JPH08225891A - 再結晶組織を有する酸化物分散強化型フェライト鋼とその製造方法 - Google Patents
再結晶組織を有する酸化物分散強化型フェライト鋼とその製造方法Info
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- JPH08225891A JPH08225891A JP7029320A JP2932095A JPH08225891A JP H08225891 A JPH08225891 A JP H08225891A JP 7029320 A JP7029320 A JP 7029320A JP 2932095 A JP2932095 A JP 2932095A JP H08225891 A JPH08225891 A JP H08225891A
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- B22F3/20—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces by extruding
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- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐スエリング性と高温内圧クリープ強度 (65
0 ℃、10000h破断強度：190MPa以上) に優れ、周方向延
性(800℃以下の周囲方向一様伸び：１％以上) を有する
酸化物分散強化型フェライト鋼を提供する。 【構成】 イットリアをFe−Crを主体とする金属母相内
に分散させた酸化物分散強化型フェライト鋼において、
イットリアと過剰酸素量（Excess O) を、重量％で、下
記範囲にくるようにする。 0.10 ％＜ Y2O3 ≦ 0.30 ％ 0.03 ％≦ Excess O ≦ 0.15 ％ Excess O ≦0.25−0.5 ×Y2O3 (％)
0 ℃、10000h破断強度：190MPa以上) に優れ、周方向延
性(800℃以下の周囲方向一様伸び：１％以上) を有する
酸化物分散強化型フェライト鋼を提供する。 【構成】 イットリアをFe−Crを主体とする金属母相内
に分散させた酸化物分散強化型フェライト鋼において、
イットリアと過剰酸素量（Excess O) を、重量％で、下
記範囲にくるようにする。 0.10 ％＜ Y2O3 ≦ 0.30 ％ 0.03 ％≦ Excess O ≦ 0.15 ％ Excess O ≦0.25−0.5 ×Y2O3 (％)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、酸化物分散強化型フェ
ライト鋼およびその製造方法に関する。より詳述すれ
ば、原子炉、特に高速増殖炉の炉心環境で長時間使用さ
れる炉心構成要素 (例えば燃料被覆管やラッパ管からな
る燃料集合体、制御棒、反射体等) や機器構造物 (例え
ば、機器容器部材、冷却系配管部材) などの優れた耐中
性子照射特性を必要とする部材用の酸化物分散強化型フ
ェライト鋼およびその製造方法に関する。
ライト鋼およびその製造方法に関する。より詳述すれ
ば、原子炉、特に高速増殖炉の炉心環境で長時間使用さ
れる炉心構成要素 (例えば燃料被覆管やラッパ管からな
る燃料集合体、制御棒、反射体等) や機器構造物 (例え
ば、機器容器部材、冷却系配管部材) などの優れた耐中
性子照射特性を必要とする部材用の酸化物分散強化型フ
ェライト鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より高速増殖炉の炉心構成部材とし
ては、SUS316、あるいはSUS316の耐照射特性を改善した
オーステナイト系鋼の改良鋼 (以下、PNC316と呼ぶ)
や、その高Ni化を図った鋼( 例えば、PNC1520 のような
15Cr−20Ni鋼) が用いられている。なお、高速増殖炉の
原型炉『もんじゅ』ではPNC316が用いられている。
ては、SUS316、あるいはSUS316の耐照射特性を改善した
オーステナイト系鋼の改良鋼 (以下、PNC316と呼ぶ)
や、その高Ni化を図った鋼( 例えば、PNC1520 のような
15Cr−20Ni鋼) が用いられている。なお、高速増殖炉の
原型炉『もんじゅ』ではPNC316が用いられている。
【０００３】しかし、オーステナイト系鋼は高温強度は
優れているが、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、実用炉に必要
な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。現在、オーステナイト系鋼の耐中性
子照射特性の改善のための材料開発の努力がなされてい
る。
優れているが、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、実用炉に必要
な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。現在、オーステナイト系鋼の耐中性
子照射特性の改善のための材料開発の努力がなされてい
