JPS6283450A - 高速増殖炉炉心材料用高Ｃｒフエライト鋼 - Google Patents

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。

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炉心材料用高Ｃｒフェライト鋼に関
する。

（従来の技術） 例えば、燃料被覆管のような高速増殖炉炉心材料は、高
速中性子の照射に曝されると共に、約７００℃にも達す
る高温において長期間使用されるため、すぐれた耐スウ
ェリング性及び高温強度が要求される。

従来、高速増殖炉炉心材料には、ＳＵＳ　３１６鋼が用
いられているが、この鋼は中性子照射下で膨れる現象、
即ち、スエリングが著しいので、使用寿命が短く、経済
性に劣る。他方、中性子照射下でもスエリング量が小さ
い鋼としてフェライト鋼が知られているが、高速増殖炉
炉心材料として使用するには、高温短時間強度、クリー
プ破断強度（以下、これらを併せて、単に高温強度とい
うことがある。）及び靭性が尚不足する。更に、高速増
殖炉炉心材料用鋼には、冷却材として用いられるナトリ
ウムに対する耐食性や、ナトリウム中で婆。

の脱炭抵抗が大きいことも要求される。また、特に、燃
料被覆管の場合は、結晶粒がＡＳＴＭ　Ｎｏ、　８以上
の細粒でないときは、非破壊検査である超音波探傷時に
シャワーエコーが発生し、欠陥の検出を阻害する。

他方、ナトリウムに対する耐食性や、ナトリウム中での
脱炭抵抗性にすぐれるところから、１２Ｃｒ−ＩＭｏ−
Ｗ−Ｖ鋼であるＨＴ−９鋼も高速増殖炉炉心材料として
検討されているが、この鋼は、Ｃ量が多いため、焼きな
らし後の硬さが高く、溶接時に割れが発生しやすい。更
に、この鋼は、Ｃ量が高いために、高温にて焼きならし
を行なうことが望ましいが、この高温焼なまし処理によ
ってオーステナイト粒が成長するので、前記したように
、超音波探傷時にシャワーエコーが発生して、欠陥の検
出が困難となる。従って、Ｉ（Ｔ−９鋼を用いる場合は
、焼きならし温度を低くせざるを得ないので、炭化物の
固溶が不十分となり、高いクリープ破断強度を得ること
ができない。

（発明の目的） 本発明者らは、従来の高速増殖炉炉心材料用鋼に関する
上記した問題を解決するために、前記ＨＴ−９鋼におい
て、溶接性を高めるためにＣ量を低減すると共に、これ
による高温強度の低下を防ぐためにＭｏ量を増加させた
ところ、クリープ破断強度はＩＩＴ−９鋼よりもずくれ
ているが、反面、δフェライトを含有するので、高温短
時間強度及び靭性に劣ることを見出した。また、実際に
被覆管を試験製造したところ、結晶粒微細化の制御が容
易でない結果、フェライト粒が粗大化し、シャワーエコ
ーが発生ずる問題が見出された。

そこで、本発明者らは、上記ＨＴ−９鋼を基本成分鋼と
して採用し、更に研究した結果、この鋼において、Ｃ量
を低減し、Ｍｏ量を増量すると共に、Ｎ量及び（Ｃ＋Ｎ
）量を所定の範囲に規制し、更に、ＭｎＸＣｒ、ＶＸＮ
ｂと共にＮ１を複合添加することによって、金属組織を
微細化し、高温強度、クリープ破断強度及び靭性が著し
く改善された高速増殖炉炉心材料用高Ｃｒフェライト綱
を得ることができることを見出して、本発明に至ったも
のである。従って、本発明は、高温強度及び靭性にすぐ
れ、ＨＴ−９鋼を凌ぐ高温強度を有する高速増殖炉炉心
材料用高Ｃｒフェライト鋼を提供することを目的とする
。

（発明の構成） 本発明による高速増殖炉炉心材料用高Ｃｒフェライト鋼
は、重量％で Ｃ０．０４〜０．１０％、 ３ｉ０．２％以下、 Ｎｉ０．４〜１．０％、 Ｃｒ　　１０．０〜１３．０％、 Ｍｎ　　０．４〜１．０％、 Ｍｏｌ、７〜２．５％、 Ｖ　　　０．１３〜０．３０％、 Ｎｂｏ、０３〜０．０８％、及び Ｎ　　　０．０６％以下 を含有し、且つ、（Ｃ＋Ｎ）が０．０６５〜０．１０％
の範囲であるように含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする。

本発明鋼において、ＣはＣｒ　、Ｍ　Ｏ％　Ｖ、Ｎｂ等
と結合して炭化物を生成すると共に、マルテンサイト量
を増して、高温強度を高める効果を有する。かかる効果
を有効に得るためには、Ｃは少なくとも０．０４％以上
を添加する必要があるが、過多に添加するときは、靭性
が劣化するので、添加量の上限を０．１０％とする。

