JPS6244559A - 高速増殖炉々心材料用ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
高速増殖炉々心材料用ステンレス鋼及びその製造方法Info
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- JPS6244559A JPS6244559A JP18354185A JP18354185A JPS6244559A JP S6244559 A JPS6244559 A JP S6244559A JP 18354185 A JP18354185 A JP 18354185A JP 18354185 A JP18354185 A JP 18354185A JP S6244559 A JPS6244559 A JP S6244559A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
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- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
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- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- 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］
本発明は高速増殖炉々心材（燃料被覆管やラッパー管等
）用のステンレス鋼及びその製造方法に関し、殊に微細
割れ感受性が低く且つクリープ破断強度の優れた同炉心
材料用ステンレス鋼及びその製造方法に関するものであ
る。
）用のステンレス鋼及びその製造方法に関し、殊に微細
割れ感受性が低く且つクリープ破断強度の優れた同炉心
材料用ステンレス鋼及びその製造方法に関するものであ
る。
［従来の技術］
高速増殖炉用の炉心材料としては、従来より主として２
０％程度の冷間加工を施した５ＵＳ３１６ステンレス鋼
が使用されてきた。ところが高速増殖炉の用途開発或は
規模の拡大が進むにつれて、燃料被覆管やラッパー管の
如き炉心材の取替周期延長の要請が高まっており、それ
に伴って中性子被照射量の増大による耐スエリング性の
不足或は高温強度の不足といった問題が生じている。
０％程度の冷間加工を施した５ＵＳ３１６ステンレス鋼
が使用されてきた。ところが高速増殖炉の用途開発或は
規模の拡大が進むにつれて、燃料被覆管やラッパー管の
如き炉心材の取替周期延長の要請が高まっており、それ
に伴って中性子被照射量の増大による耐スエリング性の
不足或は高温強度の不足といった問題が生じている。
この様な問題に対処する方法として、ステンレス素材中
のＮｉの増量或はＴｉやＮｂ等の添加等が検討されてお
り、特にＮｂの添加によりクリープ破断強度を著しく高
め得ることが確認され注目を集めている。
のＮｉの増量或はＴｉやＮｂ等の添加等が検討されてお
り、特にＮｂの添加によりクリープ破断強度を著しく高
め得ることが確認され注目を集めている。
［発明が解決しようとする問題点］
ところがＮｂを添加し過ぎると微細割れが生じ易くなっ
て製管性が悪化し不良率が増大するという問題がある。
て製管性が悪化し不良率が増大するという問題がある。
こうした問題を重視するあまりＷｂ量を抑えると、クリ
ープ破断強度を十分に高めることができなくなる。
ープ破断強度を十分に高めることができなくなる。
Ｎｂ添加による上記の様な微細割れの発生原因は、Ｔｉ
やＮ、 ｂを含む連なった未固溶の炭化物量が増大する
為と考えられる。
やＮ、 ｂを含む連なった未固溶の炭化物量が増大する
為と考えられる。
またＴｉやＮｂを含む鋼材の場合、溶体化処理条件によ
ってはＴｉ単独添加鋼よりも強度（殊に高温強度）が乏
しくなることがある。
ってはＴｉ単独添加鋼よりも強度（殊に高温強度）が乏
しくなることがある。
本発明はこの様な状況に着目してなされたものであり、
その目的は、長時間の中性子照射を受けた場合でも優れ
た耐スエリング性を示し且つ高温強度が良好でしかも微
細割れ等を生じることのない様な高速増殖炉々心材料用
のステンレス鋼及びその製法を提供しようとするもので
ある。
その目的は、長時間の中性子照射を受けた場合でも優れ
