JPS5943852A - オ−ステナイト型合金 - Google Patents
オ−ステナイト型合金Info
- Publication number
- JPS5943852A JPS5943852A JP58078105A JP7810583A JPS5943852A JP S5943852 A JPS5943852 A JP S5943852A JP 58078105 A JP58078105 A JP 58078105A JP 7810583 A JP7810583 A JP 7810583A JP S5943852 A JPS5943852 A JP S5943852A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weight
- alloy
- content
- phosphorus
- carbon
- 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.)
- Pending
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10S376/00—Induced nuclear reactions: processes, systems, and elements
- Y10S376/90—Particular material or material shapes for fission reactors
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Organic Low-Molecular-Weight Compounds And Preparation Thereof (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】
本発明は、高温度条件の高エネルギー中性子放射雰囲気
、たとえば液体金属高速中性子増殖炉（ＬＭＦＢＲ）内
部の条件下で用いるに特に適した特性を持つオーステナ
イト構造のニッケルークロム−鉄系合金に関する。より
詳細には、本発明は、原子炉で用いる改良されたチタニ
ウム変性オーステナイト型ステンレス鋼合金に関する。
、たとえば液体金属高速中性子増殖炉（ＬＭＦＢＲ）内
部の条件下で用いるに特に適した特性を持つオーステナ
イト構造のニッケルークロム−鉄系合金に関する。より
詳細には、本発明は、原子炉で用いる改良されたチタニ
ウム変性オーステナイト型ステンレス鋼合金に関する。
ＬＭＦＢＲを商業的操業段階にまで発展させる努力のう
ち主要な目的の一つは、耐膨潤性を持ち、必要な放射線
照射後の機械的特性を持ち燃料棒被覆用又はダクト用に
使用できる合金の開発であった。燃料棒被覆体は、液体
す） ＩＪウムの流れと接触し表面温度が約４００℃〜
６５０℃（７５０°Ｆ〜１２００°Ｆ）になる。ダクト
は各燃料ピンの束を取り囲んでおり、約３８０℃〜５５
０℃（７１５°Ｆ〜１０２０°Ｆ）で使用される。この
種の部材は、前記の高温度下で１０ ｎ ／ ｔｒＡ
−ｓｅｃ （Ｅ ０． Ｉ ＭｅＶ ）程度の高速中
性子束に曝露され、２×１０２３〜３Ｘ１０２３ｎ／
ｃｒ／Ｉ （Ｅ ０． Ｉ Ｍ ｅ Ｖ ）程度の中性
子流を実現できるものでなければならない。特に燃料被
覆又はダクトとしてＬＭＦＢＲで用いられている最良の
合金類の一つは、固溶体オーステナイト鋼である冷間加
工Ａｌ５Ｉ３１６鋼である。〔メタルジカル・トランス
アクションズ・ニー〕（Ｍｅｔｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ
’ｌ’ｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ）の第９Ａ巻（１
９７８年２月）の１４３〜１４９頁に収載されているベ
ネット及ホルトン（Ｂｅｎｅｔｔ ａｎｄ Ｈｏｒｔｏ
ｎ）ニよる「液体金属高速中性子増殖炉用の材料に要求
される特性」（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｒｅｑｕｉｒｅｍ
ｅｎｔｓ ｆｏｒ Ｉｊｑ−ｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｆ
ａｓｔ １３ｒｅｅｄｅｒ Ｒｅａｃｔｏｒｓ）と題す
る報文を参照されたい。）原子炉用規格３１６燃料被覆
体の化学組成の明細及び材料製造工程は、１９８２年３
月１８日イ・１で米国特許庁に出願された係属中の米国
特胎願 第３５９．５４９号の明細書に記載されている。
ち主要な目的の一つは、耐膨潤性を持ち、必要な放射線
照射後の機械的特性を持ち燃料棒被覆用又はダクト用に
使用できる合金の開発であった。燃料棒被覆体は、液体
す） ＩＪウムの流れと接触し表面温度が約４００℃〜
６５０℃（７５０°Ｆ〜１２００°Ｆ）になる。ダクト
は各燃料ピンの束を取り囲んでおり、約３８０℃〜５５
０℃（７１５°Ｆ〜１０２０°Ｆ）で使用される。この
種の部材は、前記の高温度下で１０ ｎ ／ ｔｒＡ
−ｓｅｃ （Ｅ ０． Ｉ ＭｅＶ ）程度の高速中
性子束に曝露され、２×１０２３〜３Ｘ１０２３ｎ／
ｃｒ／Ｉ （Ｅ ０． Ｉ Ｍ ｅ Ｖ ）程度の中性
子流を実現できるものでなければならない。特に燃料被
覆又はダクトとしてＬＭＦＢＲで用いられている最良の
合金類の一つは、固溶体オーステナイト鋼である冷間加
工Ａｌ５Ｉ３１６鋼である。〔メタルジカル・トランス
アクションズ・ニー〕（Ｍｅｔｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ
’ｌ’ｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ Ａ）の第９Ａ巻（１
９７８年２月）の１４３〜１４９頁に収載されているベ
ネット及ホルトン（Ｂｅｎｅｔｔ ａｎｄ Ｈｏｒｔｏ
ｎ）ニよる「液体金属高速中性子増殖炉用の材料に要求
される特性」（Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｒｅｑｕｉｒｅｍ
ｅｎｔｓ ｆｏｒ Ｉｊｑ−ｕｉｄ Ｍｅｔａｌ Ｆ
ａｓｔ １３ｒｅｅｄｅｒ Ｒｅａｃｔｏｒｓ）と題す
る報文を参照されたい。）原子炉用規格３１６燃料被覆
体の化学組成の明細及び材料製造工程は、１９８２年３
月１８日イ・１で米国特許庁に出願された係属中の米国
特胎願 第３５９．５４９号の明細書に記載されている。
しかしながら、ＬＭＦＢＲの運転４０１度下で長時間に
わたって高速度の中性子束に曝露されると、３１６合金
は空隙膨潤（ｖｏｉｄ ｓｗｅｌｌｉｎｇ）を起こし、
その空隙膨潤度が高い。合金の化学組成を変え或いは製
造方法を変更することにより膨潤を減少させるために広
範囲にわたる開発努力が払われた。たとえば、米国特、
ｉ′１第４．１５８．６０６号はこの種の努力の一つを
示しており、この先行技術によれば、３１６ステンレス
のような固溶体オーステナイト合金類に珪素とチタンと
を組み合わせて付加することにより耐膨潤性が向上する
と結論づけられている。
わたって高速度の中性子束に曝露されると、３１６合金
は空隙膨潤（ｖｏｉｄ ｓｗｅｌｌｉｎｇ）を起こし、
その空隙膨潤度が高い。合金の化学組成を変え或いは製
造方法を変更することにより膨潤を減少させるために広
範囲にわたる開発努力が払われた。たとえば、米国特、
ｉ′１第４．１５８．６０６号はこの種の努力の一つを
示しており、この先行技術によれば、３１６ステンレス
のような固溶体オーステナイト合金類に珪素とチタンと
を組み合わせて付加することにより耐膨潤性が向上する
と結論づけられている。
この先行特許には、更に、少量のジルコニウムの付加に
より空隙膨潤が減少すると記載されている。
より空隙膨潤が減少すると記載されている。
１９８０年１月９日付で米国特許庁に出願された係属中
の米国特許願第１１０．５２５号は、３１６合金のクロ
