JPH02243742A - 耐熱鋼 - 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） この発明は、耐熱鋼に関するものであり、さらに詳しく
は、核融合炉での中性子照射による誘導放射能が低く、
かつ高温クリープ破断強度の優れたフェライト系および
オーステナイト系の耐熱鋼に関するものである。

（従来の技術とその課Ｂ） 核融合炉用の耐熱鋼に関しては、従来から照射損傷によ
る材質劣化が重要視されてきているが、最近では高エネ
ルギー中性子照射による誘導放射能が問題となっている
。特に、１９８２年に米国エネルギー省（ＤＯＥ）か核
融合炉材料の低放射化の方針を打ち出して以来、核融合
炉材料の低放耐化は世界的な課題になってきている。こ
の低放射化は、核融合炉の保守や修理あるいは廃棄物処
理に際して放射能安全性に深くかかわる課題として重要
であり、誘導放射能のレベルは材料を構成する元素に固
有な値であることから、低放射化材料を開発するために
、放射能の低い元素のみで材料を構築することが必要と
なっている。

しかしながら、これまでの鉄鋼材料の場合には、現在核
融合材料の候補に挙げられているＣｒ−ＭＯ系フェライ
ト鋼およびＮｉ−Ｃｒ系オーステナイトステンレス鋼に
おいても炉停止後の放射能の減衰を数値計算すると、安
全な放射能レベルまで減衰するのには数百年以上の時間
がかかる。この原因はＭｏ、Ｎｉ　、Ｎｂなとの合金元
素が寿命の長い放射性核種を生じるためであると考えら
れる。このため、鉄をベースとする低放射化材料では、
添加する合金元素成分は放射性核種の寿命が鉄よりも短
いことがどうしても必要となってくる。

このような必要条件を満足する元素としては、Ｃ１Ｃｒ
、Ｗ、Ｖ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｓｔ、Ｂ、Ｐなどがある。しか
しながら、これらの元素によって実際に使用することの
できる耐熱性を持った材料か実現できるかどうかは全く
不明な状況にある。

この発明は、以上の通りの事情に鑑みてなされたもので
あり、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎｂ、Ｎなどの放射能の高い元素を
用いることなく、放射能が安全なレベルに減衰するまで
の時間を士数年以内まで短縮することができ、しかも高
温で優れたクリープ破断強度を発揮するフェライト系お
よびオーステナイト系耐熱鋼を提供することを目的とす
る。

（課題を解決するための手段） この発明は、上記の課題を解決するものとして、Ｍｏ、
Ｎｉ　、Ｎｂ、Ｎなどの元素を用いることなく、 （１）化学組成として重量百分率で Ｃ：０．１０　〜０．２０ Ｃｒ：９．００〜１１．００ Ｗ：　１．００　〜５，００ Ｖ：Ｑ、１０　〜０．２０ Ｔａ：０．０５　〜０．１０ Ｂ　：　０．００４〜　　ｏ、　　ｏｉ。

を含有し、残部がＦｅからなるフェライト系耐熱鋼およ
び （２）化学組成として重量百分率で Ｃ：　　０．１０　〜０．２０ Ｃｒ：　　９．００　〜１１．００ Ｗ：　１．００〜５．００ Ｖ：　　０．１０　〜０．２０ Ｔｉ：　　０１１８〜０．２２ Ｂ：　　０．００４〜０．０１０ Ｐ：　　０．０３　〜０．Ｏ５ Ｍｎ：２５．０　　〜３５．０ を含有し、残部がＦｅからなるオーステナイト系耐熱鋼
とを提供する。

この耐熱鋼はまた、核融合炉中性子照射環境下において
誘導放射能が低く、しかも６００℃の高温において高い
クリープ破断強度を有することを特徴としてもいる。

上記耐熱鋼はその組成に不可避的不純物が混入すること
を排除するものではないが、本質的に上記成分からなる
ことを特徴とする。その各々の成分については次のよう
な観点から添加配合することが望ましい。

