JPS619560A - マンガン−鉄系及びマンガン−クロム−鉄系のオ−ステナイト構造の合金 - Google Patents
マンガン−鉄系及びマンガン−クロム−鉄系のオ−ステナイト構造の合金Info
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- JPS619560A JPS619560A JP60010716A JP1071685A JPS619560A JP S619560 A JPS619560 A JP S619560A JP 60010716 A JP60010716 A JP 60010716A JP 1071685 A JP1071685 A JP 1071685A JP S619560 A JPS619560 A JP S619560A
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
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- Y02E30/10—Nuclear fusion reactors
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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、マンガン−鉄系及びマンガン−クロム−鉄系
オーステナイト合金に関する。
オーステナイト合金に関する。
本発明は、特に、中性子照射に起因する膨潤に対する抵
抗性を有し照射後の残留放射能が低い（即ち、低活性化
）合金類に関する。
抗性を有し照射後の残留放射能が低い（即ち、低活性化
）合金類に関する。
長年にわたって、液体金属冷却型高速増殖炉（ＬＭＦＢ
Ｒ） 、即ち核分裂原子炉中の高温度高エネルギー中性
子（０，ＩＭｅＶ 〜１．ＯＭｅＶ）雰囲気下で使用す
るために、多数のオーステナイト構造のニッケルークロ
ム−鉄系合金類及び亜鉄酸塩型のクロム−鉄系合金類が
研究・開発されてきた。ＬＭＦＢＲ用の合金開発プログ
ラムの根本的な目的の一つは、燃料被覆用もしくはダク
ト用またはこれら両種の用途に必要な照射下での機械的
諸特性を持ち耐膨潤性を持つ合金類の開発である。燃料
被覆は、流動している液体ナトリムと接触し、表面温度
約４００℃（７５０°Ｆ）〜６５０℃（１２００°Ｆ）
で使用される。ダクトは各燃料ビン束を取囲み、約３８
０℃（７１５°Ｆ）〜５５０℃（１０２０°Ｆ）で使用
される。これらの部材は、上記のごとき高温度下で、１
０＠＊ ” ｎ ／ ａｌ φｓｅｃ （Ｅ＞ ０ 、
ＩＭｅＶ）程度の中性子束に曝され、２Ｘ１０２１〜
３Ｘ１０”ｎ／ｃｌ （Ｅ ＞ Ｑ、 ＩＮｅＶ）の流
れに適応する能力を持たなければならない。
Ｒ） 、即ち核分裂原子炉中の高温度高エネルギー中性
子（０，ＩＭｅＶ 〜１．ＯＭｅＶ）雰囲気下で使用す
るために、多数のオーステナイト構造のニッケルークロ
ム−鉄系合金類及び亜鉄酸塩型のクロム−鉄系合金類が
研究・開発されてきた。ＬＭＦＢＲ用の合金開発プログ
ラムの根本的な目的の一つは、燃料被覆用もしくはダク
ト用またはこれら両種の用途に必要な照射下での機械的
諸特性を持ち耐膨潤性を持つ合金類の開発である。燃料
被覆は、流動している液体ナトリムと接触し、表面温度
約４００℃（７５０°Ｆ）〜６５０℃（１２００°Ｆ）
で使用される。ダクトは各燃料ビン束を取囲み、約３８
０℃（７１５°Ｆ）〜５５０℃（１０２０°Ｆ）で使用
される。これらの部材は、上記のごとき高温度下で、１
０＠＊ ” ｎ ／ ａｌ φｓｅｃ （Ｅ＞ ０ 、
ＩＭｅＶ）程度の中性子束に曝され、２Ｘ１０２１〜
３Ｘ１０”ｎ／ｃｌ （Ｅ ＞ Ｑ、 ＩＮｅＶ）の流
れに適応する能力を持たなければならない。
評価の対象であるＦｅ−Ｎ １−Ｃｒ系オーステナイト
構造合金類は、米国特許第４，１５８．Ｅｉ０８号、第
ｉ、４ａｒ、６ｒ３号及び第４，４２１，５７２号明細
書に記載されたオーステナイト構造のステンレス鋼を含
む。これに加えて、Ｆｅ−Ｎ １−Ｃｒ系オーステナイ
ト構造の超合金類（ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ）も評価し
たが、この種の超合金類は、米国特許第４，０４０，８
７８号、第４，１２９，４８２号、第４．１７２，７４
２号、第４，２２５，３８４号、第４．３５９，３４９
号、第４．３５１１．３５０号、第４．３７７．５５３
号及び１８８２年４月２１日付出願の米国特許出願第３
７０，４３８号に記載されたものを含む。
構造合金類は、米国特許第４，１５８．Ｅｉ０８号、第
ｉ、４ａｒ、６ｒ３号及び第４，４２１，５７２号明細
書に記載されたオーステナイト構造のステンレス鋼を含
む。これに加えて、Ｆｅ−Ｎ １−Ｃｒ系オーステナイ
ト構造の超合金類（ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ）も評価し
たが、この種の超合金類は、米国特許第４，０４０，８
７８号、第４，１２９，４８２号、第４．１７２，７４
２号、第４，２２５，３８４号、第４．３５９，３４９
号、第４．３５１１．３５０号、第４．３７７．５５３
号及び１８８２年４月２１日付出願の米国特許出願第３
７０，４３８号に記載されたものを含む。
上述の研究努力は、ＬＭＦＢＲ雰囲気下で使用する材料
を提供することを目的とするものであった。核融合原子
炉（ｆｕｓｉｏｎ ｒｅａｃｔｏｒ）即ちＣＴＲ（制御
熱中性子炉）についても、中性子照射雰囲気中で使用す
る構造材料の開発が必要となっている。多数の異なる設
計の核融合原子炉が提案されているけれども、一般的に
