JPH01287252A - 焼結分散強化型フェライト系耐熱鋼 - Google Patents
焼結分散強化型フェライト系耐熱鋼Info
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- JPH01287252A JPH01287252A JP11406088A JP11406088A JPH01287252A JP H01287252 A JPH01287252 A JP H01287252A JP 11406088 A JP11406088 A JP 11406088A JP 11406088 A JP11406088 A JP 11406088A JP H01287252 A JPH01287252 A JP H01287252A
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Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、優れた高温強度を有し、かつ異方性も小さい
分散強化型フェライト系面4熱鋼に関する。
分散強化型フェライト系面4熱鋼に関する。
さらに詳細には、高速増殖炉(FBR)用の炉心材料お
よび機器構造物またはボイラーチューブ等として有効な
焼結分散強化型フェライト系耐熱鋼に関する。
よび機器構造物またはボイラーチューブ等として有効な
焼結分散強化型フェライト系耐熱鋼に関する。
(従来の技術)
フェライト系鋼はオーステナイト系鋼に比べて、熱伝導
率が高く、熱膨張係数が小さく、しかも安価であること
から高温装置材料として注目されている。またフェライ
ト系鋼は耐スエリング性(中性子11射による体積膨張
に対する抵抗性)にも優れ、原子力用特に高速増殖炉の
炉心材料としても注目されている。
率が高く、熱膨張係数が小さく、しかも安価であること
から高温装置材料として注目されている。またフェライ
ト系鋼は耐スエリング性(中性子11射による体積膨張
に対する抵抗性)にも優れ、原子力用特に高速増殖炉の
炉心材料としても注目されている。
しかし、フェライト系鋼は高温強度の点で、オーステナ
イト系鋼に劣る。たとえば、ボイラ、原子力用材料とし
て米国で開発された、既存フェライ]・系鋼の中では強
度の高い鋼の一つであるAS1’M八213−T91(
Mod、9 Cr−lMo鋼)でも、C150’CX
]、O’l+クリープ破断強度は7.5 kgf/m
m2であり、12Cr系鋼として広く使われているDE
N X20CrMo會v121の650°CX10’h
クリ一プ破断強度も高々6 k8f/mm2程度である
。そしてこれらの材料は、600°C以下の比較的低温
での使用を目的としている。
イト系鋼に劣る。たとえば、ボイラ、原子力用材料とし
て米国で開発された、既存フェライ]・系鋼の中では強
度の高い鋼の一つであるAS1’M八213−T91(
Mod、9 Cr−lMo鋼)でも、C150’CX
]、O’l+クリープ破断強度は7.5 kgf/m
m2であり、12Cr系鋼として広く使われているDE
N X20CrMo會v121の650°CX10’h
クリ一プ破断強度も高々6 k8f/mm2程度である
。そしてこれらの材料は、600°C以下の比較的低温
での使用を目的としている。
一方、Y2O,を分散さ−けたフェライト系鋼とし°ζ
は、INに0社のMA956 、MA957が知られて
いるが、強度特性の異方性も大きい。
は、INに0社のMA956 、MA957が知られて
いるが、強度特性の異方性も大きい。
(発明が解決しようとする課題)
本発明は、650〜750 ’Cでの使用を可能とする
、高温強度に優れかつ異方性も小さい、特に前述のよう
に原子力用としての使用にも通、する焼結用分散強化型
フェライl−系耐熱鋼を提供することである。
、高温強度に優れかつ異方性も小さい、特に前述のよう
に原子力用としての使用にも通、する焼結用分散強化型
フェライl−系耐熱鋼を提供することである。
(課題を解決するための手段)
本発明者らは、フェライト系鋼の高温強度の向上のため
、従来行われてきた析出強化および固溶強化に加え、機
