JPH10310820A - 低温靭性とクリープ強度に優れた核融合炉用鋼の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 本発明は核融合炉用の低放射化成分からなる
フェライト系耐熱鋼において、強度、クリープ特性及び
靱性を同時に向上させるための核融合炉用鋼の製造方法
を提供する。 【解決手段】 放射化元素を極力低減してＷ，Ｔａを含
有させて成分の最適化を図ったＣｒ系耐熱鋼鋼片に対し
て、再加熱焼きならしあるいは焼入れを施さずに、特定
の温度及び累積圧下率にて、圧延まま、あるいは加工熱
処理後焼戻しを施すことにより強度、クリープ特性、靱
性を大幅に向上させる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、核融合炉の第一壁
等に用いる、低誘導放射化、高温クリープ強度及び低温
靱性に優れた核融合炉用鋼の製造方法に関するものであ
る。

【０００２】

【従来の技術】核融合炉は、実験研究炉として実績があ
り、既に臨界プラズマ条件を達成している。現在、その
第一壁材料としてオーステナイト系のＳＵＳ３１６が用
いられている。しかし、商用炉で想定される中性子照射
量では、照射で生じる原子空孔の集合体（ボイド）によ
って材料の体積が膨張するボイドスエリングの問題から
オーステナイト系のＳＵＳ３１６は使用できないため、
代わってＳＵＳ３１６にＴｉを添加したＪＰＣＡ鋼や、
フェライト系であるためボイドスエリングの少ないＨＴ
−９鋼（１２Ｃｒ−１Ｍｏ−Ｗ−Ｖ）が開発された。

【０００３】さらに、「Journal of Nuclear Materials
133&134 (1985)149-155」に記載されているように、使
用中の補修やシャットダウン後廃棄処分時の放射能汚染
の低減が経済的に著しく有利であることから、第一壁材
料として誘導放射化の少ない低放射化材料が要求される
ようになり、フェライト鋼で且つ誘導放射能の高い元素
であるＮｉ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｎｂなどを極力低減させた鋼
が要求されるようになった。

【０００４】低放射化鋼としては、「Alloy Developmen
t for Irradiation Performance/Semiannual Progress
Report For Period Ending September 30.1985;U.S.Dep
artment of Energy,p117-123」に記載されている９Ｃｒ
−２Ｗ−Ｔａ−Ｖ鋼、「耐熱材料第１２３委員会研究報
告Vol.27 No.1 pp105-117 」に記載されている９Ｃｒ−
２Ｗ鋼、及び特公平３−６１７４９号公報に記載されて
いるような８Ｃｒ−２Ｗ−Ｔａ−Ｖ鋼等のマルテンサイ
ト組織を有するフェライト系鋼が開発されている。これ
らの鋼はＷの固溶強化に加えてＴａ炭窒化物、Ｖ炭窒化
物による分散強化によって高温強度をＨＴ−９並みにし
ようとするものである。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】ＢＣＣ構造のフェライ
ト〜マルテンサイト組織を有する鋼（以降、フェライト
系鋼）はボイドスエリングの点ではオーステナイト系鋼
よりも有利であるが、ＢＣＣ構造であるが故に、へき開
破壊を生じやすいため、靭性の確保に留意する必要があ
る。また、既存のフェライト系低放射化鋼では一般の耐
熱鋼（改良９Ｃｒ鋼等）と同程度のクリープ強度レベル
しか達成されていない。核融合炉の第一壁等では熱的な
環境も非常に過酷になることが想定され、誘導放射能の
少ない元素の範囲内で最適な成分設計と製造方法の最適
化を図ることにより、さらなる強度、クリープ強度の向
上を達成できれば、核融合炉の構造設計上計り知れない
利点を有する。即ち、フェライト系鋼では、強度及びク
リープ強度の向上と靱性向上とを同時に達成することが
課題となる。

