JPH0892700A - γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼 - Google Patents
γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼Info
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- JPH0892700A JPH0892700A JP6226307A JP22630794A JPH0892700A JP H0892700 A JPH0892700 A JP H0892700A JP 6226307 A JP6226307 A JP 6226307A JP 22630794 A JP22630794 A JP 22630794A JP H0892700 A JPH0892700 A JP H0892700A
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- irradiation
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- 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
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐スエリング性と高温クリープ強度、延性、
照射下での相安定性についてバランスのとれた高Ｎｉオ
ーステナイト鋼を提供する。 【構成】 重量％でＳｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０
％以下、Ｃｒ：１３％〜１８％、Ｎｉ：３０〜５０％、
Ｍｏ＋Ｗ＝２．０〜６．０、Ａｌ＝０．０５〜１．０
％、Ｔｉ＝０．０５〜０．６％、Ｎｂ＝２〜５％、残部
がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする
γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼。
照射下での相安定性についてバランスのとれた高Ｎｉオ
ーステナイト鋼を提供する。 【構成】 重量％でＳｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１．０
％以下、Ｃｒ：１３％〜１８％、Ｎｉ：３０〜５０％、
Ｍｏ＋Ｗ＝２．０〜６．０、Ａｌ＝０．０５〜１．０
％、Ｔｉ＝０．０５〜０．６％、Ｎｂ＝２〜５％、残部
がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする
γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は高Ｎｉ鋼、特に原子炉
（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、冷却系配管部材等）のように優れた耐中性子
照射特性が必要とされる高Ｎｉ鋼に関する。
（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、冷却系配管部材等）のように優れた耐中性子
照射特性が必要とされる高Ｎｉ鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来より炉心構成部材としては、ＳＵＳ
３１６の他に、当該ＳＵＳ３１６の高Ｎｉ化を図った改
良鋼が用いられてきた。これは、ＳＵＳ３１６の耐照射
特性を改善するためであり、これまでのＦｅ−Ｃｒ−Ｎ
ｉ系合金の照射試験結果では、ボイドスエリングに対し
てＮｉの組成依存性が認められ、例えばＦｅ−１５Ｃｒ
合金では、４５％Ｎｉでスエリング量が最低となること
が報告されているからである。
３１６の他に、当該ＳＵＳ３１６の高Ｎｉ化を図った改
良鋼が用いられてきた。これは、ＳＵＳ３１６の耐照射
特性を改善するためであり、これまでのＦｅ−Ｃｒ−Ｎ
ｉ系合金の照射試験結果では、ボイドスエリングに対し
てＮｉの組成依存性が認められ、例えばＦｅ−１５Ｃｒ
合金では、４５％Ｎｉでスエリング量が最低となること
が報告されているからである。
【０００３】しかしながら、この一方で、Ｎｉ量を増加
させると高温強度が低下するので、耐照射特性改善のた
めに単純に高Ｎｉ化を図るのは妥当でない。そこで、耐
スエリング特性を向上させながら、高温強度を改善する
には、高Ｎｉ化以外に何らかの工夫を加える必要があ
る。現在のところ、炭窒化物の微細析出による強化と固
溶強化を組み合わせた材料（特願平６−３９３９１号）
や、ＰＥ１６のようにγ’の析出により強化した材料な
どが実用炉の候補材料として考えられている。