必要とされているものは、「第−壁」材料として使用す
る照射下で良好な機械的諸特性を持つ低膨潤率・低活性
度の材料である。第−壁は、核融合反応が起こる熱プラ
ズマ（内部は最高１０Ｇ Ｉ ’ Ｋにもなる）を保持
する真空室を形成する。第−壁のプラズマ側の側面には
、グラファイトまたは炭化珪素のような保護材料が塗布
される。第−壁の他方側面は、たとえばヘリウム、水、
液体リチウムまたは液状のリチウム−鉛合金のような流
動媒体と接触する。核状融合原子炉のいくつかの設計例
及び考えられる第一壁材料のいくつかの例は、ジェイ・
ティ・アドリアン・ロバーツ（Ｊ、Ｔ、 Ａｄｒｉａｎ
Ｒｏｂｅｒｔｓ）による「原子力発電装置の構造材料
Ｊ ［５ｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｉ
ｎ？１ｕｃｌｅａｒ Ｐｏｗｅｒ Ｓｙｓｔｅｍｓ；
ニューヨークのブレナム・プレス（Ｐｌｅｎｕｍ Ｐ
ｒｅｓｓ）から１８８１年に刊行された］の第１頁〜１
２頁及び第２７８頁〜第３１８頁に記載されており、こ
の文献を参考文献としてここに引用する。
を提供することを目的とするものであった。核融合原子
炉（ｆｕｓｉｏｎ ｒｅａｃｔｏｒ）即ちＣＴＲ（制御
熱中性子炉）についても、中性子照射雰囲気中で使用す
る構造材料の開発が必要となっている。多数の異なる設
計の核融合原子炉が提案されているけれども、一般的に
必要とされているものは、「第−壁」材料として使用す
る照射下で良好な機械的諸特性を持つ低膨潤率・低活性
度の材料である。第−壁は、核融合反応が起こる熱プラ
ズマ（内部は最高１０Ｇ Ｉ ’ Ｋにもなる）を保持
する真空室を形成する。第−壁のプラズマ側の側面には
、グラファイトまたは炭化珪素のような保護材料が塗布
される。第−壁の他方側面は、たとえばヘリウム、水、
液体リチウムまたは液状のリチウム−鉛合金のような流
動媒体と接触する。核状融合原子炉のいくつかの設計例
及び考えられる第一壁材料のいくつかの例は、ジェイ・
ティ・アドリアン・ロバーツ（Ｊ、Ｔ、 Ａｄｒｉａｎ
Ｒｏｂｅｒｔｓ）による「原子力発電装置の構造材料
Ｊ ［５ｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｉ
ｎ？１ｕｃｌｅａｒ Ｐｏｗｅｒ Ｓｙｓｔｅｍｓ；
ニューヨークのブレナム・プレス（Ｐｌｅｎｕｍ Ｐ
ｒｅｓｓ）から１８８１年に刊行された］の第１頁〜１
２頁及び第２７８頁〜第３１８頁に記載されており、こ
の文献を参考文献としてここに引用する。
ＬＭＦＢＨにおけると同様、核状融合原子炉の第一壁材
料に作用する雰囲気は、高温度の中性子照射雰囲気であ
る。しかしながら、上記の核融合雰囲気は、ＬＭＦＢＲ
核分裂法でつくられる中性子が０．】〜１．ＯＭｅＶで
あるのに対して、 Ｄ−Ｔ（二重水素−三重水素）核融
合反応による中性子源のエネルギーが約１４ＭｅＶにな
ると予期される点で重大な相違がある。上述のオーステ
ナイト構造の合金類中のある種の臨界合金元素類では約
１０ＭｅＶ以上のエネルギーを持つ中性子によって活性
化される（ｎ、ｐ）及び （Ｊ１１α）核変素反応（ｔｒａｎｇｍｕｔａｔａｉｏ
ｎｒｅａｃｔｉｏｎ）によって半減期の長い放射性生成
物が生じるので、上記の相違は重大な相違である。この
結果、核廃棄物処理上及び長期貯蔵上の問題が生じる。
料に作用する雰囲気は、高温度の中性子照射雰囲気であ
る。しかしながら、上記の核融合雰囲気は、ＬＭＦＢＲ
核分裂法でつくられる中性子が０．】〜１．ＯＭｅＶで
あるのに対して、 Ｄ−Ｔ（二重水素−三重水素）核融
合反応による中性子源のエネルギーが約１４ＭｅＶにな
ると予期される点で重大な相違がある。上述のオーステ
ナイト構造の合金類中のある種の臨界合金元素類では約
１０ＭｅＶ以上のエネルギーを持つ中性子によって活性
化される（ｎ、ｐ）及び （Ｊ１１α）核変素反応（ｔｒａｎｇｍｕｔａｔａｉｏ
ｎｒｅａｃｔｉｏｎ）によって半減期の長い放射性生成
物が生じるので、上記の相違は重大な相違である。この
結果、核廃棄物処理上及び長期貯蔵上の問題が生じる。
核融合型原子炉の第一壁用合金開発プログラムの最終目
標は、必要な耐膨潤性及び機械的諸特性を有するのみな
らず、残留放射能が比較的少なく（換言すれば「低活性
度」であり材料再処理前の埋蔵時間が比較的短くて（た
とえば８０年〜１００年）済む合金を選択または開発す
ることである。このような低活性度の目標を達成するに
は、第一壁材料中の以下の元素類の量を厳しく制限する
ことが提案されている。即ち、ニオビウムは３ｐｐｍ未
満、ＭＯは３０ＰＰ１１未満、Ｃｕは０．１重量２未満
、Ｎは０゜３重量％未満、モしてＮｉは０．８重量２未
満に制限する提案がなされている。ニッケル量の制限並
びにほとんどの場合におけるモリブデン量の制限により
、 ＬＭＦＢＲ用に開発された第一壁材料として上述の
オーステナイト構造のＸｌ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金が考慮の
対象外になってしまう。厳しく制限しなければならない
可能性のある他の元素類として、Ａｇ、Ｂｉ、Ｔｂ、Ｉ
ｒ、Ｅｕ及びＢａが考えられる。
標は、必要な耐膨潤性及び機械的諸特性を有するのみな
らず、残留放射能が比較的少なく（換言すれば「低活性
度」であり材料再処理前の埋蔵時間が比較的短くて（た
とえば８０年〜１００年）済む合金を選択または開発す
ることである。このような低活性度の目標を達成するに
は、第一壁材料中の以下の元素類の量を厳しく制限する
ことが提案されている。即ち、ニオビウムは３ｐｐｍ未
満、ＭＯは３０ＰＰ１１未満、Ｃｕは０．１重量２未満
、Ｎは０゜３重量％未満、モしてＮｉは０．８重量２未