ＮもまたＶと結合して窒化物を生成し、高温強度を高め
るが、Ｎ量が増すにつれて遷移温度が上昇して靭性を劣
化させるため、その含有量をｏ、０６以下とする。

更に、本発明においては、ＣはＮとの合計量、即ち、（
Ｃ＋Ｎ）量が０．０６５〜０．１０％の範囲にあること
を必要とする。第１図に示すように、クリープ破断強度
は、（Ｃ＋Ｎ）量が０．０６５％よりも少ないときは著
しく小さいが、約０．０６５％で急激に大きくなりしか
も、０．０６５％以上では殆ど変わらない。他方、エネ
ルギー遷移温度は（Ｃ−１−Ｎ）量の増加と共に上昇し
、特に、０．１％を越えるとき、急激に上昇する。従っ
て、本発明においでは、強度と靭性のバランスの点から
（Ｃ＋Ｎ）量は、０．０６５〜０．１０％の範囲とする
。

Ｓｉは、第２図に示すように、０．２％までの範囲で添
加しても、延性−脆性遷移曲線は殆ど変わらないが、０
．５％の場合は、遷移温度が高温側に移行すると共に、
最大吸収エネルギーが低下する。

しかし、Ｓｉを０．２％を越えて添加するときは、使用
中にＦｅ２Ｍｏが析出し、加熱中の脆化が著しく成る。

従って、本発明において、Ｓｉ量の規制は重要であって
、靭性の点からＳｉの添加量は０．２％以下とする。

Ｎｉは、第３図及び第４図に示すように、δフェライト
を含む鋼において、組織を微細化させ、高温引張強さ、
０．２％耐力を高くすると共に、クリープ破断強度及び
靭性をも改善する効果を有し、本発明鋼において必須の
重要な合金元素である。

また、組織を微細化するので、同時に超音波探傷時のシ
ャワーエコーの発生の問題も解決する。このような効果
を有効に得るには、０．４％以上を添加することが必要
である。しかし、１．０％を越えて過多に添加するとき
は、高温側でのクリープ破断強度が低下する傾向が認め
られるので、Ｎｉ１ｌの添加量は、０．４〜１．０％の
範囲とする。

Ｍｎは、鋼の脱酸及び脱硫のために添加され、更に、δ
フェライトを含む鋼においては、その量を減少させるの
効果を有する。このような効果を有効に発現させるため
には、０．４％以上を添加することが必要であるが、過
多量の添加は強度低下を招くので、Ｍｎの添加量は０．
４〜１．０％の範囲とする。

Ｃｒは、ナトリウム中における耐食性及び脱炭抵抗を向
上させると共に、第５図に示すように、クリープ破断強
度を改善する効果を有する。即ち、添加量としては、１
０％以上が必要であるが、１３．０％を超えて添加する
ときは、δフエライト量が増し、クリープ破断強度の低
下及び靭性の劣化をもたらすので、添加量の」二限を１
３．０％とする。

Ｍｏは、第６図に示すように、適量の添加によってクリ
ープ破断強度は向上するが、他方、靭性は低下するので
、強度と靭性のバランスを考慮して、ＭＯの添加量は１
．７〜２．５％の範囲とする。

■は、Ｃ及びＮと結合して微細な炭窒化物を析出して、
クリープ破断強度を向上させる。第７図に示すように、
この強度の改善効果を得るためには、０．１３％以上を
添加する必要があるが、しかし、０．３０％を越えて過
多に添加しても、上記効果が飽和するのみならず、溶接
性が劣化するので、添加量の上限を０．３０％とする。

Ｎｂは、微量を添加することによって、クリープ破断強
度を著しく向上させることができるが、最適な添加量の
範囲は、第８図に示すように、０゜０３〜０．０８％で
ある。

本発明による上記したような高速増殖炉炉心材料用鋼Ｃ
ｒフェライト鋼は、本発明に従って、第９図に示すよう
に、前記所定の化学成分を有する鋼を真空溶解、真空溶
解−真空再溶解又は大気溶解−エレクトロスラグ再溶解
にて製造することによって、特に、靭性が改善される。

大気溶解を採用する場合は、得られる鋼が靭性に劣る。

（発明の効果） 以上のように、本発明による高速増殖炉炉心用高Ｃｒフ
ェライト鋼は、ＨＴ−９鋼において、Ｃ量を低減すると
共に、Ｍｏ量を増加し、更に、Ｓｉ量を低減し、Ｎ量と
（Ｃ４−Ｎ）量を規制し、且つ、ＮｉをＭｎ、Ｃｒ、Ｖ
及びＮｂと共に複合添加してなり、高温短時間強度はＨ
Ｔ−９鋼とほぼ同等であり、クリープ破断強度は）ＩＴ
−９鋼よりもすぐれている。また、熱処理によって組織
を容易に微細化することができ、且つ、このように微細
な組織を有せしめた本発明鋼は、靭性にすくれると共に
、超音波探傷時にもシャワーエコーの発生がなく、特性
及び経済性にすぐれた高速増殖炉炉心材料用鋼として、
好適に用いることができる。

（実施例） 以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、本発明は、
これら実施例によって何ら限定されるものではない。