る。
【０００４】一方、フェライト系鋼は耐中性子照射特性
に優れているものの、高温強度が劣っており、原子炉の
燃料被覆管のような高温かつ高負荷 (内圧応力) が加わ
る部材には適していないことがわかっている。
に優れているものの、高温強度が劣っており、原子炉の
燃料被覆管のような高温かつ高負荷 (内圧応力) が加わ
る部材には適していないことがわかっている。
【０００５】そこでフェライト系鋼の高温強度を改善す
るためにフェライト系鋼中に微細な酸化物粒子を分散さ
せた酸化物分散強化型フェライト鋼が優れた耐中性子性
と高温強度を有する材料として期待され、研究開発がな
されている。現状ではMA957(14Cr−0.3 Mo−１Ti−0.25
Y2O3) や PNC−ODS(13Cr−３Ｗ−0.5 Ti−0.35Y2O3)が
開発されている。しかし、加工性や機械的特性 (延性、
内圧クリープ破断強度等) に問題がある。
るためにフェライト系鋼中に微細な酸化物粒子を分散さ
せた酸化物分散強化型フェライト鋼が優れた耐中性子性
と高温強度を有する材料として期待され、研究開発がな
されている。現状ではMA957(14Cr−0.3 Mo−１Ti−0.25
Y2O3) や PNC−ODS(13Cr−３Ｗ−0.5 Ti−0.35Y2O3)が
開発されている。しかし、加工性や機械的特性 (延性、
内圧クリープ破断強度等) に問題がある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】酸化物分散強化型フェ
ライト鋼は、鋼中に微細な酸化物粒子 (例えば、Y2O3)
を分散させた鋼である。この微細な酸化物粒子が転位の
動きを抑制することにより優れた高温強度を得ている。
しかしながら、このような微細な酸化物粒子は転位の動
きを抑えているために同時に回復および再結晶を起こし
にくい性質も有している。
ライト鋼は、鋼中に微細な酸化物粒子 (例えば、Y2O3)
を分散させた鋼である。この微細な酸化物粒子が転位の
動きを抑制することにより優れた高温強度を得ている。
しかしながら、このような微細な酸化物粒子は転位の動
きを抑えているために同時に回復および再結晶を起こし
にくい性質も有している。
【０００７】従って、加工すればするほど加工硬化し、
十分な回復が行われず加工困難となる。このため、従来
鋼 (PNC −ODS, MA957等) では、被覆管のような管に加
工する場合、温間加工を適用しなければならなかった。
しかも、温間加工を適用しても製造時には割れが多発
し、試作した被覆管には傷が多く、歩留まりは非常に低
い。
十分な回復が行われず加工困難となる。このため、従来
鋼 (PNC −ODS, MA957等) では、被覆管のような管に加
工する場合、温間加工を適用しなければならなかった。
しかも、温間加工を適用しても製造時には割れが多発
し、試作した被覆管には傷が多く、歩留まりは非常に低
い。
【０００８】また、このように時間と費用をかけて被覆
管を製作しても、再結晶を起こさないため加工と共に結
晶粒は非常に伸張し、例えば図４(a) 、(b) の顕微鏡組
織写真に示すように竹のような繊維状組織となる。な
お、図４(a) 、(b) はそれぞれ倍率が違うだけで同一の
組織の写真である。このような繊維状組織 (以下、竹状
組織という) を有する被覆管ではクリープ破断強度の異
方性 (単軸クリープ破断強度と内圧クリープ破断強度の
差) が大きいことがわかっている。すなわち、単軸クリ
ープ破断強度は非常に優れているが、内圧クリープ破断
強度は単軸クリープ破断強度の半分程度である。さらに
このような被覆管の周方向一様伸びは400℃付近で低下
し、被覆管のような原子力用の管材には改善が必要であ
ることが明らかとなっている。
管を製作しても、再結晶を起こさないため加工と共に結
晶粒は非常に伸張し、例えば図４(a) 、(b) の顕微鏡組
織写真に示すように竹のような繊維状組織となる。な
お、図４(a) 、(b) はそれぞれ倍率が違うだけで同一の
組織の写真である。このような繊維状組織 (以下、竹状
組織という) を有する被覆管ではクリープ破断強度の異
方性 (単軸クリープ破断強度と内圧クリープ破断強度の
差) が大きいことがわかっている。すなわち、単軸クリ
ープ破断強度は非常に優れているが、内圧クリープ破断
強度は単軸クリープ破断強度の半分程度である。さらに
このような被覆管の周方向一様伸びは400℃付近で低下
し、被覆管のような原子力用の管材には改善が必要であ
ることが明らかとなっている。
【０００９】本発明は、以上のような問題点を解決し、
耐スエリング性と高温内圧クリープ強度 (650 ℃、1000
0h破断強度：190MPa以上) に優れ、400 ℃付近の周方向
延性(800℃以下の周囲方向一様伸び：１％以上) を有す
る酸化物分散強化型フェライト鋼とその製造方法を提供
することを目的とする。
耐スエリング性と高温内圧クリープ強度 (650 ℃、1000
0h破断強度：190MPa以上) に優れ、400 ℃付近の周方向
延性(800℃以下の周囲方向一様伸び：１％以上) を有す
る酸化物分散強化型フェライト鋼とその製造方法を提供
することを目的とする。
【００１０】
【課題を解決するための手段】本発明者が、種々の試作