満に制限する提案がなされている。ニッケル量の制限並
びにほとんどの場合におけるモリブデン量の制限により
、 ＬＭＦＢＲ用に開発された第一壁材料として上述の
オーステナイト構造のＸｌ−Ｃｒ−Ｆｅ系合金が考慮の
対象外になってしまう。厳しく制限しなければならない
可能性のある他の元素類として、Ａｇ、Ｂｉ、Ｔｂ、Ｉ
ｒ、Ｅｕ及びＢａが考えられる。
１８８２年にロバート・ハトフィールド卿（Ｓ
（Ｓｉｒ Ｒｏｂｅｒｔ Ｈａｄｆｉｅｌｄ） ＃よっ
て初めてオーステナイト構造のマンガン鋼が開発されて
以来、多数のマンガン鋼が新しく開発された。
て初めてオーステナイト構造のマンガン鋼が開発されて
以来、多数のマンガン鋼が新しく開発された。
大体においては、開発されたマンガン鋼は靭性が高く、
延性に富み、加工硬化率が高く、良好な耐摩耗性を持つ
。一般的には、この種の合金類は、靭性が高く耐摩耗性
の高いことが要求される用途に用いられる。市販されて
いるオーステナイト構造のマンガン鋼の呼称組成、加工
処理及び用途等については、アール・ビー・ロス（Ｒ，
Ｂ、Ｒｏｓｓ）による「金属材料規格ハンドブックＪ
［Ｍｅｔａｌｌｉｃ ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｐｅｃｉｆ
ｉｃａｔｉｏｎ Ｈａｎｄｂｏｏｋ； １１３８０年、
イー・アント拳エフ拳エヌ・スボン社（Ｅ ＆ Ｆ、
Ｎ。
延性に富み、加工硬化率が高く、良好な耐摩耗性を持つ
。一般的には、この種の合金類は、靭性が高く耐摩耗性
の高いことが要求される用途に用いられる。市販されて
いるオーステナイト構造のマンガン鋼の呼称組成、加工
処理及び用途等については、アール・ビー・ロス（Ｒ，
Ｂ、Ｒｏｓｓ）による「金属材料規格ハンドブックＪ
［Ｍｅｔａｌｌｉｃ ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｐｅｃｉｆ
ｉｃａｔｉｏｎ Ｈａｎｄｂｏｏｋ； １１３８０年、
イー・アント拳エフ拳エヌ・スボン社（Ｅ ＆ Ｆ、
Ｎ。
５ｐａｎ Ｌｔｄ、）発行］の第３８８頁、第３７０頁
及び第５７９頁〜５８２頁並びにＡＳＮ （米国金属学
会、 Ａｍｅｒｉｃａｎ ５ｏｃｉｅｔｙ ｏｆ Ｍ
ｅｔａｌｓ）刊の「金属ハンドブック、第８改訂版Ｊ
（Ｍｅｔａｌ Ｈａｎｄ−ｂｏｏｋ Ｎ１ｎｔｈ Ｅｄ
ｉｔｉｏｎ）の第３巻「特性と選択ニステンレス鋼、工
具材料及び特殊な目的用の金属類Ｊ （Ｐｒｏｐｅｒｔ
ｉｅｓ ａｎｄ ５ｅｌｅｃｔｉｏｎ ：５ｔａｉｎｌ
ｅｓｓ ５ｔｅｅｌｓ、 Ｔｏｏｌ Ｍａｔｅｒｉａｌ
ｓ ａｎｄＳｐｅｃｉａｌ Ｐｕｒｐｏｓｅ Ｍｅｔａ
ｌｇ） 、 １１１８０年ＡＳＷより刊行、第５６８頁
〜第５８８頁にリストアツブされている。上記のロス文
献及びＡＳＷ文献の上記の各員を参照文献としてここに
引用しておく 。
及び第５７９頁〜５８２頁並びにＡＳＮ （米国金属学
会、 Ａｍｅｒｉｃａｎ ５ｏｃｉｅｔｙ ｏｆ Ｍ
ｅｔａｌｓ）刊の「金属ハンドブック、第８改訂版Ｊ
（Ｍｅｔａｌ Ｈａｎｄ−ｂｏｏｋ Ｎ１ｎｔｈ Ｅｄ
ｉｔｉｏｎ）の第３巻「特性と選択ニステンレス鋼、工
具材料及び特殊な目的用の金属類Ｊ （Ｐｒｏｐｅｒｔ
ｉｅｓ ａｎｄ ５ｅｌｅｃｔｉｏｎ ：５ｔａｉｎｌ
ｅｓｓ ５ｔｅｅｌｓ、 Ｔｏｏｌ Ｍａｔｅｒｉａｌ
ｓ ａｎｄＳｐｅｃｉａｌ Ｐｕｒｐｏｓｅ Ｍｅｔａ
ｌｇ） 、 １１１８０年ＡＳＷより刊行、第５６８頁
〜第５８８頁にリストアツブされている。上記のロス文
献及びＡＳＷ文献の上記の各員を参照文献としてここに
引用しておく 。
本発明の目的は、中性子照射に酎して良好な耐膨潤性と
低活性化度との組合わせ特性を持ち、ＬＭＦＢＲ及びＣ
ＴＲの内部におけるごとき中性子照射雰囲気下での使用
に適する合金組成を提供することである。
低活性化度との組合わせ特性を持ち、ＬＭＦＢＲ及びＣ
ＴＲの内部におけるごとき中性子照射雰囲気下での使用
に適する合金組成を提供することである。
従って、本発明は、２０〜４０重量％とＭｎと、０〜１
５重量！（７）Ｃｒト、０．４〜３．０重量！（７）Ｓ
ｉと、オーステナイト微細構造を安定化させる量のＣ及
びＮの少なくとも一方であって０．７重量２未満のＣ及
び０．３重量２のＮと、０〜０．１重量％のＰと 、
０−０．０１１重量％Ｂと、０〜３．０重量％ （７）
ＡＩと、Ｏ−０，５重量％（１）Ｎｉト１．０〜２．０
重量ｘのｗと、ｏ〜１．０重量％のＴｉと、０〜１．０
重量ＸＣ７）Ｔａと、０〜２．５重量２のＶとから成り
、残部が実質的に鉄であることを特徴とするオーステナ
イト微細構造を持つ合金に関する。
５重量！（７）Ｃｒト、０．４〜３．０重量！（７）Ｓ
ｉと、オーステナイト微細構造を安定化させる量のＣ及
びＮの少なくとも一方であって０．７重量２未満のＣ及
び０．３重量２のＮと、０〜０．１重量％のＰと 、
０−０．０１１重量％Ｂと、０〜３．０重量％ （７）
ＡＩと、Ｏ−０，５重量％（１）Ｎｉト１．０〜２．０
重量ｘのｗと、ｏ〜１．０重量％のＴｉと、０〜１．０
重量ＸＣ７）Ｔａと、０〜２．５重量２のＶとから成り
、残部が実質的に鉄であることを特徴とするオーステナ
イト微細構造を持つ合金に関する。
随時に、安定剤として、０．０１−０．１重量２（７）
Ｐ 、 ０．２〜２．５重量％ （７）Ｖ 、 ０．２
〜２．０重量％ ノＷ 、 ０．１〜１．０重量ＸノＴ
ｉ及び０．１〜１．０重量駕のＴａの少なくとも１種を
含有させた合金とすることができる。
Ｐ 、 ０．２〜２．５重量％ （７）Ｖ 、 ０．２
〜２．０重量％ ノＷ 、 ０．１〜１．０重量ＸノＴ
ｉ及び０．１〜１．０重量駕のＴａの少なくとも１種を
含有させた合金とすることができる。