た耐スエリング性を示し且つ高温強度が良好でしかも微
細割れ等を生じることのない様な高速増殖炉々心材料用
のステンレス鋼及びその製法を提供しようとするもので
ある。
Ｌ問題点を解決する為の手段】
本発明に係る高速増殖炉々心材料用ステンレス鋼は、
Ｃ：０．０５〜０．０７％（重量％：以下同じ）Ｓ ｉ
： Ｇ、５％以下 Ｍｎ：２％以下 Ｐ ：０．０３％以下 Ｎｉ ：１５〜３０％ Ｃｒ：１３〜１７％ Ｍｏ：１〜３％ Ｔ ｉ ： ０．１ 〜０．３ ％ Ｎ ｂ ： ０．０８〜０．１２％ Ｂ ： ０．００２〜０．０１０ ％Ｎ ：０．
０１％以下 で、残部が実質的にＦｅからなるところに要旨を有する
ものである。また本発明に係る製造方法は、上記化学成
分を有する鋼材を１１１０℃以上の温度で溶体化処理し
た後、１０〜３０％の冷間加工を施すところに要旨を有
するものである。
： Ｇ、５％以下 Ｍｎ：２％以下 Ｐ ：０．０３％以下 Ｎｉ ：１５〜３０％ Ｃｒ：１３〜１７％ Ｍｏ：１〜３％ Ｔ ｉ ： ０．１ 〜０．３ ％ Ｎ ｂ ： ０．０８〜０．１２％ Ｂ ： ０．００２〜０．０１０ ％Ｎ ：０．
０１％以下 で、残部が実質的にＦｅからなるところに要旨を有する
ものである。また本発明に係る製造方法は、上記化学成
分を有する鋼材を１１１０℃以上の温度で溶体化処理し
た後、１０〜３０％の冷間加工を施すところに要旨を有
するものである。
［作用］
以下本発明におけるステンレス鋼の化学成分及び処理条
件を規定した理由を説明することにより１本発明におけ
る各構成要件の作用を明確にする。
件を規定した理由を説明することにより１本発明におけ
る各構成要件の作用を明確にする。
Ｃ： ０．０５〜０．０７％
Ｃは後述するＴｉ及びＮｂと結合して（Ｔｉ。
Ｎｂ）Ｃを形成し、冷間加工により導入される転位の回
復を抑え、クリープ破断強度及び耐スエリング性を高め
る作用があり、特に満足のいくクリープ破断強度を確保
する為には０．０５％以上含有させなければならない、
しかしＣＥＬが多過ぎると、介在物量の増大によって微
細割れ感受性が高くなるばかりでなく、クリープ破断強
度もかえって低下傾向を示す様になるので、０．０７％
以下に抑えなければならない。
復を抑え、クリープ破断強度及び耐スエリング性を高め
る作用があり、特に満足のいくクリープ破断強度を確保
する為には０．０５％以上含有させなければならない、
しかしＣＥＬが多過ぎると、介在物量の増大によって微
細割れ感受性が高くなるばかりでなく、クリープ破断強
度もかえって低下傾向を示す様になるので、０．０７％
以下に抑えなければならない。
ちなみに第１図は、１５ｃｒ−２５Ｎｉ−２，５Ｍ ｏ
−０，２５Ｔ ｉ −０，１ＯＮ ｂ鋼（１１００℃
×４分の溶体化処理）を基本組成として、Ｃ量及び介在
物量の異なる数種類の鋼材を調製し、夫々について被覆
管を試作したときの割れ発生の有無を調べた結果を示し
たものである。但し図中Ｂ２はＢ系介在物（Ｎｂ、Ｔｉ
の炭窒化物）、Ｃ２はＣ系介在物（Ｎｂ、Ｔｉの炭窒化
物）を意味し、これらの量はＪＩＳ Ｇ ０５５５
に準拠して測定した。また黒丸印は微細割れが発生した
ものを示し、白丸印は微細割れが見られなかったものを
示す。
−０，２５Ｔ ｉ −０，１ＯＮ ｂ鋼（１１００℃
×４分の溶体化処理）を基本組成として、Ｃ量及び介在
物量の異なる数種類の鋼材を調製し、夫々について被覆
管を試作したときの割れ発生の有無を調べた結果を示し
たものである。但し図中Ｂ２はＢ系介在物（Ｎｂ、Ｔｉ
の炭窒化物）、Ｃ２はＣ系介在物（Ｎｂ、Ｔｉの炭窒化
物）を意味し、これらの量はＪＩＳ Ｇ ０５５５
に準拠して測定した。また黒丸印は微細割れが発生した
ものを示し、白丸印は微細割れが見られなかったものを
示す。
また第２図は上記と同じ供試材（但し溶体化処理温度は
１１２５℃）を用いて、クリープ破断強度に及ぼすＣｉ
の影菅を調べた結果を示したものである。これらの図か
らも明らかな様に、微細割れを生ぜしめることなく高レ
ベルのクリープ破断強度を確保する為には、Ｃ量を０．
０５〜０．０７％の範囲に設定すべきであることが分か
る。
１１２５℃）を用いて、クリープ破断強度に及ぼすＣｉ
の影菅を調べた結果を示したものである。これらの図か
らも明らかな様に、微細割れを生ぜしめることなく高レ
ベルのクリープ破断強度を確保する為には、Ｃ量を０．
０５〜０．０７％の範囲に設定すべきであることが分か
る。
Ｓ ｉ ： ０．５％以下