させると高温強度が低下するので、耐照射特性改善のた
めに単純に高Ｎｉ化を図るのは妥当でない。そこで、耐
スエリング特性を向上させながら、高温強度を改善する
には、高Ｎｉ化以外に何らかの工夫を加える必要があ
る。現在のところ、炭窒化物の微細析出による強化と固
溶強化を組み合わせた材料（特願平６−３９３９１号）
や、ＰＥ１６のようにγ’の析出により強化した材料な
どが実用炉の候補材料として考えられている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、実用炉で想定
しているような高温、高速中性子、高応力下という厳し
い環境下という条件を完全に満足するる材料は現状では
開発されていない。例えば、Ｎｉ量が少ないと耐スエリ
ング性が問題となり、逆に耐スエリング性向上のためＮ
ｉ量を５０％以上添加すると、Ｈｅ脆化が問題となる。
また、本発明者らが過去開発した炭窒化物析出強化鋼
（特願平６−３９３９１号）は、優れた相安定性を有す
るが、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）がＮｉに固溶しにくいた
め高温強度を保ったままＮｉ量を上げることが困難とな
り、発明で達成した強度が限界である。一方Ｎｉｎｏｍ
ｉｃ ＰＥ１６はＦｅ−Ｎｉ基材料をγ’により析出強
化した材料であり、優れた高温強度を有するが、照射誘
起粒界析出脆化が問題となっている（なお、Ｎｉｎｏｍ
ｉｃ ＰＥ１６における照射誘起粒界析出脆化というの
は、中性子照射を受けるとγ’が粒界に再析出し、延性
が全くなくなってしまう現象である）。Ｔｉを多く含む
ようなＩＮＣＯＮＥＬ７０６では、照射によりγ’が溶
けて粒界にη相（Ｎｉ3 Ｔｉ）が再析出し、脆化するこ
とが知られている。また、これらの問題を解決するた
め、単純にγ’＋γ”量を１０ｖｏｌ．％以下に抑える
ことも考えられるが、γ’，γ”の固溶化温度が下が
り、７５０℃を越えると急激に高温強度が低下するとい
う問題が生じる。
しているような高温、高速中性子、高応力下という厳し
い環境下という条件を完全に満足するる材料は現状では
開発されていない。例えば、Ｎｉ量が少ないと耐スエリ
ング性が問題となり、逆に耐スエリング性向上のためＮ
ｉ量を５０％以上添加すると、Ｈｅ脆化が問題となる。
また、本発明者らが過去開発した炭窒化物析出強化鋼
（特願平６−３９３９１号）は、優れた相安定性を有す
るが、炭素（Ｃ）、窒素（Ｎ）がＮｉに固溶しにくいた
め高温強度を保ったままＮｉ量を上げることが困難とな
り、発明で達成した強度が限界である。一方Ｎｉｎｏｍ
ｉｃ ＰＥ１６はＦｅ−Ｎｉ基材料をγ’により析出強
化した材料であり、優れた高温強度を有するが、照射誘
起粒界析出脆化が問題となっている（なお、Ｎｉｎｏｍ
ｉｃ ＰＥ１６における照射誘起粒界析出脆化というの
は、中性子照射を受けるとγ’が粒界に再析出し、延性
が全くなくなってしまう現象である）。Ｔｉを多く含む
ようなＩＮＣＯＮＥＬ７０６では、照射によりγ’が溶
けて粒界にη相（Ｎｉ3 Ｔｉ）が再析出し、脆化するこ
とが知られている。また、これらの問題を解決するた
め、単純にγ’＋γ”量を１０ｖｏｌ．％以下に抑える
ことも考えられるが、γ’，γ”の固溶化温度が下が
り、７５０℃を越えると急激に高温強度が低下するとい
う問題が生じる。
【０００５】本発明では、以上のような問題点を解決
し、耐スエリング性と高温クリープ強度、延性、照射下
での相安定性についてバランスのとれた高Ｎｉオーステ
ナイト鋼を提供することを目的とする。
し、耐スエリング性と高温クリープ強度、延性、照射下
での相安定性についてバランスのとれた高Ｎｉオーステ
ナイト鋼を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明では、上記問題点
を解決するために、相安定性と高温強度の観点につい
て、ｄ電子合金設計理論（特願平２−２５６２２参
照）、試作−評価を基に鋭意研究した結果、以下のよう
な高Ｎｉ鋼を発明した。
を解決するために、相安定性と高温強度の観点につい
て、ｄ電子合金設計理論（特願平２−２５６２２参
照）、試作−評価を基に鋭意研究した結果、以下のよう
な高Ｎｉ鋼を発明した。
【０００７】（１） 重量％でＳｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１３〜１８％、Ｎｉ：３０〜
５０％、Ｍｏ＋Ｗ＝２．０〜６．０％、Ａｌ＝０．０５
〜１．０％、Ｔｉ＝０．０５〜０．６％、Ｎｂ＝２〜５
％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴と
する耐照射特性と高温強度、延性に優れたγ’，γ”相
析出強化型高Ｎｉ鋼。
