JPS6289854A - 耐中性子照射脆化特性に優れた耐熱合金の製造方法 - Google Patents
耐中性子照射脆化特性に優れた耐熱合金の製造方法Info
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- JPS6289854A JPS6289854A JP22765585A JP22765585A JPS6289854A JP S6289854 A JPS6289854 A JP S6289854A JP 22765585 A JP22765585 A JP 22765585A JP 22765585 A JP22765585 A JP 22765585A JP S6289854 A JPS6289854 A JP S6289854A
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- alloy
- embrittlement
- heat
- resistant alloy
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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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (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たとえば高速
増殖炉(F 13 R)や、核融合炉(FER)等、原
子炉圧力容器用構造材料どして使用される耐熱合金に関
し、特に耐中性子照rAIIf9化特性に帰れた超耐熱
合金の有利な製造方法について提案するものである。
増殖炉(F 13 R)や、核融合炉(FER)等、原
子炉圧力容器用構造材料どして使用される耐熱合金に関
し、特に耐中性子照rAIIf9化特性に帰れた超耐熱
合金の有利な製造方法について提案するものである。
(従来の技術)
上記FBRやF E R等の原子炉用構造材料としては
、従来Or、Ni等を多量に含有する耐熱合金が使用さ
れている。
、従来Or、Ni等を多量に含有する耐熱合金が使用さ
れている。
ところが、かかる耐熱合金中には、合金成分として2〜
3 ppmのボロン(B)を含有(特に添加を意図して
いなくても通常の製鋼過程で不純物して不可避的に混人
覆る)されていることは知られている。このような不可
避的に混入したボロンあるいは合金成分として添加した
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。すなわち、天然のボロンは、2種の放射性同位
元素10 BおよびII Bから構成されており、その
うらのIll Bは中性子照射により”8 (n 、(
2)’ Li核反応が生じ、103が崩壊してHeガス
を生成する。
3 ppmのボロン(B)を含有(特に添加を意図して
いなくても通常の製鋼過程で不純物して不可避的に混人
覆る)されていることは知られている。このような不可
避的に混入したボロンあるいは合金成分として添加した
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。すなわち、天然のボロンは、2種の放射性同位
元素10 BおよびII Bから構成されており、その
うらのIll Bは中性子照射により”8 (n 、(
2)’ Li核反応が生じ、103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やすい傾向に
あるボロン化合物から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
マテリアルズ(J ournal of N uc
lear lvl aterials) 16< ’
65> 68−73J 従来、上述したクリープ脆化を防止する技術が幾つか提
案されており、例えば特開昭53−88499号では、
合金中の103の絶対ωを低減させることを提案してい
るし、また[ジャー写ルオブ マテリアルズ(J ou
rnal of M aterials)No 、
103. 104(1981) I)845Jでは
、生成したト1e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。
あるボロン化合物から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
マテリアルズ(J ournal of N uc
lear lvl aterials) 16< ’
65> 68−73J 従来、上述したクリープ脆化を防止する技術が幾つか提
案されており、例えば特開昭53−88499号では、
合金中の103の絶対ωを低減させることを提案してい
るし、また[ジャー写ルオブ マテリアルズ(J ou
rnal of M aterials)No 、
103. 104(1981) I)845Jでは
