JPH01272746A - 延性と靭性に優れた原子炉用分散強化フェライト鋼 - Google Patents
延性と靭性に優れた原子炉用分散強化フェライト鋼Info
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- JPH01272746A JPH01272746A JP10229888A JP10229888A JPH01272746A JP H01272746 A JPH01272746 A JP H01272746A JP 10229888 A JP10229888 A JP 10229888A JP 10229888 A JP10229888 A JP 10229888A JP H01272746 A JPH01272746 A JP H01272746A
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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】
〈産業上の利用分野〉
本発明は、優れた高温強度を有し、しかも延性および靭
性に優れた原子炉用分散強化フェライト鋼に関するもの
である。
性に優れた原子炉用分散強化フェライト鋼に関するもの
である。
本発明の分散強化フェライト鋼は、原子炉、特に高速増
殖炉の炉心で使用される炉心構成要素（例えば、燃料集
合体、制御棒、反射体等）や高速炉の機器構造物（例え
ば、機器容器部材、冷却系配管部材）などに好ましく利
用できる。
殖炉の炉心で使用される炉心構成要素（例えば、燃料集
合体、制御棒、反射体等）や高速炉の機器構造物（例え
ば、機器容器部材、冷却系配管部材）などに好ましく利
用できる。
〈従来技術〉
原子炉、特に高速増殖炉の炉心構成部材に用いられる材
料には、高温強度、ナトリウムとの共存性、耐中性子照
射特性、加工性、溶接性、燃料との相互作用など様々な
特性が要求されるが、特に高温強度と耐中性子照射特性
がその使用寿命を決定する上で重要である。
料には、高温強度、ナトリウムとの共存性、耐中性子照
射特性、加工性、溶接性、燃料との相互作用など様々な
特性が要求されるが、特に高温強度と耐中性子照射特性
がその使用寿命を決定する上で重要である。
従来より炉心部材としては５ＵＳ３０４や３１６などの
オーステナイトステンレス鋼が用いられてきたが、耐ス
エリング性や照射クリープ特性など高速中性子に対する
耐久性に限界があり、燃料の長寿命化を達成するには適
していないことが明らかになっている。
オーステナイトステンレス鋼が用いられてきたが、耐ス
エリング性や照射クリープ特性など高速中性子に対する
耐久性に限界があり、燃料の長寿命化を達成するには適
していないことが明らかになっている。
一方、フェライト鋼はオーステナイトステンレス鋼に比
べ、格段に優れた耐照射特性を有するものの、高温強度
が低い欠点がある。高温強度向上の方法の一つとして、
微細酸化物粒子による分散強化法が古くより知られてい
る。この方法を用いたフェライト鋼としては「液体金属
高速中性子増殖炉用の分散強化フェライト型合金」 （
特公昭６０−８２９６号、以下先行特許という）があり
、高温クリープ破断強度と耐中性子照射特性に優れたも
のが得られている。
べ、格段に優れた耐照射特性を有するものの、高温強度
が低い欠点がある。高温強度向上の方法の一つとして、
微細酸化物粒子による分散強化法が古くより知られてい
る。この方法を用いたフェライト鋼としては「液体金属
高速中性子増殖炉用の分散強化フェライト型合金」 （
特公昭６０−８２９６号、以下先行特許という）があり
、高温クリープ破断強度と耐中性子照射特性に優れたも
のが得られている。
〈発明が解決しようとする課題〉
しかし、上記先行特許による合金は強度が高い反面、延
性が低く、また延性・脆性遷移温度が２０℃付近と高い
ため、即ち室温での衝撃値が著しく低いため、わずか１
０数％程度の冷間圧延で割れが生ずる。その結果、高速
炉の炉心部材、例えば燃料被覆管あるいはラッパー管な
どの高い寸法精度が要求される薄肉管の経済的な製管は
、上記先行特許による合金では困難である。
性が低く、また延性・脆性遷移温度が２０℃付近と高い
ため、即ち室温での衝撃値が著しく低いため、わずか１
０数％程度の冷間圧延で割れが生ずる。その結果、高速
炉の炉心部材、例えば燃料被覆管あるいはラッパー管な
どの高い寸法精度が要求される薄肉管の経済的な製管は