ｎ：１．０％以下、Ｃｒ：１３〜１８％、Ｎｉ：３０〜
５０％、Ｍｏ＋Ｗ＝２．０〜６．０％、Ａｌ＝０．０５
〜１．０％、Ｔｉ＝０．０５〜０．６％、Ｎｂ＝２〜５
％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴と
する耐照射特性と高温強度、延性に優れたγ’，γ”相
析出強化型高Ｎｉ鋼。
【０００８】（２） 上記項目１記載の高Ｎｉ鋼におい
て、０．０８％以下のＰが添加されていることを特徴と
する高Ｎｉ鋼。
て、０．０８％以下のＰが添加されていることを特徴と
する高Ｎｉ鋼。
【０００９】（３） 上記項目１または２記載の高Ｎｉ
鋼において、０．０１％以下のＢが添加されていること
を特徴とする高Ｎｉ鋼。
鋼において、０．０１％以下のＢが添加されていること
を特徴とする高Ｎｉ鋼。
【００１０】（４） 上記項目１乃至３いずれか記載の
γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼において、粒度調整
後、１０６０℃〜１１５０℃で溶体化処理を施し、その
後、１０〜３０％の冷間加工、７００℃〜９００℃で時
効処理を施した高Ｎｉ鋼。
γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼において、粒度調整
後、１０６０℃〜１１５０℃で溶体化処理を施し、その
後、１０〜３０％の冷間加工、７００℃〜９００℃で時
効処理を施した高Ｎｉ鋼。
【００１１】以下、本発明について詳細に説明する。な
お、本明細書中にて使用される「γ’，γ”」とは、
γ’及び／またはγ”の意味であり、γ’はＮｉ3 Ａ
ｌ，Ｎｉ3 Ｔｉ、γ”はＮｉ3 Ｎｂを成分とするＮｉと
の金属間化合物で、０．０１μｍ以下の微細な析出物を
いう。
お、本明細書中にて使用される「γ’，γ”」とは、
γ’及び／またはγ”の意味であり、γ’はＮｉ3 Ａ
ｌ，Ｎｉ3 Ｔｉ、γ”はＮｉ3 Ｎｂを成分とするＮｉと
の金属間化合物で、０．０１μｍ以下の微細な析出物を
いう。
【００１２】本発明材料は、Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系鋼を主
体とし、固溶強化元素としてＭｏ、Ｗを添加し、さら
に、γ’，γ”の析出強化元素としてＴｉ、Ａｌ、Ｎｂ
の複合添加をし、このＴｉ、Ａｌ、Ｎｂの複合添加にお
いては特にＮｂを多く添加する成分を有することを特徴
としている。
体とし、固溶強化元素としてＭｏ、Ｗを添加し、さら
に、γ’，γ”の析出強化元素としてＴｉ、Ａｌ、Ｎｂ
の複合添加をし、このＴｉ、Ａｌ、Ｎｂの複合添加にお
いては特にＮｂを多く添加する成分を有することを特徴
としている。
【００１３】Ｓｉは、脱酸剤として添加されるが、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、脆化をもたらすので、０．５％以下とする。
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、脆化をもたらすので、０．５％以下とする。
【００１４】Ｍｎは、熱間加工性を改善し、組織の安定
化に有効であるが、１．０％を越えると硬化相を形成
し、靭性、加工性を損うので、１．０％以下とする。
化に有効であるが、１．０％を越えると硬化相を形成
し、靭性、加工性を損うので、１．０％以下とする。
【００１５】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
１３％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、有害な金属間化合物が析出しやすく
なる。とくに、中性子照射下では相不安定性による粒界
析出脆化が起きやすい。従って、Ｃｒ量は１３％〜１８
％の範囲とする。
を向上させるために不可欠な成分であり、そのためには
１３％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、有害な金属間化合物が析出しやすく
なる。とくに、中性子照射下では相不安定性による粒界
析出脆化が起きやすい。従って、Ｃｒ量は１３％〜１８
％の範囲とする。
【００１６】Ｎｉは、オーステナイト安定化元素である
と共に、耐スエリング性を向上させる上で重要な元素で
あり、そのためには最低３０％必要である。しかし、５
０％を越えると、照射による残留放射能が著しく高くな
り、廃棄物の保管及び再処理上問題となる。また、耐ナ
トリウム腐食特性も低下する。更に、ＮｉはＨｅ脆化の
原因ともなる（Ｎｉは中性子と反応してＨｅを生じる）
ので、Ｎｉ量は３０〜５０％とする。
と共に、耐スエリング性を向上させる上で重要な元素で
あり、そのためには最低３０％必要である。しかし、５