ム及びモリブデンの含有量を減少させ、ニッケルと珪素
とチタンとジルコニウムの含有量を増加させることによ
り、耐膨潤性を向上させる試みを記載している。
の米国特許願第１１０．５２５号は、３１６合金のクロ
ム及びモリブデンの含有量を減少させ、ニッケルと珪素
とチタンとジルコニウムの含有量を増加させることによ
り、耐膨潤性を向上させる試みを記載している。
」二連の各種材料では、燐は不純物と考えられており、
合金中の燐の含有量は０．０２重量％以下に保たれてい
る。
合金中の燐の含有量は０．０２重量％以下に保たれてい
る。
上述の如き広範囲にわたる開発努ツノにもかかわらず、
高温度１・゛で高速度中性子の高速の流れに長時間曝露
することによってもたらされる空隙の形成に起因し相の
不安定化と関連する膨潤の問題は、大き１ｊ改良の余地
を残している。本発明者等は、耐膨潤特性が優れている
とともに照射後の機械的特性が良好な新しい種類のオー
ステナイト合金を見い出した。
高温度１・゛で高速度中性子の高速の流れに長時間曝露
することによってもたらされる空隙の形成に起因し相の
不安定化と関連する膨潤の問題は、大き１ｊ改良の余地
を残している。本発明者等は、耐膨潤特性が優れている
とともに照射後の機械的特性が良好な新しい種類のオー
ステナイト合金を見い出した。
本発明は、ニッケルークロム−鉄系のオーステナイト合
金であって、 ０．０４〜０．０９重量％の炭素と、 １５〜２．５重量％のマンガンと、 ０．５〜１．６重量％の珪素と、 ０．０３〜０，０８重量％の憐と、 １３．３〜１６．５重量％のクロムと、１３．７〜１６
．０重量％のニッケルと、１．０〜３，０重量％のモリ
ブデンと、０．１０〜０３５重量％のチタンと、 最大的０．２０重量％のジルコニウムとを含有すること
と、ジルコニウムの含ｑ’ Ｌｌか０．０２〜０．２０
重量％である場合には、炭素と憐の含有量が、燐０．０
５〜０．０８重量％で炭素０．０４〜０．０９重量％で
あるか、燐０．０３５〜００８重量％で炭素０．０７〜
０．０９重量％であるか、又は燐０．０５〜０．０８重
量％で炭素０．０７〜００９重量％であり、残部が実質
的に鉄によって占められていることとを特徴とするオー
ステナイト合金を提供せんとするものである。
金であって、 ０．０４〜０．０９重量％の炭素と、 １５〜２．５重量％のマンガンと、 ０．５〜１．６重量％の珪素と、 ０．０３〜０，０８重量％の憐と、 １３．３〜１６．５重量％のクロムと、１３．７〜１６
．０重量％のニッケルと、１．０〜３，０重量％のモリ
ブデンと、０．１０〜０３５重量％のチタンと、 最大的０．２０重量％のジルコニウムとを含有すること
と、ジルコニウムの含ｑ’ Ｌｌか０．０２〜０．２０
重量％である場合には、炭素と憐の含有量が、燐０．０
５〜０．０８重量％で炭素０．０４〜０．０９重量％で
あるか、燐０．０３５〜００８重量％で炭素０．０７〜
０．０９重量％であるか、又は燐０．０５〜０．０８重
量％で炭素０．０７〜００９重量％であり、残部が実質
的に鉄によって占められていることとを特徴とするオー
ステナイト合金を提供せんとするものである。
本発明によれば、更に、高温度下で多量の高速度中性子
流の流れる雰囲気で使用する燃料被覆チューブであって
、冷間加工された微細構造を有し、上述の組成を持つ合
金から成る燃料被覆チューブが提供される。
流の流れる雰囲気で使用する燃料被覆チューブであって
、冷間加工された微細構造を有し、上述の組成を持つ合
金から成る燃料被覆チューブが提供される。
更に、本発明によれば、液体金属高速度中性子増殖炉で
使用する燃料被覆体の製造方法であって、上述の組成を
持つ合金を選択使用し、各冷間加工の中間工程で中間焼
鈍を行なう複数の冷間加工寸法減少工程を有し、最終変
形工程か１５〜３０％の面積減少を行なわせる冷間加工
寸法減少工程であることを特徴とする方法か提供される
。
使用する燃料被覆体の製造方法であって、上述の組成を
持つ合金を選択使用し、各冷間加工の中間工程で中間焼
鈍を行なう複数の冷間加工寸法減少工程を有し、最終変
形工程か１５〜３０％の面積減少を行なわせる冷間加工
寸法減少工程であることを特徴とする方法か提供される
。
本発明による合金中のジルコニウム含イ１量は好ましく
は約０．０１重量％未満、最も好ましくは０．００５重
量％又はｏ、 ｏ ｏ ｉ重量％未満にする。本発明に
よるジルコニウム含有率の低い合金においては、燐の含
有ｍを０．０３０若しくは０、０３５重量％〜００５０
重量％に保ち、加工性、耐応特性及び照射後の機械的特
性の組合せか最適になるようにする。
は約０．０１重量％未満、最も好ましくは０．００５重
量％又はｏ、 ｏ ｏ ｉ重量％未満にする。本発明に
よるジルコニウム含有率の低い合金においては、燐の含
有ｍを０．０３０若しくは０、０３５重量％〜００５０
重量％に保ち、加工性、耐応特性及び照射後の機械的特
性の組合せか最適になるようにする。
主要な特徴について上述した本発明による各種合金にお
ける珪素及びモリブデンの好ましい含有量は、珪素０．
５〜１０重量％、モリブデン１．５〜２．５重量％であ
り、この好ましい含有量起因する膨潤に対する抵抗性が
向上する。耐膨潤特性の理由から、モリブデン含イ１率
１０〜１．７重量％の合金が推奨できる。
ける珪素及びモリブデンの好ましい含有量は、珪素０．
５〜１０重量％、モリブデン１．５〜２．５重量％であ
り、この好ましい含有量起因する膨潤に対する抵抗性が
向上する。耐膨潤特性の理由から、モリブデン含イ１率
１０〜１．７重量％の合金が推奨できる。
本発明の好ましい実施例においては、主要な特徴を上に
記載した化学組成を白しジルコニウム含有量が０．０１
重里％以下である合金を選択使用し、冷間加工された微
細構造を持つ燃料被覆体又はダクトを製造する。
記載した化学組成を白しジルコニウム含有量が０．０１
重里％以下である合金を選択使用し、冷間加工された微
細構造を持つ燃料被覆体又はダクトを製造する。
好ましいチタン含有量は０．１０〜０．２５重量％であ
る。
る。
好マシイマンガン含有ｆｆｉ ハ１．８〜２２重（ｉｊ
％である。
％である。
応力緩和特性を向上させるために、本発明ζこよる合金
に硼素を添加することもできる。（１）ｊ素含有量はｏ
、ｏｏｔ〜０．００８重量％とすることができ、０．０
３〜０．０６重量％が好ましく１゜本発明による合金の
一般的な組成は、炭素０．０４〜０．０９重量％、マン
ガン１５〜２．５重量％、珪素０５〜１．６重量％、燐
０．０３５〜０．０８重量％、クロム１３３〜１６５重
量％、ニッケル１３７〜１６重量％、モリブテン１．０
〜３０重ｆｆｉ ％、チタ７０．１０−０．３５重量％
、ジルコニウム最大０．２０重量％であり、残部が実質
的に鉄である。高速度中性子の照射時に最適の耐膨潤特
性を得るためには、合金組成中の炭素及び／又は燐の含
有量を合金中のフルコニウムの含有量と相関させて選定
しなけれはならないと考えられる。即ち、ジルコニウム
含有量か０．０２〜０．２０重量％である場合における
炭素と燐の含有率はＦ記の範囲でなければならない。
に硼素を添加することもできる。（１）ｊ素含有量はｏ
、ｏｏｔ〜０．００８重量％とすることができ、０．０
３〜０．０６重量％が好ましく１゜本発明による合金の
一般的な組成は、炭素０．０４〜０．０９重量％、マン
ガン１５〜２．５重量％、珪素０５〜１．６重量％、燐
０．０３５〜０．０８重量％、クロム１３３〜１６５重
量％、ニッケル１３７〜１６重量％、モリブテン１．０
〜３０重ｆｆｉ ％、チタ７０．１０−０．３５重量％
、ジルコニウム最大０．２０重量％であり、残部が実質
的に鉄である。高速度中性子の照射時に最適の耐膨潤特
性を得るためには、合金組成中の炭素及び／又は燐の含
有量を合金中のフルコニウムの含有量と相関させて選定
しなけれはならないと考えられる。即ち、ジルコニウム
含有量か０．０２〜０．２０重量％である場合における
炭素と燐の含有率はＦ記の範囲でなければならない。