、上記先行特許による合金では困難である。
さらに高速炉の使用温度３５０〜７００℃において亀裂
が極めて伝播しやすい低延性材料であり、分散強化材本
来の特性が生かされていない。
が極めて伝播しやすい低延性材料であり、分散強化材本
来の特性が生かされていない。
そこで本発明は、高速増殖炉の炉心部材として要求され
る性質、すなわち高温強度や耐スエリング性に優れ、し
かも延性、靭性、製管性なども良好な分散強化フェライ
ト鋼を提供することを目的としてなされたものである。
る性質、すなわち高温強度や耐スエリング性に優れ、し
かも延性、靭性、製管性なども良好な分散強化フェライ
ト鋼を提供することを目的としてなされたものである。
く課題を解決するための手段〉
すなわち、本発明の延性と靭性に優れた原子炉用分散強
化フェライト胴の第１の実施態様は、重量％でＣ：０．
１％以下、Ｓｉ：０．１％以下。
化フェライト胴の第１の実施態様は、重量％でＣ：０．
１％以下、Ｓｉ：０．１％以下。
Ｍｎ：０．１％以下、 Ｃｒ ： １２〜２０％、Ｍｏ
＋Ｗ＝０．１〜４．４％、Ｏ（Ｙ２Ｏ３およびＴ ｉＯ
２分は除く）：０．０１％以下、残部がＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ平均粒径１０００Å以下のＹ２
Ｏ３とＴ １０２による複合酸化物粒子がＹ２Ｏ３＋Ｔ
ｉＯ２：０．１〜１，０％２分子比ではＴｉＯ／Ｙ２Ｏ
３−０，５〜２．０の範囲で基地（マトリックス）に均
一に分散されているフェライト単相あるいはフェライト
／マルテンサイト２相組織であることを特徴とするもの
である。
＋Ｗ＝０．１〜４．４％、Ｏ（Ｙ２Ｏ３およびＴ ｉＯ
２分は除く）：０．０１％以下、残部がＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ平均粒径１０００Å以下のＹ２
Ｏ３とＴ １０２による複合酸化物粒子がＹ２Ｏ３＋Ｔ
ｉＯ２：０．１〜１，０％２分子比ではＴｉＯ／Ｙ２Ｏ
３−０，５〜２．０の範囲で基地（マトリックス）に均
一に分散されているフェライト単相あるいはフェライト
／マルテンサイト２相組織であることを特徴とするもの
である。
さらに本発明の延性と靭性に優れた原子炉用分散強化フ
ェライト鋼の第２の実施態様は、重量％でＣ： ０．０
５〜０．２５％、Ｓｉ：０．１％以下。
ェライト鋼の第２の実施態様は、重量％でＣ： ０．０
５〜０．２５％、Ｓｉ：０．１％以下。
Ｍｎ：０．１％以下、Ｃｒ：８〜１２％（但し、１２％
は含まず）、Ｍｏ＋Ｗ：０．１〜４．０％、Ｏ（Ｙ Ｏ
およびＴ ｉＯ２分は除く）：０．０１χ以下、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなり、カッ平均粒径１ｏ０
０Å以下ノＹ ２０３ ）ニー Ｔ Ｉ Ｏ２による複
合酸化物粒子がＹ Ｏ＋ Ｔ Ｉ Ｏ２−０，１〜１
．０％１分子比でＴｉＯ７／ Ｙ ２０３ ＝０．５〜
２，０の範囲で基地に均一に分散されている焼戻しマル
テンサイト単相組織であることを特徴とするものである
。
は含まず）、Ｍｏ＋Ｗ：０．１〜４．０％、Ｏ（Ｙ Ｏ
およびＴ ｉＯ２分は除く）：０．０１χ以下、残部が
Ｆｅおよび不可避不純物からなり、カッ平均粒径１ｏ０
０Å以下ノＹ ２０３ ）ニー Ｔ Ｉ Ｏ２による複
合酸化物粒子がＹ Ｏ＋ Ｔ Ｉ Ｏ２−０，１〜１
．０％１分子比でＴｉＯ７／ Ｙ ２０３ ＝０．５〜
２，０の範囲で基地に均一に分散されている焼戻しマル
テンサイト単相組織であることを特徴とするものである
。
以下、本発明の分散強化フェライト鋼の化学成分および
その限定理由について述べる。このうちＹ２Ｏ３とＴ
ｉＯ２の複合添加が本発明の最重要ポイントである。
その限定理由について述べる。このうちＹ２Ｏ３とＴ
ｉＯ２の複合添加が本発明の最重要ポイントである。
Ｙ２Ｏ３は、基地に均一分散されることによりクリープ
破断強度を向上させる効果を有する最も重要な成分であ
る。しかしながら、Ｙ２Ｏ３単独では、基地に間溶する
少量のＳｉやＭｎ等と容易に複合酸化物を形成して粗大
化しやすくなる。また、Ｙ２Ｏ３そのものは基地との整
合性が悪く、Ｙ２Ｏ３を多量に添加してもクリープ破断
強度は向上せず、むしろ延性や靭性が低下する。
破断強度を向上させる効果を有する最も重要な成分であ
る。しかしながら、Ｙ２Ｏ３単独では、基地に間溶する
少量のＳｉやＭｎ等と容易に複合酸化物を形成して粗大