および評価を行い、それらを基に鋭意研究した結果、問
題となっている酸化物分散強化型フェライト鋼の内圧ク
リープ破断強度は、加工により伸張した竹状組織に起因
することをつきとめ、方向性の少ない再結晶組織とする
ことで解決を図ることができることを知った。
および評価を行い、それらを基に鋭意研究した結果、問
題となっている酸化物分散強化型フェライト鋼の内圧ク
リープ破断強度は、加工により伸張した竹状組織に起因
することをつきとめ、方向性の少ない再結晶組織とする
ことで解決を図ることができることを知った。
【００１１】さらに、本発明者は、酸化物分散強化型フ
ェライト鋼は複合酸化物の形成を通してTiと酸素が重要
な役割を演じており、このTiと酸素およびY2O3量が加工
性や再結晶特性に大きく影響を及ぼすことに着目した。
そして過剰酸素濃度とY2O3量に注目し、1300℃以下とい
う従来と比較してかなり低い温度で再結晶組織が生成可
能な範囲を特定できることを知り、本発明を完成した。
ェライト鋼は複合酸化物の形成を通してTiと酸素が重要
な役割を演じており、このTiと酸素およびY2O3量が加工
性や再結晶特性に大きく影響を及ぼすことに着目した。
そして過剰酸素濃度とY2O3量に注目し、1300℃以下とい
う従来と比較してかなり低い温度で再結晶組織が生成可
能な範囲を特定できることを知り、本発明を完成した。
【００１２】もちろん、そのように特定した領域の範囲
外においても1350℃以上の高温度で熱処理を行えば再結
晶可能であるが、その場合、酸化物粒子が粗大化し、酸
化物による分散強化の機能が著しく低下するので、再結
晶組織とした意義が失われる。望ましくは再結晶熱処理
は1250℃以下で行うのが良い。ここに、本発明は、下記
の通りである。
外においても1350℃以上の高温度で熱処理を行えば再結
晶可能であるが、その場合、酸化物粒子が粗大化し、酸
化物による分散強化の機能が著しく低下するので、再結
晶組織とした意義が失われる。望ましくは再結晶熱処理
は1250℃以下で行うのが良い。ここに、本発明は、下記
の通りである。
【００１３】(1) 重量％で、Cr：７〜18％、1/2W＋Mo：
0.1 〜３％、Ti：0.10〜1.0 ％、残部がFeおよび不可避
不純物からなるFe−Crを主体とするフェライト系金属母
相内にイットリアを分散させた酸化物分散強化型フェラ
イト鋼において、イットリアと過剰酸素量 (Excess O)
が、重量％で、 0.10 ％＜ Y2O3 ≦ 0.30 ％ 0.03 ％≦ Excess O ≦ 0.15 ％ Excess O ≦0.25−0.5 ×Y2O3 (％） の範囲にあり、かつ、再結晶組織を有することを特徴と
する酸化物分散強化型フェライト鋼。
0.1 〜３％、Ti：0.10〜1.0 ％、残部がFeおよび不可避
不純物からなるFe−Crを主体とするフェライト系金属母
相内にイットリアを分散させた酸化物分散強化型フェラ
イト鋼において、イットリアと過剰酸素量 (Excess O)
が、重量％で、 0.10 ％＜ Y2O3 ≦ 0.30 ％ 0.03 ％≦ Excess O ≦ 0.15 ％ Excess O ≦0.25−0.5 ×Y2O3 (％） の範囲にあり、かつ、再結晶組織を有することを特徴と
する酸化物分散強化型フェライト鋼。
【００１４】ここで、過剰酸素量とは全酸素量 (Total
O)からイットリア (Y2O3) としてイットリウムと結合し
ている酸素 (O in Y2O3)を計算上除いた酸素量 ([Exces
s O]＝[Total O] −[O in Y2O3])を云う。
O)からイットリア (Y2O3) としてイットリウムと結合し
ている酸素 (O in Y2O3)を計算上除いた酸素量 ([Exces
s O]＝[Total O] −[O in Y2O3])を云う。
【００１５】(2) 重量％で、Cr：７〜18％、1/2W＋Mo：
0.1 〜３％、Ti：0.10〜1.0 ％、残部がFeおよび不可避
不純物からなるFe−Crを主体とするフェライト系金属母
相内にイットリアを分散させた酸化物分散強化型フェラ
イト鋼の製造方法において、イットリアと過剰酸素量
（Excess O) を、重量％で、 0.10 ％＜ Y2O3 ≦ 0.30 ％ 0.03 ％≦ Excess O ≦ 0.15 ％ Excess O ≦0.25−0.5 ×Y2O3 (％) の範囲に調整するとともに1300℃以下で再結晶熱処理を
行うことを特徴とする内圧クリープ強度と延性に優れた
酸化物分散強化型フェライト鋼の製造方法。
0.1 〜３％、Ti：0.10〜1.0 ％、残部がFeおよび不可避
不純物からなるFe−Crを主体とするフェライト系金属母
相内にイットリアを分散させた酸化物分散強化型フェラ
イト鋼の製造方法において、イットリアと過剰酸素量
（Excess O) を、重量％で、 0.10 ％＜ Y2O3 ≦ 0.30 ％ 0.03 ％≦ Excess O ≦ 0.15 ％ Excess O ≦0.25−0.5 ×Y2O3 (％) の範囲に調整するとともに1300℃以下で再結晶熱処理を
行うことを特徴とする内圧クリープ強度と延性に優れた
酸化物分散強化型フェライト鋼の製造方法。