械的合金化法のような粉末冶金的方法を用いて微細なY
、03粉末あるいはZrCh、AQ20*、MgO粉末
を均−公称させたところ、マルテンサイト相を形成する
銅を基地材に選ぶことにより成形・焼結、熱処理による
異方性の減少が可能となることを知り、本発明を完成し
た。
、従来行われてきた析出強化および固溶強化に加え、機
械的合金化法のような粉末冶金的方法を用いて微細なY
、03粉末あるいはZrCh、AQ20*、MgO粉末
を均−公称させたところ、マルテンサイト相を形成する
銅を基地材に選ぶことにより成形・焼結、熱処理による
異方性の減少が可能となることを知り、本発明を完成し
た。
ここで、本発明の要旨は、重量%で、
C: 0.04〜0.2%、Cr: 8%以上、13%
未満、を含有するフェライト母相に’b(h、AQ20
3、Zr0z、MgOの1種又は2種以上の酸化物粉末
を0.05〜1゜5重量%の範囲で分散させて成る焼結
分散強化型フェライト系耐熱鋼である。
未満、を含有するフェライト母相に’b(h、AQ20
3、Zr0z、MgOの1種又は2種以上の酸化物粉末
を0.05〜1゜5重量%の範囲で分散させて成る焼結
分散強化型フェライト系耐熱鋼である。
上記母相としては、重量%でNi:0.1〜I%、N:
0.01〜0.08%、B :0.001〜0.01%
、Ti:0.3〜2%の1種以上、さらには、Zr、
La、CeおよびCaがら成る群から選んだ1種以上の
元素を合計で0.05〜0.3%、またさらに、Mo:
0.1〜2.5%および/またはW;0.1〜4%、そ
しテV :0.1〜0.4%および/またはNb:0.
01〜0.2%を必要に応じさらに加えてもよい。
0.01〜0.08%、B :0.001〜0.01%
、Ti:0.3〜2%の1種以上、さらには、Zr、
La、CeおよびCaがら成る群から選んだ1種以上の
元素を合計で0.05〜0.3%、またさらに、Mo:
0.1〜2.5%および/またはW;0.1〜4%、そ
しテV :0.1〜0.4%および/またはNb:0.
01〜0.2%を必要に応じさらに加えてもよい。
なお、本発明鋼は成形・焼結することにより製造する。
(作用)
本発明においてはマルテンサイト和を形成することが重
要であるため、特にC,Cr量の制御が重要である。次
に合金成分の含有量を上述のように特定した理由を説明
する。なお、本明細書において特にことわりがない限り
、「%」は「重■%」である。
要であるため、特にC,Cr量の制御が重要である。次
に合金成分の含有量を上述のように特定した理由を説明
する。なお、本明細書において特にことわりがない限り
、「%」は「重■%」である。
Cニオ−ステナイト安定化元素であり、マルテンサイト
組織を安定化する。さらに合金元素Nb、■、Cr等と
結合し、微細炭化物を形成してクリープ破断強度を改善
するが、0.04%未満ではその効果が不十分で、δ−
フェライト量の増加により著しく強度と靭性を損なう。
組織を安定化する。さらに合金元素Nb、■、Cr等と
結合し、微細炭化物を形成してクリープ破断強度を改善
するが、0.04%未満ではその効果が不十分で、δ−
フェライト量の増加により著しく強度と靭性を損なう。
一方、0.2%を超えると、炭化物が増加し鋼が硬化し
て、その加工性、溶接性を損なう。したがって、Cの適
正含有量を0.04〜0.2%とする。
て、その加工性、溶接性を損なう。したがって、Cの適
正含有量を0.04〜0.2%とする。
Si:基地材粉末製造時の脱酸剤として添加するが、そ
の含有量が0.3%を超える場合は高温加熱中に脆化が
著しい。したがって、0.3%以下の含有量とするが、
好ましくはSi 0.1%以下にすることにより靭性改
善効果が大きい。
の含有量が0.3%を超える場合は高温加熱中に脆化が
著しい。したがって、0.3%以下の含有量とするが、
好ましくはSi 0.1%以下にすることにより靭性改
善効果が大きい。
Mn:基地材粉末製造時の脱酸剤として添加するほか熱
間加工性を改善し、組織を安定化するために添加するが
、1.5%を超えて添加すると硬化相を形成し、靭性、
加工性を損なう。したがって、Mnの適正含有量を1.