化しやすくなる。また、Ｙ２Ｏ３そのものは基地との整
合性が悪く、Ｙ２Ｏ３を多量に添加してもクリープ破断
強度は向上せず、むしろ延性や靭性が低下する。
Ｙ ＯとＴ ｉＯ２の安定な複合添加物Ｙ２Ｏ３・Ｔｉ
Ｏ２を形成させて初めて高い強度が得られる。
Ｏ２を形成させて初めて高い強度が得られる。
複合添加物Ｙ Ｏ−ＴｉＯ２即ち
Ｙ ＴｉＯｓは、基地合金組成粉末とＹ２Ｏ３微粉末
を機械的に混合する過程においてＴ ｉＯ２微粉末を添
加することにより形成される。Ｙ２Ｏ３単独よりもＹ２
Ｏ３・Ｔ ｉＯ２のほうがエネルギー上安定であるため
、混合時にすべてのＹ２Ｏ３とＴｉＯ２が反応する。ま
た、あらかじめ調製されたＹ Ｏ・Ｔ ｉ Ｏ２複合酸
化物を使用することら可能である。
を機械的に混合する過程においてＴ ｉＯ２微粉末を添
加することにより形成される。Ｙ２Ｏ３単独よりもＹ２
Ｏ３・Ｔ ｉＯ２のほうがエネルギー上安定であるため
、混合時にすべてのＹ２Ｏ３とＴｉＯ２が反応する。ま
た、あらかじめ調製されたＹ Ｏ・Ｔ ｉ Ｏ２複合酸
化物を使用することら可能である。
前述した先行特許においても「イツトリア（Ｙ２０ｓ
）は組成物中の他の成分たとえばチタンと結合してＹ２
Ｔｉ２０７のような相を形成することができる。」と記
載されている。しかし、この方法では、基地中に固溶し
たＴｉとＹ２Ｏ３粒子が反応して複合酸化物ができるた
め、複合酸化物の組成が不均一となり、Ｔｉ濃度の高い
ものや不足したものが生じる。このような酸化物は、か
えって熱的に不安定であるため製管時に高温軟化処理を
施すと″ａ集粗大化し、クリープ破断強度を低下させる
。また、Ｙ２Ｏ３と反応しない過剰なＴｉは、ＴｉＯ２
酸化物単体として析出する。Ｔ Ｉ Ｏ２は高温使用中
に粗大化しやすく延性低下の原因となる。
）は組成物中の他の成分たとえばチタンと結合してＹ２
Ｔｉ２０７のような相を形成することができる。」と記
載されている。しかし、この方法では、基地中に固溶し
たＴｉとＹ２Ｏ３粒子が反応して複合酸化物ができるた
め、複合酸化物の組成が不均一となり、Ｔｉ濃度の高い
ものや不足したものが生じる。このような酸化物は、か
えって熱的に不安定であるため製管時に高温軟化処理を
施すと″ａ集粗大化し、クリープ破断強度を低下させる
。また、Ｙ２Ｏ３と反応しない過剰なＴｉは、ＴｉＯ２
酸化物単体として析出する。Ｔ Ｉ Ｏ２は高温使用中
に粗大化しやすく延性低下の原因となる。
また、−度粗大化してしまうと、高温軟化焼鈍を施して
も合金の延性は回復しない。
も合金の延性は回復しない。
本発明では、Ｙ２Ｏ３とＴ Ｉ Ｏ２を分子比で０．５
〜２．０の範囲で反応させることにより、安定でしかも
基地との整合性の良い複合酸化物を均一に分散させるこ
とができる。
〜２．０の範囲で反応させることにより、安定でしかも
基地との整合性の良い複合酸化物を均一に分散させるこ
とができる。
また、添加した全てのＴ ｉＯ２とＹ ２０３との反応
により安定な複合酸化物となっているので、高温の軟化
焼鈍により延性は加工前のそれに回復する− ＜ Ｙ
２０３ ＋Ｔ ｌ ０２ ）量は、高温強度を向上させ
るのに、最低０．１″Ｘ以上必要である。一方、（Ｙ２
Ｏ３十ＴｉＯ２）の添加量を多くすれば、クリープ破断
強度は高くなるが、その効果は、１％で飽和するので添
加量の上限を１％とする。
により安定な複合酸化物となっているので、高温の軟化
焼鈍により延性は加工前のそれに回復する− ＜ Ｙ
２０３ ＋Ｔ ｌ ０２ ）量は、高温強度を向上させ
るのに、最低０．１″Ｘ以上必要である。一方、（Ｙ２
Ｏ３十ＴｉＯ２）の添加量を多くすれば、クリープ破断
強度は高くなるが、その効果は、１％で飽和するので添
加量の上限を１％とする。
また、酸化物粒径については、粒径が１０００人を越え
るとクリープ強度を高める効果が著しく低下するので１
０００Å以下に限定する。
るとクリープ強度を高める効果が著しく低下するので１
０００Å以下に限定する。
Ｃは、組織の安定性を左右する重要な元素であり、要求
特性によってその成分範囲は異なる。
特性によってその成分範囲は異なる。
延性を重視した場合は、組織をフェライト単相か少量の
焼戻しマルテンサイトを含むフェライト／マルテンサイ
ト２相にする必要があり、Ｃｒ含有量が１２〜２０％の
第１の実施態様では、０社は０．１％以下、好ましくは
０．０１％未満に抑える必要がある。また、Ｃ含有量を
低減することにより、基地に固溶するＭｏ、Ｗの固溶量