Ｆｅに含まれる不可避不純物の１種であるが、０．５％
を超えると強度が急激に低下する。これは、５ｆ５１４
の増加によりＦｅｚＭｏの析出が生じ易くなり、しかも
溶体化処理時における未固溶炭化物量が増大し、クリー
プ中に析出する炭化物量が減少する為と考えられる。
を超えると強度が急激に低下する。これは、５ｆ５１４
の増加によりＦｅｚＭｏの析出が生じ易くなり、しかも
溶体化処理時における未固溶炭化物量が増大し、クリー
プ中に析出する炭化物量が減少する為と考えられる。
Ｍｎ：２．０％以下
Ｍｎは脱酸、脱硫の作用とともに、オーステナイトの安
定化のために利用される。Ｍｎが２％を越えると耐食性
、＃酸化性を劣化させるため上限は２％ととした。
定化のために利用される。Ｍｎが２％を越えると耐食性
、＃酸化性を劣化させるため上限は２％ととした。
Ｐ ： ０．０３％以下
Ｐは炭化物を微細に分散させてクリープ破断強度を高め
る作用があり、Ｗｔ量の添加はかなり有効である。しか
しＰはクリープ中に針状のＭ２ Ｆ（但しＭは金属）と
考えられる燐化合物を形成する傾向があり、該燐化合物
中に多量のＴｉ、Ｎｂが取り込まれる結果、クリープ中
に析出する微細な（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの析出量が減少し、
クリープ破断強度や耐スエリング性を阻害する。従って
こうした問題を回避する為にはＰ量を０．０３％以下に
抑えなければならない。
る作用があり、Ｗｔ量の添加はかなり有効である。しか
しＰはクリープ中に針状のＭ２ Ｆ（但しＭは金属）と
考えられる燐化合物を形成する傾向があり、該燐化合物
中に多量のＴｉ、Ｎｂが取り込まれる結果、クリープ中
に析出する微細な（Ｔｉ、Ｎｂ）Ｃの析出量が減少し、
クリープ破断強度や耐スエリング性を阻害する。従って
こうした問題を回避する為にはＰ量を０．０３％以下に
抑えなければならない。
Ｎｉ ： １５〜３０％
Ｎｉはステンレス鋼の基本成分として特に耐スエリング
性及び組織安定性を高める為に欠くことのできない元素
であり、従来から炉心材料用として汎用されているＳＵ
Ｓ ３１６鋼よりも優れた耐スエリング性を確保し、又
σ相の生成を抑制する為には少なくとも１５％添加しな
ければならない、そしてＮｉ量を増加して行くにつれて
クリープ破断強度及び組織安定性は更に良好となるが、
３０％を超えると強度が乏しくなるのでＮｉ量の上限は
３０％と定めた。
性及び組織安定性を高める為に欠くことのできない元素
であり、従来から炉心材料用として汎用されているＳＵ
Ｓ ３１６鋼よりも優れた耐スエリング性を確保し、又
σ相の生成を抑制する為には少なくとも１５％添加しな
ければならない、そしてＮｉ量を増加して行くにつれて
クリープ破断強度及び組織安定性は更に良好となるが、
３０％を超えると強度が乏しくなるのでＮｉ量の上限は
３０％と定めた。
Ｃｒ：１３〜１７％
Ｃｒもステンレス鋼の基本成分として特にクリープ破断
強度及び耐食性を高めるうえで不可欠の元素であり、こ
れらの添加目的を果たす為には１３％以上含有させなけ
ればならない、しかし多過ぎると耐スエリング性が劣化
するほか長時間組織安定性も悪化するので１７％以下に
抑えなければならない。
強度及び耐食性を高めるうえで不可欠の元素であり、こ
れらの添加目的を果たす為には１３％以上含有させなけ
ればならない、しかし多過ぎると耐スエリング性が劣化
するほか長時間組織安定性も悪化するので１７％以下に
抑えなければならない。
Ｍｏ：１〜３％
Ｍｏはクリープ破断強度を著しく高める働きがあり、目
的達成の為には１％以上含有させなければならない、し
かしその破断強度改善効果は３％程度で飽和しそれ以上
加えても強度は殆んど上昇せず、経済的な不利益をまね
くだけであるので３％を上限と定めた。
的達成の為には１％以上含有させなければならない、し
かしその破断強度改善効果は３％程度で飽和しそれ以上
加えても強度は殆んど上昇せず、経済的な不利益をまね
くだけであるので３％を上限と定めた。
Ｂ ： ０．００２〜０．０１０％
Ｂは炭化物を微細化し均一に分散させてクリープ市にル
ｆス終侍のＨ缶１１に■話旦抑ｆｆＪＩ九Ｈト：伴する
作用があり、クリープ破断強度を著しく改善する。こう
した効果を有効に発揮させる為には少なくとも０．００
２％含有させなければならないが、ｏ、ｏｉｏ％を超え
ると熱間加工性や溶接性が劣悪になる。