０％を越えると、照射による残留放射能が著しく高くな
り、廃棄物の保管及び再処理上問題となる。また、耐ナ
トリウム腐食特性も低下する。更に、ＮｉはＨｅ脆化の
原因ともなる（Ｎｉは中性子と反応してＨｅを生じる）
ので、Ｎｉ量は３０〜５０％とする。
【００１７】ＭｏとＷは、固溶強化元素として重要であ
り、総量で２．０％以上添加する必要がある。しかし、
６．０％以上添加すると中性子吸収断面積が大きくな
り、増殖性の問題となる。また、μ相（Ｆｅ7 （Ｍｏ，
Ｗ）6 ）が生じ、延性を低下させる。従って、（Ｍｏ＋
Ｗ）量は、２．０〜６．０％とする。
り、総量で２．０％以上添加する必要がある。しかし、
６．０％以上添加すると中性子吸収断面積が大きくな
り、増殖性の問題となる。また、μ相（Ｆｅ7 （Ｍｏ，
Ｗ）6 ）が生じ、延性を低下させる。従って、（Ｍｏ＋
Ｗ）量は、２．０〜６．０％とする。
【００１８】ＴｉとＡｌとＮｂは、金属間化合物
（γ’，γ”）を形成し、析出強化元素として重要とな
る。
（γ’，γ”）を形成し、析出強化元素として重要とな
る。
【００１９】即ち、市販されている類似の鋼においても
γ’，γ”にて強度を高めることはよく行われているこ
とであるが、本発明に係る高Ｎｉ鋼の場合には使用温度
が７００℃でかつ中性子照射下での延性が必要とされる
ことから、γ’，γ”量を１０ｖｏｌ．％以下に制限す
る必要があると共に、少なくとも固溶化温度（γ’，
γ”が溶ける温度）は８００℃以上とする必要がある。
このような固溶化温度を得るためにはＴｉ、Ａｌ、Ｎｂ
のいずれか１つの成分を多く含むのが有効であるという
ことが実験で確かめられている。即ち、固溶化温度と関
係するγ，γ＋γ’、γ”相境界温度の高い試料は、Ｔ
ｉ、Ａｌ、Ｎｂのどれか１つの成分（ｍｏｌ量）が高く
なっているのである。しかしながら、Ｔｉ量の多い試料
は引張延性に劣り、Ａｌ量の多い試料はクリープ強度に
劣るということが分かった。一方、Ｎｂ量の多い試料に
はこのような不都合はなく、Ｎｂ量の多い試料はクリー
プ強度、引張延性ともに優れた特性を示す。本発明で
は、十分な延性確保のためにγ’，γ”量を１０ｖｏ
ｌ．％以下とする必要にも鑑みて、これらの量は、Ａｌ
＝０．０５〜１．０％、Ｔｉ＝０．０５〜０．６％、Ｎ
ｂ＝２〜５％とすることにしている。
γ’，γ”にて強度を高めることはよく行われているこ
とであるが、本発明に係る高Ｎｉ鋼の場合には使用温度
が７００℃でかつ中性子照射下での延性が必要とされる
ことから、γ’，γ”量を１０ｖｏｌ．％以下に制限す
る必要があると共に、少なくとも固溶化温度（γ’，
γ”が溶ける温度）は８００℃以上とする必要がある。
このような固溶化温度を得るためにはＴｉ、Ａｌ、Ｎｂ
のいずれか１つの成分を多く含むのが有効であるという
ことが実験で確かめられている。即ち、固溶化温度と関
係するγ，γ＋γ’、γ”相境界温度の高い試料は、Ｔ
ｉ、Ａｌ、Ｎｂのどれか１つの成分（ｍｏｌ量）が高く
なっているのである。しかしながら、Ｔｉ量の多い試料
は引張延性に劣り、Ａｌ量の多い試料はクリープ強度に
劣るということが分かった。一方、Ｎｂ量の多い試料に
はこのような不都合はなく、Ｎｂ量の多い試料はクリー
プ強度、引張延性ともに優れた特性を示す。本発明で
は、十分な延性確保のためにγ’，γ”量を１０ｖｏ
ｌ．％以下とする必要にも鑑みて、これらの量は、Ａｌ
＝０．０５〜１．０％、Ｔｉ＝０．０５〜０．６％、Ｎ
ｂ＝２〜５％とすることにしている。
【００２０】γ’，γ”の析出上限温度が１０５０℃程
度なので、溶体化温度は最低１０６０℃とする。γ’，
γ”の量が増加すれば析出上限温度は上昇するが、熱処
理温度を高くし過ぎると結晶粒が大きくなり、超音波探
傷検査ができなくなるので上限を１１５０℃とする。次
にγ’，γ”を微細析出させるために冷間加工により転
位を導入し、転位上に析出させる必要がある。転位上に
析出させるには最低１０％の冷間加工が必要である。３
０％を越えると導入した転位によりクリープ強度が低下
するのでこれを上限とする。時効温度については、高速
炉の使用温度が７００℃程度なので、それ以上で析出さ
せることが望ましい。従って、時効温度は７００℃を下
限とする。また、９００℃を越えると析出するγ’，
γ”が粗大化するので、上限を９００℃とする。
度なので、溶体化温度は最低１０６０℃とする。γ’，
γ”の量が増加すれば析出上限温度は上昇するが、熱処
理温度を高くし過ぎると結晶粒が大きくなり、超音波探
傷検査ができなくなるので上限を１１５０℃とする。次
にγ’，γ”を微細析出させるために冷間加工により転
位を導入し、転位上に析出させる必要がある。転位上に
析出させるには最低１０％の冷間加工が必要である。３
０％を越えると導入した転位によりクリープ強度が低下
