JPH07823B2 - 焼結分散強化型耐熱鋼成形部材 - Google Patents
焼結分散強化型耐熱鋼成形部材Info
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- JPH07823B2 JPH07823B2 JP63114060A JP11406088A JPH07823B2 JP H07823 B2 JPH07823 B2 JP H07823B2 JP 63114060 A JP63114060 A JP 63114060A JP 11406088 A JP11406088 A JP 11406088A JP H07823 B2 JPH07823 B2 JP H07823B2
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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耐熱鋼に関する。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。
分散強化型フェライト系耐熱鋼に関する。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。
（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（中性子照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（中性子照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、既存フェライト系鋼の中では強度
の高い鋼の一つであるASTM・A213-T91（Mod.9 Cr-1Mo
鋼）でも、650℃×104hクリープ破断強度は7.5kgf/mm2
であり、12Cr系鋼として広く使われているDIN X20CrMoW
V 121の650℃×104hクリープ破断強度も高々6kgf/mm2程
度である。そしてこれらの材料は、600℃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、既存フェライト系鋼の中では強度
の高い鋼の一つであるASTM・A213-T91（Mod.9 Cr-1Mo
鋼）でも、650℃×104hクリープ破断強度は7.5kgf/mm2
であり、12Cr系鋼として広く使われているDIN X20CrMoW
V 121の650℃×104hクリープ破断強度も高々6kgf/mm2程
度である。そしてこれらの材料は、600℃以下の比較的
低温での使用を目的としている。
一方、Y2O3を分散させたフェライト系鋼としては、INCO
社のMA956、MA957が知られているが、強度特性の異方性
も大きい。
社のMA956、MA957が知られているが、強度特性の異方性
も大きい。
特に管体のように長手方向に大きく延伸させる成形加工
を加えるときなどは半径方向の高温強度の低下が著し
く、例えば高速増殖炉の炉心材料、すなわち被覆管とし
て用いるときには高い内圧に耐えることができなくな
る。
を加えるときなどは半径方向の高温強度の低下が著し
く、例えば高速増殖炉の炉心材料、すなわち被覆管とし
て用いるときには高い内圧に耐えることができなくな
る。
（発明が解決しようとする課題） 本発明は、650〜750℃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、特に前述のように高速増殖
炉の炉心材料用としての使用にも適する焼結用分散強化
型耐熱鋼材を提供することである。
に優れかつ異方性も小さい、特に前述のように高速増殖
炉の炉心材料用としての使用にも適する焼結用分散強化
型耐熱鋼材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
Y2O3粉末あるいはZrO2、Al2O3、MgO粉末を均一分散させ
たところ、マルテンサイト相を形成する鋼を基地材に選
ぶことにより圧粉成形・焼結、熱処理に際して、あるい
はその後の成形加工により生じた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。
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
Y2O3粉末あるいはZrO2、Al2O3、MgO粉末を均一分散させ
たところ、マルテンサイト相を形成する鋼を基地材に選
ぶことにより圧粉成形・焼結、熱処理に際して、あるい
はその後の成形加工により生じた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、 少なくとも、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Y2O3、Al2O3、ZrO2、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耐熱鋼成形部材であ
って、成形加工によって付与された異方性を解消した焼
ならし・焼戻しマルテンサイト組織から成ることを特徴
とする異方性のみられない高速増殖炉用焼結分散強化型
耐熱鋼成形部材である。
含有するフェライト母相にY2O3、Al2O3、ZrO2、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耐熱鋼成形部材であ
って、成形加工によって付与された異方性を解消した焼
ならし・焼戻しマルテンサイト組織から成ることを特徴
とする異方性のみられない高速増殖炉用焼結分散強化型
耐熱鋼成形部材である。
本発明の好適態様によれば、前記成形加工の加工方向に
垂直方向の650℃×104hのクリープ破断強度が8kgf/mm2
以上であってもよい。
垂直方向の650℃×104hのクリープ破断強度が8kgf/mm2
以上であってもよい。
また、本発明にかかる焼結分散強化型耐熱鋼成形部材は
中性子環境下の高速増殖炉の被覆管として用いることが
できる。
中性子環境下の高速増殖炉の被覆管として用いることが
できる。
上記母相としては、重量％でNi:0.1〜１％、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か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％、そして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。
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か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％、そして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、本発明にかかる成形部材は、圧粉成形・焼結後、
得られた焼結鋼に適宜成形加工を施し、最終形状として
から、所定の熱処理、例えば1000℃以上の焼ならし・70
0℃以上の焼戻しを行い、焼戻しマルテンサイト組織と
することで成形時の異方性の解消を図り、製造される。
得られた焼結鋼に適宜成形加工を施し、最終形状として
から、所定の熱処理、例えば1000℃以上の焼ならし・70
0℃以上の焼戻しを行い、焼戻しマルテンサイト組織と
することで成形時の異方性の解消を図り、製造される。
（作用） 本発明においては焼結鋼の成形加工後に所定の熱処理を
施すことにより生成するマルテンサイト相（以下同じ）
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「重量％」である。
施すことにより生成するマルテンサイト相（以下同じ）
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「重量％」である。
C:オー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、Ｖ、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の適性含有量を
0.04〜0.2％とする。
織を安定化する。さらに合金元素Nb、Ｖ、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の適性含有量を
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。
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の適性含有量を1.5％以下
とする。
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の適性含有量を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％以上の場合、
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の適性含有量を８％以上、13％未満
とする。
素で、８％未満では効果がない。また13％以上の場合、
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の適性含有量を８％以上、13％未満
とする。
Al: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、Alの適性含有量を0.03％以下とする。
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、Alの適性含有量を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。
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:オー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
の適性含有量を0.1〜１％とする。
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
の適性含有量を0.1〜１％とする。
N:V、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の適性含有量を0.01〜0.