（１） 隣か０．０５〜００８重量％で炭素が０．０
４〜００９重量％である範囲 （２） 燐かｏ、 ０３５〜００８重量％て炭素か０
．０７〜００９重量％である範囲 （３） 燐か０．０５〜００８重量％で炭素か００７
〜０．０９重量％である範囲 ジルコニウム含有量か００２〜０．２０重量％の範囲内
であるときには、炭素及び／又は燐の含有量をジルコニ
ウム含有量か増加するに従って増加させるのが好ましい
。例を挙げて説明すると、耐膨潤特性を最適にするには
、ジルコニウム含有間約０．１重量％の場合には燐の含
有量を約０．０４重量％炭素の含有量を約０．０８重量
％にするのかよく（第１図参照）、又は燐の含有量を約
０．０８重量％炭素の含有量を約０．０４重重量にする
のかよい（第２図参照）。たとえば、ジルコニウム含有
率約０．２０ 、’１ｌｌｉ： １１ｔ ９ｏである場
合には、燐含有量を約０．０８重Ｒｉ％炭素含有凰を約
００８重量％とするのかよい。ジルコニウム含有量が約
０．０２重量％未〆萬である場合には、燐含有量を約０
．０３５〜０．０８重量％炭素含有量を約０．０４〜０
．０９重量％にすればよい。
４〜００９重量％である範囲 （２） 燐かｏ、 ０３５〜００８重量％て炭素か０
．０７〜００９重量％である範囲 （３） 燐か０．０５〜００８重量％で炭素か００７
〜０．０９重量％である範囲 ジルコニウム含有量か００２〜０．２０重量％の範囲内
であるときには、炭素及び／又は燐の含有量をジルコニ
ウム含有量か増加するに従って増加させるのが好ましい
。例を挙げて説明すると、耐膨潤特性を最適にするには
、ジルコニウム含有間約０．１重量％の場合には燐の含
有量を約０．０４重量％炭素の含有量を約０．０８重量
％にするのかよく（第１図参照）、又は燐の含有量を約
０．０８重量％炭素の含有量を約０．０４重重量にする
のかよい（第２図参照）。たとえば、ジルコニウム含有
率約０．２０ 、’１ｌｌｉ： １１ｔ ９ｏである場
合には、燐含有量を約０．０８重Ｒｉ％炭素含有凰を約
００８重量％とするのかよい。ジルコニウム含有量が約
０．０２重量％未〆萬である場合には、燐含有量を約０
．０３５〜０．０８重量％炭素含有量を約０．０４〜０
．０９重量％にすればよい。
本発明による合金と同様の合金の照射後の延性試験の結
果から燐含有量の最大値を約０．０８重量％に定めた。
果から燐含有量の最大値を約０．０８重量％に定めた。
燐含有間約０．０４重量％の合金と燐含有間約００８重
量％の合金の試験結果を見ると、本発明による合金のほ
うか良好な照射後延性特性を持つことか示されている。
量％の合金の試験結果を見ると、本発明による合金のほ
うか良好な照射後延性特性を持つことか示されている。
燐含有量か約０．０８ ：ｒｒｔ Ｉ；ｊ％でも延性を
示すけれとも燐含有量００４重ＩＪｋ％の合金と比較す
ると合金の照射後延性の試験結果が劣る。燐含有［１１
の）限は、本発明合金における空隙膨潤耐性を適切な程
度に保つと考えられる限度にしである。
示すけれとも燐含有量００４重ＩＪｋ％の合金と比較す
ると合金の照射後延性の試験結果が劣る。燐含有［１１
の）限は、本発明合金における空隙膨潤耐性を適切な程
度に保つと考えられる限度にしである。
本発明合金から成る製品の溶接性を良好にするために、
燐及び炭素の含有量は約０．０５〜０．０６重量％以下
にすることか好ましい。従って、この目的に合致させる
とともに耐膨潤特性の高い合金を得るという目的にも合
致させるために、ジルコニウム含有率は好ましくは約０
．０１重量％以下、最も好ましくは約０００５重量％又
は０．００１重量％以下にする。ジルコニウム含有量が
上述のように低い合金中の燐の含有量は００３５重量％
程度の低い値にすることかでき、ジルコニウム含有量を
０００５重量％又は０．００１重量％以下にした場合に
は燐含有率を約０．３０重態％程度の低い値にできる。
燐及び炭素の含有量は約０．０５〜０．０６重量％以下
にすることか好ましい。従って、この目的に合致させる
とともに耐膨潤特性の高い合金を得るという目的にも合
致させるために、ジルコニウム含有率は好ましくは約０
．０１重量％以下、最も好ましくは約０００５重量％又
は０．００１重量％以下にする。ジルコニウム含有量が
上述のように低い合金中の燐の含有量は００３５重量％
程度の低い値にすることかでき、ジルコニウム含有量を
０００５重量％又は０．００１重量％以下にした場合に
は燐含有率を約０．３０重態％程度の低い値にできる。
Ｎ１約１３８重量％、Ｍｎ ２重量％、Ｇ Ｏ，０４重
量％、８１０８重量％、Ｃｒ １６．２重量％、Ｍｏ２
．５重量％、ＴｌＯ２重量％の基本組成を持ちジルコニ
ウム含有量が００１重量％である本発明者等によって研
究された２０％の冷間加工を施した合金類の場合、燐と
炭素の含も量を約０．０４重量％に保つことかでき、し
かも５５０℃及び６５０℃において１０．５ Ｘ ｌ
’０２２ｎ／ｃａ （Ｅ＞０．１ＭｅＶ）及び１１．４
”２Ｘ １０ ｎ／ｃｄ （Ｅ ＞ ０．１ Ｍ ｅ
Ｖ ）の中性子流の条イ１１下て、基本組成が同一であ
るか燐の含有率か丁分である合金と比較して、実質的に
改良された特性か得られることか第２図に示されている
。第２図は、更に、同一基本組成でジルコニウム含有量
を約０１重量％に増加した場合には、同一〆１１１？ｆ
度（６５０℃）、同−中性子流の条（’１ドて同し耐膨
潤特性を得るためには燐を大幅に増加しなければならな
いことを示している。
量％、８１０８重量％、Ｃｒ １６．２重量％、Ｍｏ２
．５重量％、ＴｌＯ２重量％の基本組成を持ちジルコニ
ウム含有量が００１重量％である本発明者等によって研
究された２０％の冷間加工を施した合金類の場合、燐と
炭素の含も量を約０．０４重量％に保つことかでき、し
かも５５０℃及び６５０℃において１０．５ Ｘ ｌ
’０２２ｎ／ｃａ （Ｅ＞０．１ＭｅＶ）及び１１．４
”２Ｘ １０ ｎ／ｃｄ （Ｅ ＞ ０．１ Ｍ ｅ
Ｖ ）の中性子流の条イ１１下て、基本組成が同一であ
るか燐の含有率か丁分である合金と比較して、実質的に
改良された特性か得られることか第２図に示されている
。第２図は、更に、同一基本組成でジルコニウム含有量
を約０１重量％に増加した場合には、同一〆１１１？ｆ
度（６５０℃）、同−中性子流の条（’１ドて同し耐膨
潤特性を得るためには燐を大幅に増加しなければならな
いことを示している。
Ｎｊ約１３．８重量％、Ｍ１２重量％、Ｓ１Ｏ，Ｓ重量
％、２００４重量％、ＭＯ２５重量％、ＴｌＯ２重量％
、０００４重量％、Ｃｒ １６．３重量％の基本組成を
持つ２０％の冷間加工を施した合金において各種の含有
変性とジルコニウム含有率とか相互に関連して５５０℃
、中性子流１０．５ ｘ ｌ ０２２ｎ ／ｃｒＡ （
Ｅ＞Ｏ，１ＭｅＶ）ノ条件士での膨潤特性にとのような
影響を及はずがか第１図に示されている。この図かられ
かるように、基本組成中の炭素含有量を０．０８重量％
にするとジルコニウム含有率の増大によって耐膨潤特性
か劣化する。第１図に示すように、クロム含有率を１４
．８重足％若しくは１３３重量％に減少させた合金を示
すグラフ又はチタン含有量を０．１重量％に減少させた
合金を示すグラフかられかるように、上記の基本組成を
持つ合金類の耐膨潤特性は、ジルコニウム含自損によっ
て人き１ｊ影響を受ける。ジルコニウム含有率か００２
重量％以下であるときに合金の耐膨潤特性か最良である
こともこの図かられかる。
％、２００４重量％、ＭＯ２５重量％、ＴｌＯ２重量％
、０００４重量％、Ｃｒ １６．３重量％の基本組成を
持つ２０％の冷間加工を施した合金において各種の含有
変性とジルコニウム含有率とか相互に関連して５５０℃
、中性子流１０．５ ｘ ｌ ０２２ｎ ／ｃｒＡ （
Ｅ＞Ｏ，１ＭｅＶ）ノ条件士での膨潤特性にとのような
影響を及はずがか第１図に示されている。この図かられ
かるように、基本組成中の炭素含有量を０．０８重量％
にするとジルコニウム含有率の増大によって耐膨潤特性
か劣化する。第１図に示すように、クロム含有率を１４
