JPS6289840A - 耐中性子照射脆化特性に優れた鉄系金属材料 - Google Patents
耐中性子照射脆化特性に優れた鉄系金属材料Info
- Publication number
- JPS6289840A JPS6289840A JP60227653A JP22765385A JPS6289840A JP S6289840 A JPS6289840 A JP S6289840A JP 60227653 A JP60227653 A JP 60227653A JP 22765385 A JP22765385 A JP 22765385A JP S6289840 A JPS6289840 A JP S6289840A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- iron
- remainder
- metal material
- based metal
- metallic material
- 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.)
- Granted
Links
Classifications
-
- 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
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
- Y02E30/10—Nuclear fusion reactors
-
- 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
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
- Y02E30/30—Nuclear fission reactors
Landscapes
- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
- Hard Magnetic Materials (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、中性子照射を受ける高温環境下、例えば高速
増殖炉（ＦＢＲ） 、核融合炉（ＦＥＲ）等原子炉容器
の使途に供される鉄系金属材料に関するものである。
増殖炉（ＦＢＲ） 、核融合炉（ＦＥＲ）等原子炉容器
の使途に供される鉄系金属材料に関するものである。
（従来の技術）
従来中性子照射環境下で使用される原子炉容器用金属材
料としては、例えば炭素鋼や低合金鋼、ステンレス鋼、
高合金等がある。これらの金属材料は使用環境の温度、
負荷応力等に応じて選択され使用に供されている。特に
将来実現視されている高速増殖炉等の用途においては、
金属材料がクリープ領域で使用されることになるから、
クリープ特性が重要となる。
料としては、例えば炭素鋼や低合金鋼、ステンレス鋼、
高合金等がある。これらの金属材料は使用環境の温度、
負荷応力等に応じて選択され使用に供されている。特に
将来実現視されている高速増殖炉等の用途においては、
金属材料がクリープ領域で使用されることになるから、
クリープ特性が重要となる。
すなわち高いクリープ破断特性を要求される場合には、
（ａ）従来の金属材料を高性能材料に代替する。
（ｂ）従来の金属材料に例えばＮｂやＶ、Ｔｉ、＼１０
等の合金元素を添加してクリープ特性を向上させる。
等の合金元素を添加してクリープ特性を向上させる。
（Ｃ）従来の金属材料に、ボロン（Ｂ）を添加し、■焼
入れ性を高め組織を改善する（炭素鋼）、■析出する炭
化物を制御する（Ｃｒ−Ｍｏ鋼）、高Ｃｒフェライト鋼
）、 ■粒界を強化する（ステンレス鋼、高合金）、こと等に
より、クリープ特性の向上を図っている。
入れ性を高め組織を改善する（炭素鋼）、■析出する炭
化物を制御する（Ｃｒ−Ｍｏ鋼）、高Ｃｒフェライト鋼
）、 ■粒界を強化する（ステンレス鋼、高合金）、こと等に
より、クリープ特性の向上を図っている。
しかしながら上述した従来技術の場合、まず（ａ）およ
び（ｂ） は材料中に微量に含まれる已により中性子照
射脆化を招くことが明らかである。
び（ｂ） は材料中に微量に含まれる已により中性子照
射脆化を招くことが明らかである。
一方、上記従来技術（Ｃ）の場合については、安価に金
属材料の特性を改善できるが、中性子照射によりクリー
プ脆化がより顕著となるため、むしろ逆効果を招くこと
が明らかとなったのである。
属材料の特性を改善できるが、中性子照射によりクリー
プ脆化がより顕著となるため、むしろ逆効果を招くこと
が明らかとなったのである。
すなわち、上記金属材料中に添加したボロンは、中性子
照射条件下において次のような問題を起こす。一般に、
天然のボロンは、同位体の質量数が１０と１１の２種の
元素（以下これらをｒ”ＢＪ、ｒ”ＢＪという）から構
成されており、それらのうち＋０３は、中性子照射によ
りｌ０Ｂ（ｎ、α）’Ｌｉ核反応が生じ、ＩＯＢが崩壊
してＨｅガスを生成する。その結果、どちらかというと
粒界に偏在しゃすい傾向にあるボロンあるいはボロン化
合物からＨｅガスが生成すると、粒界の結合力が弱めら
れ、いわゆるクリープ脆化を惹起することが知られてい
る。
照射条件下において次のような問題を起こす。一般に、
天然のボロンは、同位体の質量数が１０と１１の２種の
元素（以下これらをｒ”ＢＪ、ｒ”ＢＪという）から構
成されており、それらのうち＋０３は、中性子照射によ
りｌ０Ｂ（ｎ、α）’Ｌｉ核反応が生じ、ＩＯＢが崩壊
してＨｅガスを生成する。その結果、どちらかというと
粒界に偏在しゃすい傾向にあるボロンあるいはボロン化
合物からＨｅガスが生成すると、粒界の結合力が弱めら
れ、いわゆるクリープ脆化を惹起することが知られてい
る。
［ジャーナル オブ ニュークリア マテリアルス（Ｊ
ｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｕｃｌｅａｒ Ｍａｔｅｒｉａ
ｌｓ）１５＜ ’ ５５＞５８−７３」 従来、上述したクリープ脆化を防止する幾つかの技術が
提案されており、例えば特開昭５３−８８４９９号では
、合金中の１０１３の絶対■を低減させることを提案し
ているし、また「ジャーナル オブマテリアルス（Ｊｏ
ｕｒｎｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）Ｎｏ、１０３．
１０４１０８１） ｐ８４５ Ｊでは、生成したＨｅ
をトラップして凝集を阻止する方法について提案してい
る。
ｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｕｃｌｅａｒ Ｍａｔｅｒｉａ
ｌｓ）１５＜ ’ ５５＞５８−７３」 従来、上述したクリープ脆化を防止する幾つかの技術が
提案されており、例えば特開昭５３−８８４９９号では
、合金中の１０１３の絶対■を低減させることを提案し
ているし、また「ジャーナル オブマテリアルス（Ｊｏ
ｕｒｎｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ）Ｎｏ、１０３．
１０４１０８１） ｐ８４５ Ｊでは、生成したＨｅ
をトラップして凝集を阻止する方法について提案してい
る。
（発明が解決しようとする問題点）
本発明が解決しようとする問題点は、上記従来技術が抱
える問題点；即ち製造に当たって１０１３の量が自然存
在比よりも高いＢ含有量を使って低減を図らねばならな
いことからコストアップと製造工程が煩雑になり、また
その限界についても全く不明であるという欠点く特開昭
５３−８８４９９号）、′および実用化が困難である（
Ｈｅ ）ラップ法）というところにあり、 そして、本発明の目的は、ボロンを含有する金属材料を
熱中性子照射を受ける原子炉容器用材料として使用する
場合でも、＋０３の存在に起因する（ｎ、α）核反応に
よるＨｅ脆化を有効に回避できる鉄系金属材料を提案す
ることにある。
える問題点；即ち製造に当たって１０１３の量が自然存
在比よりも高いＢ含有量を使って低減を図らねばならな
いことからコストアップと製造工程が煩雑になり、また
その限界についても全く不明であるという欠点く特開昭
５３−８８４９９号）、′および実用化が困難である（
Ｈｅ ）ラップ法）というところにあり、 そして、本発明の目的は、ボロンを含有する金属材料を
熱中性子照射を受ける原子炉容器用材料として使用する
場合でも、＋０３の存在に起因する（ｎ、α）核反応に
よるＨｅ脆化を有効に回避できる鉄系金属材料を提案す
ることにある。
（問題点を解決するための手段）
ボロン含有鉄系金属材料の場合、上述したように中性子
照射脆化特性を向上させるには、粒界の１０１３の低減
が必要であることがわかった。ところが、粒界上のＩＯ