、生成したト1e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;IU]ち製造に当ってIOBの量が自然存
在比よりも高いB含有原料を使わ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るという欠点(特開
昭53−88499@)、および実用化が困難である(
f−1e トラップ法)というところにあり、 そして、本発明の目的は、ボロンを含有する耐熱合金を
熱中性子照射を受ける原子炉構成材料として使用する場
合に、103の存在に起因する(n。
える問題点;IU]ち製造に当ってIOBの量が自然存
在比よりも高いB含有原料を使わ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るという欠点(特開
昭53−88499@)、および実用化が困難である(
f−1e トラップ法)というところにあり、 そして、本発明の目的は、ボロンを含有する耐熱合金を
熱中性子照射を受ける原子炉構成材料として使用する場
合に、103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ものを、
煩雑な工程を経ることなく、安価にかつ実用的に製造す
る有利な方法について提案することにある。
煩雑な工程を経ることなく、安価にかつ実用的に製造す
る有利な方法について提案することにある。
(問題点を解決するための手段)
本発明音らは、通常の製造過程(所定量のボロンが不可
避的に混入してくる)を経て得られる耐熱合金を使用し
てボロンの影響について検討した。
避的に混入してくる)を経て得られる耐熱合金を使用し
てボロンの影響について検討した。
その結果、10Bを含有する耐熱合金であっても、それ
が固溶状態で粒界に存在しなければ、脆化しないという
現象があることを知見し、該合金中に存在するボロンを
粒内に析出分散させることに想到した。
が固溶状態で粒界に存在しなければ、脆化しないという
現象があることを知見し、該合金中に存在するボロンを
粒内に析出分散させることに想到した。
しかも、初期の段階で、Bの存在位置を粒内に分散させ
ておけば、たとえ上記該変換によりHeガスが生成して
も粒内のことであるから高温強度への悪影賢も小さい。
ておけば、たとえ上記該変換によりHeガスが生成して
も粒内のことであるから高温強度への悪影賢も小さい。
もちろん生成Heが粒界へ移動して凝集するおそれもあ
るが、通常の粒界偏在型に比べるとはるかにその移動速
度は小さい。
るが、通常の粒界偏在型に比べるとはるかにその移動速
度は小さい。
その結果、クリープ脆化現象が長時間側あるいは重照射
側へ移行し、高温強度が改善されることが予測された。
側へ移行し、高温強度が改善されることが予測された。
そこで、所定の成分組成の耐熱合金について、ボロンの
粒界偏析、析出挙動について検討し、ボロンを粒内に微
細に分散させるための熱処理技術に着目して研究したと
ころ、次のような手段が好適であることをつきとめた。
粒界偏析、析出挙動について検討し、ボロンを粒内に微
細に分散させるための熱処理技術に着目して研究したと
ころ、次のような手段が好適であることをつきとめた。
すなわち、下記範囲内の成分組成を有する耐熱合金の熱
処理条件について検討した結果、鋳造、鍛造や圧延の模
、あるいは鍛造や圧延の途中に、900℃以下の温度域
で相当ひずみ団5%以上の加工を施した後、700〜9
00℃の温度に5分以上保持してBの窒化物を析出させ
、いったん冷却するか又は冷却させず、さらにその後B
窒化物の析出処理温度より高い800〜1000℃の温
度に1分以上保持する熱処理を施せば、ボロンを粒内に
分散させて粒界のBftを低減することが可能であるこ
とが判った。
処理条件について検討した結果、鋳造、鍛造や圧延の模
、あるいは鍛造や圧延の途中に、900℃以下の温度域
で相当ひずみ団5%以上の加工を施した後、700〜9
00℃の温度に5分以上保持してBの窒化物を析出させ
、いったん冷却するか又は冷却させず、さらにその後B
窒化物の析出処理温度より高い800〜1000℃の温
度に1分以上保持する熱処理を施せば、ボロンを粒内に
分散させて粒界のBftを低減することが可能であるこ
とが判った。
本発明が適用される耐熱合金の成分組成は、0.002
wt%≦C≦0.5wt%、Si 52.0wt%、M
n≦2.0wt%、9wt%≦Cr≦30wt%、N1
520w【%、TiS2.5wt%、Al≦0.5wt
%、Fe≦50wt%、P≦0.04wt%およびS≦
0.oiwt%を含み、そしてNおよびBにつき、Ti
、AlおよびCとの関連で、 T(≦4・Cのとき、 N≧Al/2B≦IIAl/
2 Ti>4・Cのとき、 N上Al/2+ (Ti−4
・C)/4B≦N−Al/2− (Ti −4・C)/
4を含有する合金である。
wt%≦C≦0.5wt%、Si 52.0wt%、M
n≦2.0wt%、9wt%≦Cr≦30wt%、N1
520w【%、TiS2.5wt%、Al≦0.5wt