5%以下とする。
間加工性を改善し、組織を安定化するために添加するが
、1.5%を超えて添加すると硬化相を形成し、靭性、
加工性を損なう。したがって、Mnの適正含有量を1.
5%以下とする。
Cr:耐食性、脱炭抵抗性を向上させるために不可欠な
元素で、8%未満では効果がない。また13払五句 %釦鰻弄i場合、δ−フェライト量が増加し、強度と靭
性を損なうばかりでなく、成形後の熱処理による異方性
改善効果が減少する。したがって、Crの適正含有量を
8%以上、13%未満とする。
元素で、8%未満では効果がない。また13払五句 %釦鰻弄i場合、δ−フェライト量が増加し、強度と靭
性を損なうばかりでなく、成形後の熱処理による異方性
改善効果が減少する。したがって、Crの適正含有量を
8%以上、13%未満とする。
AQ:基地材粉末製造時の脱酸剤として添加するが、含
有量が0.03%を越える場合、クリープ強度を損なう
。したがって、Mの適正含有量を0.03%以下とする
。
有量が0.03%を越える場合、クリープ強度を損なう
。したがって、Mの適正含有量を0.03%以下とする
。
Ni、 N等下記の各成分は本発明にあって母相への所
望添加成分であり、添加する場合、少なくとも1種を添
加する。
望添加成分であり、添加する場合、少なくとも1種を添
加する。
Niニオ−ステナイト安定化元素としてマルテンサイト
組織を安定にする成分である。本発明ではδ−フェライ
ト量を調整し、強度、靭性、加工性を付与するために必
要により0.1%以上含有させるが、含有量が1%を越
える場合、クリープ強度を損ない、さらに変態点が低く
なりすぎて熱処理性および加工性を損なう。したがって
、Niの適正含有量を0.1〜1%とする。
組織を安定にする成分である。本発明ではδ−フェライ
ト量を調整し、強度、靭性、加工性を付与するために必
要により0.1%以上含有させるが、含有量が1%を越
える場合、クリープ強度を損ない、さらに変態点が低く
なりすぎて熱処理性および加工性を損なう。したがって
、Niの適正含有量を0.1〜1%とする。
N:■、Nbと結合し、窒化物を形成してクリープ強度
向上に寄与するが、その含有量が0.01%未満では効
果がなく、0.08%を超える場合は加工性、靭性、お
よび溶接性を低下させる。したがって、Nの適正含有量
を0.01〜0.08%とする。
向上に寄与するが、その含有量が0.01%未満では効
果がなく、0.08%を超える場合は加工性、靭性、お
よび溶接性を低下させる。したがって、Nの適正含有量
を0.01〜0.08%とする。
B:微量添加により、炭化物を分散、安定化させ、クリ
ープ強度向上に寄与するが、その含有量が0.001%
未満では効果がなく、一方、0.01%を超える場合5
は加工性および溶接性を低下させる。
ープ強度向上に寄与するが、その含有量が0.001%
未満では効果がなく、一方、0.01%を超える場合5
は加工性および溶接性を低下させる。
したがって、Bの適正含有量を0.001〜0.01%
とする。
とする。
Ti: Yz03粉末等酸化物分散粒子と反応してより
安定な分散粒子を形成しクリープ強度向上に寄与する。
安定な分散粒子を形成しクリープ強度向上に寄与する。
0.3%未満では十分な効果が得られず、2%を超える
場合は、かえって強度を損なう。
場合は、かえって強度を損なう。
したがって、Tiの適正含有量を0.3〜2%とする。
Zr、La、 Ce、 Ca: これらの元素の単独ま
たは複合微量添加は、介在物の形態制御と靭性に有害な
不純物中の1)、Sの清浄化作用がある。これらの元素
の総計含有量が0.05%未満では上記効果が得られず
、また0、3%を超えると靭性および加工性に有害とな
る。したがって、0.05〜0.3%を適正含有量とす
る。
たは複合微量添加は、介在物の形態制御と靭性に有害な
不純物中の1)、Sの清浄化作用がある。これらの元素
の総計含有量が0.05%未満では上記効果が得られず
、また0、3%を超えると靭性および加工性に有害とな
る。したがって、0.05〜0.3%を適正含有量とす
る。
Mo、W: ともに固溶強化元素であり、所望により添
加し、炭化物、金属間化合物の構成元素としてクリープ
強度の向上に寄与する。どぢらも0゜1%未満では」−
記効果が得られず、一方、Moが2.5%を超える場合
、またWが4%を超える場合は、δ−フェライト量が増
加して靭性を損なうばかりか、さらに高温中で多量の金
属間化合物が析出して脆化する。したがって、MOの適