高温度における延性を増すのに有効な量のＢを添加する
こともでき、液体金属に対する耐腐食性または強度を増
すに有効な量のＡＩを添加することもできるが、活性化
度の増大を避けるためのＡＩの添加量は３重量％以上で
あってはならない。
こともでき、液体金属に対する耐腐食性または強度を増
すに有効な量のＡＩを添加することもできるが、活性化
度の増大を避けるためのＡＩの添加量は３重量％以上で
あってはならない。
好ましくは、合金中のＭｎの含有量は２５〜４０重量２
とし、より好ましくは２５〜３５重量２の範囲にし、最
も好ましくは呼称組成として約３０重量鬼のｈ含有率に
する。
とし、より好ましくは２５〜３５重量２の範囲にし、最
も好ましくは呼称組成として約３０重量鬼のｈ含有率に
する。
合金中のクロム含有量は好ましくは２〜１５重量２、よ
り好ましくは５〜ｌＯ重量２である好ましくは、窒素は
０．１重量２未満に制限する。
り好ましくは５〜ｌＯ重量２である好ましくは、窒素は
０．１重量２未満に制限する。
好ましい珪素の存在量は、合金の０．４〜０．８重量２
の量である。
の量である。
合金の燐含有量は、好ましくは０．０３〜０．０６重量
％、より好ましくは０．０３〜０．０５重量２である。
％、より好ましくは０．０３〜０．０５重量２である。
合金の硼素含有量は、好ましくは、０．００３〜０．０
０６重量２である。
０６重量２である。
好ましくは、補強剤として、０．０３〜０．０６重量％
（７）Ｐ 、 ０．５〜１．５重量％ （７）Ｗ 、
０．２〜０．５重量％ノＴｉ、０．２〜０．５重量％
０’）Ｔａを単独または組合わせて使用する。
（７）Ｐ 、 ０．５〜１．５重量％ （７）Ｗ 、
０．２〜０．５重量％ノＴｉ、０．２〜０．５重量％
０’）Ｔａを単独または組合わせて使用する。
下記の不純物が含有されることがあるが、低活性合金に
するためにはこれら不純物の量を制限するのが好ましい
、含まれれることが考えられる不純物： Ｎｂ、Ｎｏ、
Ｃｕ、Ｎ、旧ｔＡｇ＋Ｂｌ＋↑ｂ、Ｉｒ、Ｅｕ及びＢ
ａ ６ 理論にしばられることを望むわけではないが、以下の理
論から、本発明の理解、本発明の利用及び本発明によっ
て得られる好ましい結果についての理解が更に深くなる
ものと考えられる。
するためにはこれら不純物の量を制限するのが好ましい
、含まれれることが考えられる不純物： Ｎｂ、Ｎｏ、
Ｃｕ、Ｎ、旧ｔＡｇ＋Ｂｌ＋↑ｂ、Ｉｒ、Ｅｕ及びＢ
ａ ６ 理論にしばられることを望むわけではないが、以下の理
論から、本発明の理解、本発明の利用及び本発明によっ
て得られる好ましい結果についての理解が更に深くなる
ものと考えられる。
Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ三三元合金空中高エネルギー中性子照
射によってひきおこされる膨潤の組成依存性についての
研究の結果、観察された組成依存性は第一には膨潤の過
渡領域（即ち。
射によってひきおこされる膨潤の組成依存性についての
研究の結果、観察された組成依存性は第一には膨潤の過
渡領域（即ち。
潜伏期）に存在し、ニッケル含有量が３５〜４５重量２
でクロム含有量が１５重量２未満の組成領域で最大の耐
膨潤性になることが示された。この組成領域は、熱膨張
率、弾性率、格子パラメータ及び過剰自由エネルギー等
の多くの物理的緒特性が組成変化に従って大きな変化を
示す特性変態挙動によって特徴づけられる領域でＬある
。この変態挙動は、Ｆｅと３５重量２の旧の組成に近い
熱膨張係数が最小値になるインバー現象（Ｉｎｖａｒ
ｐｈｅｎｏｍｅｎｏｎ）によって最も良く例示される。
でクロム含有量が１５重量２未満の組成領域で最大の耐
膨潤性になることが示された。この組成領域は、熱膨張
率、弾性率、格子パラメータ及び過剰自由エネルギー等
の多くの物理的緒特性が組成変化に従って大きな変化を
示す特性変態挙動によって特徴づけられる領域でＬある
。この変態挙動は、Ｆｅと３５重量２の旧の組成に近い
熱膨張係数が最小値になるインバー現象（Ｉｎｖａｒ
ｐｈｅｎｏｍｅｎｏｎ）によって最も良く例示される。
Ｆｅと、７．８重量２のＣｒと、３５重量２のＮｉと
から成るもう一つの組成の場合、かなりの範囲の温度範
囲で熱膨張係数が零になる。この組成はエリンバ−（Ｅ
ｌｉｎｖａｒ）と呼ばれており、４００〜８５０℃の範
囲で照射されている耐膨潤性の最も優れた三元合金類の
一種の組成とたまたま正確に対応している。この三元合
金の組成は、Ｆｅと、７．５重量２のＣｒと、３５．５
重量２の旧とから成る。
から成るもう一つの組成の場合、かなりの範囲の温度範
囲で熱膨張係数が零になる。この組成はエリンバ−（Ｅ
ｌｉｎｖａｒ）と呼ばれており、４００〜８５０℃の範
囲で照射されている耐膨潤性の最も優れた三元合金類の
一種の組成とたまたま正確に対応している。この三元合
金の組成は、Ｆｅと、７．５重量２のＣｒと、３５．５
重量２の旧とから成る。
多分、Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ系オーステナイト構造の合金類
の過Ｗ（遷移）領域の続く領域範囲にインｔ＜ −（Ｉ
ｎｖａｒ）組成特にエリンバ−（Ｅｌｉｎｖａｒ）組成
が対応している部分（期間）が最も長いように見えるこ
とは偶然の一致であろう。しかしながら、空洞膨潤（マ
ｏｉｄｓｗｅｌｌｉｎｇ）に関する一般に認められてい
る理論を評価すると、格子パラメータ及び弾性率等の諸
因子は、膨潤挙動、特に空洞表面で起こる照射に起因す
る分離が生じる場合に膨潤の重要な決定因子であると考
えらえる。従って、変態挙動組成範囲と最大の耐膨潤性
を示す組成範囲との間には直接的な関連性があると示唆
したい。
の過Ｗ（遷移）領域の続く領域範囲にインｔ＜ −（Ｉ