．８重足％若しくは１３３重量％に減少させた合金を示
すグラフ又はチタン含有量を０．１重量％に減少させた
合金を示すグラフかられかるように、上記の基本組成を
持つ合金類の耐膨潤特性は、ジルコニウム含自損によっ
て人き１ｊ影響を受ける。ジルコニウム含有率か００２
重量％以下であるときに合金の耐膨潤特性か最良である
こともこの図かられかる。
耐膨潤特性を最良にするためには、合金中のチタン含有
量を好ましくは約０．１０〜０２５重量％、より好まし
くは約０．１５〜０．２５重量％にする。
量を好ましくは約０．１０〜０２５重量％、より好まし
くは約０．１５〜０．２５重量％にする。
本発明の珪素含有量は約０．５〜１．５重量％である。
この範囲内で珪素を増加すると空隙膨潤の減少の助けに
なると考えられるか、６００℃以上で本発明の合金に放
射線を照射すると試験した流量での膨潤度か増大し、こ
れは珪素に富む比較的低密度のレーブス相（ｌａｖｅｓ
ｐｈａｓｅ）の沈積が増えるためであると考えられる
。従って特に燃料被覆に用いる合金の場合には、珪素含
有量を好ましくは約１〜１７重量％、最も好ましくは約
０．８〜１０重足％にする。たとえばダクトの場合のよ
うに照射温度か低い用途に用いる場合には、低温度にお
けるレーブス相（ｌａｖｅｓ ｐｈａｓｅ）の沈積は大
きな問題とはならないので、珪素含有量を限定範囲の最
高水準に選定するのが好ましい。
なると考えられるか、６００℃以上で本発明の合金に放
射線を照射すると試験した流量での膨潤度か増大し、こ
れは珪素に富む比較的低密度のレーブス相（ｌａｖｅｓ
ｐｈａｓｅ）の沈積が増えるためであると考えられる
。従って特に燃料被覆に用いる合金の場合には、珪素含
有量を好ましくは約１〜１７重量％、最も好ましくは約
０．８〜１０重足％にする。たとえばダクトの場合のよ
うに照射温度か低い用途に用いる場合には、低温度にお
けるレーブス相（ｌａｖｅｓ ｐｈａｓｅ）の沈積は大
きな問題とはならないので、珪素含有量を限定範囲の最
高水準に選定するのが好ましい。
モリブデンによる膨潤特性への影響は、珪素含有量によ
る影響と同様ではあるか、本発明による合金においては
モリブデンの影響は珪素によるものほど太き（はない。
る影響と同様ではあるか、本発明による合金においては
モリブデンの影響は珪素によるものほど太き（はない。
モリブデンは、本発明の合金中で固溶体強化剤としての
作用を持つ。約６００℃で長時間照射された場合に冷間
加工された合金中の物質か再結晶化するのを制限するた
めには、少なくとも２重量％のモリブデンか必要である
と最初考えられた、モリブチ７に富むＭＣ型炭化物相の
形成は、ビン形配置をとり、それによって再結晶化を抑
制すると考えられた。照射後の燃料被覆体内で起こる再
結晶化は、再結晶化した物質か溶液焼鈍物質と同一速度
で膨潤するとともに被覆体の機械的特性に悪影響を及は
ずから、一般的に望ましくないものと考えられる。しか
しなから、約１５重１１１％のモリブデンと約０．０４
重量％の燐とを含有する本発明による合金（合金Ａ３７
）は、６５０°Ｃでピーク流ｉｎ １１．４ Ｘ １０
２２ｎ ／ ｃｒｄ （Ｅ ＞０、１ Ｍ ｅ Ｖ ）
の照射後においても、再結晶化した徴候か見られないと
いう知見か得られた。情化鉄型の相は認められたか、Ｍ
Ｃ相は認められなかった。この結果から、本発明による
合金のモリブデン含有量を約１〜１７重量％にすると高
温照射下で形成されるレーブス相を減少させることがで
きると考えられる。しかしながら、燃料被覆の用途に用
いる場合には、固溶体強化のためにモリブデン含有量を
１．５〜２．５重量％とし、珪素含有量は上述のように
０５〜１０又は０．８〜１，０重量％にするのが好まし
い。
作用を持つ。約６００℃で長時間照射された場合に冷間
加工された合金中の物質か再結晶化するのを制限するた
めには、少なくとも２重量％のモリブデンか必要である
と最初考えられた、モリブチ７に富むＭＣ型炭化物相の
形成は、ビン形配置をとり、それによって再結晶化を抑
制すると考えられた。照射後の燃料被覆体内で起こる再
結晶化は、再結晶化した物質か溶液焼鈍物質と同一速度
で膨潤するとともに被覆体の機械的特性に悪影響を及は
ずから、一般的に望ましくないものと考えられる。しか
しなから、約１５重１１１％のモリブデンと約０．０４
重量％の燐とを含有する本発明による合金（合金Ａ３７
）は、６５０°Ｃでピーク流ｉｎ １１．４ Ｘ １０
２２ｎ ／ ｃｒｄ （Ｅ ＞０、１ Ｍ ｅ Ｖ ）
の照射後においても、再結晶化した徴候か見られないと
いう知見か得られた。情化鉄型の相は認められたか、Ｍ
Ｃ相は認められなかった。この結果から、本発明による
合金のモリブデン含有量を約１〜１７重量％にすると高
温照射下で形成されるレーブス相を減少させることがで
きると考えられる。しかしながら、燃料被覆の用途に用
いる場合には、固溶体強化のためにモリブデン含有量を
１．５〜２．５重量％とし、珪素含有量は上述のように
０５〜１０又は０．８〜１，０重量％にするのが好まし
い。
本発明によるステンレス鋼合金は、当業者に周知の手段
により、熔融し、注型し、熱間加工することかできる。
により、熔融し、注型し、熱間加工することかできる。
熱間加工により中間ス」法にした後に、各冷間加工工程
前に焼鈍−１−程を挿入した一連の冷間加工工程により
最終−Ｊ法に寸法減少させる。冷間加工工程は、ダクト
に用いる場合にはロール圧延によるンート製造工程の形
をとり、被覆体としての用いる場合には公知の管又は棒
製造方法の形をとることかできる。
前に焼鈍−１−程を挿入した一連の冷間加工工程により
最終−Ｊ法に寸法減少させる。冷間加工工程は、ダクト
に用いる場合にはロール圧延によるンート製造工程の形
をとり、被覆体としての用いる場合には公知の管又は棒
製造方法の形をとることかできる。
焼鈍工程は、好ましくは、約１０００°Ｃ〜１３００°
Ｃ（より好ましくは１０００℃〜１２００℃）で約２〜
１５分間行ない、次いで空冷する。中間焼鈍工程を１０
５０℃で２〜５分間又は１１５０°Ｃで１５分間行ない
、約４０〜５０％の冷間加工による寸法減少をするのが
満足すべき加工方法であることかわかった。材料を最終
製品寸法にする最後の２工程の加熱工程及び機械加工工
程は、最終焼鈍工程と、これに続けて行なう断面積を約
１０〜４０％減少させる冷間加工工程とである。以下の
実施例においては、１１５０ｔで１５分間の溶液焼鈍を
し、引き続き空気冷却し、次いて２０％の冷間ロール圧
延により寸法減少を行なっているが、最高１３６０ ’
ｃの温度で最終焼鈍を行なった後に冷間加工しても満足
すべき結果か得られる。
Ｃ（より好ましくは１０００℃〜１２００℃）で約２〜
１５分間行ない、次いで空冷する。中間焼鈍工程を１０
５０℃で２〜５分間又は１１５０°Ｃで１５分間行ない
、約４０〜５０％の冷間加工による寸法減少をするのが
満足すべき加工方法であることかわかった。材料を最終
製品寸法にする最後の２工程の加熱工程及び機械加工工
程は、最終焼鈍工程と、これに続けて行なう断面積を約
１０〜４０％減少させる冷間加工工程とである。以下の
実施例においては、１１５０ｔで１５分間の溶液焼鈍を
し、引き続き空気冷却し、次いて２０％の冷間ロール圧
延により寸法減少を行なっているが、最高１３６０ ’
ｃの温度で最終焼鈍を行なった後に冷間加工しても満足
すべき結果か得られる。
次に、実施例を挙げて、本発明について説明する。
実 施 例
小寸法の実験用インゴットを熱間鋳造加工して中間寸法
にし、浴液焼鈍し、上述の中間焼鈍を含む工程により冷
間ロール加工した。最終焼鈍は１１５０ ”ｌ’で１５
分間行ない、次いて空気冷却した。次に、材料を最終冷
間ロールＬ丁延して厚みを２０％減少させて、最終厚さ
約０．５ｆｌ（０，０２インチ）のシートにした。試験
に供した幾つかの試料の化学組成を表Ｉに示す。試料Ａ
１、Ａ２、Ａ３、Ａ１６、Ａ４１、Ａ５７、Ａ５９及び
Ａ９７は、本発明の範囲内にある合金の実施例である。