正含有量を0.1〜2.5%、Wの適正含有量は0.1
〜4%とする。
加し、炭化物、金属間化合物の構成元素としてクリープ
強度の向上に寄与する。どぢらも0゜1%未満では」−
記効果が得られず、一方、Moが2.5%を超える場合
、またWが4%を超える場合は、δ−フェライト量が増
加して靭性を損なうばかりか、さらに高温中で多量の金
属間化合物が析出して脆化する。したがって、MOの適
正含有量を0.1〜2.5%、Wの適正含有量は0.1
〜4%とする。
■:これも所望添加成分であって、C,Nと結合してV
(C,N)の微細析出物を形成し、クリープ強度に寄
与する。0.1%未満では十分な効果が得られず、0.
4%を超える場合は、かえって強度を損なう。したがっ
て、■の適正含有量を0.1〜0.4%とする。
(C,N)の微細析出物を形成し、クリープ強度に寄
与する。0.1%未満では十分な効果が得られず、0.
4%を超える場合は、かえって強度を損なう。したがっ
て、■の適正含有量を0.1〜0.4%とする。
Nb; これも所望添加成分であって、■同様にC1N
と結合してNb (C,N)の微細析出物を形成し、ク
リープ強度に寄与し、酸化物の分散性も抑制する。また
、組織を微細化し靭性を改善するのにも有効である。0
.01%未満では効果が得られず、一方0.2%を超え
る場合には、熱処理中、未固溶析出物が多量に残存し、
クリープ強度を損なう。したがって、Nbの適正含有量
を0゜01〜0.2%とする。
と結合してNb (C,N)の微細析出物を形成し、ク
リープ強度に寄与し、酸化物の分散性も抑制する。また
、組織を微細化し靭性を改善するのにも有効である。0
.01%未満では効果が得られず、一方0.2%を超え
る場合には、熱処理中、未固溶析出物が多量に残存し、
クリープ強度を損なう。したがって、Nbの適正含有量
を0゜01〜0.2%とする。
Y2O3粉末あるいはZrO2、八QtOz 、MgO
粉末:基地材に均一分散させるごとによりクリープ強度
を強化する。平均粉末粒径が3000人より大きいと強
度向上の効果が小さい。下限は特に制限されない力く好
ましくは、50人である。また、これらの酸化物粉末の
総計含有量が0.05%未満では上記効果が得られず、
また1、5%を超えると延性、靭性および加工性に有害
となる。したがって、0.05〜1.5%を適正含有量
とする。
粉末:基地材に均一分散させるごとによりクリープ強度
を強化する。平均粉末粒径が3000人より大きいと強
度向上の効果が小さい。下限は特に制限されない力く好
ましくは、50人である。また、これらの酸化物粉末の
総計含有量が0.05%未満では上記効果が得られず、
また1、5%を超えると延性、靭性および加工性に有害
となる。したがって、0.05〜1.5%を適正含有量
とする。
かかる組成の合金はいわゆる粉末冶金法によって作られ
る。
る。
つまり、母相を構成する各粉末としては予め例えば溶解
法で得た合金を粉末化して用いこれに分散用酸化物微粉
末を配合し、均一に混合して機械的合金化を行い、次い
で適宜手段(例:熱間押出し、IIIP 、 CIP等
)により成形・焼結を行う。
法で得た合金を粉末化して用いこれに分散用酸化物微粉
末を配合し、均一に混合して機械的合金化を行い、次い
で適宜手段(例:熱間押出し、IIIP 、 CIP等
)により成形・焼結を行う。
(実施例)
本発明の効果を具体的に確認するため、第1表に示す各
種の成分をもつ鋼を供試材として8s(験を行った。
種の成分をもつ鋼を供試材として8s(験を行った。
第1表中、鋼A−Fは既存のボイラ、化学工業、原子力
用フェライト鋼で、鋼Aは5TBA26鋼、鋼Bは火力
発電用STB八2へ鋼、鋼Cは^S1’M −A2]3
−T92鋼、鋼りはボイラ用9Cr−2Mo−V−Nb
鋼、鋼E L;iDIN−X20CrMoV12111
、鋼Fばl)IN−X20CrMo1すv121鋼(i
ffl称111゛9)である。また鋼GはlNC0社製
M八95(iであり、A〜Fは溶解法、Gは下記に示す
粉末冶金法にで製作したものである。
用フェライト鋼で、鋼Aは5TBA26鋼、鋼Bは火力
発電用STB八2へ鋼、鋼Cは^S1’M −A2]3
−T92鋼、鋼りはボイラ用9Cr−2Mo−V−Nb
鋼、鋼E L;iDIN−X20CrMoV12111
、鋼Fばl)IN−X20CrMo1すv121鋼(i
ffl称111゛9)である。また鋼GはlNC0社製
M八95(iであり、A〜Fは溶解法、Gは下記に示す