【００１６】ここで、過剰酸素量とは(1) で定義する通
りである。
りである。
【００１７】
【作用】次に、本発明について詳細に説明する。なお、
本明細書において、特にことわりがないかぎり、「％」
は「重量％」である。本発明にかかる鋼は、Fe−Cr−Y2
O3系フェライト鋼を主体とし、過剰酸素量を制限し、組
織を再結晶組織とすることを特徴としている。
本明細書において、特にことわりがないかぎり、「％」
は「重量％」である。本発明にかかる鋼は、Fe−Cr−Y2
O3系フェライト鋼を主体とし、過剰酸素量を制限し、組
織を再結晶組織とすることを特徴としている。
【００１８】図１は、後述する実施例に示す各種酸化物
分散強化型フェライト鋼について過剰酸素量とY2O3量と
の関係において1300℃以下で熱処理したときの再結晶組
織の領域を示すグラフであり、図中、斜線領域が再結晶
組織の領域である。
分散強化型フェライト鋼について過剰酸素量とY2O3量と
の関係において1300℃以下で熱処理したときの再結晶組
織の領域を示すグラフであり、図中、斜線領域が再結晶
組織の領域である。
【００１９】従来は、過剰酸素量との概念さらにそれと
再結晶現象との関連は全く知られることはなかったが、
過剰酸素量は0.15％超、Y2O3量もほぼ0.40％以上であっ
た。なお、本発明において「過剰酸素量」および「Y2O3
量」はいずれもイットリウム(Y) 分析値から求めた計算
値である。
再結晶現象との関連は全く知られることはなかったが、
過剰酸素量は0.15％超、Y2O3量もほぼ0.40％以上であっ
た。なお、本発明において「過剰酸素量」および「Y2O3
量」はいずれもイットリウム(Y) 分析値から求めた計算
値である。
【００２０】Y2O3は分散強化の主役であり、重要な添加
物である。多く添加すればするほど加工方向の強度は高
くなるが、反面、回復や再結晶を起こしにくくなり、ま
た、加工性も低下する。0.30％超のY2O3を添加した材料
を加工すると、加工とともに結晶粒は伸張し、竹状組織
となる。この竹状組織を有する酸化物分散強化型フェラ
イト鋼(ODSフェライト鋼) は、強度の異方性が大きく、
加工方向と直角な方向(例えば被覆管の場合は内圧クリ
ープ破断強度) では強度が向上しない。
物である。多く添加すればするほど加工方向の強度は高
くなるが、反面、回復や再結晶を起こしにくくなり、ま
た、加工性も低下する。0.30％超のY2O3を添加した材料
を加工すると、加工とともに結晶粒は伸張し、竹状組織
となる。この竹状組織を有する酸化物分散強化型フェラ
イト鋼(ODSフェライト鋼) は、強度の異方性が大きく、
加工方向と直角な方向(例えば被覆管の場合は内圧クリ
ープ破断強度) では強度が向上しない。
【００２１】従って、Y2O3は再結晶するような量に制限
する必要がある。0.30％以下であれば再結晶可能である
のでこれを上限とする。また、0.10％以下の場合、比較
的再結晶は容易であるが、分散強化の効果が小さく、強
度が低い。したがって、本発明において下限を0.10％超
とする。
する必要がある。0.30％以下であれば再結晶可能である
のでこれを上限とする。また、0.10％以下の場合、比較
的再結晶は容易であるが、分散強化の効果が小さく、強
度が低い。したがって、本発明において下限を0.10％超
とする。
【００２２】過剰酸素量はTiと同様、酸化物粒子の微細
化に重要な役割を果たす。複合酸化物 (Y2Ti2O7, Y2TiO
5)を形成する際にTiだけでなく、酸素も必要とされるか
らである。しかし、酸化物粒子の微細化とともに酸化物
の粒子数は増加し、転位の動きを抑制するので、再結晶
もしにくくなる。また、余分な介在物の原因にもなり、
加工性を低下させる。過剰酸素量が0.15％以下の範囲で
あれば再結晶可能であるのでこれを上限とする。好まし
くは0.13％以下である。一方、0.03％未満であると強度
がでないためこれを下限とする。より好ましくは0.04〜
0.11％である。
化に重要な役割を果たす。複合酸化物 (Y2Ti2O7, Y2TiO
5)を形成する際にTiだけでなく、酸素も必要とされるか
らである。しかし、酸化物粒子の微細化とともに酸化物
の粒子数は増加し、転位の動きを抑制するので、再結晶
もしにくくなる。また、余分な介在物の原因にもなり、
加工性を低下させる。過剰酸素量が0.15％以下の範囲で
あれば再結晶可能であるのでこれを上限とする。好まし
くは0.13％以下である。一方、0.03％未満であると強度
がでないためこれを下限とする。より好ましくは0.04〜
0.11％である。
【００２３】しかしながら、Y2O3量が0.20〜0.30％の範
囲内にあっては、Excess O≦0.25−0.5 ×Y2O3の範囲を
外れると1300℃以下の加熱処理では再結晶組織を得るこ
とができないため、上記式を満足する範囲内とする。
囲内にあっては、Excess O≦0.25−0.5 ×Y2O3の範囲を
外れると1300℃以下の加熱処理では再結晶組織を得るこ
とができないため、上記式を満足する範囲内とする。
【００２４】このように、本発明にあって過剰酸素量と
Y2O3量とが上述の範囲に限定されるが、そのときの母相
の金属成分は、重量％で、Cr：７〜18％、1/2W＋Mo：0.