ｆス終侍のＨ缶１１に■話旦抑ｆｆＪＩ九Ｈト：伴する
作用があり、クリープ破断強度を著しく改善する。こう
した効果を有効に発揮させる為には少なくとも０．００
２％含有させなければならないが、ｏ、ｏｉｏ％を超え
ると熱間加工性や溶接性が劣悪になる。
Ｔ ｉ ： ０．１〜０．３ ％、 Ｎ ｂ ： ０
．０８〜０．＋２％Ｔｔ及びＮｂは本発明における最も
重要な構成元素であり、これらを複合添加することによ
ってはじめて本発明本来の目的を達成することができる
。以下これらの元素の作用及び含有率設定の根拠を実験
データに沿って説明する。まず第３図は、１５ｃｒ−（
１５〜２５）Ｎｉ−２，５Ｍｏ−（ｏ、ｏｅ〜０．０？
） Ｃを基本組成とする鋼材を用い、結晶粒度に及ぼす
Ｔｉ及びＮｂｉの影響を調べた結果を示したものである
。但し溶体化処理温度は１１２５℃とした。又図中の０
印内に記載した数字は、ＡＳＴＭ規格に準拠して求めた
結晶粒度Ｎｏ。
．０８〜０．＋２％Ｔｔ及びＮｂは本発明における最も
重要な構成元素であり、これらを複合添加することによ
ってはじめて本発明本来の目的を達成することができる
。以下これらの元素の作用及び含有率設定の根拠を実験
データに沿って説明する。まず第３図は、１５ｃｒ−（
１５〜２５）Ｎｉ−２，５Ｍｏ−（ｏ、ｏｅ〜０．０？
） Ｃを基本組成とする鋼材を用い、結晶粒度に及ぼす
Ｔｉ及びＮｂｉの影響を調べた結果を示したものである
。但し溶体化処理温度は１１２５℃とした。又図中の０
印内に記載した数字は、ＡＳＴＭ規格に準拠して求めた
結晶粒度Ｎｏ。
を意味する。
第３図からも明らかな様にＴｉ単独添加では０．３％程
度加えても結晶粒度はＡ Ｓ ＴＭ Ｎｏ、 １程度し
か細かくならないのに対し、Ｎｂ単独添加の場合は０，
２％程度の添加で結晶粒度をＡＳＴＭＮｏ、 ３程度ま
で微細化することができる。但しＮｂの場合はマトリッ
クス中に炭化物が固溶し難い為、Ｔｉ添加鋼の様な高い
クリープ破断強度が得られない（第４図：クリープ破断
強度に及ぼすＴｉ量及びＮｂ量のＨｅ響を示すグラフ）
、これらに対しＴｉとＮｂを併用した場合は、Ｎｂｌを
０．０８％以上とし且つＴｉ量を０．１％以上とするこ
とによって十分な結晶粒微細化効果を得ることができる
。
度加えても結晶粒度はＡ Ｓ ＴＭ Ｎｏ、 １程度し
か細かくならないのに対し、Ｎｂ単独添加の場合は０，
２％程度の添加で結晶粒度をＡＳＴＭＮｏ、 ３程度ま
で微細化することができる。但しＮｂの場合はマトリッ
クス中に炭化物が固溶し難い為、Ｔｉ添加鋼の様な高い
クリープ破断強度が得られない（第４図：クリープ破断
強度に及ぼすＴｉ量及びＮｂ量のＨｅ響を示すグラフ）
、これらに対しＴｉとＮｂを併用した場合は、Ｎｂｌを
０．０８％以上とし且つＴｉ量を０．１％以上とするこ
とによって十分な結晶粒微細化効果を得ることができる
。
他方第５図は、Ｔｔ単独鰯加鋼及び（Ｔｉ。
Ｎｂ）複合添加鋼についてクリープ破断強度と結晶粒度
（Ａ Ｓ ＴＭ Ｎｏ、）の関係として整理したグラフ
である。高速増殖炉用燃料被覆管の場合、非破壊検査に
よる超音波探傷性能の観点から結晶粒度は最低限ＡＳＴ
ＭＮｏ、７以上が必要であるとされているので、結晶粒
度との関係において材料間の比較を行なったものである
。この図からも明らかな様に、各結晶粒度における（Ｔ
ｉ、Ｎｂ）複合添加鋼のクリープ破断強度はＴｉ単独添
加鋼よりも高い値を示している。これは（Ｔｉ、Ｎｂ）
複合添加鋼の場合同じ結晶粒度を得るのに必要な溶体化
処理温度をＴｉ単独鋼の場合よりも高くできる為と考え
られる。
（Ａ Ｓ ＴＭ Ｎｏ、）の関係として整理したグラフ
である。高速増殖炉用燃料被覆管の場合、非破壊検査に
よる超音波探傷性能の観点から結晶粒度は最低限ＡＳＴ
ＭＮｏ、７以上が必要であるとされているので、結晶粒
度との関係において材料間の比較を行なったものである
。この図からも明らかな様に、各結晶粒度における（Ｔ
ｉ、Ｎｂ）複合添加鋼のクリープ破断強度はＴｉ単独添
加鋼よりも高い値を示している。これは（Ｔｉ、Ｎｂ）
複合添加鋼の場合同じ結晶粒度を得るのに必要な溶体化
処理温度をＴｉ単独鋼の場合よりも高くできる為と考え
られる。
次に第６図は、結晶粒度がＡＳＴＭＮｏ、７〜６程度と
なる様な溶体化処理条件を設定した場合における１５Ｃ
ｒ−（１５〜２５）Ｎｉ−２，５Ｍ。
なる様な溶体化処理条件を設定した場合における１５Ｃ
ｒ−（１５〜２５）Ｎｉ−２，５Ｍ。