ｎｖａｒ）組成特にエリンバ−（Ｅｌｉｎｖａｒ）組成
が対応している部分（期間）が最も長いように見えるこ
とは偶然の一致であろう。しかしながら、空洞膨潤（マ
ｏｉｄｓｗｅｌｌｉｎｇ）に関する一般に認められてい
る理論を評価すると、格子パラメータ及び弾性率等の諸
因子は、膨潤挙動、特に空洞表面で起こる照射に起因す
る分離が生じる場合に膨潤の重要な決定因子であると考
えらえる。従って、変態挙動組成範囲と最大の耐膨潤性
を示す組成範囲との間には直接的な関連性があると示唆
したい。
本発明者らは、入手可能な文献を検討した結果、！−マ
ンガン系及び鉄−クロム−マンガン系のインバーに似た
合金類が存在するという知見を得た。従って、Ｆｅ−Ｎ
ｉ系及びＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系で観察されたインバー類似
の緒特性と耐膨潤性との相対関係に基づいて、インバー
挙動を示すＦｅ−Ｍｎ系及びＦｅＦｅ−０ｒ−系の合金
類も耐膨潤性が増強されるものと信するに至った。Ｆｅ
−Ｍｎ系及びＦｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系合金類においては、鉄
及びクロムの含有量が同程度であり、 Ｆｅ−Ｎｉ系及
びＦｅ−１−Ｃｒ系インバー型合合金中のＮｉの含有量
水準と比肩される量のＮｎ含有量の場合にインバー挙動
が観察された。我々が入手できた文献調査の結果、イン
バー現象はＮｎ含有量水準が３０重量２程度のところで
認められると本発明者らは確信する。
ンガン系及び鉄−クロム−マンガン系のインバーに似た
合金類が存在するという知見を得た。従って、Ｆｅ−Ｎ
ｉ系及びＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系で観察されたインバー類似
の緒特性と耐膨潤性との相対関係に基づいて、インバー
挙動を示すＦｅ−Ｍｎ系及びＦｅＦｅ−０ｒ−系の合金
類も耐膨潤性が増強されるものと信するに至った。Ｆｅ
−Ｍｎ系及びＦｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系合金類においては、鉄
及びクロムの含有量が同程度であり、 Ｆｅ−Ｎｉ系及
びＦｅ−１−Ｃｒ系インバー型合合金中のＮｉの含有量
水準と比肩される量のＮｎ含有量の場合にインバー挙動
が観察された。我々が入手できた文献調査の結果、イン
バー現象はＮｎ含有量水準が３０重量２程度のところで
認められると本発明者らは確信する。
インバーと耐膨潤性との相関関係に基づいたＦｅ−Ｍｎ
系及びＦｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系合金類のもう一つの利点は、
ＬＭＦＢＨ用のＦｅ−Ｎｉ−０ｒ系オ一ステナイト合金
類と比較して、核融合型原子炉の第−壁として使用した
後における残留放射能が大幅に減少することである。
系及びＦｅ−Ｍｎ−Ｃｒ系合金類のもう一つの利点は、
ＬＭＦＢＨ用のＦｅ−Ｎｉ−０ｒ系オ一ステナイト合金
類と比較して、核融合型原子炉の第−壁として使用した
後における残留放射能が大幅に減少することである。
本発明の合金は実質的にオーステナイト構造であり、好
ましくは完全にオーステナイト構造であることが望まし
いと考えられている。このために、オーステナイト構造
安定剤が添加されている。このオーステナイト構造安定
化元素は、Ｃ及びＮの単独使用または組合わせた使用の
うちから選択し、オーステナイト相の安定化効果のある
量であり、Ｃ０８７重量２未満、Ｎ００３重量２未満の
量を使用する。個々の合金で必要とされる炭素もしくは
窒素またはこれらの両者の量は、シェフラー（Ｓｃｈａ
ｅｆｆｌｅｒ）図を参照して大体の推定をすることがで
き、シェフラー図によれば、爆接によって生じる微細構
造の状態（たとえばオーステナイト、フェライト及びマ
ルテンサイトの量）をニッケル当量含有量及びクロム当
量含有量の関数の形で推定できる。ニッケル当量含有量
は、旧重量Ｘｉ、５ Ｘ Ｍｎ重量２÷３０Ｘ Ｃ重量
＄＋３０ＸＮ重量２で定義される。クロム当量含有量は
Ｏｒ重量％ ＋１．５ＸＳｉ重量２で定義される。シェ
フラー図は、Ｆｅ−旧−Ｃｒ系オーステナイト構造ステ
ンレス鋼のために開発されたものであるが、本発明で必
要な０４Ｍ含有量の概算推定に用いることもできると考
えられている。もっと正確な評価は、通常の実験によっ
て行なう。ニー・エル・シェフラー（Ａ、Ｌ。
ましくは完全にオーステナイト構造であることが望まし
いと考えられている。このために、オーステナイト構造
安定剤が添加されている。このオーステナイト構造安定
化元素は、Ｃ及びＮの単独使用または組合わせた使用の
うちから選択し、オーステナイト相の安定化効果のある
量であり、Ｃ０８７重量２未満、Ｎ００３重量２未満の
量を使用する。個々の合金で必要とされる炭素もしくは
窒素またはこれらの両者の量は、シェフラー（Ｓｃｈａ
ｅｆｆｌｅｒ）図を参照して大体の推定をすることがで
き、シェフラー図によれば、爆接によって生じる微細構
造の状態（たとえばオーステナイト、フェライト及びマ
ルテンサイトの量）をニッケル当量含有量及びクロム当
量含有量の関数の形で推定できる。ニッケル当量含有量
は、旧重量Ｘｉ、５ Ｘ Ｍｎ重量２÷３０Ｘ Ｃ重量
＄＋３０ＸＮ重量２で定義される。クロム当量含有量は
Ｏｒ重量％ ＋１．５ＸＳｉ重量２で定義される。シェ
フラー図は、Ｆｅ−旧−Ｃｒ系オーステナイト構造ステ
ンレス鋼のために開発されたものであるが、本発明で必
要な０４Ｍ含有量の概算推定に用いることもできると考
えられている。もっと正確な評価は、通常の実験によっ
て行なう。ニー・エル・シェフラー（Ａ、Ｌ。