を多くすることができ、長持開側のクリープ強度を高め
ることが可能となる。
焼戻しマルテンサイトを含むフェライト／マルテンサイ
ト２相にする必要があり、Ｃｒ含有量が１２〜２０％の
第１の実施態様では、０社は０．１％以下、好ましくは
０．０１％未満に抑える必要がある。また、Ｃ含有量を
低減することにより、基地に固溶するＭｏ、Ｗの固溶量
を多くすることができ、長持開側のクリープ強度を高め
ることが可能となる。
一方、靭性を重視した場合は、組織を安定な焼戻しマル
テンサイト単相にする必要があり、Ｃｒ含有量が８〜１
２％の第２の実施態様では、Ｃ量の下限は０．０５％と
なる。この焼戻しマルテンサイト組織は、１０００〜１
１５０℃の焼ならし＋７００〜８００℃の焼戻し処理に
より得られる。Ｃ含有量が多くなるほど炭化物（Ｍ ２
３Ｃ６。
テンサイト単相にする必要があり、Ｃｒ含有量が８〜１
２％の第２の実施態様では、Ｃ量の下限は０．０５％と
なる。この焼戻しマルテンサイト組織は、１０００〜１
１５０℃の焼ならし＋７００〜８００℃の焼戻し処理に
より得られる。Ｃ含有量が多くなるほど炭化物（Ｍ ２
３Ｃ６。
Ｍ２Ｏなど）の析出量が多くなり高温強度が高くなるが
、０，２５％より多量に添加すると加工性が悪くなる。
、０，２５％より多量に添加すると加工性が悪くなる。
よってこの場合のＣ含有量は０．０５〜０．２５％に限
定する。
定する。
Ｃｒは、Ｃ量とのバランスからＣ含有量が０゜０５％未
満の場合、１２〜２０％の範囲でフェライト相、Ｃ含有
量が０．０５〜０．２５％の場合は、８〜１２％の範囲
で焼戻しマルテンサイト相を安定させることができる。
満の場合、１２〜２０％の範囲でフェライト相、Ｃ含有
量が０．０５〜０．２５％の場合は、８〜１２％の範囲
で焼戻しマルテンサイト相を安定させることができる。
また、８％よりも少ないと高温（６００〜７００℃）で
のナトリウム中脱炭抵抗性および耐食性が悪くなる。一
方、２０％以上では、靭性、延性゛が低下するので上限
を２０％とする。
のナトリウム中脱炭抵抗性および耐食性が悪くなる。一
方、２０％以上では、靭性、延性゛が低下するので上限
を２０％とする。
Ｓｉは、ｍ酸剤として必要な元素であるが、使用中にＹ
２０ ｓ粒子と反応してＹ ２０３と５１０２の複合
酸化物を形成しゃすい、この複合酸化物は、■大化速度
が大きいため、クリープ破断強度を低下させるａ、ｔた
低Ｓｉ化によって製品の表面性状を良好にし、５ｉ０２
介在物量を少なくすることもできるので、０．１％以下
に抑える。
２０ ｓ粒子と反応してＹ ２０３と５１０２の複合
酸化物を形成しゃすい、この複合酸化物は、■大化速度
が大きいため、クリープ破断強度を低下させるａ、ｔた
低Ｓｉ化によって製品の表面性状を良好にし、５ｉ０２
介在物量を少なくすることもできるので、０．１％以下
に抑える。
Ｍｎは、脱酸・脱硫剤として附き、熱間加工性の改善に
も有効な元素であるが、多量に添加するとＳｉ同様粗大
化しやすい￥２０３との複合酸化物を形成するので、０
．１％以下に限定する。
も有効な元素であるが、多量に添加するとＳｉ同様粗大
化しやすい￥２０３との複合酸化物を形成するので、０
．１％以下に限定する。
ＭＯとＷは合金中に固溶し、高温強度を向上させる重要
な元素であり、総量で０．１％以上添加する必要がある
。ＭｏとＷ量を多くすれば、固溶強化作用、炭化物析出
強化作用（Ｍ ２３Ｃ６。
な元素であり、総量で０．１％以上添加する必要がある
。ＭｏとＷ量を多くすれば、固溶強化作用、炭化物析出
強化作用（Ｍ ２３Ｃ６。
Ｍ２Ｃなど）、金属間化合物析出強化作用により、クリ
ープ破断強度が向上するが、Ｍｏ＋Ｗで４．０％を超え
るとδフエライト量が多くなり、かえって強度も低下す
るので、４．０％を特徴とする 特に高い強度を得るには、Ｎｏ、Ｗの複合によりＭｏ当
ｉ （Ｍ ｏ ＋ １／２Ｗ ）が１．２〜１．６％と
なる組合わせが良い。
ープ破断強度が向上するが、Ｍｏ＋Ｗで４．０％を超え
るとδフエライト量が多くなり、かえって強度も低下す
るので、４．０％を特徴とする 特に高い強度を得るには、Ｎｏ、Ｗの複合によりＭｏ当
ｉ （Ｍ ｏ ＋ １／２Ｗ ）が１．２〜１．６％と
なる組合わせが良い。
０は、原料粉末上への吸着あるいは酸化により必然的に
少量含まれる元素であるが、０．０１％を超えると靭性
が著しく低下する。また、少量のＳＸやＭｎと介在物を
形成しやすくなるので、その上限を０．０１％とする。