粉末冶金法にで製作したものである。
鋼11〜Uは本発明の対象鋼であり、第4表に示す平均
粉末粒径が200μm以下の元素わ〕あるいはガスアト
マイズ合金粉と酸化物粉末を目的組成に調合し、高エネ
ルギーボールミル(アトライター)中に装入し、Ar雰
囲気中で攪拌して機械的合金化(MA)を行った。アト
ライターの回転数は200〜250rpm 、攪拌時間
は24〜48hで行った。得られたMA粉末をステンレ
ス鋼製の筒状容器に真空封入し、1000〜1100°
Cにて8〜15:1の押出比で熱間押出し、20〜30
φX 1000mm長さの寸法を有する押出し棒を製作
した。
粉末粒径が200μm以下の元素わ〕あるいはガスアト
マイズ合金粉と酸化物粉末を目的組成に調合し、高エネ
ルギーボールミル(アトライター)中に装入し、Ar雰
囲気中で攪拌して機械的合金化(MA)を行った。アト
ライターの回転数は200〜250rpm 、攪拌時間
は24〜48hで行った。得られたMA粉末をステンレ
ス鋼製の筒状容器に真空封入し、1000〜1100°
Cにて8〜15:1の押出比で熱間押出し、20〜30
φX 1000mm長さの寸法を有する押出し棒を製作
した。
比較用の鋼■〜Zは、上記と同様の方法で同様の寸法に
機械的合金化を行った鋼である。
機械的合金化を行った鋼である。
上記tliiIA−F、■]〜xの全ての鋼は4mm厚
の板に鍛造・圧延した後、950〜・1050℃焼きな
らし+750〜830′C焼きもどし熱処理を施し供試
材とした。綱GおよびY、Zは4mm厚の板に鍛造・圧
延した後、1000℃の熱処理を施し供試材とした。
の板に鍛造・圧延した後、950〜・1050℃焼きな
らし+750〜830′C焼きもどし熱処理を施し供試
材とした。綱GおよびY、Zは4mm厚の板に鍛造・圧
延した後、1000℃の熱処理を施し供試材とした。
これらの供試材から2mm圧X6mm幅×30mm(標
点距離)の板状引張試験片を圧延方向(L方向)および
それに垂直な方向(T方向)で採取し、常温引張試験、
650℃引張試験および650 ’cクリープ破断試験
を行った。
点距離)の板状引張試験片を圧延方向(L方向)および
それに垂直な方向(T方向)で採取し、常温引張試験、
650℃引張試験および650 ’cクリープ破断試験
を行った。
その結果を第2表および第3表に示す。第2表から明ら
かなように、650°CX10’hクリ一プ破断強度に
おいて、本発明鋼は全て8.0 kgf/mm2を超
え、既存の網入〜Fをはるかに凌ぎ、650’CX 1
0’hクリ一プ破断強度の異方性が、既存鋼Gに対し非
常に小さいことが明らかである。
かなように、650°CX10’hクリ一プ破断強度に
おいて、本発明鋼は全て8.0 kgf/mm2を超
え、既存の網入〜Fをはるかに凌ぎ、650’CX 1
0’hクリ一プ破断強度の異方性が、既存鋼Gに対し非
常に小さいことが明らかである。
第1図および第2図に、それぞれ代表的な鋼のクリープ
破断試験における圧延方向(L方向)およびそれに垂直
な方向(T方向)の結果を示す。
破断試験における圧延方向(L方向)およびそれに垂直
な方向(T方向)の結果を示す。
図に明瞭に示されるように、本発明鋼は、眉方性が少な
く、優れた強度を有し、かつ長時間側まで極めて安定で
ある。また本発明鋼の異方性は、G鋼に比し非常に小さ
い。
く、優れた強度を有し、かつ長時間側まで極めて安定で
ある。また本発明鋼の異方性は、G鋼に比し非常に小さ
い。
第2表
(次頁につづく)
(第2表つづき)
第3表
(第3表つづき)
第4表 使用原料粉末
以上に説明した如く、本発明によれば、優れた高温強度
および異方性の小さいフェライト系鋼を実現することが
できることから、高速増殖炉の炉心用構造部材等高温で
長時間使用される高強度部材として好適である。
および異方性の小さいフェライト系鋼を実現することが
できることから、高速増殖炉の炉心用構造部材等高温で
長時間使用される高強度部材として好適である。
第1図は、本発明鋼と既存鋼の650℃でのクリープ破
断試験結果(L方法)をまとめて示すグラフ;および 第2図は、本発明鋼と既存鋼の650℃でのクリープ破
断試験結果(′r方向)をまとめて示すグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 (外2名)代理人 弁
理士 広 瀬 章 −
断試験結果(L方法)をまとめて示すグラフ;および 第2図は、本発明鋼と既存鋼の650℃でのクリープ破