するのでこれを上限とする。時効温度については、高速
炉の使用温度が７００℃程度なので、それ以上で析出さ
せることが望ましい。従って、時効温度は７００℃を下
限とする。また、９００℃を越えると析出するγ’，
γ”が粗大化するので、上限を９００℃とする。
【００２１】
【実施例】真空溶解、均質化熱処理（１２００℃×２０
ｈ）、熱間鍛造、熱間圧延、中間焼鈍（１１００℃×３
０ｍｉｎ ＷＱ）により、厚さ２０ｍｍの板を作り、５
０％冷間圧延、溶体化処理（１０４０〜１０８０×３０
ｍｉｎ ＷＱ）により、結晶粒度を調整し、８ｔの板材
を作る。最後に、２０％の冷間加工、７５０℃×８ｈの
時効処理により供試材を仕上げる。供試材の成分を表１
に示す。
ｈ）、熱間鍛造、熱間圧延、中間焼鈍（１１００℃×３
０ｍｉｎ ＷＱ）により、厚さ２０ｍｍの板を作り、５
０％冷間圧延、溶体化処理（１０４０〜１０８０×３０
ｍｉｎ ＷＱ）により、結晶粒度を調整し、８ｔの板材
を作る。最後に、２０％の冷間加工、７５０℃×８ｈの
時効処理により供試材を仕上げる。供試材の成分を表１
に示す。
【００２２】
【表１】 この表１に示される各供試材のクリープ破断試験結果を
図１に示す。この図１に示される結果から、本実施例に
係る供試材は、Ｔｉ、Ｎｂを多量に添加した材料は実証
炉被覆管候補材であるＰＮＣ１５２０を上回る優れたク
リープ強度を示すということが分かる。
図１に示す。この図１に示される結果から、本実施例に
係る供試材は、Ｔｉ、Ｎｂを多量に添加した材料は実証
炉被覆管候補材であるＰＮＣ１５２０を上回る優れたク
リープ強度を示すということが分かる。
【００２３】図２には引張試験における伸びを示す。こ
の図２に示される結果より、Ｔｉを多く添加した材料
は、優れたクリープ強度を示す半面、引張、延性に劣る
ことがわかる。発明鋼であるＮｂを多く添加した材料
は、引張、延性共に良好であるということがわかる。
の図２に示される結果より、Ｔｉを多く添加した材料
は、優れたクリープ強度を示す半面、引張、延性に劣る
ことがわかる。発明鋼であるＮｂを多く添加した材料
は、引張、延性共に良好であるということがわかる。
【００２４】表１に示されるＮｏ．７の試料について
は、特に熱処理の影響についても調べた。トリアーク炉
で６０ｇのボタンインゴットを溶解し、均質化処理（１
２００℃×２４ｈ）、熱間圧延（１２００℃）で４ｔの
板とする。中間熱処理（１１００℃×３０ｍｉｎ Ｗ
Ｑ）、２０％冷間圧延、溶体化処理（１０８０℃×４
ｈ）により試験片を作製した。次に、以下の４つの熱処
理とγ’，γ”の析出状況を調べた。
は、特に熱処理の影響についても調べた。トリアーク炉
で６０ｇのボタンインゴットを溶解し、均質化処理（１
２００℃×２４ｈ）、熱間圧延（１２００℃）で４ｔの
板とする。中間熱処理（１１００℃×３０ｍｉｎ Ｗ
Ｑ）、２０％冷間圧延、溶体化処理（１０８０℃×４
ｈ）により試験片を作製した。次に、以下の４つの熱処
理とγ’，γ”の析出状況を調べた。
【００２５】 （Ａ）１０８０℃×１ｈ→２０％ＣＷ→９００℃×１ｈ→７５０℃×８ｈ （Ｂ）１０８０℃×１ｈ→９００℃×１ｈ→７５０℃×８ｈ （Ｃ）１０８０℃×１ｈ→２０％ＣＷ→７５０℃×８ｈ （Ｄ）１０８０℃×１ｈ→７５０℃×８ｈ 析出状況を電子顕微鏡観察により調べた結果を表２に示
す。
す。
【００２６】
【表２】 この表２より、（Ｃ）の熱処理が最も有効であるこいう
ことが分かる。
ことが分かる。
【００２７】
【発明の効果】以上のように、本発明によれば耐スエリ
ング性と高温クリープ強度、照射下での相安定性につい
てバランスのとれた高Ｎｉ鋼が提供できる。即ち、本発
明によれば、耐照射特性と高温強度、延性に優れた
γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼を提供することができ
る。このことから、本発明によれば、原子炉（特に高速
増殖炉部材）の構造部材、特に燃料被覆管のような７０
０℃程度の高温で、しかも高い応力下で使用される構造
部材の長寿命化を達成することができる。
ング性と高温クリープ強度、照射下での相安定性につい
てバランスのとれた高Ｎｉ鋼が提供できる。即ち、本発
明によれば、耐照射特性と高温強度、延性に優れた
γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼を提供することができ
る。このことから、本発明によれば、原子炉（特に高速
増殖炉部材）の構造部材、特に燃料被覆管のような７０
０℃程度の高温で、しかも高い応力下で使用される構造
部材の長寿命化を達成することができる。
【図１】試作材（供試材）について７００℃におけるク
リープ破断試験の結果を示した図である。
リープ破断試験の結果を示した図である。