Ｃ：炭化物を形成してクリープ破断強度を向上させる作
用をするもので、ｏ、ｉｏ重量％より少ないとその作用
が十分に得られない。また、その量が０．２重量％を超
えると炭化物の量が多すぎて材料を脆化させる。

Ｃｒ：耐熱鋼の耐酸化性を良好にするほかクリープ破断
強度にも有効に作用するものである。

Ｃｒが９．００重量％より少ないとその作用が十分に得
られなく、その量が１１．００重量％を超えるとフェラ
イト系耐熱鋼ではδ相が、オーステナイト系耐熱鋼では
δ相などの有害相が生成する。

Ｗ：フェライト系耐熱鋼ではフェライト母相および化物
中に固溶して、これらの相を強化するように作用をする
。Ｍｏを含まず合金を強化するためにはＷを１．００重
量％以上を必要とするが、５．００重量％を超えるとδ
相やＦ　ｅ　２　Ｗラーベス相が生成し脆化する。一方
、オーステナイト系耐熱鋼ではオーステナイト母相およ
び炭化物中に固溶して、これらの相を強化する作用をす
る。そのなめには２．００重量％以上とすることが好ま
しく、５．００重量％を超えるとＷの未固溶析出物量が
増大し、クリープ破断強度を低下させる。

Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト系耐熱鋼においてＮｉを含
ますオーステナイト相を生成するために極めて重要であ
り、オーステナイト相を十分に安定化するには２５．０
重量％以上必要である。しかしながら、３５重量％を超
えるとσ相などの有害相が生じ易く、Ｃｒの許容量が低
下し耐酸化性およびクリープ破断強度を低下させる。

Ｔａ：フェライト系耐熱鋼を炭化物の形成で強化する作
用がある。該鋼ではＮｂを含まずＴａで強化するには０
，０５重１％以上必要であるが、０．１０重量％を超え
ると熱処理時に未固溶炭化物が生じクリープ破断強度を
低下させる。

■：炭化物を形成し合金を強化する作用かあるが、０．
１０重量％より少ないとその作用が十分に得られなく、
０．２０重量％を超えるとクリープ破断強度を低下させ
る。

１゛ｉ：炭化物を形成して合金を強化する作用かあるが
、０．１８重量％より少ないとその作用が十分に得られ
なく、０，２２重量％を超えると未固溶炭化物が生じク
リープ破断強度を低下させる。

Ｂ：微量添加により結晶粒界に偏析するか、ボロン化物
を形成しクリープ破断強度を著しく改善するが、０．０
０４重量％より少ないとその効果は十分に得られない。

また、０．０１０重量％を超えると熱間加工性を低下さ
せ溶接性も低下させるので、好ましい添加量は０．００
５〜ｏ、ｏｏｓ重量％である。

なおＰについては、オーステナイト鋼において鉄とリン
化物を形成し、合金を強化する作用をする。このため、
Ｐが０．０３重量％より少ないとその効果が十分に得ら
れず、０．０５重量％を超えると粒界脆化を起す恐れが
ある。

以上の観点から、誘導放射能を高めるＭｏ。

Ｎｉ、Ｎｂ、Ｎを含まず、Ｃ，Ｃｒ、Ｗ、Ｍｎ。

Ｔ　ａ　、Ｖ　＋　Ｔ　ｚ　、Ｂ　＋　Ｐ等を適量配合
することによって、６００℃というほぼ上限においても
高温クリープ破断強度の高いフェライト系耐熱鋼および
オーステナイト系耐熱鋼が得られる。

次に実施例を示し、さらに詳しくこの発明の耐熱鋼につ
いて説明する。

（実施例１） ＜Ａ＞表１に示した成分組成からなる耐熱鋼ＮＯ，１お
よびＮα２を製造した。この耐熱鋼は焼戻マルテンサイ
ト相からなるものである。

また比較のために、Ｃｒ−Ｗ系耐熱鋼 （Ｆ８２Ｈ，ＮＫＫ製）および改良９Ｃｒ−Ｉ　Ｍ　ｏ
　＠の組成を表１に示しな。この後者のものは核融合炉
Ｓ造用フェライト系鋼の候補材のなかで最も高温クリー
プ破断強度が大きいものである。