1 〜３％、Ti：0.10〜1.0 ％、残部がFeおよび不可避不
純物から成る。
Y2O3量とが上述の範囲に限定されるが、そのときの母相
の金属成分は、重量％で、Cr：７〜18％、1/2W＋Mo：0.
1 〜３％、Ti：0.10〜1.0 ％、残部がFeおよび不可避不
純物から成る。
【００２５】その他の成分としてＣ、Si、Mnなどが考え
られるが、それらは通常不純物量として存在し、所望に
よりそれらを添加する場合にあってもそれぞれ、0.1 ％
以下、0.5 ％以下、そして1.0 ％以下程度であれば十分
である。以下、本発明において母相鋼組成を上述のよう
に限定する理由について説明する。
られるが、それらは通常不純物量として存在し、所望に
よりそれらを添加する場合にあってもそれぞれ、0.1 ％
以下、0.5 ％以下、そして1.0 ％以下程度であれば十分
である。以下、本発明において母相鋼組成を上述のよう
に限定する理由について説明する。
【００２６】Ｃは、ある程度は不可避的に存在するとと
もに機械的合金化処理の際に鋼球や容器等から混入す
る。一方、Ｃはフェライト鋼においても強度改善効果を
果たす場合もあって積極的に添加することがあり、その
ためにはＣは、0.1 ％程度までは許容されるが、通常は
不純物として可及的少量とする。
もに機械的合金化処理の際に鋼球や容器等から混入す
る。一方、Ｃはフェライト鋼においても強度改善効果を
果たす場合もあって積極的に添加することがあり、その
ためにはＣは、0.1 ％程度までは許容されるが、通常は
不純物として可及的少量とする。
【００２７】Siは、所望により脱酸剤として添加される
が、その場合にも0.5 ％を越えると照射中に有害な金属
間化合物が析出しやすくなり、脆化をもたらす。また、
酸化物粒子 (Y2O3) と反応し、酸化物粒子を凝集させ、
強度を著しく低下させる。従って、0.5 ％以下とする。
好ましくは0.1 ％以下である。
が、その場合にも0.5 ％を越えると照射中に有害な金属
間化合物が析出しやすくなり、脆化をもたらす。また、
酸化物粒子 (Y2O3) と反応し、酸化物粒子を凝集させ、
強度を著しく低下させる。従って、0.5 ％以下とする。
好ましくは0.1 ％以下である。
【００２８】Mnは、脱酸剤として、また熱間加工性を改
善するために必要により添加するが、1.0 ％を超えて添
加すると硬化相を形成し、靱性、加工性を損なう。した
がって、Mn含有量は1.0 ％以下とする。
善するために必要により添加するが、1.0 ％を超えて添
加すると硬化相を形成し、靱性、加工性を損なう。した
がって、Mn含有量は1.0 ％以下とする。
【００２９】Crは、耐ナトリウム腐食性、脱炭抵抗性を
向上させるために不可欠な成分であり、そのためには７
％以上が必要である。しかし、18％を越えると、組織を
不安定にし、高温長時間の時効処理では脆化しやすくな
る。特に、中性子照射下ではCrを主体とするα' 相によ
り脆化することが知られている。従って、Cr量は７〜18
％の範囲とする。好ましくは７〜14％である。
向上させるために不可欠な成分であり、そのためには７
％以上が必要である。しかし、18％を越えると、組織を
不安定にし、高温長時間の時効処理では脆化しやすくな
る。特に、中性子照射下ではCrを主体とするα' 相によ
り脆化することが知られている。従って、Cr量は７〜18
％の範囲とする。好ましくは７〜14％である。
【００３０】MoとＷは、固溶強化元素として重要であ
る。そのためにはMo当量 (Mo＋1/2W)で0.1 ％以上を必
要とするが、しかし、3.0 ％超添加するとμ相[Fe6(Mo,
W)7]やラーベス[Fe2(Mo,W)] 相が生じ、延性を低下させ
る。従って、 (Mo＋1/2W) 量は、0.1 ％以上3.0 ％以下
とする。
る。そのためにはMo当量 (Mo＋1/2W)で0.1 ％以上を必
要とするが、しかし、3.0 ％超添加するとμ相[Fe6(Mo,
W)7]やラーベス[Fe2(Mo,W)] 相が生じ、延性を低下させ
る。従って、 (Mo＋1/2W) 量は、0.1 ％以上3.0 ％以下
とする。
【００３１】TiはY2O3の分散強化に重要な役割を果た
す。TiはY2O3と反応して Y2Ti2O7または Y2TiO5 という
複合酸化物を形成し、酸化物粒子を微細化させる働きが
ある。この作用はTiが1.0 ％超で飽和する傾向があるた
め、1.0 ％を上限とする。また、0.10％未満では微細化
作用が小さいため0.10％を下限とする。
す。TiはY2O3と反応して Y2Ti2O7または Y2TiO5 という
複合酸化物を形成し、酸化物粒子を微細化させる働きが
ある。この作用はTiが1.0 ％超で飽和する傾向があるた
め、1.0 ％を上限とする。また、0.10％未満では微細化
作用が小さいため0.10％を下限とする。
【００３２】Niは靱性を向上させるのに有効であり、必