【図２】試作材（供試材）の引張伸びを比較した結果を
示した図である。
示した図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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番地 動 力炉・核燃料開発事業団 大洗工学センタ ー内 (72)発明者 鹿倉 栄 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002番地 動 力炉・核燃料開発事業団 大洗工学センタ ー内 (72)発明者 原田 誠 兵庫県神戸市西区学園西町５−８−１, 527−205 (72)発明者 西田 俊夫 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002番地 動 力炉・核燃料開発事業団 大洗工学センタ ー内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％でＳｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
１．０％以下、Ｃｒ：１３〜１８％、Ｎｉ：３０〜５０
％、Ｍｏ＋Ｗ＝２．０〜６．０％、Ａｌ＝０．０５〜
１．０％、Ｔｉ＝０．０５〜０．６％、Ｎｂ＝２〜５
％、残部がＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴と
するγ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼。 - 【請求項２】 請求項１記載の高Ｎｉ鋼において、０．
０８％以下のＰが添加されていることを特徴とする高Ｎ
ｉ鋼。 - 【請求項３】 請求項１または２記載の高Ｎｉ鋼におい
て、０．０１％以下のＢが添加されていることを特徴と
する高Ｎｉ鋼。 - 【請求項４】 請求項１乃至３いずれか記載のγ’，
γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼において粒度調整後、１０４
０℃〜１１５０℃で溶体化処理を施し、その後、１０〜
３０％の冷間加工、７００℃〜９００℃で時効処理を施
した高Ｎｉ鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6226307A JPH0892700A (ja) | 1994-09-21 | 1994-09-21 | γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6226307A JPH0892700A (ja) | 1994-09-21 | 1994-09-21 | γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0892700A true JPH0892700A (ja) | 1996-04-09 |
Family
ID=16843160
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6226307A Pending JPH0892700A (ja) | 1994-09-21 | 1994-09-21 | γ’，γ”相析出強化型高Ｎｉ鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0892700A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002241841A (ja) * | 2001-01-24 | 2002-08-28 | Imphy Ugine Precision | 鉄−ニッケル合金から作られたストリップの製造方法 |
| CN115558859A (zh) * | 2022-10-10 | 2023-01-03 | 江苏图南合金股份有限公司 | 高温挤压模具用高硬度合金、锻件和锻件的生产方法 |
-
1994
- 1994-09-21 JP JP6226307A patent/JPH0892700A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002241841A (ja) * | 2001-01-24 | 2002-08-28 | Imphy Ugine Precision | 鉄−ニッケル合金から作られたストリップの製造方法 |
| CN115558859A (zh) * | 2022-10-10 | 2023-01-03 | 江苏图南合金股份有限公司 | 高温挤压模具用高硬度合金、锻件和锻件的生产方法 |
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