実施例１ 表に示す化学組成を有する真空溶解法による本発明１ｉ
ＪＡ及び比較鋼Ｂを用いて、直径６．５鰭、肉厚０．４
７　ｍｍの燃料被覆管を製造した。本発明鋼Ａによれば
、第１０図（ａｌに示すように、比較鋼Ｂによる燃料被
覆管に比べて、焼きならし及び焼戻し後の組織が著しく
微細であり、従って、比較ｍＢの燃料被覆管の場合に認
められる超音波探傷時のシャワーエコーは全く観察され
ず、欠陥の検出も容易であった。尚、第１０図（ａ）及
びｆｂ）は、燃料被覆管をそれぞれ１０５０℃で１５分
間加熱後、空冷する焼きならし処理及び７８０℃で１０
分間加熱後、空冷する焼戻し処理をした後の横断面（１
００倍）を示す。

また、第１１図に示すように、本発明ｍＡは、高温短時
間強度が比較ｍＢに比べて高く、比較鋼ＣであるＨＴ−
９鋼と同等の強度を有している。更に、第１２図に示す
ように、本発明鋼Ａは、クリープ破断強度においても、
比較鋼Ｂ及びＣよりもすくれている。従って、本発明を
炉心材料として用いることによって、炉心の取替期間が
大幅に延長され、高速炉運転に際しての費用が少なくて
すみ、経済性を大幅に改善することができる。

第１３図に本発明で規定する化学成分を有する鋼りを真
空溶解又は大気溶解−エレクトロスラグ再溶解によって
製造した場合の吸収エネルギーと、前記比較鋼Ｂを大気
溶解又は真空溶解して製造した場合の吸収エネルギーを
示す。比較鋼Ｂも、真空溶解にて製造した場合は、その
吸収エネルギーは幾分高いが、しかし、本発明に従って
真空溶解又は大気溶解−エレクトロスラグ再溶解によっ
て製造した場合に比較すると、著しく劣ることが明らか
である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、１２Ｃｒ−２Ｍｏ−０，１，５Ｖ−０，０６
Ｎｂ　ｆｌｌｌ＋における（Ｃ＋Ｎ）量とクリープ破断
強度及びエネルギー遷移温度との関係を示すグラフ、第
２図は１２Ｃｒ−２Ｍｏ−０，１４シー０．０５Ｎｂ−
０，５Ｎｉ鋼におけるＳｉ量と延性−脆性遷移温度との
関係を示すグラフ、第３図は１２Ｃｒ−２Ｍｏ−０，１
６Ｖ−０，０６Ｎｂ鋼におけるＮｉ量と引張強さとの関
係を示すグラフ、第４図は第３図と同じ鋼におけるＮｉ
量とクリープ破断強度及びエネルギー遷移温度との関係
を示すグラフ、第５図は１２Ｃｒ−２Ｍｏ−０，１３Ｖ
−０，０５Ｎｂ鋼におけるＣｒ量とクリープ破断強度と
の関係を示すグラフ、第６図は１２Ｃｒ−０，１５Ｖ−
０，０５Ｎｂ−０，６Ｎｉ鋼におけるＭｏ量とクリープ
破断強度との関係を示すグラフ、第７図は１２Ｃｒ−２
Ｍｏ−０，０５Ｎｂ−０，６Ｎｉ　鋼におけるＶ量とク
リープ破断強度との関係を示すグラフ、第８図は１２Ｃ
ｒ−２Ｍｏ−０，１４Ｖ鋼におけるＮｂ量とクリープ破
断強度との関係を示すグラフである。 第９図は鋼の溶解方法と得られる鋼の吸収エネルギーと
の関係を示すグラフ、第１０図（ａｌ及び（ｂｌは、そ
れぞれ本発明鋼Ａ及び比較鋼Ｂによる燃料管を焼きなら
し焼戻しした後の横断面の金属組織を示す顕微鏡写真（
いずれも倍率は１００倍）、第１１図は本発明鋼及び比
較鋼の高温短時間強度を示すグラフ、第１２図は本発明
鋼及び比較鋼によるクリープ破断強度を示すグラフ、第
１３図は本発明鋼及び比較鋼の製法別の吸収エネルギー
を示すグラフである。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人　弁理士　　牧　野　逸　部 第１図 第２図 忌　友　（・Ｃ） 第３図 Ｍ゛量α１′／＝） 第５図 ｃＦ’ｉｒ（ヤ号％） 第６図 Ｍ、５＋（−１憔 第７図 Ｖ−＋　（杆勾 第８図 Ｈｂ−＋（重１’／、） 第９図 温度　（°Ｃ） 第川図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で Ｃ　０．０４〜０．１０％、 Ｓｉ　０．２％以下、 Ｎｉ　０．４〜１．０％、 Ｃｒ　１０．０〜１３．０％、 Ｍｎ　０．４〜１．０％、 Ｍｏ　１．７〜２．５％、 Ｖ　０．１３〜０．３０％、 Ｎｂ　０．０３〜０．０８％、及び Ｎ　０．０６％以下 を含有し、且つ、（Ｃ＋Ｎ）が０．０６５〜０．１０％
   の範囲であるように含有し、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする高
   速増殖炉炉心材料用高Ｃｒフェライト鋼。