要により添加される。しかし、2.0％超添加すると照射
中にオーステナイトに変化し、その部分がスエリングす
る。従ってNiの添加は本発明において2.0 ％以下に制限
される。
要により添加される。しかし、2.0％超添加すると照射
中にオーステナイトに変化し、その部分がスエリングす
る。従ってNiの添加は本発明において2.0 ％以下に制限
される。
【００３３】本発明にかかる酸化物分散強化型フェライ
ト鋼の製造に際しては、過剰酸素量およびイットリア量
を前述の通り規定するとともに1300℃以下の再結晶処理
を行う限りにおいて特定の方法に制限されないが、例え
ばそれぞれの原料粉末を用意してからいわゆるメカニカ
ルアロイングによって酸化物の形成、あるいは合金化を
図って粉末組成を調整してから、次いで、成形、焼結の
工程を経てから1300℃以下で再結晶処理して製造され
る。このような製造方法については従来技術に従えばよ
い。
ト鋼の製造に際しては、過剰酸素量およびイットリア量
を前述の通り規定するとともに1300℃以下の再結晶処理
を行う限りにおいて特定の方法に制限されないが、例え
ばそれぞれの原料粉末を用意してからいわゆるメカニカ
ルアロイングによって酸化物の形成、あるいは合金化を
図って粉末組成を調整してから、次いで、成形、焼結の
工程を経てから1300℃以下で再結晶処理して製造され
る。このような製造方法については従来技術に従えばよ
い。
【００３４】ところで、従来にあっても、冷間加工で仕
上げることにより耐スエリング性を改善できることが知
られており、例えばPNC316においても20％程度の冷間加
工が施されている。しかし、本発明の場合、特に圧下率
で50％超の冷間加工はクリープ破断強度の異方性を増加
させるので、従って、50％以下の加工率の冷間加工で仕
上げられた酸化物分散強化型フェライト鋼は特に耐スエ
リング性の点で優れている。次に、実施例によって本発
明の作用効果をさらに具体的に説明する。
上げることにより耐スエリング性を改善できることが知
られており、例えばPNC316においても20％程度の冷間加
工が施されている。しかし、本発明の場合、特に圧下率
で50％超の冷間加工はクリープ破断強度の異方性を増加
させるので、従って、50％以下の加工率の冷間加工で仕
上げられた酸化物分散強化型フェライト鋼は特に耐スエ
リング性の点で優れている。次に、実施例によって本発
明の作用効果をさらに具体的に説明する。
【００３５】
(実施例１)合金粉末と酸化物粉末(Y2O3)、また、過剰酸
素量を調整するためにFe2O3 粉末を機械的合金化処理
(メカニカル・アロイング) し、押出用カプセルに充填
した後、400 ℃にて脱気・密封し、1150℃で熱間押出し
た。押出された棒材は、60％冷間加工し、1200℃で熱処
理した。本発明鋼の場合は1200℃でも再結晶が行われ
た。供試材および比較材(PNC−ODS, MA957) の成分を表
１に示す。
素量を調整するためにFe2O3 粉末を機械的合金化処理
(メカニカル・アロイング) し、押出用カプセルに充填
した後、400 ℃にて脱気・密封し、1150℃で熱間押出し
た。押出された棒材は、60％冷間加工し、1200℃で熱処
理した。本発明鋼の場合は1200℃でも再結晶が行われ
た。供試材および比較材(PNC−ODS, MA957) の成分を表
１に示す。
【００３６】図２に 650℃でのクリープ破断試験特性を
示す。1200℃では再結晶しない PNC−ODS1, PNC −ODS
2, MA957 はクリープ破断強度の異方性が著しく大き
い。一方、発明鋼１は1200℃で再結晶が行われたためク
リープ破断強度の異方性が従来材よりも低く、かつ、被
覆管の性能の１つの指標となる内圧クリープ破断強度は
従来鋼より酸化物粉末(Y2O3)量が少ないにもかかわらず
高くなっている。
示す。1200℃では再結晶しない PNC−ODS1, PNC −ODS
2, MA957 はクリープ破断強度の異方性が著しく大き
い。一方、発明鋼１は1200℃で再結晶が行われたためク
リープ破断強度の異方性が従来材よりも低く、かつ、被
覆管の性能の１つの指標となる内圧クリープ破断強度は
従来鋼より酸化物粉末(Y2O3)量が少ないにもかかわらず
高くなっている。
【００３７】図３は周方向一様伸びの試験結果を示し、
これからも分かるように被覆管として必要とされる周方
向一様伸びは従来材では400 ℃付近で低下しているのに
対し、本発明鋼では400 ℃においても良好な延性を有し
ていることがわかる。
これからも分かるように被覆管として必要とされる周方
向一様伸びは従来材では400 ℃付近で低下しているのに
対し、本発明鋼では400 ℃においても良好な延性を有し
ていることがわかる。
【００３８】(実施例２)実施例１と同様な方法にて分散
強化型フェライト鋼を作製し、過剰酸素量とY2O3量との
関係を調べた。ただし、熱処理温度は1300℃以下とし