少量含まれる元素であるが、０．０１％を超えると靭性
が著しく低下する。また、少量のＳＸやＭｎと介在物を
形成しやすくなるので、その上限を０．０１％とする。
〈実施例〉
以下に本発明について実施例を挙げて説明する。
表１に供試材の化学成分を示す。
表１で、鋼種ＰＩＱ１〜３は本Ｍ明ａ（Ｉ）（本発明の
第１の実施態様に該当）１Ｍ種１１Ｇ４〜６は本発明＠
（ｎ）（本発明の第２の実施態様に該当）２Ｍ種騎７〜
１３は本発明鋼（１）の比教鋼、鋼種１４〜２０は本発
明鋼（Ｉｆ）の比較鋼である。比較鋼にはそれぞれ重要
な添加物であるＴｉＯ、Ｙ Ｏ、（Ｍｏ＋Ｗ）、Ｃ量
が本発明の範囲とはずれているもの、あるいはＴ １０
２の代わりにＴｉを添加したものを用いた。このうちＮ
ｄＩ３は先行特許で提案された合金に相当する。
第１の実施態様に該当）１Ｍ種１１Ｇ４〜６は本発明＠
（ｎ）（本発明の第２の実施態様に該当）２Ｍ種騎７〜
１３は本発明鋼（１）の比教鋼、鋼種１４〜２０は本発
明鋼（Ｉｆ）の比較鋼である。比較鋼にはそれぞれ重要
な添加物であるＴｉＯ、Ｙ Ｏ、（Ｍｏ＋Ｗ）、Ｃ量
が本発明の範囲とはずれているもの、あるいはＴ １０
２の代わりにＴｉを添加したものを用いた。このうちＮ
ｄＩ３は先行特許で提案された合金に相当する。
各鋼とも平均粒径１μｍ以下の元素粉あるいは合金粉と
平均粒径１０００Å以下の酸化物粉末を目的組成に調合
し、高エネルギーアトライター中に装入後、高純度アル
ゴンガス雰囲気中で撹拌して機械的に合金化を行った。
平均粒径１０００Å以下の酸化物粉末を目的組成に調合
し、高エネルギーアトライター中に装入後、高純度アル
ゴンガス雰囲気中で撹拌して機械的に合金化を行った。
アトライターの回転数は２００〜３００ｒｐｌ、 ｆＱ
拌待時間２４〜４１３ｈｒである。得られた合金化粉末
を空気にさらすことなくＳＵＳ製の筒状容器に真空封入
し、９００〜１２００℃で８〜１５：１の押出比で熱間
押出した。
拌待時間２４〜４１３ｈｒである。得られた合金化粉末
を空気にさらすことなくＳＵＳ製の筒状容器に真空封入
し、９００〜１２００℃で８〜１５：１の押出比で熱間
押出した。
各熱押棒材を１０１１厚の板材に鍛造した後、９５０〜
１２００℃で焼ならしを行い、′ＪＩ４種Ｎａ １〜３
及び７〜１３については焼ならしたままのもの、肩種Ｎ
Ｑ４〜６および１４〜２０については焼ならし後、７５
０〜８２０℃の焼もどし熱処理を施したものを供試材と
した。
１２００℃で焼ならしを行い、′ＪＩ４種Ｎａ １〜３
及び７〜１３については焼ならしたままのもの、肩種Ｎ
Ｑ４〜６および１４〜２０については焼ならし後、７５
０〜８２０℃の焼もどし熱処理を施したものを供試材と
した。
これらの供試材から２ｔ ｘ ６１４ｘ ３０ＧＬ （
＋ｕｉ ）の板状引張試験片を採取し、６５０°Ｃクリ
ープ破断試験及び常温引張試験を行った。また、５ｔＸ
１０１４ｘ５５ｉｉｎ ＜ ２ｉｉＶ／ ッチ） ノシ
ャルヒ−？Ｉｉｒ＊に験片を採取し、衝撃特性を調べた
。さらに、１０Ｉｎ厚板材を２０％冷間圧延後１２００
℃×１ｈ「焼鈍したものより２ｔ ｘ ６ｗｘ ３０Ｇ
Ｌ （ｎｖ ）の板状試験片を採取し、常温引張試験を
行い、焼鈍後の引張延性の変化を調べた。
＋ｕｉ ）の板状引張試験片を採取し、６５０°Ｃクリ
ープ破断試験及び常温引張試験を行った。また、５ｔＸ
１０１４ｘ５５ｉｉｎ ＜ ２ｉｉＶ／ ッチ） ノシ
ャルヒ−？Ｉｉｒ＊に験片を採取し、衝撃特性を調べた
。さらに、１０Ｉｎ厚板材を２０％冷間圧延後１２００
℃×１ｈ「焼鈍したものより２ｔ ｘ ６ｗｘ ３０Ｇ
Ｌ （ｎｖ ）の板状試験片を採取し、常温引張試験を
行い、焼鈍後の引張延性の変化を調べた。
それらの試験結果より ６５０℃×１０３ｈ「でのクリ
ープ破断応力、常温引張伸び、２０℃でのシャルピー衝
撃値及び冷間加工＋焼鈍後の引張伸びを表２にまとめて
示す。
ープ破断応力、常温引張伸び、２０℃でのシャルピー衝
撃値及び冷間加工＋焼鈍後の引張伸びを表２にまとめて
示す。
本発明ｆＩ４（Ｉ）、（ｎ）ともに、比＋ａ鋼に比ベロ
５０℃クリープ破断強度、常温での延性、２０℃でのシ
ャルピー衝撃特性、冷間加工士焼鈍後の延性に優れてい
ることがわかる。特に本発明鋼（Ｉ）は延性、本発明鋼
（ＩＩ＞は靭性に優れている。比較鋼のうち鋼種懇７と
Ｎ０１４は、Ｔ ｉ ０２添加量が不足しているため、
分散酸化物粒子が不安定で強度が低い。
５０℃クリープ破断強度、常温での延性、２０℃でのシ
