上記と同じ手順で得た試験片を用いて、粒内のマイクロビッカース硬さを測定する。この際、試験力は２５ｇｆとする。
【００４０】
３．寸法
本発明に係る合金管は、原子力用部材として使用される。そのような用途で用いられることを考慮して、合金管の外径は８〜２５ｍｍであることが好ましい。また、上述のように、部材の小型化および軽量化を達成するためには、合金管の肉厚は０．６〜２ｍｍであることが好ましい。
【００４１】
４．製造方法
本発明の原子力用Ｎｉ基合金管は、例えば、以下の方法により製造することができる。まず、上記の化学組成を有する合金を溶製した後、熱間鍛造によりビレットとする。経済性の観点から精練は一度とし、二次溶解は行わない。続いて、上記ビレットに対して熱間加工および冷間加工を施し管状に成形する。
【００４２】
続いて、上記の合金管に対して中間熱処理を施し軟化させた後、冷間加工を施し、所定の寸法に仕上げる。ここで最終的な冷間加工を行うことによって、結晶粒径のばらつきを低減し均一な組織とすることが可能になる。
【００４３】
さらに、上記の合金管に対し、１０３０〜１１３０℃の温度域で１５ｍｉｎ以下の熱処理（加熱）を施した後、水冷または空冷を行い、さらに、６８０〜７８０℃の温度で５〜１５ｈの熱処理を行った後に空冷する。以下に、上記の熱処理条件について詳述する。
【００４４】
まず、高強度を保持しながら、高い耐食性を保持させるため、合金に対して、溶体化処理を施す。溶体化処理における加熱温度は、１０３０〜１１３０℃の温度範囲とすることが好ましい。加熱温度が１０３０℃未満であると、Ｃが十分に固溶しないために上記効果が得られにくくなる。一方、加熱温度が１１３０℃を超えても、上記効果は飽和し、さらに結晶粒の粗大化によって材料強度が低下するため、原子力用部材として適さなくなる。また、溶体化処理における加熱時間は１５ｍｉｎ以下とすることが好ましい。この加熱時間を超えても、上記効果は飽和する。
【００４５】
なお、溶体化処理における水冷または空冷手段を用いた冷却処理は、公知の装置等を用いて行うことができるが、この際の冷却速度は、通常の空冷条件よりも高い冷却速度、即ち、加速冷却の条件とすることが、強度および耐食性の保持の観点から好ましい。
【００４６】
次に、溶体化処理後の合金に対して、時効処理を施す。この時効処理における加熱温度は、６８０〜７８０℃の温度範囲とすることが好ましい。加熱温度が６８０℃未満であると、耐食性の向上に必要なＭ２３Ｃ６炭化物の析出に長時間を要するようになり、時効熱処理の効果を得ることが難しくなる。一方、加熱温度が７８０℃を超えても、その効果は飽和する。
【００４７】
また、時効処理における加熱時間は５〜１５ｈとすることが好ましい。この加熱時間が５ｈ未満では、耐食性の向上に必要なＭ２３Ｃ６炭化物の析出が不十分となるおそれがある。一方、加熱時間が１５ｈを超えても、上記効果は飽和し、さらにＣｒ含有量が高い上記組成の合金ではσ相等の脆化相が析出して機械的特性が低下する。
【００４８】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００４９】
表１に示す化学組成の合金を真空溶解法で溶製した後、熱間鍛造によりビレットを作製した。上記ビレットを機械加工により中空状にし、さらに熱間加工および冷間加工を施し、細径化した。その後、中間熱処理を施し軟化させた後、冷間加工を施し、外径２０ｍｍ、厚さ１ｍｍの管を作製した。この管に対し、１０８０℃で１０ｍｉｎ保持する熱処理を施した後、水冷する溶体化処理を行い、さらに、７００℃で１５ｈ保持する熱処理を施した後、放冷する時効処理を行い、試験材を得た。なお、試験Ｎｏ．１２については、冷間加工は一切行わずに、熱間加工のみとした。【００５０】
【表１】
2018225831.tif 000002
【００５１】
各試験材について、まず、結晶粒径の平均値および標準偏差の測定を行った。具体的には、各試験材から、管の長手方向に垂直な断面が観察面となるように試験片を切り出した。そして、試験片をエポキシ樹脂に埋め込んだ後、エメリー紙を用いて、観察面を粒度１０００番まで湿式研磨した後、バフ研磨し、さらに混酸でエッチングを施した。そして、光学顕微鏡により１００倍の倍率で５視野観察して、合計で１００個以上の結晶粒について粒径を測定し、結晶粒径の平均値および標準偏差を算出した。その結果を表２に示す。【００５２】
【表２】
2018225831.tif 000003
【００５３】
その後、結晶粒径の標準偏差が２０μｍ以下となった試験材についてのみ、結晶粒内の硬さの測定を行うとともに、引張特性について評価を行った。結晶粒内の硬さは、上記の試験片を用いて、２５ｇｆの試験力でのマクロビッカース硬さとして測定した。【００５４】
また、引張特性は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）に準拠した、常温での引張試験により評価した。具体的には、各試験材から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）に記載の１４Ｃ号引張試験片を採取した。この際、管の長手方向と引張試験片の長手方向とが一致するよう試験片を採取した。【００５５】
それらの結果を表２に併せて示す。なお、本発明においては、０．２％耐力（ＹＳ）が３１０ＭＰａ、引張強さ（ＴＳ）が７００ＭＰａ以上かつ破断伸び（ＥＬ）が５０％である場合に、機械的特性に優れると判断することとした。【００５６】
表１および２を参照して、試験Ｎｏ．７および８では、それぞれＺｒおよびＮｂを過剰に含むため、結晶粒径のばらつきが極めて大きくなった。また、試験Ｎｏ．１１では、Ｔｉ含有量が過剰であったため、Ｔｉ炭窒化物の析出量が過剰となり、結晶粒径のばらつきが大きくなった。そして、試験Ｎｏ．１２では、冷間加工を施さなかったことに起因して、結晶粒径のばらつきが極めて大きくなった。【００５７】
試験Ｎｏ．５では、Ｔｉ含有量が規定値を超え、Ｎ含有量が規定値未満であったため、Ｔｉ炭窒化物の析出強化およびＮの固溶強化が不十分となり、必要な強度が得られなかった。試験Ｎｏ．６では、Ｔｉ含有量が規定値未満であったため、Ｔｉ炭窒化物の析出強化が不十分となり、必要な強度が得られなかった。試験Ｎｏ．９では、Ｎ含有量が規定値未満であったため、Ｎの固溶強化が不十分となり、必要な強度が得られなかった。試験Ｎｏ．１０では、Ｎ含有量が過剰であったため、固溶強化が過剰となり、延性が悪化する結果となった。【００５８】
それらに対して、本発明の規定を全て満足する試験Ｎｏ．１〜４では、高い強度と優れた延性を有する結果となった。
【産業上の利用可能性】
【００５９】
本発明によれば、優れた機械的特性を備えた原子力用Ｎｉ基合金管が得られる。本発明に係る原子力用Ｎｉ基合金管は、高温水中で使用される蒸気発生器用伝熱管等の材料として好適である。
【国際調査報告】
2018225831.tif 000004
2018225831.tif 000005
2018225831.tif 000006
2018225831.tif 000007