にし、浴液焼鈍し、上述の中間焼鈍を含む工程により冷
間ロール加工した。最終焼鈍は１１５０ ”ｌ’で１５
分間行ない、次いて空気冷却した。次に、材料を最終冷
間ロールＬ丁延して厚みを２０％減少させて、最終厚さ
約０．５ｆｌ（０，０２インチ）のシートにした。試験
に供した幾つかの試料の化学組成を表Ｉに示す。試料Ａ
１、Ａ２、Ａ３、Ａ１６、Ａ４１、Ａ５７、Ａ５９及び
Ａ９７は、本発明の範囲内にある合金の実施例である。
燐含有量が０．０２１重■％であり、本発明の範囲外の
試料Ａ３７は、比較のために示しである。
試料Ａ３７は、比較のために示しである。
表■：寸法減少２０％の冷間加工を
施した合金の膨潤度（％）
米注：密度測定結果のばらつきが、この試料の全部の密
度測定値の平均から±０．１６％でなければならないと
いう許容限度よりも、僅かに大きかった。
度測定値の平均から±０．１６％でなければならないと
いう許容限度よりも、僅かに大きかった。
上記の材料の試験用試料に、アイダホ州、アイダホ＋＋
７ オー ルズ（Ｉｄａｈｏ Ｆａｌｌｓ ）ニあ
るＥＢＲ−１１号炉中で、４５０″ｃ′〜６５０ｔの範
囲の温度で中性イを照射した。所定時間毎に試料を取り
出して密度測定を行ない、成る試料については微小構造
の評価を行なった。各試料の膨潤度は、照射後の密度変
化の逆数を照射前の密度で割って求めた。各感度におけ
る夫々の高速度中性子流（Ｅ ＞ ０．１ Ｍ ｅ Ｖ
）に曝露した後に測定した試料の膨潤度の測定結果を
表１１に示す。正の値は膨潤を示し、負の値は密度増加
を示す。表示した結果は、少なくとも３試料の密度測定
結果の平均値である。試験した中性子流条件下の５５Ｏ
ｒ及び６５０℃における照射により、燐含有量の低いＡ
３７は本発明による合金よりも膨潤か大きいことがわか
る。
７ オー ルズ（Ｉｄａｈｏ Ｆａｌｌｓ ）ニあ
るＥＢＲ−１１号炉中で、４５０″ｃ′〜６５０ｔの範
囲の温度で中性イを照射した。所定時間毎に試料を取り
出して密度測定を行ない、成る試料については微小構造
の評価を行なった。各試料の膨潤度は、照射後の密度変
化の逆数を照射前の密度で割って求めた。各感度におけ
る夫々の高速度中性子流（Ｅ ＞ ０．１ Ｍ ｅ Ｖ
）に曝露した後に測定した試料の膨潤度の測定結果を
表１１に示す。正の値は膨潤を示し、負の値は密度増加
を示す。表示した結果は、少なくとも３試料の密度測定
結果の平均値である。試験した中性子流条件下の５５Ｏ
ｒ及び６５０℃における照射により、燐含有量の低いＡ
３７は本発明による合金よりも膨潤か大きいことがわか
る。
しかしながら、この程度の膨潤度では、密度測定結果の
みから膨潤が空隙の形成の直接的な結果であるのが相変
化によるものか或いは両者の組合せによるものか結論づ
けることはてきない。更に情報を得るために、試料を、
′１１．’んで、ＴＥＭ試験（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏ
ｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓ −ｃｏｐｙ）と
ＥＤＸ試験（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ
−ｒａｙ Ａｎａｌｙｓｉｓ ） とを組み合わせ
て試験した。
みから膨潤が空隙の形成の直接的な結果であるのが相変
化によるものか或いは両者の組合せによるものか結論づ
けることはてきない。更に情報を得るために、試料を、
′１１．’んで、ＴＥＭ試験（Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏ
ｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓ −ｃｏｐｙ）と
ＥＤＸ試験（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ
−ｒａｙ Ａｎａｌｙｓｉｓ ） とを組み合わせ
て試験した。
最初に行なった未照射の合金Ａｌ、Ａ３及びＡ５７の微
小構造は、これらの試料の間で少ししか相違がないこと
を示した。１１５０ ’ｔＦて１５分間焼鈍処理したと
ころ、粒子境界に２〜３個のブロック化したＴｉＣ及び
Ｚｒ４Ｃ２Ｓ１粒子か残さされた。これに続けて２０％
の冷間加工処理をした結果、母料中の転移密度は約１．
５Ｘ１０”／ｄになった。
小構造は、これらの試料の間で少ししか相違がないこと
を示した。１１５０ ’ｔＦて１５分間焼鈍処理したと
ころ、粒子境界に２〜３個のブロック化したＴｉＣ及び
Ｚｒ４Ｃ２Ｓ１粒子か残さされた。これに続けて２０％
の冷間加工処理をした結果、母料中の転移密度は約１．
５Ｘ１０”／ｄになった。
４５０℃及び６００セで照射したＡ Ｉ、 Ａ ３゜Ａ
３７．Ａ４１．Ａ５７及びＡ５９合金試料を含む照射試
料のＴＥＭ及びＥＤＸ試験を行なった。１重量％以上の
珪素を含有する合金及び０．０８市川％の燐を含有する
合金以外の大多数の合金は６００セて照射した場合に局
部的な空隙膨潤により小区画が観察された。幾分か均一
に分布する０、 １％の空隙膨潤が、合金Ａ３’７（Ｐ
含有率： ０．０２１重量％）を４５０ｔで照射したと
きに生した。本発明による各合金を４５ｏｒで照射した
場合には、空隙膨潤は認められなかった。
３７．Ａ４１．Ａ５７及びＡ５９合金試料を含む照射試
料のＴＥＭ及びＥＤＸ試験を行なった。１重量％以上の
珪素を含有する合金及び０．０８市川％の燐を含有する
合金以外の大多数の合金は６００セて照射した場合に局
部的な空隙膨潤により小区画が観察された。幾分か均一
に分布する０、 １％の空隙膨潤が、合金Ａ３’７（Ｐ
含有率： ０．０２１重量％）を４５０ｔで照射したと
きに生した。本発明による各合金を４５ｏｒで照射した
場合には、空隙膨潤は認められなかった。
この結果は、本発明の合金の空隙膨潤に対する抵抗性か
向上していることを示すものである。
向上していることを示すものである。
ＴＥＭ及びＥ Ｔ） Ｘによって評価したところ、本発
明による合金中においては照射中に細かい分散した剣状
の燐化物沈澱が生したことか観察された。６００ｔにお
いては、ｆＪ祠中にμられる主要沈澱相は剣状の燐化物
てあり、ＭＣはしＬられなかった。観察された燐化物沈
澱の用は、合金の燐含有量か増加するに伴なって、増加
する。試験した温度及び中性子照射条件下で、Ａ３７？
ｉ企ては燐化物は観察されなかったか、Ａ３７合金ては
ＭＣか観察された。約０．０８重量％の燐を含有するＡ
３合金中では、４５０℃での照射によりγ′、η及びＭ
２３Ｃ６に加えて燐化物か見られたか、ビη及びＭ２３
Ｃ６は４５０℃での照射により全ての合金に認められた
。
明による合金中においては照射中に細かい分散した剣状
の燐化物沈澱が生したことか観察された。６００ｔにお
いては、ｆＪ祠中にμられる主要沈澱相は剣状の燐化物
てあり、ＭＣはしＬられなかった。観察された燐化物沈
澱の用は、合金の燐含有量か増加するに伴なって、増加
する。試験した温度及び中性子照射条件下で、Ａ３７？
ｉ企ては燐化物は観察されなかったか、Ａ３７合金ては
ＭＣか観察された。約０．０８重量％の燐を含有するＡ
３合金中では、４５０℃での照射によりγ′、η及びＭ
２３Ｃ６に加えて燐化物か見られたか、ビη及びＭ２３
Ｃ６は４５０℃での照射により全ての合金に認められた
。
本発明による合金類では、４５０°Ｃての照射によって
は、ＭＣ相は認められなかった。６００°Ｃて照射した
後、検査した合金全部においてレーブス相が認められた
。観察されたレーブス相の濃度は、合金の組成に依存し
、合金のＭｏ及び／又はＳｉの含有量か増大するのに伴
なってレーブス相の濃度が高（なった。６００℃での照
射により、イータ（η）及びＭ２３ Ｃ６の形成が観察
された。照射後の冷間加工合金の試験試料のどれにもＧ
相は観察されなかった。
は、ＭＣ相は認められなかった。６００°Ｃて照射した