ャルピー衝撃特性、冷間加工士焼鈍後の延性に優れてい
ることがわかる。特に本発明鋼（Ｉ）は延性、本発明鋼
（ＩＩ＞は靭性に優れている。比較鋼のうち鋼種懇７と
Ｎ０１４は、Ｔ ｉ ０２添加量が不足しているため、
分散酸化物粒子が不安定で強度が低い。
鋼種Ｎｃｉ８とＮａ２Ｓは、強度は比較的高いものの、
ＴｉＯ２添加量が過剰であるため、分散酸化物粒子の凝
集、■大砲が起こり延性、靭性が低くなっている。
ＴｉＯ２添加量が過剰であるため、分散酸化物粒子の凝
集、■大砲が起こり延性、靭性が低くなっている。
鋼種ＮＱ９とＮＱ１６は、Ｔｉ○２無添加、鋼種島１０
と１７はＹ ２０３無添加でいずれの場合も強度低下が
著しい、このことは、Ｙ２Ｏ３゜Ｔ ｉＯ２単独添加で
は分散物が不安定であり、Ｙ ＯとＴ ｉ Ｏ７共存下
で初めて分散物が安走化され強度が高くなることを示し
ている。
と１７はＹ ２０３無添加でいずれの場合も強度低下が
著しい、このことは、Ｙ２Ｏ３゜Ｔ ｉＯ２単独添加で
は分散物が不安定であり、Ｙ ＯとＴ ｉ Ｏ７共存下
で初めて分散物が安走化され強度が高くなることを示し
ている。
鋼種に１１と１８は、Ｔ ｉＯ２，の代わりにＴｉを添
加したものである。いずれも強度は比較的高いものの、
延性特に冷間加工＋焼鈍後の延性が低い、これは、Ｔｉ
はＹ２Ｏ３と反応して複合酸化物を作る以外に、■大砲
しゃすいＴｉ○２単体として析出するため、Ｔ ｉＯ２
粒子が応力集中源となり延性や靭性が低下することを示
している。
加したものである。いずれも強度は比較的高いものの、
延性特に冷間加工＋焼鈍後の延性が低い、これは、Ｔｉ
はＹ２Ｏ３と反応して複合酸化物を作る以外に、■大砲
しゃすいＴｉ○２単体として析出するため、Ｔ ｉＯ２
粒子が応力集中源となり延性や靭性が低下することを示
している。
鋼種ＮＱ１２と１９は、（Ｍ ｏ ＋ Ｗ ）含有量が
不足しているため、強度が低く表２には示していないが
特に長時間側の強度低下が大きい、また、固溶元素が少
ないため、基地の強化がなされず、他の鋼種に比べ靭性
が低い。
不足しているため、強度が低く表２には示していないが
特に長時間側の強度低下が大きい、また、固溶元素が少
ないため、基地の強化がなされず、他の鋼種に比べ靭性
が低い。
鋼種ＮＱ１３は先行特許で提案された合金であるが、鋼
種ＮＱＩＩ、 １８と同様Ｔ ｉＯ２の代わりにＴｉを
添加しているため、本発明鋼に比べ、延性や靭性が低い
。
種ＮＱＩＩ、 １８と同様Ｔ ｉＯ２の代わりにＴｉを
添加しているため、本発明鋼に比べ、延性や靭性が低い
。
鋼種ＮＱ２０は、本発明鋼（ＩＩ）の範囲よりＣ含有量
が低い、このためフェライト相が多く現れるため、延性
や靭性が著しく低くなっている。
が低い、このためフェライト相が多く現れるため、延性
や靭性が著しく低くなっている。
〈発明の効果〉
以上に説明したように、本発明によれば長時間優れた高
温強度並びに延性及び靭性の良好な酸化物分散強化型フ
ェライト鋼が得られることから、高速増殖炉炉心部材、
特に燃料被覆管のような６５０℃程度の高温で、しかも
高い圧力下で使用される構造部材の長寿命化が達成でき
る。
温強度並びに延性及び靭性の良好な酸化物分散強化型フ
ェライト鋼が得られることから、高速増殖炉炉心部材、
特に燃料被覆管のような６５０℃程度の高温で、しかも
高い圧力下で使用される構造部材の長寿命化が達成でき
る。
また、延性と靭性が高く、軟化焼鈍による加工材の延性
回復が可能なことから、冷間加工を主体とした製管法で
経済性のある薄肉管の製管も可能となる。
回復が可能なことから、冷間加工を主体とした製管法で
経済性のある薄肉管の製管も可能となる。
特許出願人 動力炉・核燃料開発事業団間 株
式会社神戸製鋼所 同 住友金属工業株式会社
式会社神戸製鋼所 同 住友金属工業株式会社
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：０．１％以下
、Ｍｎ：０．１％以下、Ｃｒ：１２〜２０％、Ｍｏ＋Ｗ
：０．１〜４．０％、Ｏ（Ｙ＿２Ｏ＿３およびＴｉＯ＿
２分は除く）：０．０１％以下、残部Ｆｅおよび不可避
不純物からなり、かつ平均粒径１０００Å以下のＹ＿２
Ｏ＿３とＴｉＯ＿２による複合酸化物粒子がＹ＿２Ｏ＿
３＋ＴｉＯ＿２＝０．１〜１．０％、分子比でＴｉＯ＿
２／Ｙ＿２Ｏ＿３＝０．５〜２．０の範囲で基地に均一
に分散されているフェライト単相あるいはフェライト／