耐熱鋼Ｎｏ、　１およびＮｏ、　２と、比較例のＦ８２
Ｈおよび改良９　Ｃｒ　−Ｉ　Ｍ　ｏ鋼の誘導放射能の
数値計算の結果を示したものが第１図および第２図であ
る。

安全な放射能レベルとして、２．５１１１ｒｅｌ／ｈを
図中に破線で示した。炉停止後の安全レベルまでに減衰
するのに要する時間は、ＮＯ，１およびＮＯ，２ともに
約１３年であるのに対し、改良９Ｃｒ−ＩＭ。

鋼で４万年、Ｆ８２Ｈで６５年であった。

なお、誘導放射能の計算は、 ｇ λ　ｉ Ｎｉ ｌ ：ガンマ線量 ：放射性核種ｉの崩壊定数 ０　　ノＩ　　　の数 ・　　Ｈのガンマ線量率 Ｎ：放射性核種ｉを生じる元素Ｎの数 σｉ：　　ノｌ　　　　　　　反応断面積φ：中性子照
射量 Ｔｉ＝０．６９３／λｉ　　　　　　・・・・・・　（
３）Ｔｉ：半減期 の式に基づいて行った。半減期（Ｔｉ）は、Ｊｏｈｎ　
Ｗｉｌｅｙ　＆　５ｏｎｓ社の“Ｔａｂｌｅ　ｏｆ　ｌ
５ｏｔｏｐｅｓ”（１９７８）を用い、ガンマ線量率（
「ｉ）および反応断面積（σｉ）は、公表されているデ
ータに基づいている。

また、中性子照射量（φ）は、日本原子力研究所の核融
合実験炉ＰＥＲの中性子スペクトルを用い、１０年間稼
動することを想定して１０ＭＷｙ／ｄとした。

この発明の耐熱鋼１１０．１およびＮＯ，２は、従来公
知のものに比べて誘導放射能が著しく小さいことがわか
る。

＜Ｂ＞耐熱＃ＮＱ１およびＮｏ、　２の製造と熱処理は
以下の通りとした。

すなわち、真空高周波溶解により１７ｋｇのインゴット
を作成し、熱間鍛造と溝ロール加工により断面が１３Ｘ
１３ｍ＋ｎ２の角棒を作製した。熱処理は１１００℃に
２０分保持後、水焼入し、次いで７５０℃で１時間保持
し空冷して焼戻処理を行った。焼入温度は１１００℃よ
り低いと未固溶炭化物が残存し十分な強度が得られず、
１１００℃より高いと結晶粒が粗大化して十分な強度と
靭性が得られない。焼戻温度は７５０℃より低いと高温
使用中に安定な組織が得られず、高すぎると十分な強度
が得られない。

このように熱処理した材料から平行部直径６關、平行部
長さ３０關の丸棒型試験片を作製し、クリープ破断試験
を行った。第３図に、耐熱鋼合金ＮＯ，１とＮＯ２、お
よび比較の従来鋼の６００℃におけるクリープ破断試験
結果を示した。Ｎｏ、　１のクリープ破断強度はＦ８２
Ｈや改良９Ｃｒ−ＩＭ。

鋼と同程度でＮｏ、　２のクリープ破断強度は非常に高
い。次の表２に、６００℃、ｉ、　ｏ　ｏ　ｏ　ｈのク
リープ破断強度を示した。

表　　２ なお、Ｎｏ、　１のクリープ破断強度はＮｏ、　２より
小さいが、これは靭性を重視して合金設計したためであ
る。すなわち、Ｗ濃度を１％の低い値として高い靭性値
を狙ったためである。