Ｂ量を低減するためには、全日量の低減を図らねばなら
ない。しかし、この方法には限界があり、またＢ添加に
よるクリープ強度の向上効果そのものが期待できないこ
とになる。
照射脆化特性を向上させるには、粒界の１０１３の低減
が必要であることがわかった。ところが、粒界上のＩＯ
Ｂ量を低減するためには、全日量の低減を図らねばなら
ない。しかし、この方法には限界があり、またＢ添加に
よるクリープ強度の向上効果そのものが期待できないこ
とになる。
そこで、ボロン含有鉄系材料のボロンの挙動についてさ
らに研究した結果、ボン（Ｂ）は材料中のオーステナイ
ト域の熱間加工あるいは熱処理工程において、オーステ
ナイト結晶粒界に偏析しやすいことが判った。ただし、
金属材料の種類、加工条件、熱処理条件によっては、オ
ーステナイト相以外の相、例えばフェライトやマテンサ
イト、ベイナイト相の粒界あるいは亜粒界にＢが偏析す
場合もあるが、オーステナイト粒界上への偏析量に比べ
るとその量は著しく小さい。
らに研究した結果、ボン（Ｂ）は材料中のオーステナイ
ト域の熱間加工あるいは熱処理工程において、オーステ
ナイト結晶粒界に偏析しやすいことが判った。ただし、
金属材料の種類、加工条件、熱処理条件によっては、オ
ーステナイト相以外の相、例えばフェライトやマテンサ
イト、ベイナイト相の粒界あるいは亜粒界にＢが偏析す
場合もあるが、オーステナイト粒界上への偏析量に比べ
るとその量は著しく小さい。
かような知見のもとて本発明者らは、脆化の原因がオー
ステナイト結晶粒界上の１０１３に起因する点に着目し
、＋０３量とオーステナイト結晶粒度との組合せを適切
なものにすれば、結晶粒界上のＢを著しく低減できるこ
とを知見し、本発明を完成するに至った。
ステナイト結晶粒界上の１０１３に起因する点に着目し
、＋０３量とオーステナイト結晶粒度との組合せを適切
なものにすれば、結晶粒界上のＢを著しく低減できるこ
とを知見し、本発明を完成するに至った。
すなわち本発明の要旨構成を列記すると次のとおりであ
る。
る。
■ 本発明は、第１に、同位体の質量数が１０のＢを０
．００００４ ｗｔ％以下含有し、ＡＳＴＭ表示による
結晶粒度番号が０以上を示すＦｅ基材料からなる耐中性
子照射脆化特性に優れた鉄系金属材料■ 上記Ｆｅ基材
料は、 ０、０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４賀ｔ％。
．００００４ ｗｔ％以下含有し、ＡＳＴＭ表示による
結晶粒度番号が０以上を示すＦｅ基材料からなる耐中性
子照射脆化特性に優れた鉄系金属材料■ 上記Ｆｅ基材
料は、 ０、０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４賀ｔ％。
０．００５ｗｔ％≦８１≦１．０ｗｔ％。
０．１ｗｔ％≦）、１ｎ≦１，５ｗｔ％。
０． １ｗｔ ％≦Ｃｒ≦５ｗｔ％。
０．０１ｗｔ ％≦Ｍｏ≦１．５ｗｔ％。
０．００１ ｗｔ％≦Ａｆ！、≦０．１３ｗｔ％。
Ｎ≦０．０２０ｗｔ％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
■ 上記Ｆｅ基材料は、
０、０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗｔ％。
０．００５ ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％。
０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１，５ｗｔ％。
５ ｗｔ ％＜Ｃｒ５１２ｗｔ％。
０．１ｗｔ％≦Ｍｏ≦３ｗｔ％。
０．００１ ｗｔ％≦Ａｌ≦０．１０ｗｔ％。
Ｎ≦０．１０ｗｔ％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
■ 上記Ｆｅ基材料は、０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０． ４
ｗｔ％。
ｗｔ％。
０．００５ ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％。
０．１ｗｔ％ ≦１．（口≦１，５ｗｔ ％。
５ ｗｔ ％＜Ｃｒ５１２ｗｔ％。
０．１ｗｔ％≦Ｍｏ≦３ｗｔ％。
０．００１ ｗｔ ％≦Ａ 」（（≦０，１０・−］
ｔ％１Ｎ≦Ｏ，１３ｗｔ％を含有し、さらに、Ｖ≦１．
０ｗｔ％、ＴＩ≦１．０ｗｔ％、 Ｎｂ≦１．０ｗｔ％
。
ｔ％１Ｎ≦Ｏ，１３ｗｔ％を含有し、さらに、Ｖ≦１．
０ｗｔ％、ＴＩ≦１．０ｗｔ％、 Ｎｂ≦１．０ｗｔ％
。
Ｗ≦１．０ｗｔ％、 ２ｒ≦０．５ｗｔ％およびＮｉ
≦１．０ｗｔ％のうちのいずれか少なくとも１種を任意
成分として含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で
あり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 Ｓｉ≦
１．９ｗｔ％、 Ｍｎ≦１０．９ｗｔ％、 １６ｗｔ％
≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％、４、０ｗｔ％≦Ｎ＋≦２２．９ｗ
ｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり
、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 Ｓｉ≦
１．９ｗｔ％、 Ｍｎ≦１０．０ｗｔ％、 １５ｗｔ％
≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％、４、０ｗｔ％≦Ｎ＋≦２２．９ｗ
ｔ％を含有し、さらにＭｏ≦１．９ｗｔ％、■≦１．（
１ｗｔ％、 ＴｉＳ３，５ｗｔ％。
≦１．０ｗｔ％のうちのいずれか少なくとも１種を任意
成分として含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で
あり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 Ｓｉ≦
１．９ｗｔ％、 Ｍｎ≦１０．９ｗｔ％、 １６ｗｔ％
≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％、４、０ｗｔ％≦Ｎ＋≦２２．９ｗ
ｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり
、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 Ｓｉ≦
１．９ｗｔ％、 Ｍｎ≦１０．０ｗｔ％、 １５ｗｔ％
≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％、４、０ｗｔ％≦Ｎ＋≦２２．９ｗ
ｔ％を含有し、さらにＭｏ≦１．９ｗｔ％、■≦１．（
１ｗｔ％、 ＴｉＳ３，５ｗｔ％。
Ｎｂ≦１．０ｗｔ％およびＮ≦０．２５Ｗ、ｔ％のうち
のいずれか少なくとも１種を任意成分として含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物であり、■ 上記Ｆｅ基
材料は、 Ｃ≦０．１３ｗｔ％、 Ｓｉ≦１．９ｗｔ％、！Ｊｎ≦
２．０ｗｔ％。
のいずれか少なくとも１種を任意成分として含有し、残
部がＦｅおよび不可避的不純物であり、■ 上記Ｆｅ基
材料は、 Ｃ≦０．１３ｗｔ％、 Ｓｉ≦１．９ｗｔ％、！Ｊｎ≦
２．０ｗｔ％。
１２ｗｔ％＜Ｃｒ≦２０ｗｔ％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
■ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１３ｗｔ％、 Ｓｉ≦
１．０ｗｔ：％、 ！、ｌｎ≦２．Ｑ＝ｗｔ％、 １２
ｗｔ％＜Ｃｒ≦２０ｗｔ％を含有し、さらに、Ｎ１≦３
，９ｗｔ％、Ｖ≦１．０ｗｔ％。
１．０ｗｔ：％、 ！、ｌｎ≦２．Ｑ＝ｗｔ％、 １２
ｗｔ％＜Ｃｒ≦２０ｗｔ％を含有し、さらに、Ｎ１≦３
，９ｗｔ％、Ｖ≦１．０ｗｔ％。
！、ｔ ｏ≦２．５ｗｔ％、Ｔｉ ≦０．３ｗｔ％、
Ｎｂ≦０．３ｗｔ％。
Ｎｂ≦０．３ｗｔ％。
Ｚｒ≦０．３ｗｔ％のうちいずれか少なくとも１種を任
意成分として含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物
であり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、０．００２ｗｔ％≦Ｃ≦０．５
ｗｔ％。
意成分として含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物