断試験結果(′r方向)をまとめて示すグラフである。 出願人 住友金属工業株式会社 (外2名)代理人 弁
理士 広 瀬 章 −
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量%で、 C:0.04〜0.2%、Cr:8%以上、13%未満
、を含有するフェライト母相にY_2O_3、Al_2
O_3、ZrO_2、MgOの1種または2種以上の酸
化物粉末を0.05〜1.5重量%の範囲で分散させて
成る焼結分散強化型フェライト系耐熱鋼。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63114060A JPH07823B2 (ja) | 1988-05-11 | 1988-05-11 | 焼結分散強化型耐熱鋼成形部材 |
US07/338,932 US4963200A (en) | 1988-04-25 | 1989-04-11 | Dispersion strengthened ferritic steel for high temperature structural use |
GB8908952A GB2219004B (en) | 1988-04-25 | 1989-04-20 | Dispersion strengthened ferritic steel for high temperature structural use |
FR8905316A FR2632659B1 (fr) | 1988-04-25 | 1989-04-21 | Acier ferritique renforce par dispersion pour des structures haute temperature |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63114060A JPH07823B2 (ja) | 1988-05-11 | 1988-05-11 | 焼結分散強化型耐熱鋼成形部材 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH01287252A true JPH01287252A (ja) | 1989-11-17 |
JPH07823B2 JPH07823B2 (ja) | 1995-01-11 |
Family
ID=14628027
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63114060A Expired - Lifetime JPH07823B2 (ja) | 1988-04-25 | 1988-05-11 | 焼結分散強化型耐熱鋼成形部材 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH07823B2 (ja) |
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0551701A (ja) * | 1991-08-27 | 1993-03-02 | Nippon Steel Corp | 酸化物分散強化フエライト系耐熱鋼板 |
JP2014198900A (ja) * | 2013-03-29 | 2014-10-23 | コリア アトミック エナジー リサーチ インスティチュート | フェライト系酸化物分散強化合金及びその製造方法 |
JP2015000992A (ja) * | 2013-06-13 | 2015-01-05 | 独立行政法人日本原子力研究開発機構 | 耐食性、靭性および高温機械的特性に優れた酸化物分散強化型焼き戻しマルテンサイト鋼およびその製造方法 |
JP2015168883A (ja) * | 2014-03-05 | 2015-09-28 | コリア アトミック エナジー リサーチ インスティチュート | フェライト・マルテンサイト系酸化物分散強化鋼及びこれの製造方法 |
JP2016511325A (ja) * | 2012-12-28 | 2016-04-14 | テラパワー, エルエルシー | 燃料要素のための鉄をベースとした組成物 |
KR20180092847A (ko) * | 2017-02-09 | 2018-08-20 | 테라파워, 엘엘씨 | 연료 요소를 위한 철계 조성물 |