５ｃｈａｅｆｆｌｅｒ）によって［メタル・プログレス
５８Ｊ （”Ｍｅｔａ４ Ｐｒｏｇｒｅｓｓ ５Ｅｉ
” ） 、 １１１１４９年刊、の６８０Ｂ頁に開示
されたシェフラー図をここに参考文献として引用する。
５８Ｊ （”Ｍｅｔａ４ Ｐｒｏｇｒｅｓｓ ５Ｅｉ
” ） 、 １１１１４９年刊、の６８０Ｂ頁に開示
されたシェフラー図をここに参考文献として引用する。
上記の量の炭素及び窒素の両方を添加することができる
けれども、低活性化度の合金類を得るためには窒素含有
量は０．１重量２未満にすることが好ましい。
けれども、低活性化度の合金類を得るためには窒素含有
量は０．１重量２未満にすることが好ましい。
ＬＭＦＢＨの燃料被覆及びダクト用並びに核融合炉の第
−壁への利用といった高温度下での利用の場合には、本
発明による合金類は高温度下での引張特性及びクリープ
特性を増すよう選定した強化剤を含有することが好まし
い、このような強化剤としては、０．０１〜０．１重量
％ （７）Ｐ 、 ０．２〜２−５重量＄ １７）Ｖ
、 ０．２〜２．０重量％ ノＷ 、 ０．１〜１．０
重量＄ノＴｉ及び０．１〜１．０重量２のＴａから選択
し、単独または組合わせて使用する。隣は燐化物の沈積
によって合金を強くするばかりでなく、耐膨潤性を増す
作用がある。しかしながら、溶液性の点からは、過剰量
の隣は有害である。上記の理由から、隣の含有率は０．
０３〜ｏ、ｏｅ重量２、より好ましくは０．０３〜０．
０５重量２に保持することが好ましい。
−壁への利用といった高温度下での利用の場合には、本
発明による合金類は高温度下での引張特性及びクリープ
特性を増すよう選定した強化剤を含有することが好まし
い、このような強化剤としては、０．０１〜０．１重量
％ （７）Ｐ 、 ０．２〜２−５重量＄ １７）Ｖ
、 ０．２〜２．０重量％ ノＷ 、 ０．１〜１．０
重量＄ノＴｉ及び０．１〜１．０重量２のＴａから選択
し、単独または組合わせて使用する。隣は燐化物の沈積
によって合金を強くするばかりでなく、耐膨潤性を増す
作用がある。しかしながら、溶液性の点からは、過剰量
の隣は有害である。上記の理由から、隣の含有率は０．
０３〜ｏ、ｏｅ重量２、より好ましくは０．０３〜０．
０５重量２に保持することが好ましい。
タングステンは、固溶体の強化機構及び炭化金属の沈澱
析出によって合金を強化するものと考えられる。従来法
の金属加工技術による合金の加工性を確保するために、
タングステンを存在させる場合０．５〜１．５重量２の
量に保たれるようにする。
析出によって合金を強化するものと考えられる。従来法
の金属加工技術による合金の加工性を確保するために、
タングステンを存在させる場合０．５〜１．５重量２の
量に保たれるようにする。
チタン及びタンタルは極めて強い炭化物沈澱析出体の形
成剤であり、この作用により、延性及びクリープ特性並
びに強度を向上させるために本発明合金中で使用される
。チタン及びタンタルの量は、好ましくは、０．２〜０
．５重量２に保持する。
成剤であり、この作用により、延性及びクリープ特性並
びに強度を向上させるために本発明合金中で使用される
。チタン及びタンタルの量は、好ましくは、０．２〜０
．５重量２に保持する。
バナジウムは、加熱処理（ｔｈｅｒｍａｌ ａｇｉｎｇ
）時、良好な機械的緒特性のために望ましい細かい沈澱
析出物の分散を来たさず、大きなＶ（Ｃ，Ｎ）粒子を形
成するので、照射時におけるバナジウムの優越性を評価
することができる。
）時、良好な機械的緒特性のために望ましい細かい沈澱
析出物の分散を来たさず、大きなＶ（Ｃ，Ｎ）粒子を形
成するので、照射時におけるバナジウムの優越性を評価
することができる。
延性を向上させるために、最大０．Ｏ１重量２の硼素を
合金中に存在させることができる。
合金中に存在させることができる。
好ましい量の隣（０，０３〜０．０６重量２）と組合わ
せて硼素を添加して、クリープ特性及び応力破壊特性を
向上させるのが好ましい、上記の目標を達成するために
好ましい硼素の添加量範囲ｔ＊ｏ、ｏｏａ 〜０．００
６重量％−ｃある。
せて硼素を添加して、クリープ特性及び応力破壊特性を
向上させるのが好ましい、上記の目標を達成するために
好ましい硼素の添加量範囲ｔ＊ｏ、ｏｏａ 〜０．００
６重量％−ｃある。
耐腐食性の向上のために本発明合金にアルミニウムを添
加することもでき、リチウム及びリチウム−鉛合金類の
ような液体金属と接触させる用途に利用する場合は、特
にアルミニウムの添加が必要になる。残留放射能による
取扱い上の問題及び貯蔵上の問題を最小限にするために
、アルミニウムの添加量は３重量％以下に制限しなけれ
ばならない。上記の理由から、液体金属耐腐食性の向上
が要求される場合における本発明合金のアルミニウム含
有量は０．５〜２．０重量２にするのが好ましい。
加することもでき、リチウム及びリチウム−鉛合金類の
ような液体金属と接触させる用途に利用する場合は、特
にアルミニウムの添加が必要になる。残留放射能による
取扱い上の問題及び貯蔵上の問題を最小限にするために
、アルミニウムの添加量は３重量％以下に制限しなけれ
ばならない。上記の理由から、液体金属耐腐食性の向上
が要求される場合における本発明合金のアルミニウム含
有量は０．５〜２．０重量２にするのが好ましい。
オーステナイト構造の安定性を高め延性を向上させるこ
とを意図して、最大０．５重量２までの量のニッケルを
添加することができる。残留放射能による取扱い上の問
題及び貯蔵上の問題を最小にするために、０．５重量２
を越える量のニッケルの添加は避けなければならない。
とを意図して、最大０．５重量２までの量のニッケルを
添加することができる。残留放射能による取扱い上の問