であり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、０．００２ｗｔ％≦Ｃ≦０．５
ｗｔ％。
Ｓｉ≦１．９ｗｔ％ ！、Ｉｎ≦２．（１ｗｔ％、
９ｗｔ％≦Ｃｒ≦３０ν＋１％、 ２０ｗｔ％≦Ｎｉ≦
５９ｗｔ％、Ｔ１≦３ｗｔ％。
９ｗｔ％≦Ｃｒ≦３０ν＋１％、 ２０ｗｔ％≦Ｎｉ≦
５９ｗｔ％、Ｔ１≦３ｗｔ％。
Ａ１５５ｗｔ％、Ｐ≦０．０４シ＋１％、Ｓ≦０．ＯＩ
ｗｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であ
る。
ｗｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であ
る。
■ 第２に本発明は、同位体の質量数が１０のＢを０、
００００４ ｗｔ％ｔ％含有すると共に全日量では０、
０００５〜０．００５０・１１１％含有し、１・＼Ｓ
Ｔ ’；１表示による１′告晶粒度番号が０以上を示す
Ｆｅ基＋、を科からなる耐中性子照射脆化特性に（憂れ
た鉄系金属材料について提案する。
００００４ ｗｔ％ｔ％含有すると共に全日量では０、
０００５〜０．００５０・１１１％含有し、１・＼Ｓ
Ｔ ’；１表示による１′告晶粒度番号が０以上を示す
Ｆｅ基＋、を科からなる耐中性子照射脆化特性に（憂れ
た鉄系金属材料について提案する。
■ 上記Ｆｅ基材料は、０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗ
ｔ％。
ｔ％。
０．００５ ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、０．１ｗｔ
％≦ｊ、ｌ ｎ≦１．５ｗｔ ％、 ０．０Ｉｗｔ
％≦Ｃｒ ≦ ５ｗｔ ％、０．１ｗｔ ％≦１、！ｏ
≦１．５ｗｔ％、 ０．００１ ｗｅ％≦Ａ１≦０．１
０ｗｔ％。
％≦ｊ、ｌ ｎ≦１．５ｗｔ ％、 ０．０Ｉｗｔ
％≦Ｃｒ ≦ ５ｗｔ ％、０．１ｗｔ ％≦１、！ｏ
≦１．５ｗｔ％、 ０．００１ ｗｅ％≦Ａ１≦０．１
０ｗｔ％。
Ｎ≦０．０２０ｗｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不可
避的不純物であり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗ
ｔ％。
避的不純物であり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗ
ｔ％。
０．００５ νｌｔ％≦Ｓｉ ≦１．０ｗｔ％、０．
１ｗｔ％ ≦）、１０≦１．５ｙノｔ ％、 ５ｗ
ｔ ％＜Ｃｒ ≦ｌ ２ｗｔ ％、０．１ｗｔ ％≦曳
、１０≦３ｗｔ％、 ０．００１ｗｔ％≦Ａｌ≦Ｏ，１
３ｗｔ％、Ｎ≦０．１０ｗｔ％を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物であり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗ
ｔ％０．００５ ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、０．１
ｗｔ％≦１，１ｎ≦１．５ｗｔ％、 ５ｗｔ％＜Ｃｒ
５１２ｗｔ％、０．１ｗｔ％≦）、１０≦３ｗｔ％、
０．００１ ｗｔ％≦Ａｌ≦０．ｌ（］ｗｔ％、Ｎ≦０
． ｌ０ｗｔ％を含有し、さらに、■≦１．０ｗｔ％、
Ｔｉ≦１．０ｗｔ％。
１ｗｔ％ ≦）、１０≦１．５ｙノｔ ％、 ５ｗ
ｔ ％＜Ｃｒ ≦ｌ ２ｗｔ ％、０．１ｗｔ ％≦曳
、１０≦３ｗｔ％、 ０．００１ｗｔ％≦Ａｌ≦Ｏ，１
３ｗｔ％、Ｎ≦０．１０ｗｔ％を含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物であり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗ
ｔ％０．００５ ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、０．１
ｗｔ％≦１，１ｎ≦１．５ｗｔ％、 ５ｗｔ％＜Ｃｒ
５１２ｗｔ％、０．１ｗｔ％≦）、１０≦３ｗｔ％、
０．００１ ｗｔ％≦Ａｌ≦０．ｌ（］ｗｔ％、Ｎ≦０
． ｌ０ｗｔ％を含有し、さらに、■≦１．０ｗｔ％、
Ｔｉ≦１．０ｗｔ％。
Ｎｂ≦ｌ、 ９ｗｔ％、圓≦１．０ｗｔ％、 Ｚｒ≦０
．５ｗｔ％およびＮｉ≦１．９ｗｔ％のうちのいずれか
少なくとも１種を任意成分として含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物であり、 ［有］ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 Ｓ
ｉ≦１．９ｗｔ％、 ＭｎＳ１０．０ｗｔ％、 １６ｗ
ｔ％≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％、４．０ｗｔ％≦Ｎｉ≦２２．
９ｗｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で
あり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 Ｓｉ≦
１．９ｗｔ％、 ＭｎＳ１０．９ｗｔ％、 １５ｗｔ％
≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％。
．５ｗｔ％およびＮｉ≦１．９ｗｔ％のうちのいずれか
少なくとも１種を任意成分として含有し、残部がＦｅお
よび不可避的不純物であり、 ［有］ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 Ｓ
ｉ≦１．９ｗｔ％、 ＭｎＳ１０．０ｗｔ％、 １６ｗ
ｔ％≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％、４．０ｗｔ％≦Ｎｉ≦２２．
９ｗｔ％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物で
あり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 Ｓｉ≦
１．９ｗｔ％、 ＭｎＳ１０．９ｗｔ％、 １５ｗｔ％
≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％。
４．０ｗｔ％≦Ｎｉ≦２２．０ｗｔ％を含有し、さらに
！ＡＯ≦４．０ｗｔ％、Ｖ≦１．０ｗｔ％、 Ｔｉ≦０
．５ｗｔ％。
！ＡＯ≦４．０ｗｔ％、Ｖ≦１．０ｗｔ％、 Ｔｉ≦０
．５ｗｔ％。
Ｎｂ≦１．９ｗｔ％およびＮ≦０．２５ｗｔ％のうちの
いずれか少なくとも１種を任意成分として含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物であり、■ 上記Ｆｅ基材
料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、
Ｍｎ≦１．９ｗｔ％、 １２ｗｔ％＜Ｃｒ５２０ｗｔ％
、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
■ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 ＳｉＳ
１．９ｗｔ％、 ！Ｊｎ≦２．０ｗｔ％＋ １２Ｗ ｔ
９６ ＜ Ｃｒ≦２０ｗｔ％を含有し、さらにＮ＋≦
３．０１％、■≦１．０ｗｔ％、Ｔｉ ≦０．８ｗｔ
％、 Ｎｂ≦０．３ｗｔ％、）４０≦２．５ｗｔ％、
Ｚｒ≦０．３ｗｔ％のうちのいずれか少なくとも１
種を任意成分として含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物であり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、０．００２ｗｔ％≦Ｃ≦０．５
１Ｉｌｔ％Ｓｉ≦２．９ｗｔ％、 Ｍｎ≦１．９ｗｔ％
、 ９ｗｔ％≦Ｃｒ≦３０ｗｔ％、 ２０ｗｔ％≦Ｎ
ｉ≦５０ｗｔ％、 Ｔｉ６３ｗｔ％、Ａ１６６ｗｔ％、
Ｐ≦０．０４ｗｔ％、Ｓ≦０． Ｑ１ｗｔ％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
いずれか少なくとも１種を任意成分として含有し、残部
がＦｅおよび不可避的不純物であり、■ 上記Ｆｅ基材
料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、
Ｍｎ≦１．９ｗｔ％、 １２ｗｔ％＜Ｃｒ５２０ｗｔ％
、を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
■ 上記Ｆｅ基材料は、Ｃ≦０．１０ｗｔ％、 ＳｉＳ
１．９ｗｔ％、 ！Ｊｎ≦２．０ｗｔ％＋ １２Ｗ ｔ
９６ ＜ Ｃｒ≦２０ｗｔ％を含有し、さらにＮ＋≦