US10157687B2 (en) | 2012-12-28 | 2018-12-18 | Terrapower, Llc | Iron-based composition for fuel element |
JP2021095625A (ja) * | 2019-12-18 | 2021-06-24 | ケプコ ニュークリア フューエル カンパニー リミテッド | フェライト系合金及びこれを用いた核燃料被覆管の製造方法 |
CN113215470A (zh) * | 2021-04-29 | 2021-08-06 | 西安建筑科技大学 | 一种纳米级氧化物强化低活化钢复合材料及其制备方法 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101223155B1 (ko) * | 2011-04-18 | 2013-01-17 | 한국원자력연구원 | 고온 강도 및 크리프 저항성이 향상된 산화물 분산 강화 합금 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5328517A (en) * | 1976-08-26 | 1978-03-16 | Bbc Brown Boveri & Cie | Composite material based on heat resistant alloy making method of it and structures of heat engines or electric apparatuses made of this material |
JPS63186853A (ja) * | 1986-09-29 | 1988-08-02 | Nkk Corp | 酸化物分散強化型高クロム鋼 |
-
1988
- 1988-05-11 JP JP63114060A patent/JPH07823B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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US10930403B2 (en) | 2012-12-28 | 2021-02-23 | Terrapower, Llc | Iron-based composition for fuel element |
JP2019060023A (ja) * | 2012-12-28 | 2019-04-18 | テラパワー, エルエルシー | 燃料要素のための鉄をベースとした組成物を製造する方法 |
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US10011893B2 (en) | 2014-03-05 | 2018-07-03 | Korea Atomic Energy Research Institute | Ferritic/martensitic oxide dispersion strengthened steel with enhanced creep resistance and method of manufacturing the same |
KR20180092847A (ko) * | 2017-02-09 | 2018-08-20 | 테라파워, 엘엘씨 | 연료 요소를 위한 철계 조성물 |
JP2021095625A (ja) * | 2019-12-18 | 2021-06-24 | ケプコ ニュークリア フューエル カンパニー リミテッド | フェライト系合金及びこれを用いた核燃料被覆管の製造方法 |
US11603584B2 (en) | 2019-12-18 | 2023-03-14 | Kepco Nuclear Fuel Co., Ltd. | Ferritic alloy and method of manufacturing nuclear fuel cladding tube using the same |
CN113215470A (zh) * | 2021-04-29 | 2021-08-06 | 西安建筑科技大学 | 一种纳米级氧化物强化低活化钢复合材料及其制备方法 |
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JPH07823B2 (ja) | 1995-01-11 |
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