%、Fe≦50wt%、P≦0.04wt%およびS≦
0.oiwt%を含み、そしてNおよびBにつき、Ti
、AlおよびCとの関連で、 T(≦4・Cのとき、 N≧Al/2B≦IIAl/
2 Ti>4・Cのとき、 N上Al/2+ (Ti−4
・C)/4B≦N−Al/2− (Ti −4・C)/
4を含有する合金である。
なお、本発明にがかるB含有合金についての上記熱処理
(Bの位置制御)は、1f13.IIBの別に関係がな
いから、クリープ脆化の原因となる10 Bを、粒内に
析出分散させるのに当然有効に作用するものである。
(Bの位置制御)は、1f13.IIBの別に関係がな
いから、クリープ脆化の原因となる10 Bを、粒内に
析出分散させるのに当然有効に作用するものである。
(作 用)
始めに本発明が適用される耐熱合金についてその成分組
成の範囲と限定の理由について述べる。
成の範囲と限定の理由について述べる。
C;Cの含有量は0.002wt%(以下は単に「%」
で表示する)未満だと耐熱材料として、必要な高温強度
を得るこが困難である。また、Cは多ければ多いほど高
温強度が高くなるが、0.5%を超えて添加してもその
効果は飽和する。従って、0.002%以上、0.5%
以下の範囲とした。
で表示する)未満だと耐熱材料として、必要な高温強度
を得るこが困難である。また、Cは多ければ多いほど高
温強度が高くなるが、0.5%を超えて添加してもその
効果は飽和する。従って、0.002%以上、0.5%
以下の範囲とした。
3i ;3iは耐酸化性を向上さける元素であるが、
2%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。従って、2%を上限とした。
2%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。従って、2%を上限とした。
Mn:MnはA−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%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。
Niの代替として使用される。しかしながら、2%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%を上限とした。
PDP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、圧延等の熱間加工が困難となる。そこ
で、0.04%を上限とした。
を超えると鍛造、圧延等の熱間加工が困難となる。そこ
で、0.04%を上限とした。
SO3もPと同様に熱間加工性をg1害する元素であり
、0.01%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。
、0.01%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:Crは耐酸化性を向上させる元素であるが、9%
未満では効果がなく、30%を超えて添加しても効果が
飽和し、しかもσ(■の析出が容易になるので、9%以
上、30%以下とした。
未満では効果がなく、30%を超えて添加しても効果が
飽和し、しかもσ(■の析出が容易になるので、9%以
上、30%以下とした。
Ni :Niはオーステナイトを安定化させる元素で
あり、その含有量が少ないとフェライト層が出現し高温
強度が低くなる。そこで、20%以上とした。
あり、その含有量が少ないとフェライト層が出現し高温
強度が低くなる。そこで、20%以上とした。
Fe:Feは高温強度を低下させる金属であり、50%
を超えて添加させると強度が著しく低下する。そこで、
50%以下とした。
を超えて添加させると強度が著しく低下する。そこで、
50%以下とした。
Af;△℃は脱酸剤として通常添加されるが、0.5%
を超えて添加すると、BNとして析出するのに必要なN
ff1が少なくなり、本発明の効果が小さくなるので、
上限を0.5%とした。
を超えて添加すると、BNとして析出するのに必要なN
ff1が少なくなり、本発明の効果が小さくなるので、
上限を0.5%とした。
Ti +Tiは炭素を固定させるために添加されるが
、0.5%を超えて添加すると、BNとして析出するに
必要なNff1が少なくなり、本発明の効果が小さくな
る。
、0.5%を超えて添加すると、BNとして析出するに
必要なNff1が少なくなり、本発明の効果が小さくな
る。
次に、N a3よびBの吊について、Tie3よびAf
との関連で次のように、限定される。
との関連で次のように、限定される。
Ti ≦4・Cのとさ・・・ N≧A、C,’2B≦
N−AR/2 TI〉4・Cのとさ・・・ N≧AJ2/ 2+ (
Ti −4・C)/、IB≦N−Af/2−(Ti−4
・C)/4かかるNωについての上・下限は、NはAf
およびTiと結合して窒化物を形成しやすい元素である
。従って、その吊がTi 、 Af!、どの関連で上記
の量より少ないと、BNとして結合させるべき有効N/
flが不足づることになる。