３．０１％、■≦１．０ｗｔ％、Ｔｉ ≦０．８ｗｔ
％、 Ｎｂ≦０．３ｗｔ％、）４０≦２．５ｗｔ％、
Ｚｒ≦０．３ｗｔ％のうちのいずれか少なくとも１
種を任意成分として含有し、残部がＦｅおよび不可避的
不純物であり、 ■ 上記Ｆｅ基材料は、０．００２ｗｔ％≦Ｃ≦０．５
１Ｉｌｔ％Ｓｉ≦２．９ｗｔ％、 Ｍｎ≦１．９ｗｔ％
、 ９ｗｔ％≦Ｃｒ≦３０ｗｔ％、 ２０ｗｔ％≦Ｎ
ｉ≦５０ｗｔ％、 Ｔｉ６３ｗｔ％、Ａ１６６ｗｔ％、
Ｐ≦０．０４ｗｔ％、Ｓ≦０． Ｑ１ｗｔ％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
要するに本発明は、基本的に、Ｂ含有鉄系金属材料であ
り、１０Ｂと結晶粒度番号が上記のように限定されるが
、その理由は次のとおりである。
り、１０Ｂと結晶粒度番号が上記のように限定されるが
、その理由は次のとおりである。
Ｂ： 通常、Ｂは金属材料中に不純物あるいは添加物と
して含まれるが、第５図に示すように、０、０００５ｗ
ｔ％以上添加することにより、クリープ寿命が増加する
が、一般的に過剰に添加すると延性の低下をもたらすの
で、上限は０．００５０ｗｔ％とする。一方、表４およ
び第４図に示すように、全日中の１０３および粒度を前
述のように限定すれば、粒界上の１０３を著しく低減で
きる。以上のことから１０３をＯ，０ＱＱＱ４ ｗｔ％
以下とした全Ｂ量は０．０００５ｗｔ％以上、０．００
５０ｗｔ％以下とする。
して含まれるが、第５図に示すように、０、０００５ｗ
ｔ％以上添加することにより、クリープ寿命が増加する
が、一般的に過剰に添加すると延性の低下をもたらすの
で、上限は０．００５０ｗｔ％とする。一方、表４およ
び第４図に示すように、全日中の１０３および粒度を前
述のように限定すれば、粒界上の１０３を著しく低減で
きる。以上のことから１０３をＯ，０ＱＱＱ４ ｗｔ％
以下とした全Ｂ量は０．０００５ｗｔ％以上、０．００
５０ｗｔ％以下とする。
１０［３，通常、金属材料中に不純物あるいは添加物と
して含まれるＢ中に同位体として含有されているが、第
１図、第３図、第４図に示すように、ＩＯＢを０．００
００４ ｗｔ％以下にすることにより結晶粒度との組合
せで粒界上に存在する１０Ｂを著しく低減できるので、
ＩＯＢはｏ、 ｏｏｏ。
して含まれるＢ中に同位体として含有されているが、第
１図、第３図、第４図に示すように、ＩＯＢを０．００
００４ ｗｔ％以下にすることにより結晶粒度との組合
せで粒界上に存在する１０Ｂを著しく低減できるので、
ＩＯＢはｏ、 ｏｏｏ。
４ ｗｔ％以下とする。
結晶粒度ニオ−ステナイト結晶粒度は、第１図。
第３図および第４図に示すように、ＡＳＴＭ表示による
結晶粒度Ｎｏ、を０以上の細粒にすることにより、＋０
１３の軽減との相互作用で、粒界上のｌｏ［３を著しく
低減できるので、結晶粒度番号での表示で０以上とする
。
結晶粒度Ｎｏ、を０以上の細粒にすることにより、＋０
１３の軽減との相互作用で、粒界上のｌｏ［３を著しく
低減できるので、結晶粒度番号での表示で０以上とする
。
次に、本発明Ｆｅ系材料が、上記■〜■および０〜０の
ように限定される理由につき、便宜上、それぞれ同種作
用効果をもつものに分けて詳しく説明する。
ように限定される理由につき、便宜上、それぞれ同種作
用効果をもつものに分けて詳しく説明する。
上記Ｆｅ基材料■および■について；
Ｃは、焼入れ性と強度確保のために不可欠な成分であり
、かつＣｒ、 Ｍｏなどの他の合金元素と炭化物を形成
して高温強度を高めるが、０．０２ｗｔ％（以下は単に
「％」で表示する）未満ではその効果が小さく所定の強
度が得られない。一方０．４％を超えると溶接割れ等の
弊害を生じるため、０．０２〜０．４％とする。
、かつＣｒ、 Ｍｏなどの他の合金元素と炭化物を形成
して高温強度を高めるが、０．０２ｗｔ％（以下は単に
「％」で表示する）未満ではその効果が小さく所定の強
度が得られない。一方０．４％を超えると溶接割れ等の
弊害を生じるため、０．０２〜０．４％とする。
Ｓｉは、脱酸と強度確保のために添加されるが、０、０
０５％未満ではその効果が十分でなく、一方１．０％を
超えると靭性が劣化する。
０５％未満ではその効果が十分でなく、一方１．０％を
超えると靭性が劣化する。
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を確保し、熱間加工性を改善する
ために有用な元素であり、０．１％以上の添加が必要で
ある。しかしあまり多量に添加すると靭性および溶接性
に悪影響を及ぼすため、１．５％以下とする。
ために有用な元素であり、０．１％以上の添加が必要で
ある。しかしあまり多量に添加すると靭性および溶接性
に悪影響を及ぼすため、１．５％以下とする。
Ｃｒは焼入れ性、耐酸化性、高温強度を向上させる元素
であり、０．０１％以上添加するが、５９６を超える添
加は溶接性と母ｔｔ ＩＪ）性を劣化させるので、０．
０１〜５％とする。
であり、０．０１％以上添加するが、５９６を超える添
加は溶接性と母ｔｔ ＩＪ）性を劣化させるので、０．
０１〜５％とする。
ＭＯは、焼入れ性を確保し固溶強化および析出強化によ
り高温強度を向上させるために０．１ ％以上添加する
が、１．５％を超えると溶接性の低下、コストの増加を
招くため上限を１．５％とする。
り高温強度を向上させるために０．１ ％以上添加する
が、１．５％を超えると溶接性の低下、コストの増加を
招くため上限を１．５％とする。
ＡＩは、脱酸剤として０．００１％以上添加するが、多
量に添加すると靭性を劣化させるので０．１０％以下と
する。
量に添加すると靭性を劣化させるので０．１０％以下と
する。
Ｎは、高温強度の向上に寄与するが、０．０２％以上の
Ｎは靭性に悪影響を及ぼすため、０．０２％以下とする
。
Ｎは靭性に悪影響を及ぼすため、０．０２％以下とする
。
上記Ｆｅ基材料■、■、０および０について；Ｃは、焼
入れ性と強度確保のために不可欠な成分であり、かつＣ
ｒ、Ｍｏなどの他の合金元素と炭化物を形成して高温強
度を高めるが、０．０２％未満ではその効果が小さく所
定の強度が得られない。一方０．４％を超えると溶接割
れ等の弊害を生じるため、０．０２〜０．４ ％とする
。
入れ性と強度確保のために不可欠な成分であり、かつＣ
ｒ、Ｍｏなどの他の合金元素と炭化物を形成して高温強
度を高めるが、０．０２％未満ではその効果が小さく所
定の強度が得られない。一方０．４％を超えると溶接割
れ等の弊害を生じるため、０．０２〜０．４ ％とする
。
Ｓｉは、脱酸と強度確保のために添加されるが、０、０
０５ ％未満てはその効果が十分でなく、一方１．０％
を超えると靭性が劣化する。
０５ ％未満てはその効果が十分でなく、一方１．０％
を超えると靭性が劣化する。
１１１ｎは、鋼の焼入れ性を確保し、熱間加工性を改善
するために有用の元素であり、０．１ ％以上の添加が
必要である。しかしあまり多量に添加すると靭性および
溶接性に悪影響を及ぼすため、１．５％以下とする。
するために有用の元素であり、０．１ ％以上の添加が
必要である。しかしあまり多量に添加すると靭性および
溶接性に悪影響を及ぼすため、１．５％以下とする。
Ｃｒは、焼入れ性、耐酸化性、高温強度を向上させる元
素であり、５％を超えて添加するが、１２％を超える添
加は溶接性と母材靭性を劣化させるので、５％超え１２
％以下に限定する。
素であり、５％を超えて添加するが、１２％を超える添
加は溶接性と母材靭性を劣化させるので、５％超え１２
％以下に限定する。
Ｍｏは、焼入れ性を確保し固溶強化および析出強化によ
り高温強度を向上させるために０．１％以上添加するが
、３％を超えると溶接性の低下、コストの増加を招くた
め上限を３％とする。
り高温強度を向上させるために０．１％以上添加するが
、３％を超えると溶接性の低下、コストの増加を招くた
め上限を３％とする。
Ａｌは、脱酸材として０．００１ ％以上添加するが、
多量に添加すると靭性を劣化させるので０．１０％以下
とする。
多量に添加すると靭性を劣化させるので０．１０％以下
とする。
Ｎは不可避的に混入するＢをＢＮとして粒内に分散させ
粒界Ｂａ度を低下させるのに必要であるが、０１０％を
超えるＮは靭性に悪影響を及ぼすため、０．１０％以下
とする。
粒界Ｂａ度を低下させるのに必要であるが、０１０％を
超えるＮは靭性に悪影響を及ぼすため、０．１０％以下
とする。
さらにこれらのＦｅ基金属材料では、任意成分としてＮ
ｂ、 Ｖ、 Ｔｉ、 Ｗ、 ２ｒ、Ｈｆ、Ｔａ、口Ｕ
およびＮの１ｆ重以上を添加することも可能である。以
下その効果と添加量を説明する。
ｂ、 Ｖ、 Ｔｉ、 Ｗ、 ２ｒ、Ｈｆ、Ｔａ、口Ｕ
およびＮの１ｆ重以上を添加することも可能である。以
下その効果と添加量を説明する。
Ｎｂ、 Ｖ、 Ｔｉ、 Ｗは炭化物を形成して高温強