題及び貯蔵上の問題を最小にするために、０．５重量２
を越える量のニッケルの添加は避けなければならない。
ニッケルを意図的に添加するのではなく、ニッケルは避
けることのできない不純物として存在するに過ぎない状
況にするのが最も好ましい。
けることのできない不純物として存在するに過ぎない状
況にするのが最も好ましい。
鉄が実質的に合金の残部を占める。かなりの量の残留放
射能が発生する可能性のある用途に対しては、Ｎｂ、Ｎ
ｏ、Ｇｕ、Ｎ、旧、Ａｇ、Ｂｉ、Ｔｂ、Ｉｒ、Ｅｕ及び
Ｂａ等の各元素は、存在するとしても最大存在量として
は不可避の偶発的な不純物程度の存在量であるのが好ま
しい。これらの元素類の許容量は、使用される雰囲気、
合金組成、並びに所定の埋蔵期間後の安全な取扱いのた
めに許される最大放射能レベルを規定する適用規定によ
って定まる。
射能が発生する可能性のある用途に対しては、Ｎｂ、Ｎ
ｏ、Ｇｕ、Ｎ、旧、Ａｇ、Ｂｉ、Ｔｂ、Ｉｒ、Ｅｕ及び
Ｂａ等の各元素は、存在するとしても最大存在量として
は不可避の偶発的な不純物程度の存在量であるのが好ま
しい。これらの元素類の許容量は、使用される雰囲気、
合金組成、並びに所定の埋蔵期間後の安全な取扱いのた
めに許される最大放射能レベルを規定する適用規定によ
って定まる。
以下に実施例を挙げて本発明を例示する。
炎差１
表■に示す目標呼称組成を持つ合金類を清浄なアルゴン
雰囲気下で非消耗型のタングステン電極を使用してアー
クで熔解した。使用した出発原料は、原則として、電解
法で調製した高純度の新しい（処女）金属材料である。
雰囲気下で非消耗型のタングステン電極を使用してアー
クで熔解した。使用した出発原料は、原則として、電解
法で調製した高純度の新しい（処女）金属材料である。
水冷した銅製の型中で、約１７５グラムの重さで約８．
４ｍｍ Ｘ ２．５４０１ Ｘ ７．８２０１ （１ハ
インチ×１インチ×３インチ）の寸法のボタン形に熔解
した。上述の出発原料及び熔解技術は、将来においては
、帯域精製した材料等のような高純度の出発原料及び偶
発的に混在する不純物類をより正確に制御できる熔解技
術にとって代られると思われる。
４ｍｍ Ｘ ２．５４０１ Ｘ ７．８２０１ （１ハ
インチ×１インチ×３インチ）の寸法のボタン形に熔解
した。上述の出発原料及び熔解技術は、将来においては
、帯域精製した材料等のような高純度の出発原料及び偶
発的に混在する不純物類をより正確に制御できる熔解技
術にとって代られると思われる。
以下余白
次に、表■中の全ての合金は不活性ガス中で約２時間約
１２５０℃で均質化熱処理を施した。次いで、各合金を
不活性ガス中で約１０００℃に再加熱した直後に圧延に
より厚みを５０％に減少させ、不活性ガス中で約１０３
０℃で約半時間溶体化焼鈍（ｇｏｌｕｔｉｏｎ ａｎｎ
ｅａｌｉｎｇ）を行なった。続いて、各合金について更
に３〜４回冷間圧延して、厚みを約４０〜６ｏｚに減少
させたが、各冷間圧延毎に不活性ガス巾約１０３０℃で
約半時間の中間溶体化焼鈍を施した。一般に、２回から
４回圧延ロールに通すことにより、４０〜６ｏｚの冷間
圧延を行なった。
１２５０℃で均質化熱処理を施した。次いで、各合金を
不活性ガス中で約１０００℃に再加熱した直後に圧延に
より厚みを５０％に減少させ、不活性ガス中で約１０３
０℃で約半時間溶体化焼鈍（ｇｏｌｕｔｉｏｎ ａｎｎ
ｅａｌｉｎｇ）を行なった。続いて、各合金について更
に３〜４回冷間圧延して、厚みを約４０〜６ｏｚに減少
させたが、各冷間圧延毎に不活性ガス巾約１０３０℃で
約半時間の中間溶体化焼鈍を施した。一般に、２回から
４回圧延ロールに通すことにより、４０〜６ｏｚの冷間
圧延を行なった。
厚さ約０．２５＋ｕｓのシートから、表ＩＩに示す各金
属学的処理条件の合金の加工試料をつくった。表ＩＩに
示す全合金からつくったＴＥＮ（ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉ
ｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍ１ｃｒｏｓｃｏｐｙ ；透
過型電子顕微鏡解析）ディスク並びにＲ？７合金からつ
くた極小形の引っ張り試験用試料をＦＦＴＦ（Ｆａｓｔ
Ｆｌｕｘ Ｔｅ５ｔ Ｆａｃｉｌｉｔｙ ａｔ Ｈａ
ｎｆｏｒｄＷａｓｈｉｎｇｔｏｎ ；ワシントン州、ハ
ンオードの高速照射試験パ設＠）の原子炉において、約
４０６℃、５００℃及び６００℃において高速中性子照
射試験に供した。
属学的処理条件の合金の加工試料をつくった。表ＩＩに
示す全合金からつくったＴＥＮ（ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉ
ｏｎ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍ１ｃｒｏｓｃｏｐｙ ；透
過型電子顕微鏡解析）ディスク並びにＲ？７合金からつ
くた極小形の引っ張り試験用試料をＦＦＴＦ（Ｆａｓｔ
Ｆｌｕｘ Ｔｅ５ｔ Ｆａｃｉｌｉｔｙ ａｔ Ｈａ
ｎｆｏｒｄＷａｓｈｉｎｇｔｏｎ ；ワシントン州、ハ
ンオードの高速照射試験パ設＠）の原子炉において、約
４０６℃、５００℃及び６００℃において高速中性子照
射試験に供した。
金属学的処理条件
（註） Ｓ、Ａ、＝ １０３０℃で半時間溶体化焼鈍処
理 Ｃ，Ｗ、−冷間圧延で２０％厚み減少処理Ａ ＝ ８５
０℃で１時間のエージング処理 Ａ、 ＋Ａ、 ＝ ８００℃で１時間エージング処理し
た後に７００℃で１０時間 エージング処理 熱処理は、全て不活性雰囲気で行なった。
理 Ｃ，Ｗ、−冷間圧延で２０％厚み減少処理Ａ ＝ ８５
０℃で１時間のエージング処理 Ａ、 ＋Ａ、 ＝ ８００℃で１時間エージング処理し