た。1350℃以上では0.30％以上の酸化物添加量でも再結
晶するが、酸化物粒子が粗大化し、強度が極端に低下す
るからである。
強化型フェライト鋼を作製し、過剰酸素量とY2O3量との
関係を調べた。ただし、熱処理温度は1300℃以下とし
た。1350℃以上では0.30％以上の酸化物添加量でも再結
晶するが、酸化物粒子が粗大化し、強度が極端に低下す
るからである。
【００３９】成分分析値と結果を表２および表３、なら
びに図１に示す。ただし、この中には実施例１の本発明
鋼１の結果を含んでいる。これらの結果より、重量％
で、 0.10％＜ Y2O3 ≦ 0.30 ％ 0.03％≦ Excess O ≦ 0.15 ％ Excess O≦0.25−0.5 ×Y2O3 (％) の範囲においては1300℃以下の温度で再結晶可能である
ことがわかる。
びに図１に示す。ただし、この中には実施例１の本発明
鋼１の結果を含んでいる。これらの結果より、重量％
で、 0.10％＜ Y2O3 ≦ 0.30 ％ 0.03％≦ Excess O ≦ 0.15 ％ Excess O≦0.25−0.5 ×Y2O3 (％) の範囲においては1300℃以下の温度で再結晶可能である
ことがわかる。
【００４０】図４は、それぞれ金属組織写真であり、図
４(a) は、従来の竹状組織、図４(b) はその拡大図、図
４(c) は本発明にかかる発明鋼２の再結晶組織、そして
図４(d) はその拡大図である。本発明によれば従来の竹
状組織が消え、再結晶組織が形成されることから、クリ
ープ破断強度の異方性が解消されるのが分かる。
４(a) は、従来の竹状組織、図４(b) はその拡大図、図
４(c) は本発明にかかる発明鋼２の再結晶組織、そして
図４(d) はその拡大図である。本発明によれば従来の竹
状組織が消え、再結晶組織が形成されることから、クリ
ープ破断強度の異方性が解消されるのが分かる。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば優れた耐
スエリング性と優れた内圧クリープ破断強度、周方向一
様伸びを共に有する酸化物分散強化型フェライト鋼が提
供できることから、高速増殖炉用の部材、特に、燃料被
覆管のような700 ℃程度の高温で、しかも高い応力下で
使用される部材の長寿命化を達成できる。
スエリング性と優れた内圧クリープ破断強度、周方向一
様伸びを共に有する酸化物分散強化型フェライト鋼が提
供できることから、高速増殖炉用の部材、特に、燃料被
覆管のような700 ℃程度の高温で、しかも高い応力下で
使用される部材の長寿命化を達成できる。
【図１】過剰酸素量とY2O3により再結晶可能な領域を示
した説明図である。
した説明図である。
【図２】従来鋼と発明鋼のクリープ破断強度を比較した
グラフである。
グラフである。
【図３】従来鋼と発明鋼の周方向一様伸びを比較したグ
ラフである。
ラフである。
【図４】従来材と発明材の光学顕微鏡による顕微鏡金属
組織図であり、図４(a) は、従来の竹状組織、図４(b)
はその拡大図、図４(c) は本発明にかかる再結晶組織、
そして図４(d) はその拡大図である。
組織図であり、図４(a) は、従来の竹状組織、図４(b)
はその拡大図、図４(c) は本発明にかかる再結晶組織、
そして図４(d) はその拡大図である。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成７年２月１７日
【手続補正１】
【補正対象書類名】図面
【補正対象項目名】図４
【補正方法】変更
【補正内容】
【図４】
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 鵜飼 重治 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 井上 賢紀 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 岡田 浩一 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 西田 俊夫 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 藤原 優行 兵庫県加古川市尾上町池田2222−１ 株式 会社神戸製鋼所鉄鋼技術研究所内 (72)発明者 奥田 隆成 兵庫県加古川市尾上町池田2222−１ 株式 会社神戸製鋼所鉄鋼技術研究所内 (72)発明者 阿佐部 和孝 大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金 属工業株式会社内 (72)発明者 山本 祐義 大阪市中央区北浜４丁目５番33号 住友金 属工業株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％で、Cr：７〜18％、1/2W＋Mo：0.