度を高める元素であるが、１．０％を超えるとコスト増
加を招くため、１．０％以下とする。また、Ｚｒ、 Ｈ
ｆ。
度を高める元素であるが、１．０％を超えるとコスト増
加を招くため、１．０％以下とする。また、Ｚｒ、 Ｈ
ｆ。
Ｔａも同様の効果を有するが、０．５ ％を超えるとコ
スト増加を招くため、０．５％以下とする。
スト増加を招くため、０．５％以下とする。
Ｃｕ、Ｎｉ は、組成の細粒化および靭性の向上に寄与
するが、過剰に添加すると溶接性の低下を招くため上限
を１．０％とする。
するが、過剰に添加すると溶接性の低下を招くため上限
を１．０％とする。
上記Ｆｅ基材料■、■、■および■について；Ｃは、オ
ーステナイト相を安定して強度の向上にも効果があるが
、０．１０％を超える添加は耐食性を低下させるので、
０．１０％以下に限定する。
ーステナイト相を安定して強度の向上にも効果があるが
、０．１０％を超える添加は耐食性を低下させるので、
０．１０％以下に限定する。
Ｓｉは、通常脱酸剤および耐酸化性向上を目的として添
加されるが、５．０％を超える添加は鋼の熱間油性が低
下し、製造性を害するので５．０％以下にする。
加されるが、５．０％を超える添加は鋼の熱間油性が低
下し、製造性を害するので５．０％以下にする。
）、１ｎは、オーステナイト木目を安定にして鋼の熱間
加工性を向上させる効果があるが、１０．０％を超える
添加は耐食性が著しく低下するので１０．０％以下とす
る。
加工性を向上させる効果があるが、１０．０％を超える
添加は耐食性が著しく低下するので１０．０％以下とす
る。
Ｃｒは、耐食性を向上させるのに著しい効果があり、ス
テンレス鋼には欠かせない元素であり、オーステナイト
系ステンレス鋼としてオーステナイト相をＮ１とともに
安定化させる。この効果を十分に発揮させるためには、
１６％以上の添加が必要である。一方２６％を超えると
耐食性の効果も飽和する傾向にあり、コスト高になるの
で、２６％以下とする。
テンレス鋼には欠かせない元素であり、オーステナイト
系ステンレス鋼としてオーステナイト相をＮ１とともに
安定化させる。この効果を十分に発揮させるためには、
１６％以上の添加が必要である。一方２６％を超えると
耐食性の効果も飽和する傾向にあり、コスト高になるの
で、２６％以下とする。
Ｎ１は、Ｃｒとともに添加することにより耐食性を一層
向上させるとともにオーステナイト系ステンレス鋼とし
てオーステナイト木目をＣｒととも１こ安定化させる。
向上させるとともにオーステナイト系ステンレス鋼とし
てオーステナイト木目をＣｒととも１こ安定化させる。
この効果を十分に発揮させるためには４．０％以上の添
加が必要である。一方２２．０％を超えるとその効果は
飽和するので、それ以上の添加はコスト高になる。した
がって上限を２２．０％とする。
加が必要である。一方２２．０％を超えるとその効果は
飽和するので、それ以上の添加はコスト高になる。した
がって上限を２２．０％とする。
Ｎの添加は、オーステナイト相を安定にし、さらに強度
上昇にも効果があるが、０．２５％を超える添加は熱間
加工性を低下させるので、０．２５％以下に限定する。
上昇にも効果があるが、０．２５％を超える添加は熱間
加工性を低下させるので、０．２５％以下に限定する。
これらのＦｅ基材料には、任意成分としてＭｏ、 Ｔｉ
。
。
Ｎｂ、 Ｖを添加するが、これらはいずれも固溶強化
あるいは炭化物等の析出硬化により高温強度を高めるが
、あまり多過ぎるとコスト増、製造性の低下を招くため
添加の上限はそれぞれ４．０％、０．６％、１．０ ％
、１．０ ％とする。
あるいは炭化物等の析出硬化により高温強度を高めるが
、あまり多過ぎるとコスト増、製造性の低下を招くため
添加の上限はそれぞれ４．０％、０．６％、１．０ ％
、１．０ ％とする。
上記Ｆｅ基材料■、■、■およびＯ；
Ｃは、フェライト系またはマルランサイト系ステンレス
鋼において、引張り強さなどの機械的性質にきわめて有
効に作用する元素であり、用途にあわせて強度を調節す
るためのものである。しかし多量の添加は引張り強さの
向上には効果があるものの、延性や靭性などの低下を招
くので、その上限は０．１θ％とする。
鋼において、引張り強さなどの機械的性質にきわめて有
効に作用する元素であり、用途にあわせて強度を調節す
るためのものである。しかし多量の添加は引張り強さの
向上には効果があるものの、延性や靭性などの低下を招
くので、その上限は０．１θ％とする。
Ｓｉは、通常脱酸剤として添加されるが、１％を超える
添加は鋼の熱間加工性を低下させ製造性を害するので、
１．０％以下にする。
添加は鋼の熱間加工性を低下させ製造性を害するので、
１．０％以下にする。
Ｍｎは、脱酸作用や鋼の熱間加工性を向上させる効果が
あるが、多量の添加は鋼の脆化をもたらす傾向があるの
でその上限を２．０％とする。
あるが、多量の添加は鋼の脆化をもたらす傾向があるの
でその上限を２．０％とする。
Ｃｒは、１２％以下ではステンレス鋼としての耐食性が
発揮されず、また多量の添加は伸び及び衝撃値の低下を
招くので、１２〜２０％とする。
発揮されず、また多量の添加は伸び及び衝撃値の低下を
招くので、１２〜２０％とする。
Ｎｉは、靭性の向上に効果がある元素であるが、３．０
％を超える添加でもその効果が持続するが、高価な元素
であり、コストアップとなるので上限を３．０ ％とす
る。
％を超える添加でもその効果が持続するが、高価な元素
であり、コストアップとなるので上限を３．０ ％とす
る。
これらＦｅ基材料には、さらに任意成分として、Ｍｏ、
Ｔ、ｉ、 Ｎｂ、 Ｚｒ、 Ｖを添加する。これらの
元素は、高温強度の向上に寄与する元素であるが、あま
り多過ぎるとコストアップとなるので、上限はそれぞれ
、２．５％、０．８％、０．８％、０．８％、１．０％
とする。
Ｔ、ｉ、 Ｎｂ、 Ｚｒ、 Ｖを添加する。これらの
元素は、高温強度の向上に寄与する元素であるが、あま
り多過ぎるとコストアップとなるので、上限はそれぞれ
、２．５％、０．８％、０．８％、０．８％、１．０％
とする。
上記Ｆｅ基材料■および＠について：
Ｃは、０．００２ ％未満ては耐熱材料として必要な高
温強度を得ることが困難である。一方、Ｃは多ければ多
いほど高温強度を高めるが、０．５％を超えて添加して
もその効果は飽和する。そこで、０、００２％以上、０
．５％以下に限定した。
温強度を得ることが困難である。一方、Ｃは多ければ多
いほど高温強度を高めるが、０．５％を超えて添加して
もその効果は飽和する。そこで、０、００２％以上、０
．５％以下に限定した。
Ｓｉは、耐酸化性を向上させる元素であるが、２．０％
を超えて添加すると、σ相等の金属間化合物が析出しや
すくなる。そこで、２．０ ％を上限とした。
を超えて添加すると、σ相等の金属間化合物が析出しや
すくなる。そこで、２．０ ％を上限とした。
１Ａｎは、オーステナイトを安定化させる元素であり、
Ｎｉの代替として使用される。しかしながら、２．０％
を超えて添加すると、σ相の析出が容易になる。そこで
、２．０％を上限とした。
Ｎｉの代替として使用される。しかしながら、２．０％
を超えて添加すると、σ相の析出が容易になる。そこで
、２．０％を上限とした。
Ｐは、熱間加工性を阻害する元素であり、０．０４％を
超えると鍛造、圧延等の熱間加工性が困難となる。そこ
で、０．０４％を上限とした。
超えると鍛造、圧延等の熱間加工性が困難となる。そこ
で、０．０４％を上限とした。
ＳもＰと同様、熱間加工性を阻害する元素であり、０．
旧％を超えると、鍛造、圧延等の熱間加工が困難となる
。そこで、０．０１％を上限とした。
旧％を超えると、鍛造、圧延等の熱間加工が困難となる
。そこで、０．０１％を上限とした。
Ｃｒは、耐酸化性を向上させる元素であるが、９％未満
では効果はなく３０％を超えて添加しても効果は飽和し
、しかもσＦ目の析出が容易になる。そこで９％以上、
３０％以下とした。
では効果はなく３０％を超えて添加しても効果は飽和し
、しかもσＦ目の析出が容易になる。そこで９％以上、
３０％以下とした。
Ｎ１は、オーステナイトを安定化する元素であり、低い
とフェライト相が出現し高温強度が低くなる。
とフェライト相が出現し高温強度が低くなる。
そこで２０％以上とした。
また多過ぎるとコスト増を招くため上限は５０％とした
。
。
Ａβは、高温強度確保のために添加されるが、６％を超
えると靭性が低下するため上限は６％とする。
えると靭性が低下するため上限は６％とする。
Ｔｉは、炭素の固定、高温強度の確保のために添加され
るが、多過ぎると靭性が低下するため上限は３％とする
。
るが、多過ぎると靭性が低下するため上限は３％とする
。
次に上述したＦｅ基材料；すなわち表１に示す成分を有
する鋼を、溶製後、２５ｍｍ厚さに熱間圧延し、さらに
表２に示すように溶体化温度の条件により結晶粒度を種