鋼のクリープ破断強度（７００℃Ｘ１（１００ｈｒｓ）
（図中、丸印内の数値）に及ぼすＴｉ及びＮｂ量の影響
を示したグラフであり、クリープ破断強度はＴｉ量が０
．２％、Ｎｂｉが０．１％のあたりで最高の値を示して
おり、現在汎用されている５ＵＳ３１６鋼や改良ステン
レス鋼（Ｔｉ単独添加鋼）よりも優れた値を示している
。またＮｂ量が０．１％を超えると、クリープ破断強度
はやや低下傾向を示すことがうかがわれる。
（図中、丸印内の数値）に及ぼすＴｉ及びＮｂ量の影響
を示したグラフであり、クリープ破断強度はＴｉ量が０
．２％、Ｎｂｉが０．１％のあたりで最高の値を示して
おり、現在汎用されている５ＵＳ３１６鋼や改良ステン
レス鋼（Ｔｉ単独添加鋼）よりも優れた値を示している
。またＮｂ量が０．１％を超えると、クリープ破断強度
はやや低下傾向を示すことがうかがわれる。
更に第７図は゛、微微細柱発生の原因となる非金属介在
物（Ｔｉ、Ｎｂの炭参窒化物）量に及ぼすＴｉ量及びＮ
ｂ量の関係を示したものであり。
物（Ｔｉ、Ｎｂの炭参窒化物）量に及ぼすＴｉ量及びＮ
ｂ量の関係を示したものであり。
Ｎｂｆ＃、添加のものではＴｉ量の増加による介在物の
増加量は比較的少ないのに対し、Ｎｂを併用するとＴｉ
量の増加による介在物量の増加傾向は著しくなる。こう
した傾向は、Ｔｉ単独添加鋼に比べて（Ｔｉ、Ｎｂ）複
合添加鋼の方が微細割れを起こし易いという傾向と符合
している。
増加量は比較的少ないのに対し、Ｎｂを併用するとＴｉ
量の増加による介在物量の増加傾向は著しくなる。こう
した傾向は、Ｔｉ単独添加鋼に比べて（Ｔｉ、Ｎｂ）複
合添加鋼の方が微細割れを起こし易いという傾向と符合
している。
これらの実験結果より、クリープ破断強度はＮｂ量が０
．１％を超えると低下傾向を示す様にな゛す、また介在
物量が急増しはじめて割れ発生限界量の目安を超えると
いった事実から、本発明ではＮｂｉの上限を０，１２％
と定めた。またＴｉについては、前記第６図でも説明し
た様にＮｂ量が０．１％程度の領域ではＴｉ量が０．３
％を超えるとクリープ破断強度が急激に低下し、更には
介在物量も増大する等の障害が表われるところから、Ｔ
ｉ量の上限は０．３％と定めた。
．１％を超えると低下傾向を示す様にな゛す、また介在
物量が急増しはじめて割れ発生限界量の目安を超えると
いった事実から、本発明ではＮｂｉの上限を０，１２％
と定めた。またＴｉについては、前記第６図でも説明し
た様にＮｂ量が０．１％程度の領域ではＴｉ量が０．３
％を超えるとクリープ破断強度が急激に低下し、更には
介在物量も増大する等の障害が表われるところから、Ｔ
ｉ量の上限は０．３％と定めた。
Ｎ ： ０．０１％以下
Ｎは中性子照射により生ずる（ｎ、α）反応によってＨ
ｅを生成し材料脆化の原因と、なるばかりでなく、（Ｔ
ｉ、Ｎｂ）窒化物を形成して固溶（Ｔｉ、Ｎｂ）ｉを減
少させる等の障害となるので、０．０１％以下に抑えな
ければならない。
ｅを生成し材料脆化の原因と、なるばかりでなく、（Ｔ
ｉ、Ｎｂ）窒化物を形成して固溶（Ｔｉ、Ｎｂ）ｉを減
少させる等の障害となるので、０．０１％以下に抑えな
ければならない。
本発明に係る高速増殖炉々心材料用ステンレス鋼の化学
成分は以上の通りであり、このステンレス鋼はその後の
熱処理条件等の如何を問わず微細割れ感受性が低く且つ
優れたクリープ破断強度を発揮するが、上記の特徴を一
層効果的に発揮させる為には、燃料被覆管やラッパー管
等に加工する段階で１１１０℃以上、より好ましくは１
１２５°Ｃ以上の温度で溶体化処理し且つその後に行な
われる冷間加工時の加工率を１０〜３０％の範囲に設定
するのがよく、その理由は以下の実験データにより明ら
かにすることができる。
成分は以上の通りであり、このステンレス鋼はその後の
熱処理条件等の如何を問わず微細割れ感受性が低く且つ
優れたクリープ破断強度を発揮するが、上記の特徴を一
層効果的に発揮させる為には、燃料被覆管やラッパー管
等に加工する段階で１１１０℃以上、より好ましくは１
１２５°Ｃ以上の温度で溶体化処理し且つその後に行な
われる冷間加工時の加工率を１０〜３０％の範囲に設定
するのがよく、その理由は以下の実験データにより明ら
かにすることができる。
即ち第８図は溶体化処理温度とクリープ破断強度の関係
を示したもので、溶体化処理温度が１１１０℃未満では
クリープ破断強度があまり改善されないが、１１１０℃
以上になるとクリープ破断強度は急激に上昇してくる。