1 〜３％、Ti：0.10〜1.0 ％、残部Feおよび不可避不純
物からなるFe−Crを主体とするフェライト系金属母相内
にイットリアを分散させた酸化物分散強化型フェライト
鋼において、イットリアと過剰酸素量（Excess O) が、
重量％で、 0.10 ％＜ Y2O3 ≦ 0.30 ％ 0.03 ％≦ Excess O ≦ 0.15 ％ Excess O ≦0.25−0.5 ×Y2O3 (％) の範囲にあり、かつ、再結晶組織を有することを特徴と
する内圧クリープ強度と延性に優れた酸化物分散強化型
フェライト鋼。ここで、過剰酸素量とは全酸素量 (Tota
l O)からイットリア (Y2O3) としてイットリウムと結合
している酸素 (O in Y2O3)を計算上除いた酸素量 ([Exc
ess O]＝[Total O] −[O in Y2O3])を云う。 - 【請求項２】 重量％で、Cr：７〜18％、1/2W＋Mo：0.
1 〜３％、Ti：0.10〜1.0 ％、残部Feおよび不可避不純
物からなるFe−Crを主体とするフェライト系金属母相内
にイットリアを分散させた酸化物分散強化型フェライト
鋼の製造方法において、イットリアと過剰酸素量（Exce
ss O) を重量％で 0.10 ％＜ Y2O3 ≦ 0.30 ％ 0.03 ％≦ Excess O ≦ 0.15 ％ Excess O ≦0.25−0.5 ×Y2O3 (％) の範囲に調整するとともに1300℃以下で再結晶熱処理を
行うことを特徴とする内圧クリープ強度と延性に優れた
酸化物分散強化型フェライト鋼の製造方法。ここで、過
剰酸素量とは請求項１で定義する通りである。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07029320A JP3127759B2 (ja) | 1995-02-17 | 1995-02-17 | 再結晶組織を有する酸化物分散強化型フェライト鋼とその製造方法 |
| FR9601939A FR2731231B1 (fr) | 1995-02-17 | 1996-02-16 | Acier ferritique renforce par dispersion d'oxyde et procede de production de celui-ci |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07029320A JP3127759B2 (ja) | 1995-02-17 | 1995-02-17 | 再結晶組織を有する酸化物分散強化型フェライト鋼とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08225891A true JPH08225891A (ja) | 1996-09-03 |
| JP3127759B2 JP3127759B2 (ja) | 2001-01-29 |
Family
ID=12272937
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07029320A Expired - Lifetime JP3127759B2 (ja) | 1995-02-17 | 1995-02-17 | 再結晶組織を有する酸化物分散強化型フェライト鋼とその製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3127759B2 (ja) |
| FR (1) | FR2731231B1 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7141209B2 (en) | 2002-10-11 | 2006-11-28 | Japan Nuclear Cycle Development Institute | Method for producing oxide dispersion strengthened ferritic steel tube |
| JP2010065302A (ja) * | 2008-09-12 | 2010-03-25 | Kyoto Univ | スーパーｏｄｓ鋼 |
| 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 |
| JP2020056106A (ja) * | 2018-09-27 | 2020-04-09 | 株式会社アテクト | ニッケル基合金製または鉄基合金製の耐熱部材の製造方法 |
| CN113789494A (zh) * | 2021-08-31 | 2021-12-14 | 昆明理工大学 | 一种氧化物弥散强化钢核燃料包壳管的制备方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3753248B2 (ja) * | 2003-09-01 | 2006-03-08 | 核燃料サイクル開発機構 | 残留α粒を有する高温強度に優れたマルテンサイト系酸化物分散強化型鋼の製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4963200A (en) * | 1988-04-25 | 1990-10-16 | Doryokuro Kakunenryo Kaihatsu Jigyodan | Dispersion strengthened ferritic steel for high temperature structural use |
| JPH0652307B2 (ja) * | 1988-11-19 | 1994-07-06 | 動力炉・核燃料開発事業団 | 原子炉用分散強化型フェライト鋼被覆管及びその製造方法 |
-
1995
- 1995-02-17 JP JP07029320A patent/JP3127759B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1996
- 1996-02-16 FR FR9601939A patent/FR2731231B1/fr not_active Expired - Lifetime
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7141209B2 (en) | 2002-10-11 | 2006-11-28 | Japan Nuclear Cycle Development Institute | Method for producing oxide dispersion strengthened ferritic steel tube |
| JP2010065302A (ja) * | 2008-09-12 | 2010-03-25 | Kyoto Univ | スーパーｏｄｓ鋼 |
| 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 |
| US10011893B2 (en) | 2014-03-05 | 2018-07-03 | Korea Atomic Energy Research Institute | Ferritic/martensitic oxide dispersion strengthened steel with enhanced creep resistance and method of manufacturing the same |
| JP2020056106A (ja) * | 2018-09-27 | 2020-04-09 | 株式会社アテクト | ニッケル基合金製または鉄基合金製の耐熱部材の製造方法 |
| CN113789494A (zh) * | 2021-08-31 | 2021-12-14 | 昆明理工大学 | 一种氧化物弥散强化钢核燃料包壳管的制备方法 |
| CN113789494B (zh) * | 2021-08-31 | 2023-11-14 | 昆明理工大学 | 一种氧化物弥散强化钢核燃料包壳管的制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3127759B2 (ja) | 2001-01-29 |
| FR2731231A1 (fr) | 1996-09-06 |
| FR2731231B1 (fr) | 1998-01-09 |
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