08％とする。
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の適性含有量を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％を超える場合は加工性およ
び溶接性を低下させる。したがって、Ｂの適性含有量を
0.001〜0.01％とする。
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％を超える場合は加工性およ
び溶接性を低下させる。したがって、Ｂの適性含有量を
0.001〜0.01％とする。
Ti:Y2O3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。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。したがって、Tiの適性含有量を0.
3〜２％とする。
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。したがって、Tiの適性含有量を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Ｐ、
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％を適性含有量とする。
加は、介在物の形態制御と靭性に有害な不純物中のＰ、
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％を適性含有量とする。
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。どちらも0.1％未満では上記効果が得
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の適性含有量を0.1〜
2.5％、Ｗの適性含有量は0.1〜４％とする。
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。どちらも0.1％未満では上記効果が得
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の適性含有量を0.1〜
2.5％、Ｗの適性含有量は0.1〜４％とする。
V: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、Ｖの
適性含有量を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、Ｖの
適性含有量を0.1〜0.4％とする。
Nb:これも所望添加成分であって、Ｖ同様にＣ、Ｎ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の適生含有量を0.01〜0.2％と
する。
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の適生含有量を0.01〜0.2％と
する。
Y2O3粉末あるいはZrO2、Al2O3、MgO粉末：基地材に均一
分散させることによりクリープ強度を強化する。平均粉
末粒径が3000Å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が好ましくは、50Å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％
を適性含有量とする。
分散させることによりクリープ強度を強化する。平均粉
末粒径が3000Å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が好ましくは、50Å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％
を適性含有量とする。
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、HIP、CIP等）により圧粉
成形・焼結を行い、得られた焼結鋼に最終製品形状にま
で成形加工を行ってから焼ならし・焼戻しなどの熱処理
を行い、成形加工時に導入された異方性を解消した焼戻
しマルテンサイト組織とする。
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、HIP、CIP等）により圧粉
成形・焼結を行い、得られた焼結鋼に最終製品形状にま
で成形加工を行ってから焼ならし・焼戻しなどの熱処理
を行い、成形加工時に導入された異方性を解消した焼戻
しマルテンサイト組織とする。
ここに、本発明にかかる鋼材としては特定の構造のもの
に制限されず、管材、棒材はもちろん、板材も包含され
るが、本発明の効果である加工による異方性がみられな
い特性を十分に発揮できる用途としてはいわゆるシーム
レスパイプのような管材（例：核燃料用の被覆管）が好
ましい。
に制限されず、管材、棒材はもちろん、板材も包含され
るが、本発明の効果である加工による異方性がみられな
い特性を十分に発揮できる用途としてはいわゆるシーム
レスパイプのような管材（例：核燃料用の被覆管）が好
ましい。
（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試験を行った。
種の成分をもつ鋼を供試材として試験を行った。
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STBA26鋼、鋼Ｂは火力発電用
STBA27鋼、鋼ＣはASTM・A213-T91鋼、鋼Ｄはボイラ用9C
r-2Mo−Ｖ−Nb鋼、鋼ＥはDIN・X20CrMoV121鋼、鋼ＦはD
IN・X20CrMoWV121鋼（通称HT9）である。また鋼ＧはINC
O社製MA956であり、Ａ〜Ｆは溶解法、Ｇは下記に示す粉
末冶金法にて製作したものである。
用フェライト鋼で、鋼ＡはSTBA26鋼、鋼Ｂは火力発電用
STBA27鋼、鋼ＣはASTM・A213-T91鋼、鋼Ｄはボイラ用9C
r-2Mo−Ｖ−Nb鋼、鋼ＥはDIN・X20CrMoV121鋼、鋼ＦはD
IN・X20CrMoWV121鋼（通称HT9）である。また鋼ＧはINC
O社製MA956であり、Ａ〜Ｆは溶解法、Ｇは下記に示す粉
末冶金法にて製作したものである。
鋼Ｈ〜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以下の元素粉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℃にて８〜15:1の押出比で熱間押出し、
20〜30φ×1000mm長さの寸法を有する押出し棒を製作し
た。
末粒径が200μｍ以下の元素粉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℃にて８〜15:1の押出比で熱間押出し、
20〜30φ×1000mm長さの寸法を有する押出し棒を製作し
た。
比較用の鋼Ｖ〜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。
上記鋼Ａ〜Ｆ、Ｈ〜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℃焼き
もどし熱処理を施し供試材とした。鋼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。
圧延した後、950〜1050℃焼きならし＋750〜830℃焼き