後、検査した合金全部においてレーブス相が認められた
。観察されたレーブス相の濃度は、合金の組成に依存し
、合金のＭｏ及び／又はＳｉの含有量か増大するのに伴
なってレーブス相の濃度が高（なった。６００℃での照
射により、イータ（η）及びＭ２３ Ｃ６の形成が観察
された。照射後の冷間加工合金の試験試料のどれにもＧ
相は観察されなかった。
照射後の合金中で見られた燐化物相は、斜方晶系の格子
構造を持つＦｅＰ型のものである・と考えられる。
構造を持つＦｅＰ型のものである・と考えられる。
第１図は、クロム、チタン、炭素及びジルコニウム含有
率の変化が２０９６の冷間加工を施した燐変性合金の膨
潤に及はす影響をノ」＜すグラフである。 第２図は、ジルコニウム及び燐の含有率の変化が２０％
の冷間加工を施したチタン変性合金、！ｌＯ膨潤に及は
す影響を示すグラフである。
率の変化が２０９６の冷間加工を施した燐変性合金の膨
潤に及はす影響をノ」＜すグラフである。 第２図は、ジルコニウム及び燐の含有率の変化が２０％
の冷間加工を施したチタン変性合金、！ｌＯ膨潤に及は
す影響を示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １．０．０４〜０，０９重量％の炭素と、１５〜２．５
重■％のマンガンと、 ０５〜１６重量％の珪素と、 ０．０３〜０．０８重量％の鱗と、 １３．３〜１６５重量％のクロムと、 １３．７〜１６０重量％のニッケルと、１０〜３０重量
％のモリブデンと、 ０．１０〜０．３５重量％のチタンと、最大約０．２０
重量％のジルコニウムとを含有することと、ジルコニウ
ム含有率が０．０２〜０．２００重量％である場合には
、炭素と燐の含有量が、燐００５〜００８重量％で炭素
０、０４〜０．０９重量％であるか、燐０．０３５〜０
．０８重ｈ１％で炭素００７〜００９重量％であるか、
又は燐０．０５〜０．０８重量％で炭素００７〜００９
重量％であり、残部か実質的に鉄によって占められてい
ることとを特徴とするオーステナイト型のニッケルーク
ロム−鉄系合金。 Ｉ２． ジルコニウムか前記合金の０．０１ ｉＴｉ
： ！ｃｔ％以下であることを特徴とする特許請求の範
囲第１項に記載の合金。 Ｉ３． 珪素か前記合金の０．５〜１．０重１１１％
であることを特徴とする特許請求の範囲第１項又は第２
項に記載の合金。 ４ 燐か前記合金の０．０３５〜０．０６重Ｊｄ％であ
ることを特徴とする特許請求の範囲第１項第２項又は第
３項に記載の合金。 ５、 モリブデン含有量が１．５〜２．５重量％である
ことを特徴とする特許請求の範囲第１項、第２項、第３
項又は第４項に記載の合金。 ６、 モリブデン含有量が前記合金の１．０〜１．７重
量％であることを特徴とする特許請求の範囲第１項〜第
５項の何れかに記載の合金。 ７、 ジルコニウム含有量か前記合金の約０００５重量
％以下であることを特徴とする特許請求の範囲第１項〜
第６項の何れかに記載の合金。 ８ ジルコニウム含有量か約ｏ、 ｏ ｏ ｉ重量％以
下であることを特徴とする特許請求の範囲第７項に記載
の合金。 ９ チタン含有量か０，１０〜０２５重量％であること
を特徴とする特許請求の範囲第１項〜第８項の何れかに
記載の合金。 １０ マンガン含何率か１．８〜２．２重量１％であ
ることを特徴とする特許請求の範囲第１項〜第９項の何
れかに記載の合金。 １１゜前記合金か０．００１〜０．００８重量％の硼素
を含有することを特徴とする特許請求の範囲第１項〜第
１０項の何れかに記載の合金。 １２ 高温度下で多量の高速度中性子流の流れる雰囲
気で使用する燃料被覆チューブであって、冷間加工され
た微細構造を有し、ｎｉｊ記特許請求の範囲の何れかに
記載の組成を有する合金から成ることを特徴とするチュ
ーブ。 １３、液体金属高速度中性子増殖炉で使用する燃料被覆
体の製造方法であって、特許請求の範囲第１項〜第１１
項の何れか記載の組成を持つ合金を選択使用し、各冷間
加工の中間工程で中間焼鈍を行なう複数の冷間寸跋減少
変形工程を有し、最終の寸法減少工程か１５〜３０％の
面積減少を行なうことを特徴とする方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/414,167 US4576641A (en) | 1982-09-02 | 1982-09-02 | Austenitic alloy and reactor components made thereof |
| US414167 | 1982-09-02 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5943852A true JPS5943852A (ja) | 1984-03-12 |
Family
ID=23640249
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP58078105A Pending JPS5943852A (ja) | 1982-09-02 | 1983-05-02 | オ−ステナイト型合金 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4576641A (ja) |
| EP (1) | EP0106426B1 (ja) |
| JP (1) | JPS5943852A (ja) |
| CA (1) | CA1217360A (ja) |
| DE (1) | DE3370827D1 (ja) |
| ES (1) | ES522023A0 (ja) |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5980757A (ja) * | 1982-11-01 | 1984-05-10 | Hitachi Ltd | 高強度オ−ステナイト系鋼 |
| US4530719A (en) * | 1983-04-12 | 1985-07-23 | Westinghouse Electric Corp. | Austenitic stainless steel for high temperature applications |
| FR2591612A1 (fr) * | 1985-12-17 | 1987-06-19 | Commissariat Energie Atomique | Acier inoxydable austenitique utilisable en particulier comme materiau de gainage dans les reacteurs a neutrons rapides. |
| US4818485A (en) * | 1987-02-11 | 1989-04-04 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Radiation resistant austenitic stainless steel alloys |
| US4863682A (en) * | 1988-03-11 | 1989-09-05 | General Electric Company | Austenitic stainless steel alloy |
| US4878962A (en) * | 1988-06-13 | 1989-11-07 | General Electric Company | Treatment for inhibiting irradiation induced stress corrosion cracking in austenitic stainless steel |
| US4927468A (en) * | 1988-11-30 | 1990-05-22 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Process for making a martensitic steel alloy fuel cladding product |