マルテンサイト２相組織であることを特徴とする延性と
靭性に優れた原子炉用分散強化フェライト鋼。 ２、重量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．
１％以下、Ｍｎ：０．１％以下、Ｃｒ：８〜１２％（但
し１２％は含まず）、Ｍｏ＋Ｗ：０．１〜４．０％、Ｏ
（Ｙ＿２Ｏ＿３およびＴｉＯ＿２分は除く）：０．０１
％以下、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ
平均粒径１０００Å以下のＹ＿２Ｏ＿３とＴｉＯ＿２に
よる複合酸化物粒子がＹ＿２Ｏ＿３＋ＴｉＯ＿２＝０．
１〜１．０％、分子比でＴｉＯ＿２／Ｙ＿２Ｏ＿３＝０
．５〜２．０の範囲で基地に均一に分散されている焼戻
しマルテンサイト単相組織であることを特徴とする延性
と靭性に優れた原子炉用分散強化フェライト鋼。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10229888A JPH01272746A (ja) | 1988-04-25 | 1988-04-25 | 延性と靭性に優れた原子炉用分散強化フェライト鋼 |
| US07/338,932 US4963200A (en) | 1988-04-25 | 1989-04-11 | Dispersion strengthened ferritic steel for high temperature structural use |
| GB8908952A GB2219004B (en) | 1988-04-25 | 1989-04-20 | Dispersion strengthened ferritic steel for high temperature structural use |
| FR8905316A FR2632659B1 (fr) | 1988-04-25 | 1989-04-21 | Acier ferritique renforce par dispersion pour des structures haute temperature |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10229888A JPH01272746A (ja) | 1988-04-25 | 1988-04-25 | 延性と靭性に優れた原子炉用分散強化フェライト鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01272746A true JPH01272746A (ja) | 1989-10-31 |
| JPH0518897B2 JPH0518897B2 (ja) | 1993-03-15 |
Family
ID=14323710
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10229888A Granted JPH01272746A (ja) | 1988-04-25 | 1988-04-25 | 延性と靭性に優れた原子炉用分散強化フェライト鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01272746A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05247587A (ja) * | 1992-03-03 | 1993-09-24 | Nippon Steel Corp | 低放射化高強度耐熱鋼板 |
| FR2777020A1 (fr) * | 1998-04-07 | 1999-10-08 | Commissariat Energie Atomique | Procede de fabrication d'un alliage ferritique - martensitique renforce par dispersion d'oxydes |
| EP1510591A3 (en) * | 2003-09-01 | 2006-06-07 | Japan Nuclear Cycle Development Institute | Method of manufacturing oxide dispersion strengthened martensitic steel excellent in high-temperature strength having residual Alpha-grains |