N−AR/2 TI〉4・Cのとさ・・・ N≧AJ2/ 2+ (
Ti −4・C)/、IB≦N−Af/2−(Ti−4
・C)/4かかるNωについての上・下限は、NはAf
およびTiと結合して窒化物を形成しやすい元素である
。従って、その吊がTi 、 Af!、どの関連で上記
の量より少ないと、BNとして結合させるべき有効N/
flが不足づることになる。
なお、TiはNを固定するのに有効な元素であり、TI
Cとなった残りのTiがTINとなる。
Cとなった残りのTiがTINとなる。
従ってTi−4・ChXNを固定する11足となる。
そこで本発明においては、Ti−4・CがΩになったと
きは、Nを固定するTiが実質上無いことになるから、
NおよびBに与える影響も異なるから上記のように区別
して考えた。
きは、Nを固定するTiが実質上無いことになるから、
NおよびBに与える影響も異なるから上記のように区別
して考えた。
また、Rfdについても同様に上記の吊を超えるとBN
として固定されず、粒界に8!li体として(1析する
傾向になるから上述のように限定される。
として固定されず、粒界に8!li体として(1析する
傾向になるから上述のように限定される。
次に、本発明の特徴である熱処理条件について説明する
。
。
■ 900℃以下の温度で5%以上の加工を施す理由は
、まず100〜900℃でボロン窒化物の析出処理をし
た後に粒界を移動させるために800℃〜1000℃の
温度で熱処理を施すが、前記温度が900℃を超える温
度だと、たとえ加工を加えても粒界の移動が小さく、ま
た、5%未満の加工量でも粒界の移動は小さい。・その
結果BNを粒内に固定させておくという効果が小さくな
るからである。したがって、初期熱処理は900℃以下
の温度で5%以上の加工を施す方法とした。
、まず100〜900℃でボロン窒化物の析出処理をし
た後に粒界を移動させるために800℃〜1000℃の
温度で熱処理を施すが、前記温度が900℃を超える温
度だと、たとえ加工を加えても粒界の移動が小さく、ま
た、5%未満の加工量でも粒界の移動は小さい。・その
結果BNを粒内に固定させておくという効果が小さくな
るからである。したがって、初期熱処理は900℃以下
の温度で5%以上の加工を施す方法とした。
■ 次いで、初期熱処理を終った合金は700〜900
℃の温度に5分以上保持する。この処理温度および時間
の限定は、これらの範囲を外れると、8Nが析出せず、
特に5分以上保持するのは、上記温度範囲でも5分未満
ではBNが析出しないためである。なお、BN析出処理
温度は、粒界移動温度より低い温度でなされることが望
ましい。なぜならば、粒界移動温度以下で熱処理を施す
と、BNは新たに形成された粒界に析出してしまい効果
が低減するからである。
℃の温度に5分以上保持する。この処理温度および時間
の限定は、これらの範囲を外れると、8Nが析出せず、
特に5分以上保持するのは、上記温度範囲でも5分未満
ではBNが析出しないためである。なお、BN析出処理
温度は、粒界移動温度より低い温度でなされることが望
ましい。なぜならば、粒界移動温度以下で熱処理を施す
と、BNは新たに形成された粒界に析出してしまい効果
が低減するからである。
■ 最後に800℃〜1000℃の温度に1分以上保持
する熱処理を施すのは、Bは粒界に偏析しやすい元素で
あるから、前述までの処理においてはボロンは粒界にB
Nとして存在している。そこで、800℃〜1000℃
、1分以上の熱処理を施すことにより、粒界を確実に移
動させるのである。
する熱処理を施すのは、Bは粒界に偏析しやすい元素で
あるから、前述までの処理においてはボロンは粒界にB
Nとして存在している。そこで、800℃〜1000℃
、1分以上の熱処理を施すことにより、粒界を確実に移
動させるのである。
800℃、1分未満では粒界の移動が起こらず、100
0℃を超えるとBNが分解し、再び、粒界に偏析する。
0℃を超えるとBNが分解し、再び、粒界に偏析する。
したがって、800℃〜1000℃、1分以上に限定す
る。
る。
(実施例)
族19表2に示す3種の耐熱合金について、真空溶解炉
で100kg00kg小型インボッ製し、25n+mの
厚さに熱間圧延し、最終圧延バス温度を850℃。
で100kg00kg小型インボッ製し、25n+mの
厚さに熱間圧延し、最終圧延バス温度を850℃。
1000℃として、そのときの圧延量を相当ひずみ量で
2.5%、5%とし、直ちに表3に示す析出処理を施し
たのら、さらに粒界移動のための再熱処理を施した。ま
た、熱処理によるlfi 3の存在位置の゛変化をとら
えるために、フィッショントラックエッチング法(FT
E法:合金中の103は中性子照射による核変換時にα
線を出すが、それをフィルムにとらえて、Ill [3
の位置分析を行う手段)を用いて103の存在を画像化
し、ざらに粒界と粒内の像のi比を面積率により定植化
した。
2.5%、5%とし、直ちに表3に示す析出処理を施し
たのら、さらに粒界移動のための再熱処理を施した。ま
た、熱処理によるlfi 3の存在位置の゛変化をとら