もどし熱処理を施し供試材とした。鋼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×6mm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℃クリープ破断試験を行った。
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℃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℃×104hクリープ破断強度において、
本発明鋼は全て8.0kgf/mm2を超え、既存の鋼Ａ〜Ｆをは
るかに凌ぎ、650℃×104hクリー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℃×104hクリープ破断強度において、
本発明鋼は全て8.0kgf/mm2を超え、既存の鋼Ａ〜Ｆをは
るかに凌ぎ、650℃×104hクリー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。図に明瞭に示されるよ
うに、本発明鋼は、異方性が少なく、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。
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、異方性が少なく、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。
（発明の効果） 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（Ｔ方向）をまとめて示すグラフである。
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（Ｔ方向）をまとめて示すグラフである。
フロントページの続き (72)発明者 平野 奨 兵庫県尼崎市西長洲本通１丁目３番地 住 友金属工業株式会社総合技術研究所内 (72)発明者 伊勢田 敦朗 兵庫県尼崎市西長洲本通１丁目３番地 住 友金属工業株式会社総合技術研究所内 (72)発明者 寺西 洋志 兵庫県尼崎市西長洲本通１丁目３番地 住 友金属工業株式会社総合技術研究所内 (72)発明者 柴原 格 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 野村 茂雄 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 中嶋 元治 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 榎戸 裕二 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 藤原 優行 兵庫県神戸市灘区高徳町１―４―11 (72)発明者 西田 俊夫 兵庫県神戸市灘区篠原伯母野山町２―３― １ (56)参考文献 特開 昭53−28517（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−186853（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】重量％で、 少なくとも、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Y2O3、Al2O3、ZrO2、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耐熱鋼成形部材であ
って、成形加工によって付与された異方性を解消した焼
ならし・焼戻しマルテンサイト組織から成ることを特徴
とする異方性のみられない高速増殖炉用焼結分散強化型
耐熱鋼成形部材。 - 【請求項２】前記成形加工の加工の加工方向に垂直方向
の650℃×104hのクリープ破断強度が8kgf/mm2以上であ
る請求項１記載の焼結分散強化型耐熱鋼成形部材。 - 【請求項３】中性子環境下の高速増殖炉の被覆管である
請求項１または２記載の焼結分散強化型耐熱成形部材。
Priority Applications (4)
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|---|---|---|---|
| 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 JPH01287252A (ja) | 1989-11-17 |
| JPH07823B2 true JPH07823B2 (ja) | 1995-01-11 |
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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 |
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| JP (1) | JPH07823B2 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| KR20150104348A (ko) * | 2014-03-05 | 2015-09-15 | 한국원자력연구원 | 크리프 저항성이 향상된 페라이트/마르텐사이트계 산화물분산강화 강 및 이의 제조방법 |
| AU2017265148B2 (en) * | 2017-02-09 | 2023-04-06 | Terrapower, Llc | Iron-based composition for fuel element |
| KR102324087B1 (ko) | 2019-12-18 | 2021-11-10 | 한전원자력연료 주식회사 | 페라이트계 합금 및 이를 이용한 핵연료 피복관의 제조방법 |
| CN113215470B (zh) * | 2021-04-29 | 2022-02-11 | 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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-
1988
- 1988-05-11 JP JP63114060A patent/JPH07823B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| 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 |
| FR3007040A1 (fr) | 2013-06-13 | 2014-12-19 | Japan Atomic Energy Agency Independent Administrative Corp | Acier martensitique trempe renforce par dispersion d'oxydes d'excellente resistance a la corrosion, tenacite et propriete mecaniques a temperature elevee, et procede de production de celui-ci |
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|---|---|
| JPH01287252A (ja) | 1989-11-17 |
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