を示したもので、溶体化処理温度が１１１０℃未満では
クリープ破断強度があまり改善されないが、１１１０℃
以上になるとクリープ破断強度は急激に上昇してくる。
また１１１０℃未満の温度で溶体化処理した本発明鋼の
クリープ破断強度は、同温度で溶体化処理した改良ステ
ンレス鋼（Ｔｉ単独添加物）のクリープ破断強度よりも
むしろ低く、溶体化処理温度を１１１０℃以上に設定す
ることによってはじめて（Ｔｉ、Ｎｂ）複合添加による
強度向上効果が顕著に発揮される様になる。この様なと
ころから本発明では、溶体化処理温度を１１１０°Ｃ以
上と定めているが、より好ましいのは１１２５℃以上で
ある。
クリープ破断強度は、同温度で溶体化処理した改良ステ
ンレス鋼（Ｔｉ単独添加物）のクリープ破断強度よりも
むしろ低く、溶体化処理温度を１１１０℃以上に設定す
ることによってはじめて（Ｔｉ、Ｎｂ）複合添加による
強度向上効果が顕著に発揮される様になる。この様なと
ころから本発明では、溶体化処理温度を１１１０°Ｃ以
上と定めているが、より好ましいのは１１２５℃以上で
ある。
また第９図は本発明鋼を用いた場合の冷間加工率がクリ
ープ破断強度に与える影響を示したグラフであり、冷間
加工率が１０％未満では十分な高温強度が得られず、ま
た３０％を超えると高温強度はかえって低下傾向を示す
様になる。この様なところから本発明では、好ましい冷
間加工率として１０〜３０％の範囲を規定している。
ープ破断強度に与える影響を示したグラフであり、冷間
加工率が１０％未満では十分な高温強度が得られず、ま
た３０％を超えると高温強度はかえって低下傾向を示す
様になる。この様なところから本発明では、好ましい冷
間加工率として１０〜３０％の範囲を規定している。
［実施例］
真空溶解炉を用いて第１表に示す化学成分の鋼材を溶製
し、１０Ｋｇのインゴットを製造した後、鍛造により厚
さ６ＩＩＩＩＩの板状に加工する０次いで１１５０°Ｃ
で溶体化処理し、６０％の冷間加工を施してからこれを
１１２５℃で最終溶体化処理した後２０％の冷間加工を
施した。得られた各供試材につき７００℃でクリープ破
断試験を行ない、経時的な高温強度の変化を調べた。
し、１０Ｋｇのインゴットを製造した後、鍛造により厚
さ６ＩＩＩＩＩの板状に加工する０次いで１１５０°Ｃ
で溶体化処理し、６０％の冷間加工を施してからこれを
１１２５℃で最終溶体化処理した後２０％の冷間加工を
施した。得られた各供試材につき７００℃でクリープ破
断試験を行ない、経時的な高温強度の変化を調べた。
結果を第１０図に示す。
尚比較材として従来のＳＵＳ ３１６鋼、改良ステンレ
ス鋼（Ｔｉ単独添加鋼）及び旧ｍｏｎｉｃ ＰＥ１６（
溶体化処理後時効）についても同様にしてクリープ破断
試験を行ない、結果を第１０図に併記した。なおＮｉ＋
ｗｏｎｉｃ Ｐ Ｅ １６以外の鋼についてはすべて結
晶粒度がＡＳＴＭＮｏ、約７となる様に調整した。
ス鋼（Ｔｉ単独添加鋼）及び旧ｍｏｎｉｃ ＰＥ１６（
溶体化処理後時効）についても同様にしてクリープ破断
試験を行ない、結果を第１０図に併記した。なおＮｉ＋
ｗｏｎｉｃ Ｐ Ｅ １６以外の鋼についてはすべて結
晶粒度がＡＳＴＭＮｏ、約７となる様に調整した。
第１Ｏ図からも明らかな様に本発明に係るステンレス鋼
は、従来の５ｔＴＳ３１Ｂ鋼に比べて１０００時間経過
後の強度にして約７ Ｋｇ ｆ ／ ｍｍ２ も高い値
を示している。また改良ステンレス鋼と比べた場合でも
３〜４ Ｋｇ ｆ ／ ｍｍ２程度高強度になっており
、更にγ′析出強化型のＮｉｍａｎｉｃＰ Ｅ Ｌ ６
合金と比較した場合でも長時間側での強度が高く、非常
に優れた高温強度特性を有していることが分かる。
は、従来の５ｔＴＳ３１Ｂ鋼に比べて１０００時間経過
後の強度にして約７ Ｋｇ ｆ ／ ｍｍ２ も高い値
を示している。また改良ステンレス鋼と比べた場合でも
３〜４ Ｋｇ ｆ ／ ｍｍ２程度高強度になっており
、更にγ′析出強化型のＮｉｍａｎｉｃＰ Ｅ Ｌ ６
合金と比較した場合でも長時間側での強度が高く、非常
に優れた高温強度特性を有していることが分かる。
［発明の効果］
本発明は以上の様に構成されるが、要は従来から高速増
殖炉々心材料として用いられている５ｔＪＳ３１６鋼に
対してＮｉ量を増加し且つＣ９Ｔｉ、Ｎｂ添加量の最適
化を図ることによって耐スエリング性を大幅に改善し、
又クリープ破断強度を改善する他Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼
で問題となっている微細割れ発生率を低減できた０本材
料を使用することにより増殖炉々心材としての使用寿命
を大幅に延長することができ、燃料取替回数の減少によ
り運転経費を低減し得るばかりでなく再処理費用も低減
することができ、高速増殖炉のメンテナンス性を含めた
経済性を改善し得ることになった。
殖炉々心材料として用いられている５ｔＪＳ３１６鋼に
対してＮｉ量を増加し且つＣ９Ｔｉ、Ｎｂ添加量の最適
化を図ることによって耐スエリング性を大幅に改善し、
又クリープ破断強度を改善する他Ｔｉ、Ｎｂ複合添加鋼
で問題となっている微細割れ発生率を低減できた０本材
料を使用することにより増殖炉々心材としての使用寿命
を大幅に延長することができ、燃料取替回数の減少によ
り運転経費を低減し得るばかりでなく再処理費用も低減
することができ、高速増殖炉のメンテナンス性を含めた
経済性を改善し得ることになった。
第１図は微細割れに及ぼすＣ量及び介在物量の影響を示
すグラフ、第２図はＣ量とクリープ破断強度の関係を示
すグラフ、第３図は結晶粒度に及ぼすＴｉ量及びＮｂ量
の相互作用を示すグラフ、第４図はＴｉ及びＮｂの各添
加量とクリープ破断強度の関係を示すグラフ、第５図は
結晶粒度とクリープ破断強度の関係を示すグラフ、第６
図はクリープ破断強度に及ぼすＮｂ量及びＴｉ量の影響
を示すグラフ、第７図はＴｉ又はＮｂ単独添加鋼及びＴ
ｉ −Ｎ ｂ複合合金におけるＴｉ量と介在物量の関
係を示すグラフ、第８図はクリープ破断強度に及ぼす溶
体化温度の影響を示すグラフ、第９図はクリープ破断強
度に及ぼす冷間加工率の影響を示すグラフ、第１０は供
試鋼材の応力（クリープ破断強度）と破断時間の関係を
示すグラフである。 第１区 Ｃ量（重量％） Ｃ量（重量％］ 第３図 Ｔｉ量（重量％） 第４ヅ Ｔｉ、Ｎｂ量（重量％） 第５図 結晶粒度ｆＡＳＴＭ鬼） 第７図 Ｔｉ量（重量％） 溶体化温度（℃１ ヨｒ−Ｔ＝＞“ご７市ｔ−Ｅ書 （方式） ％式％ ２ 発明の名称 ３ ン＋ｎ正を１゛る行 ｌＧ ＋４−どの関係 特＝１−出願人４代理人 ｉＥ 所 大阪市北区堂島２丁［ｊ；３番７号シシコ
ーｒル４０７７、補正の内容
すグラフ、第２図はＣ量とクリープ破断強度の関係を示
すグラフ、第３図は結晶粒度に及ぼすＴｉ量及びＮｂ量
の相互作用を示すグラフ、第４図はＴｉ及びＮｂの各添
加量とクリープ破断強度の関係を示すグラフ、第５図は
結晶粒度とクリープ破断強度の関係を示すグラフ、第６
図はクリープ破断強度に及ぼすＮｂ量及びＴｉ量の影響
を示すグラフ、第７図はＴｉ又はＮｂ単独添加鋼及びＴ
ｉ −Ｎ ｂ複合合金におけるＴｉ量と介在物量の関
係を示すグラフ、第８図はクリープ破断強度に及ぼす溶
体化温度の影響を示すグラフ、第９図はクリープ破断強
度に及ぼす冷間加工率の影響を示すグラフ、第１０は供
試鋼材の応力（クリープ破断強度）と破断時間の関係を
示すグラフである。 第１区 Ｃ量（重量％） Ｃ量（重量％］ 第３図 Ｔｉ量（重量％） 第４ヅ Ｔｉ、Ｎｂ量（重量％） 第５図 結晶粒度ｆＡＳＴＭ鬼） 第７図 Ｔｉ量（重量％） 溶体化温度（℃１ ヨｒ−Ｔ＝＞“ご７市ｔ−Ｅ書 （方式） ％式％ ２ 発明の名称 ３ ン＋ｎ正を１゛る行 ｌＧ ＋４−どの関係 特＝１−出願人４代理人 ｉＥ 所 大阪市北区堂島２丁［ｊ；３番７号シシコ
ーｒル４０７７、補正の内容
Claims (2)
- （１）Ｃ：０．０５〜０．０７％（重量％：以下同じ）
Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：２％以下 Ｐ：０．０３％以下 Ｎｉ：１５〜３０％ Ｃｒ：１３〜１７％ Ｍｏ：１〜３％ Ｔｉ：０．１〜０．３％ Ｎｂ：０．０８〜０．１２％ Ｂ：０．００２〜０．０１０％ Ｎ：０．０１％以下 で、残部が実質的にＦｅからなることを特徴とするＦｅ
−Ｃｒ−Ｎｉ系の高速増殖炉々心材料用ステンレス鋼。 - （２）Ｃ：０．０５〜０．０７％（重量％：以下同じ）
Ｓｉ：０．５％以下 Ｍｎ：２％以下 Ｐ：０．０３％以下 Ｎｉ：１５〜３０％ Ｃｒ：１３〜１７％ Ｍｏ：１〜３％ Ｔｉ：０．１〜０．３％ Ｎｂ：０．０８〜０．１２％ Ｂ：０．００２〜０．０１０％ Ｎ：０．０１％以下 で、残部が実質的にＦｅからなるＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系ス