| US5196272A (en) * | 1989-08-01 | 1993-03-23 | Ishikawajima-Harima Heavy Industries Co., Ltd. | Corrosion resistant stainless steel |
| JPH0699781B2 (ja) * | 1989-08-11 | 1994-12-07 | 株式会社日立製作所 | 耐中性子照射脆化に優れたオーステナイト鋼及びその用途 |
| US6259758B1 (en) | 1999-02-26 | 2001-07-10 | General Electric Company | Catalytic hydrogen peroxide decomposer in water-cooled reactors |
| JP4252449B2 (ja) | 2001-07-31 | 2009-04-08 | 旭化成メディカル株式会社 | 白血球除去フィルター素材コート用ポリマー及びフィルター材 |
| KR100689783B1 (ko) * | 2003-06-10 | 2007-03-08 | 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 | 수소 가스용 오스테나이트 스테인레스강 및 그 제조 방법 |
| US8784726B2 (en) * | 2008-09-18 | 2014-07-22 | Terrapower, Llc | System and method for annealing nuclear fission reactor materials |
| US8721810B2 (en) * | 2008-09-18 | 2014-05-13 | The Invention Science Fund I, Llc | System and method for annealing nuclear fission reactor materials |
| US8529713B2 (en) * | 2008-09-18 | 2013-09-10 | The Invention Science Fund I, Llc | System and method for annealing nuclear fission reactor materials |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5235693A (en) * | 1975-09-16 | 1977-03-18 | Hitachi Ltd | Automatic analysis apparatus of a wide range of quantitative determinati on |
| JPS5355189A (en) * | 1976-10-29 | 1978-05-19 | Toa Medical Electronics | Diluting device |
| JPS56127757A (en) * | 1980-02-29 | 1981-10-06 | Power Reactor & Nuclear Fuel Dev Corp | Cr-ni austenite steel for reactor core material of fast breeder |
| JPS56127756A (en) * | 1980-03-08 | 1981-10-06 | Power Reactor & Nuclear Fuel Dev Corp | Austenite type steel for reactor core structure of fast neutron reactor |
| JPS56163744A (en) * | 1980-04-18 | 1981-12-16 | Beckman Instruments Inc | Method and device for mixing sample liquid and diluted liquid |
Family Cites Families (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US27226A (en) * | 1860-02-21 | Ferdinand o | ||
| US3437478A (en) * | 1965-05-14 | 1969-04-08 | Crucible Steel Co America | Free-machining austenitic stainless steels |
| US3563729A (en) * | 1968-04-16 | 1971-02-16 | Crucible Inc | Free-machining corrosion-resistant stainless steel |
| USRE27226E (en) | 1970-01-08 | 1971-11-09 | Free-machining austenitic stainless steels | |
| CA953947A (en) * | 1970-07-14 | 1974-09-03 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Ni-cr stainless steels excellent in resistance to stress corrosion cracking |
| US4158606A (en) * | 1977-01-27 | 1979-06-19 | The United States Department Of Energy | Austenitic stainless steel alloys having improved resistance to fast neutron-induced swelling |
| JPS53131397A (en) * | 1977-04-22 | 1978-11-16 | Toshiba Corp | Nuclear fuel element |
| JPS5456018A (en) * | 1977-10-12 | 1979-05-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Austenitic steel with superior oxidation resistance for high temperature use |
| EP0037446B1 (en) * | 1980-01-09 | 1985-06-05 | Westinghouse Electric Corporation | Austenitic iron base alloy |
| US4407673A (en) * | 1980-01-09 | 1983-10-04 | Korenko Michael K | Solid solution strengthened duct and cladding alloy D9-B1 |
| DE3020844C2 (de) * | 1980-06-02 | 1984-05-17 | Kernforschungszentrum Karlsruhe Gmbh, 7500 Karlsruhe | Verwendung hochwarmfester, gegen Korrosion resistenter, austenitischer Eisen-Nickel-Chrom-Legierungen mit hoher Langzeit-Stand-Festigkeit |
-
1982
- 1982-09-02 US US06/414,167 patent/US4576641A/en not_active Expired - Fee Related
-
1983