々に変化させた。１０１３およびＪＩＢの量比は、天然
Ｂおよび＋１１３を濃縮したＢの添加量により調節した
。これらの鋼について、フィッショントラックエッチン
グ（ＦＴＥ） により粒界上のＢの存在の有無を観察し
た。ＦＴＥ法とは、中性子線照射により鋼中Ｂのうち＋
０３が核変換し、その際放射されるα線を検知する手法
であり、ＩＯＢの存在位置の分析ができる。結晶粒度と
しては、 八ＳＴ）、１結晶粒度ＮＯで整理した。また
、室温でオーステナイト相以外の金属材料は、旧オース
テナイト粒度を測定した。その結果を第１図に示す。
する鋼を、溶製後、２５ｍｍ厚さに熱間圧延し、さらに
表２に示すように溶体化温度の条件により結晶粒度を種
々に変化させた。１０１３およびＪＩＢの量比は、天然
Ｂおよび＋１１３を濃縮したＢの添加量により調節した
。これらの鋼について、フィッショントラックエッチン
グ（ＦＴＥ） により粒界上のＢの存在の有無を観察し
た。ＦＴＥ法とは、中性子線照射により鋼中Ｂのうち＋
０３が核変換し、その際放射されるα線を検知する手法
であり、ＩＯＢの存在位置の分析ができる。結晶粒度と
しては、 八ＳＴ）、１結晶粒度ＮＯで整理した。また
、室温でオーステナイト相以外の金属材料は、旧オース
テナイト粒度を測定した。その結果を第１図に示す。
この図から明らかなように、鋼中の１０８ ｉｌが０゜
４ ｐｐｍ以下、かつオーステナイト結晶粒度Ｎｏ、
０以上の場合にのみ、粒界上のＢすなわち＋０１３は検
出されない。また、図中の△、ム印は天然Ｂを添加した
鋼また○、＠はｌｌｅ Ｊ縮原料を添加した鋼であるが
、天然Ｂ添加鋼の挙動すなわちＦＴ６による粒界上のＢ
の検出度合におよぼすＩＯＢ量と粒度の関係については
”Ｂ富化鋼と同様の結果を示している。すなわち、粒界
上の１０３の存在の有無は、１ＩＢｉｉに関係なく、＋
０３量および結晶粒度のみに依存することを示している
。また、これらの鋼について実施したクリープ試験結果
を第２図に示すが、全日量が５ ｐｐｍ以上で優れたク
リープ破断寿命を有していることがわかる。しかも、こ
の傾向は＋１３の富化には関係なく全日量で決まる。
４ ｐｐｍ以下、かつオーステナイト結晶粒度Ｎｏ、
０以上の場合にのみ、粒界上のＢすなわち＋０１３は検
出されない。また、図中の△、ム印は天然Ｂを添加した
鋼また○、＠はｌｌｅ Ｊ縮原料を添加した鋼であるが
、天然Ｂ添加鋼の挙動すなわちＦＴ６による粒界上のＢ
の検出度合におよぼすＩＯＢ量と粒度の関係については
”Ｂ富化鋼と同様の結果を示している。すなわち、粒界
上の１０３の存在の有無は、１ＩＢｉｉに関係なく、＋
０３量および結晶粒度のみに依存することを示している
。また、これらの鋼について実施したクリープ試験結果
を第２図に示すが、全日量が５ ｐｐｍ以上で優れたク
リープ破断寿命を有していることがわかる。しかも、こ
の傾向は＋１３の富化には関係なく全日量で決まる。
以上のことから、＋０３量を０．４ｐｐｍ以内に低減し
かつ結晶粒度をＡ Ｓ Ｔ ！、Ｉ表示による粒度番号
がＮｏ、 ０以上の細粒にすることにより、粒界上の１
０Ｂが著しく低減されることが明らかである。また、さ
らに１１Ｂを添加しかつ１０Ｂ 量、結晶粒度を上述の
ように制御することにより、粒界上の１０３を低減した
ままで高温強度の向上に著しく効果があることも明らか
であり、そのた約の適正Ｂ量は５ ｐｐｍ以上である。
かつ結晶粒度をＡ Ｓ Ｔ ！、Ｉ表示による粒度番号
がＮｏ、 ０以上の細粒にすることにより、粒界上の１
０Ｂが著しく低減されることが明らかである。また、さ
らに１１Ｂを添加しかつ１０Ｂ 量、結晶粒度を上述の
ように制御することにより、粒界上の１０３を低減した
ままで高温強度の向上に著しく効果があることも明らか
であり、そのた約の適正Ｂ量は５ ｐｐｍ以上である。
なお、本発明において、＋０３を０．００００４以下に
低減する具体的方法としては、例えば金属材料の製錬工
程の末期で脱Ｂ製錬を行うことにより達成し得る。また
、＋１３を富化した金属材料の製造方法としては、例え
ば＋１３を高濃度に富化した原料を添加する方法、ある
いはそれを添加抜脱Ｂ精諌を行い、さらに１１３を富化
したＢを添加することにより１０Ｂを低減し、かつ所定
のＢ量を含有させることができる。
低減する具体的方法としては、例えば金属材料の製錬工
程の末期で脱Ｂ製錬を行うことにより達成し得る。また
、＋１３を富化した金属材料の製造方法としては、例え
ば＋１３を高濃度に富化した原料を添加する方法、ある
いはそれを添加抜脱Ｂ精諌を行い、さらに１１３を富化
したＢを添加することにより１０Ｂを低減し、かつ所定
のＢ量を含有させることができる。
また、結晶粒度は例えば金属材料の加工、熱処理工程に
おいて、加工条件、熱処理条件の適切なる選定により調
整できる。
おいて、加工条件、熱処理条件の適切なる選定により調
整できる。
（実施例）
表３に示す金属材料を溶製後３０ｋｇ１！ｌ塊とし、熱
間圧延により２５ｍｍの厚さの阪とした。なお、原料の
Ｂは天然Ｂであり、溶解後の鋳込み時に適量づつ添加し
たものである。さらに熱処理時に溶体化温度を変化させ
ることにより結晶粒度をＮｏ、８〜−１．５に調整した
。その後、前述のようにＦＴＥ法をもちいて粒界上のＢ
を分析した。その結果を表３および第３図に示す。本発
明にかかる鋼（Ｎｏ、２−１〜９）においては、いずれ
も粒界Ｂは検出されず、粒界上の１０３の低減に極めて
有効であることが明らかである。
間圧延により２５ｍｍの厚さの阪とした。なお、原料の
Ｂは天然Ｂであり、溶解後の鋳込み時に適量づつ添加し
たものである。さらに熱処理時に溶体化温度を変化させ
ることにより結晶粒度をＮｏ、８〜−１．５に調整した
。その後、前述のようにＦＴＥ法をもちいて粒界上のＢ
を分析した。その結果を表３および第３図に示す。本発
明にかかる鋼（Ｎｏ、２−１〜９）においては、いずれ
も粒界Ｂは検出されず、粒界上の１０３の低減に極めて
有効であることが明らかである。
まｉこ、同様の金属材料について”Ｂを富化したＢ原料
を添加した結果を同様に表４および第４図に示す。ＩＩ
Ｂを富化した本発明にかかる金属材料においては、同様
に粒界Ｂが検出されず、本発明が有効であることを示し
ている。また、表３および表４の金属材料について実施
したクリープ破断試験の結果を第５図に示す。比較材は
、表３（表４）中の金属材料と同様であり、Ｂ無添加材
である。なお、分析の結果Ｂ（■添加材のＢ量；ま高、
ヤ（〕、２ｐｐｍであった。またクリープ試験条件は５
５０℃。
を添加した結果を同様に表４および第４図に示す。ＩＩ
Ｂを富化した本発明にかかる金属材料においては、同様
に粒界Ｂが検出されず、本発明が有効であることを示し
ている。また、表３および表４の金属材料について実施
したクリープ破断試験の結果を第５図に示す。比較材は
、表３（表４）中の金属材料と同様であり、Ｂ無添加材
である。なお、分析の結果Ｂ（■添加材のＢ量；ま高、
ヤ（〕、２ｐｐｍであった。またクリープ試験条件は５
５０℃。
３０ｋｇｆ／ｍｍ２ とした。＋０３または＋１３の量
比に関係なく、クリープ破断強度は全日量が５ｐｐｍ以
上で著しく向上することが明らかである。
比に関係なく、クリープ破断強度は全日量が５ｐｐｍ以
上で著しく向上することが明らかである。
（発明の効果）
以上説明したように本発明によれば、高温、中性子照射
環境下で使用される鉄系金属材料として、高温短時間強
度特性およびクリープ特性に優れたものが得られるから
、原子炉構造用材料として信頼性が向上する。
環境下で使用される鉄系金属材料として、高温短時間強
度特性およびクリープ特性に優れたものが得られるから
、原子炉構造用材料として信頼性が向上する。
第１図は、本発明にかかるＦｅ基金属祠科を説明するた
めの粒界上の１０３の存在域を示すグラフ、第２図は、
クリープ破断寿命に対するＢ添加の効果を示すグラフ、 第３図は、天然Ｂ添加Ｆｅ基金属材料の粒界Ｂの有無を
示すグラフ、 第１１図は、１１８を富化したＢを添加したＦｅ基基金
属科料粒界Ｂの有無を示すグラフ、 第５図は、クリープ寿命におよぼすＢ添加の効果を示す
グラフである。
めの粒界上の１０３の存在域を示すグラフ、第２図は、
クリープ破断寿命に対するＢ添加の効果を示すグラフ、 第３図は、天然Ｂ添加Ｆｅ基金属材料の粒界Ｂの有無を
示すグラフ、 第１１図は、１１８を富化したＢを添加したＦｅ基基金
属科料粒界Ｂの有無を示すグラフ、 第５図は、クリープ寿命におよぼすＢ添加の効果を示す
グラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、同位体の質量数が１０のＢを０．００００４ｗｔ％
以下含有し、ＡＳＴＭ表示による結晶粒度番号が０以上
を示すＦｅ基材料からなる耐中性子照射脆化特性に優れ