また、第４図には焼戻熱処理状態と６００℃で３０００
ｈ時効後のシャルピー遷移曲線を、表３には延性−脆性
遷移温と上棚エネルギーを示しな。

表 耐熱鋼Ｎα３およびＮα４の安全レベルに至るまでの時
間が約１３年であるのに対し、改良３１６鋼の場合には
３万年にもおよぶ。

Ｎｏ、　１は非常に高い靭性値を示しており、Ｎｏ、　
２の靭性値も良好で遷移温度は高温長時間時効後も室温
以下である。

（実施例２） ＜Ａ＞表４に示す組成を有するオーステナイト系耐熱鋼
Ｎｏ、　３およびＮｏ、　４を製造した。また、比較の
ために、従来公知のオーステナイト系耐熱鋼Ａ　−２５
Ｍ　ｎと改良３１６の組成も示した。

Ｎｏ、　３およびＮｏ、　４、さらに比較例について実
施例１〈Ａ〉と同様にして誘導放射能を算出しな。改良
３１６との対比を示したものが第５図である。

＜Ｂ＞耐熱鋼Ｎｏ、　３およびＮｏ、　４は次のように
して熱処理した。

すなわち、真空高周波溶解により１７ｋｇのインゴット
を作製し、熱間鍛造と溝ロール加工により断面が１３Ｘ
１３ｒｎｍ”の角棒とした。熱処理として　１１５０℃
に１時間保持し溶体化して水焼入れした。溶体化温度が
１１５０℃より高いと結晶粒が粗大化し十分な強度が得
られず、溶体化温度が　１１５０℃より低いと未固溶析
出物が残存し十分な強度か得られないので上記の温度と
した。

このように熱処理した材料から平行部面径６　ｍｍ、平
行部長さ３０關の丸棒試験片を作製し、クリープ破断試
験を行った。

６００℃におけるクリープ破断試験結果を示したのが第
６図である。ＮＯ，３合金は改良３１６鋼よりも破断強
度が太き（、Ｎｏ、　４は改良３１６ｔＭより破断強度
が若干低いがＡ−２５Ｍｎに比べると非常に大きな値を
示した。６００℃、１０００ｈの値を示したのが表５で
ある。

表　　５ この発明の合金鋼において非常に大きな強度が得られた
のは、Ｗの固溶強化と微量元素の組合せ効果とを最大限
に活用したためである。

（発明の効果） 以上詳しく説明したように、この発明により、従来鋼と
同程度ないしそれ以上の高温クリープ破断強度を有し、
かつ誘導放射能が非常に低い耐熱鋼を提供することがで
きる。核融合炉の構造物の使用寿命を長くすると共に信
頼性を高めることができ、また、誘導放射能を低くでき
るので、使用済み炉の廃棄物処理を可能ともする。

１０ＭＷｙ／ｉ負荷した後のこの発明のフェライト系耐
熱鋼と従来のものとのカンマ線の減衰を示したカンマ線
強度と時間の相関図である。

第３図は、この発明のフェライト系耐熱鋼と従来品の６
００℃におけるクリープ破断を示した応力と時間の相関
図である。また、第４図は、焼戻後と６００℃、３００
０ｈ時効後のシャルピー遷負荷した後のこの発明のオー
ステナイト系耐熱鋼と従来品のガンマ線強度の減衰を示
したカンマ線強度と時間の相関図であり、第６図は、６
００℃♂

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）化学組成として重量百分率で Ｃ：０．１０〜０．２０ Ｃｒ：９．００〜１１．００ Ｗ：１．００〜５．００ Ｖ：０．１０〜０．２０ Ｔａ：０．０５〜０．１０ Ｂ：０．００４〜０．０１０ を含有し、Ｍｏ、ＮｂおよびＮを含むことなく残部がＦ
   ｅからなることを特徴とするフェライト系耐熱鋼。
2. （２）化学組成として重量百分率で Ｃ：０．１０〜０．２０ Ｃｒ：９．００〜１１．００ Ｗ：１．００〜５．００ Ｖ：０．１０〜０．２０ Ｔｉ：０．１８〜０．２２ Ｂ：０．００４〜０．０１０ Ｐ：０．０３〜０．０５ Ｍｎ：２５．０〜３５．０ を含有し、Ｍｏ、ＮｉおよびＮを含むことなく残部がＦ
   ｅからなることを特徴とするオーステナイト系耐熱鋼。