た後に７００℃で１０時間 エージング処理 熱処理は、全て不活性雰囲気で行なった。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、２０〜４０重量％とＭｎと、０〜１５重量％のＣｒ
と、０．４〜３．０重量％のＳｉと、オーステナイト微
細構造を安定化させる量のＣ及びＮの少なくとも一方で
あって０．７重量％未満のＣ及び０．３重量％のＮと、
０〜０．１重量％のＰと、０〜０．０１重量％のＢと、
０〜３．０重量％のＡｌと、０〜０．５重量％のＮｉと
、、０〜２．０重量％のＷと、０〜１．０重量％のＴｉ
と、０〜１．０重量％のＴａと、０〜２．５重量％のＶ
とから成り、残部が実質的に鉄であることを特徴とする
オーステナイト微細構造を持つ合金。 ２、前記合金が２５〜３５重量％のＭｎを含有すること
を特徴とする特許請求の範囲第１項に記載の合金。 ３、前記合金が５〜１０重量％のＣｒを含有することを
特徴とする特許請求の範囲第１項または第２項に記載の
合金。 ４、前記合金が０．１重量％未満のＮを含有することを
特徴とする特許請求の範囲第１項、第２項または第３項
に記載の合金。 ５、前記合金が２５〜４０重量％のＭｎを含有すること
を特徴とする特許請求の範囲第１項、第２項、第３項ま
たは第４項に記載の合金。 ６、前記合金が０．０３〜０．０６重量％のＰと、０．
００３〜０．００６重量％のＢとを含有することを特徴
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、前記合金が、金属炭化物形成剤として、少なくとも
０．２重量％のＷ、Ｔａ及びＴｉの少なくとも１種を含
有することを特徴とする特許請求の範囲第１項〜第６項
に何れかに記載の合金。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US61277184A | 1984-05-22 | 1984-05-22 | |
| US612771 | 1984-05-22 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS619560A true JPS619560A (ja) | 1986-01-17 |
Family
ID=24454593
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60010716A Pending JPS619560A (ja) | 1984-05-22 | 1985-01-22 | マンガン−鉄系及びマンガン−クロム−鉄系のオ−ステナイト構造の合金 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP0174418B1 (ja) |
| JP (1) | JPS619560A (ja) |
| CA (1) | CA1245474A (ja) |
| DE (1) | DE3577882D1 (ja) |
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| JP3864600B2 (ja) * | 1999-01-27 | 2007-01-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 極低温用高Ｍｎ非磁性鋼板の製造方法 |
| EP3438312B1 (en) * | 2016-03-30 | 2020-12-23 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel material and production method therefor |
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| JPS5681656A (en) * | 1979-12-10 | 1981-07-03 | Japan Steel Works Ltd:The | Nonmagnetic steel for cryogenic temperature high magnetic field apparatus |
-
1985
- 1985-01-10 EP EP85100180A patent/EP0174418B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1985-01-10 DE DE8585100180T patent/DE3577882D1/de not_active Expired - Fee Related
- 1985-01-15 CA CA000472088A patent/CA1245474A/en not_active Expired
- 1985-01-22 JP JP60010716A patent/JPS619560A/ja active Pending
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Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
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| EP0174418A3 (en) | 1987-04-29 |
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| EP0174418A2 (en) | 1986-03-19 |
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