た鉄系金属材料。 ２、上記Ｆｅ基材料が、 ０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗｔ％、 ０．００５ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％、 ０．０１ｗｔ％≦Ｃｒ≦５ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｏ≦１．５ｗｔ％、 ０．００１ｗｔ％≦Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、Ｎ≦０．０
２０ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であること
を特徴とする特許請求の範囲１に記載の鉄系金属材料。 ３、上記Ｆｅ基材料が、 ０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗｔ％、 ０．００５ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％、 ５ｗｔ％＜Ｃｒ≦１２ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｏ≦３ｗｔ％、 ０．００１ｗｔ％≦Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、Ｎ≦０．１
０ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であること
を特徴とする特許請求の範囲１に記載の鉄系金属材料。 ４、上記Ｆｅ基材料が、 ０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗｔ％、 ０．００５ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％、 ５ｗｔ％＜Ｃｒ≦１２ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｏ≦３ｗｔ％、 ０．００１ｗｔ％≦Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、Ｎ≦０．１
０ｗｔ％を含有し、さらに、 Ｖ≦１．０ｗｔ％、Ｔｉ≦１．０ｗｔ％、Ｎｂ≦１．０
ｗｔ％、Ｗ≦１．０ｗｔ％、Ｚｒ≦０．５ｗｔ％および
Ｎｉ≦１．０ｗｔ％のうちのいずれか少なくとも１種を
任意成分として含有し、 残部がＦｅおよび不可避的不純物であことを特徴とする
特許請求の範囲１に記載の鉄系金属材料。 ５、上記Ｆｅ基材料が、 Ｃ≦０．１０ｗｔ％、Ｓｉ≦５．０ｗｔ％、Ｍｎ≦１０
．０ｗｔ％、１６ｗｔ％≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％、４．０ｗ
ｔ％≦Ｎｉ≦２２．０ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であること
を特徴とする特許請求の範囲１に記載の鉄系金属材料。 ６、上記Ｆｅ基材料が、 Ｃ≦０．１０ｗｔ％、Ｓｉ≦５．０ｗｔ％、Ｍｎ≦１０
．０ｗｔ％、１６ｗｔ％≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％、４．０ｗ
ｔ％≦Ｎｉ≦２２．０ｗｔ％ を含有し、さらに Ｍｏ≦４．０ｗｔ％、Ｖ≦１．０ｗｔ％、 Ｔｉ≦０．６ｗｔ％、Ｎｂ≦１．０ｗｔ％およびＮ≦１
２５ｗｔ％のうちのいずれか少なくとも１種を任意成分
として含有し、 残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とす
る特許請求の範囲１に記載の鉄系金属材料。 ７、上記Ｆｅ基材料が、 Ｃ≦０．１０ｗｔ％、Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、Ｍｎ≦２．
０ｗｔ％、１２ｗｔ％＜Ｃｒ≦２０ｗｔ％、を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とす
る特許請求の範囲１に記載の鉄系金属材料。 ８、上記Ｆｅ基材料が、 Ｃ≦０．１０ｗｔ％、Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、Ｍｎ≦２．
０ｗｔ％、１２ｗｔ％＜Ｃｒ≦２０ｗｔ％、を含有し、
さらに、 Ｎｉ≦３．０ｗｔ％、Ｖ≦１．０ｗｔ％、 Ｔｉ≦０．８ｗｔ％、Ｎｂ≦０．８ｗｔ％、Ｍｏ≦２．
５ｗｔ％、Ｚｒ≦０．８ｗｔ％ のうちいずれか少なくとも１種を任意成分として含有し
、残部がＦｅおよび不可避的不純物でることを特徴とす
る特許請求の範囲１記載の鉄系金属材料。 ９、上記Ｆｅ基材料が、 ０．００２ｗｔ％≦Ｃ≦０．５ｗｔ％、Ｓｉ≦２．０ｗ
ｔ％、Ｍｎ≦２．０ｗｔ％、９ｗｔ％≦Ｃｒ≦３０ｗｔ
％、２０ｗｔ％Ｎｉ≦５０ｗｔ％、Ｔｉ≦３ｗｔ％、Ａ
ｌ≦６ｗｔ％、Ｐ≦０．０４ｗｔ％、 Ｓ≦０．０１ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であること
を特徴とする特許請求の範囲１に記載の鉄系金属材料。 １０、同位体の質量数が１０のＢを０．００００４ｗｔ
％以下含有すると共に全Ｂ量では０．０００５〜０．０
０５０ｗｔ％含有し、ＡＳＴＭ表示による結晶粒度番号
が０以上を示すＦｅ基材料からなる耐中性子照射脆化特
性に優れた鉄系金属材料。 １１、上記Ｆｅ基材料が、 ０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗｔ％、 ０．００５ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％、 ０．０１ｗｔ％≦Ｃｒ≦５ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｏ≦１．５ｗｔ％、 ０．００１ｗｔ％≦Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、Ｎ≦０．０
２０ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であること
を特徴とする特許請求の範囲１０に記載の鉄系金属材料
。 １２、上記Ｆｅ基材料が、 ０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗｔ％、 ０．００５ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％、 ５ｗｔ％＜Ｃｒ≦１２ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｏ≦３ｗｔ％、 ０．００１ｗｔ％≦Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、Ｎ≦０．１
０ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であること
を特徴とする特許請求の範囲１０に記載の鉄系金属材料
。 １３、上記Ｆｅ基材料が、 ０．０２ｗｔ％≦Ｃ≦０．４ｗｔ％、 ０．００５ｗｔ％≦Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｎ≦１．５ｗｔ％、 ５ｗｔ％＜Ｃｒ≦１２ｗｔ％、 ０．１ｗｔ％≦Ｍｏ≦３ｗｔ％、 ０．００１ｗｔ％≦Ａｌ≦０．１０ｗｔ％、Ｎ≦０．１
０ｗｔ％を含有し、さらに、 Ｖ≦１．０ｗｔ％、Ｔｉ≦１．０ｗｔ％、 Ｎｂ≦１．０ｗｔ％、Ｗ≦１．０ｗｔ％、Ｚｒ≦０．５
ｗｔ％およびＮｉ≦１．０ｗｔ％のうちのいずれか少な
くとも１種を任意成分として含有し、 残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とす
る特許請求の範囲１０に記載の鉄系金属材料。 １４、上記Ｆｅ基材料が、 Ｃ≦０．１０ｗｔ％、Ｓｉ≦５．０ｗｔ％、Ｍｎ≦１０
．０ｗｔ％、１６ｗｔ％≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％、４．０ｗ
ｔ％≦Ｎｉ≦２２．０ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であること
を特徴とする特許請求の範囲１０に記載の鉄系金属材料
。 １５、上記Ｆｅ基材料が、 Ｃ≦０．１０ｗｔ％、Ｓｉ≦５．０ｗｔ％、Ｍｎ≦１０
．０ｗｔ％、１６ｗｔ％≦Ｃｒ≦２６ｗｔ％、４．０ｗ
ｔ％≦Ｎｉ≦２２．０ｗｔ％ を含有し、さらに Ｍｏ≦４．０ｗｔ％、Ｖ≦１．０ｗｔ％、 Ｔｉ≦０．６ｗｔ％、Ｎｂ≦１．０ｗｔ％およびＮ≦０
．２５ｗｔ％のうちのいずれか少なくとも１種を任意成
分として含有し、 残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とす