- 1983-04-21 CA CA000426388A patent/CA1217360A/en not_active Expired
- 1983-05-02 JP JP58078105A patent/JPS5943852A/ja active Pending
- 1983-05-02 ES ES522023A patent/ES522023A0/es active Granted
- 1983-05-03 DE DE8383302492T patent/DE3370827D1/de not_active Expired
- 1983-05-03 EP EP83302492A patent/EP0106426B1/en not_active Expired
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5235693A (en) * | 1975-09-16 | 1977-03-18 | Hitachi Ltd | Automatic analysis apparatus of a wide range of quantitative determinati on |
| JPS5355189A (en) * | 1976-10-29 | 1978-05-19 | Toa Medical Electronics | Diluting device |
| JPS56127757A (en) * | 1980-02-29 | 1981-10-06 | Power Reactor & Nuclear Fuel Dev Corp | Cr-ni austenite steel for reactor core material of fast breeder |
| JPS56127756A (en) * | 1980-03-08 | 1981-10-06 | Power Reactor & Nuclear Fuel Dev Corp | Austenite type steel for reactor core structure of fast neutron reactor |
| JPS56163744A (en) * | 1980-04-18 | 1981-12-16 | Beckman Instruments Inc | Method and device for mixing sample liquid and diluted liquid |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| ES8406092A1 (es) | 1984-07-01 |
| DE3370827D1 (en) | 1987-05-14 |
| ES522023A0 (es) | 1984-07-01 |
| EP0106426B1 (en) | 1987-04-08 |
| US4576641A (en) | 1986-03-18 |
| EP0106426A1 (en) | 1984-04-25 |
| CA1217360A (en) | 1987-02-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPS5943852A (ja) | オ−ステナイト型合金 | |
| JPS6013061B2 (ja) | 高強度フエライト合金 | |
| GB1559069A (en) | Gamma prime hardened nickel-iron based superalloy | |
| US4818485A (en) | Radiation resistant austenitic stainless steel alloys | |
| EP0076110B1 (en) | Maraging superalloys and heat treatment processes | |
| EP3360980B1 (en) | Iron-based composition for fuel element | |
| CA3054139C (en) | Method for homogenizing steel compositions | |
| JPS59190351A (ja) | 高温度下での使用に適するオ−ステナイト構造のステンレス鋼 | |
| US3623920A (en) | Method for producing a stainless steel resistive to high temperature and neutron irradiation | |
| US4622067A (en) | Low activation ferritic alloys | |
| US10930403B2 (en) | Iron-based composition for fuel element | |
| EP0090115B1 (en) | Cold worked ferritic alloys and components | |
| EP4029963A1 (en) | Reduced-activation austenitic stainless steel containing tantalum and manufacturing method therefor | |
| JPH02190446A (ja) | 燃料被覆材料としてのマルテンサイト系合金鋼及びその製造方法 | |
| Yablinsky et al. | Concepts for the development of nanoscale stable precipitation-strengthened steels manufactured by conventional methods | |
| Klueh et al. | Effect of low-temperature irradiation with (n, α) helium production on tensile properties of 12 Cr-1MoVW-type steels | |
| Gelles et al. | Effects of irradiation on tungsten stabilized martensitic steels | |
| JPS6396214A (ja) | 耐ｓｃｃに優れた高強度、高靭性ばね材の製造方法 | |
| Hsu et al. | Microstructural examination of 12% Cr martensitic stainless steel after irradiation at elevated temperatures in FFTF (Fast Flux Test Facility) | |
| Ioka et al. | Effects of annealing on the tensile properties of irradiated austenitic stainless steel | |
| Gibson et al. | Nickel base alloys | |
| Cone et al. | Warm work processing for iron base alloy | |
| Korenko et al. | Iron-nickel-chromium age-hardenable alloys | |
| Chow | High post-irradiation ductility process | |
| ENERGY | BASED SUPERALLOY (71) We, UNITED STATES DEPART-MENT OF ENERGY, Washington, District of Columbia 20545, United States of America, a duly constituted department of the Govern |