テンレス鋼を１１１０℃以上の温度で溶体化処理した後
、１０〜３０％の冷間加工を施すことを特徴とする高速
増殖炉々心材料用ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18354185A JPS6244559A (ja) | 1985-08-20 | 1985-08-20 | 高速増殖炉々心材料用ステンレス鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18354185A JPS6244559A (ja) | 1985-08-20 | 1985-08-20 | 高速増殖炉々心材料用ステンレス鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6244559A true JPS6244559A (ja) | 1987-02-26 |
Family
ID=16137620
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18354185A Pending JPS6244559A (ja) | 1985-08-20 | 1985-08-20 | 高速増殖炉々心材料用ステンレス鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6244559A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997009456A1 (fr) * | 1995-09-01 | 1997-03-13 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | Acier inoxydable austenitique a forte teneur en nickel, resistant aux degradations imputables a l'irradiation neutronique |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JPS5931822A (ja) * | 1982-08-12 | 1984-02-21 | Kobe Steel Ltd | 高速増殖炉燃料被覆管用オ−ステナイトステンレス鋼の製造法 |
| JPS60155652A (ja) * | 1984-01-25 | 1985-08-15 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
-
1985
- 1985-08-20 JP JP18354185A patent/JPS6244559A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| JPS5931822A (ja) * | 1982-08-12 | 1984-02-21 | Kobe Steel Ltd | 高速増殖炉燃料被覆管用オ−ステナイトステンレス鋼の製造法 |
| JPS60155652A (ja) * | 1984-01-25 | 1985-08-15 | Hitachi Ltd | 耐熱鋼 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997009456A1 (fr) * | 1995-09-01 | 1997-03-13 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | Acier inoxydable austenitique a forte teneur en nickel, resistant aux degradations imputables a l'irradiation neutronique |
| US5976275A (en) * | 1995-09-01 | 1999-11-02 | Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha | High-nickel austenitic stainless steel resistant to degradation by neutron irradiation |
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