る特許請求の範囲１０に記載の鉄系金属材料。 １６、上記Ｆｅ基材料が、 Ｃ≦０．１０ｗｔ％、Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、Ｍｎ≦２．
０ｗｔ％、１２ｗｔ％＜Ｃｒ≦２０ｗｔ％、を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とす
る特許請求の範囲１０に記載の鉄系金属材料。 １７、上記Ｆｅ基材料が、 Ｃ≦０．１０ｗｔ％、Ｓｉ≦１．０ｗｔ％、Ｍｎ≦２．
０ｗｔ％、１２ｗｔ％＜Ｃｒ≦２０ｗｔ％、を含有し、
さらに、 Ｎｉ≦３．０ｗｔ％、Ｖ≦１．０ｗｔ％、 Ｔｉ≦０．８ｗｔ％、Ｎｂ≦０．８ｗｔ％、Ｍｏ≦２．
５ｗｔ％、Ｚｒ≦０．８ｗｔ％ のうちいずれか少なくとも１種を任意成分として含有し
、 残部がＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とす
る特許請求の範囲１０に記載の鉄系金属材料。 １８、上記Ｆｅ基材料が、 ０．００２ｗｔ％≦Ｃ≦０．５ｗを％、 Ｓｉ≦２．０ｗｔ％、Ｍｎ≦２．０ｗｔ％、９ｗｔ％≦
Ｃｒ≦３０ｗｔ％、 ２０ｗｔ％≦Ｎｉ≦５０ｗｔ％、Ｔｉ≦３ｗｔ％、Ａｌ
≦６ｗｔ％、Ｐ≦０．０４ｗｔ％、 Ｓ≦０．０１ｗｔ％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であること
を特徴とする特許請求の範囲１０に記載の鉄系金属材料
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60227653A JPS6289840A (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 耐中性子照射脆化特性に優れた鉄系金属材料 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60227653A JPS6289840A (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 耐中性子照射脆化特性に優れた鉄系金属材料 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6289840A true JPS6289840A (ja) | 1987-04-24 |
| JPH0425342B2 JPH0425342B2 (ja) | 1992-04-30 |
Family
ID=16864233
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60227653A Granted JPS6289840A (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 耐中性子照射脆化特性に優れた鉄系金属材料 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6289840A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01111849A (ja) * | 1987-10-22 | 1989-04-28 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 化学反応管用耐熱鋼 |
| JPH0372054A (ja) * | 1989-08-11 | 1991-03-27 | Hitachi Ltd | 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 |
| JP2016537656A (ja) * | 2013-11-19 | 2016-12-01 | ジョイント ストック カンパニー“アクメ−エンジニアリング” | 燃料棒被覆管、燃料棒及び燃料集合体 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
-
1985
- 1985-10-15 JP JP60227653A patent/JPS6289840A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01111849A (ja) * | 1987-10-22 | 1989-04-28 | Sanyo Special Steel Co Ltd | 化学反応管用耐熱鋼 |
| JPH0416540B2 (ja) * | 1987-10-22 | 1992-03-24 | Sanyo Tokushu Seiko Kk | |
| JPH0372054A (ja) * | 1989-08-11 | 1991-03-27 | Hitachi Ltd | 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 |
| JP2016537656A (ja) * | 2013-11-19 | 2016-12-01 | ジョイント ストック カンパニー“アクメ−エンジニアリング” | 燃料棒被覆管、燃料棒及び燃料集合体 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0425342B2 (ja) | 1992-04-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3514182B2 (ja) | 高温強度と靱性に優れた低Ｃｒフェライト系耐熱鋼およびその製造方法 | |
| JPH0621323B2 (ja) | 耐食、耐酸化性に優れた高強度高クロム鋼 | |
| JPWO2006112428A1 (ja) | 低合金鋼 | |
| US4049431A (en) | High strength ferritic alloy | |
| EP1930460B1 (en) | Low alloy steel | |
| JP2970955B2 (ja) | 耐カッパーチェッキング性に優れた高クロムフェライト系耐熱鋼 | |
| US3807991A (en) | Ferritic stainless steel alloy | |
| JP2018031028A (ja) | Ｆｅ−Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ合金とその製造方法 | |
| GB2220675A (en) | Low cobalt-containing margaging steel with improved toughness | |
| Wright | Toughness of ferritic stainless steels | |
| US3401036A (en) | Valve steel | |
| US3453102A (en) | High strength,ductile maraging steel | |
| JPS619560A (ja) | 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 | |
| JP3237137B2 (ja) | 溶接熱影響部の強度低下の小さい高クロムフェライト耐熱鋼 | |
| JPS6289840A (ja) | 耐中性子照射脆化特性に優れた鉄系金属材料 | |
| JP2003286543A (ja) | 長時間クリープ特性に優れた高強度低Ｃｒフェライト系ボイラ用鋼管およびその製造方法 | |
| JPS61113749A (ja) | 油井用高耐食性合金 | |
| EP0921206B1 (en) | Austenitic stainless steel with good oxidation resistance | |
| JPH10310820A (ja) | 低温靭性とクリープ強度に優れた核融合炉用鋼の製造方法 | |
| JP3938068B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼溶接金属 | |
| FI127450B (en) | Martensitic stainless steel and process for its manufacture | |
| US2677610A (en) | High temperature alloy steel and articles made therefrom | |
| Lula | Toughness of ferritic stainless steels | |
| JP2002173721A (ja) | 機械構造物用Ｎｉ基合金 | |
| JPH0468374B2 (ja) |