| JP2008546911A (ja) * | 2006-06-20 | 2008-12-25 | フォルシュングスツェントルム カールスルーエ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 核燃料部材／核燃料のためのフェライト／マルテンサイト系鋼またはオーステナイト系鋼からなる被覆管、および該被覆管上の高温に適切なＦｅＣｒＡｌ保護層を後処理する方法 |
| JP2015168883A (ja) * | 2014-03-05 | 2015-09-28 | コリア アトミック エナジー リサーチ インスティチュート | フェライト・マルテンサイト系酸化物分散強化鋼及びこれの製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6270197B2 (ja) | 2013-06-13 | 2018-01-31 | 国立研究開発法人日本原子力研究開発機構 | 酸化物分散強化型焼き戻しマルテンサイト鋼の製造方法 |
-
1988
- 1988-04-25 JP JP10229888A patent/JPH01272746A/ja active Granted
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05247587A (ja) * | 1992-03-03 | 1993-09-24 | Nippon Steel Corp | 低放射化高強度耐熱鋼板 |
| FR2777020A1 (fr) * | 1998-04-07 | 1999-10-08 | Commissariat Energie Atomique | Procede de fabrication d'un alliage ferritique - martensitique renforce par dispersion d'oxydes |
| EP0949346A1 (fr) * | 1998-04-07 | 1999-10-13 | Commissariat A L'energie Atomique | Procédé de fabrication d'un alliage ferritique-martensitique renforce par dispersion d'oxydes |
| US6485584B1 (en) | 1998-04-07 | 2002-11-26 | Commissariat A L'energie Atomique | Method of manufacturing a ferritic-martensitic, oxide dispersion strengthened alloy |
| EP1510591A3 (en) * | 2003-09-01 | 2006-06-07 | Japan Nuclear Cycle Development Institute | Method of manufacturing oxide dispersion strengthened martensitic steel excellent in high-temperature strength having residual Alpha-grains |
| JP2008546911A (ja) * | 2006-06-20 | 2008-12-25 | フォルシュングスツェントルム カールスルーエ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツング | 核燃料部材／核燃料のためのフェライト／マルテンサイト系鋼またはオーステナイト系鋼からなる被覆管、および該被覆管上の高温に適切なＦｅＣｒＡｌ保護層を後処理する方法 |
| JP2015168883A (ja) * | 2014-03-05 | 2015-09-28 | コリア アトミック エナジー リサーチ インスティチュート | フェライト・マルテンサイト系酸化物分散強化鋼及びこれの製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0518897B2 (ja) | 1993-03-15 |
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