えるために、フィッショントラックエッチング法(FT
E法:合金中の103は中性子照射による核変換時にα
線を出すが、それをフィルムにとらえて、Ill [3
の位置分析を行う手段)を用いて103の存在を画像化
し、ざらに粒界と粒内の像のi比を面積率により定植化
した。
表3かられかるように、本発明の製造方法においてのみ
、粒界に存在する+o Bが減少した。したがってこの
ような方法により得られた合金は、中f1子照劃環境下
においても、+o 3 (n +α)71iの核反応に
よるHeガスの粒界への生成量は少なく、脆化を低減で
きることが確認できた。
、粒界に存在する+o Bが減少した。したがってこの
ような方法により得られた合金は、中f1子照劃環境下
においても、+o 3 (n +α)71iの核反応に
よるHeガスの粒界への生成量は少なく、脆化を低減で
きることが確認できた。
なお、粒内の8析出物について同定した結果、これらは
B Nであることが判明した。
B Nであることが判明した。
〈発明の効果)
以上説明したように、本発明によれば、中性子照射を受
けてもクリープ脆化を起すことのない耐熱合金を、比較
的容易にかつ安価に製造することができる。
けてもクリープ脆化を起すことのない耐熱合金を、比較
的容易にかつ安価に製造することができる。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、0.002wt%≦C≦0.5wt%、Si≦2.
0wt%、Mn≦2.0wt%、9wt%≦Cr≦30
wt%、Ni≧20wt%、Ti≦0.5wt%、Al
≦0.5wt%、Fe≦50wt%、P≦0.04wt
%およびS≦0.01wt%を含み、そしてNおよびB
につき、Ti、AlおよびCとの関連で、 Ti≦4・Cのとき、N≧Al/2 B≦N−Al/2 Ti>4・Cのとき、N≧Al/2+(Ti−4・C)
/4B≦N−Al/2−(Ti−4・C)/4 を含有させた成分組成の合金を900℃以下の温度域に
おいて相当ひずみ量で5%以上の加工を施してから70
0〜900℃の温度に5分以上保持し、その後、800
〜1000℃の温度に加熱して1分以上保持する熱処理
を行うことを特徴とする耐中性子照射脆化特性に優れた
耐熱合金の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22765585A JPS6289854A (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 耐中性子照射脆化特性に優れた耐熱合金の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP22765585A JPS6289854A (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 耐中性子照射脆化特性に優れた耐熱合金の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6289854A true JPS6289854A (ja) | 1987-04-24 |
JPH0424421B2 JPH0424421B2 (ja) | 1992-04-27 |
Family
ID=16864264
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP22765585A Granted JPS6289854A (ja) | 1985-10-15 | 1985-10-15 | 耐中性子照射脆化特性に優れた耐熱合金の製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6289854A (ja) |
Cited By (2)
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 |
JP2009036379A (ja) * | 2008-09-26 | 2009-02-19 | Jtekt Corp | 転がり軸受 |
-
1985
- 1985-10-15 JP JP22765585A patent/JPS6289854A/ja active Granted
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 |
JPH0416540B2 (ja) * | 1987-10-22 | 1992-03-24 | Sanyo Tokushu Seiko Kk | |
JP2009036379A (ja) * | 2008-09-26 | 2009-02-19 | Jtekt Corp | 転がり軸受 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0424421B2 (ja) | 1992-04-27 |
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