【０００６】

【課題を解決するための手段】本発明は、低放射化のた
めに従来から耐熱鋼のクリープ強度向上に用いられてき
たＭｏ，ＮｂをＷ，Ｔａに代替し、その含有量及び他の
合金元素量とを最適化した鋼の製造方法を発明したもの
である。即ち、該低放射化組成の鋼においては、従来の
Ｍｏ，Ｎｂを含む耐熱鋼とはその強度、クリープ強度、
靱性の向上機構が異なっているとの本発明者による知見
に基づき、従来の製造技術とは別に新たな最適製造方法
の探求を行った結果、本発明に至ったものであり、その
要旨とするところは、 （１）重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：０．０１〜１．０％ Ａｌ：０．００２〜０．１％ Ｎ ：０．００２〜０．１％ Ｃｒ：５〜１３％ Ｗ ：０．３〜４．０％ Ｖ ：０．０５〜０．５０％ Ｔａ：０．０４〜０．４０％ を含有し、不純物としてのＰ，Ｓ，Ｎｂ，Ｍｏの量が、 Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ｎｂ：０．００５％以下 Ｍｏ：０．０１％以下 で、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１１５０℃
〜１３００℃に加熱し、累積圧下率が５０％〜９０％の
熱間圧延を１０００℃以上で開始し、９００℃以上の温
度で終了し、３００℃以下まで冷却の後、６００℃以
上、Ａｃ₁ 変態点未満の温度で焼き戻すことを特徴とす
る、低温靭性とクリープ強度に優れた核融合炉用鋼の製
造方法。 （２）上記（１）に記載の成分の鋼を１０５０℃〜１３
００℃に加熱し、累積圧下率が１０％〜５０％で圧延開
始温度が９５０℃以上、圧延終了温度が９００℃以上の
粗圧延を行った後、引き続き、累積圧下率が５０％〜９
０％で、圧延開始温度が９００℃未満、圧延終了温度が
７００℃以上の仕上げ圧延を行い、３００℃以下まで冷
却の後、６００℃以上、Ａｃ₁ 変態点未満の温度で焼き
戻すことを特徴とする、低温靭性とクリープ強度に優れ
た核融合炉用鋼の製造方法。 （３）圧延終了後、３００℃以下までの冷却において５
℃/s〜５０℃/sで加速冷却することを特徴とする前記
（１）または（２）に記載の低温靭性とクリープ強度に
優れた核融合炉用鋼の製造方法。 （４）重量％で、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｚｒ：０．００５〜０．１０％ Ｂ ：０．０００５〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とす
る、前記（１）〜（３）のいずれかに記載の低温靭性と
クリープ強度に優れた核融合炉用鋼の製造方法。 （５）重量％で、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％ Ｃａ：０．０００５〜０．０１％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１０％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
前記（１）〜（４）のいずれかに記載の低温靭性とクリ
ープ強度に優れた核融合炉用鋼の製造方法。

【０００７】

【発明の実施の形態】以下本発明について詳細に説明す
る。先ず、化学成分の限定理由は以下の通りである。

【０００８】Ｃは固溶強化元素としてまた炭化物を生成
し高温クリープ強度を向上させる。また、δフェライト
の生成を抑制し靭性を向上させる。δフェライトはγ／
α変態で生じるＢＣＣ相と異なり、熱処理によってもマ
ルテンサイト化しない相であり、本発明鋼のようなマル
テンサイト主体組織鋼においてδフェライトが存在する
と、熱処理中にδフェライト中に粗大な脆化相を生じや
すいために靭性に対して好ましくない。δフェライト生
成を抑制のためにはＣは０．０３％以上必要である。一
方、Ｃが０．２０％を超えるとδフェライト抑制効果が
飽和するとともに、Ｃ自体の悪影響により靭性が劣化
し、また、溶接性も劣化するため、０．０３％〜０．２
０％に限定する。特に、溶接性、靭性確保に留意する場
合は、Ｃの上限は０．０９％とすることが好ましい。

【０００９】Ｓｉは脱酸元素として必要であり、鋼の健
全性を確保するために、０．０１％以上必要である。一
方、１．０％を超えると靭性が低下するため、Ｓｉは
０．０１％〜１．０％に限定する。

【００１０】Ｍｎは脱酸剤として０．０１％以上添加す
る必要がある。一方、１．０％を超えるとＭｎ偏析が顕
著になり靭性を低下させため、０．０１％〜１．０％に
限定する。

【００１１】Ａｌは脱酸元素として有効であるととも
に、組織安定性、ボイドスエリングの抑制の点で有効な
元素である。しかし、０．００２％未満ではその効果が
明確でなく、０．１％超では粗大な酸化物を形成して靭
性を劣化させるため、０．００２〜０．１％の範囲に限
定する。

【００１２】Ｎはδフェライトの生成を抑制し靭性を高
め、且つＴａＮ，ＶＮ等の微細な析出物を形成し高温ク
リープ強度を高める。本発明の製造方法によれば、析出
物の微細多量分散が図られるため、通常の焼きならし処
理に比べればその含有量は低めでも効果を発揮するが、
そのためには０．００２％以上必要である。一方、０．
１％を超える添加は鋳造性、靭性を低下させるため、
０．００２〜０．１％に限定する。

【００１３】Ｃｒは耐熱鋼の具備すべき特性のうち、高
温強度特性とともに最も重要な高温での耐食性、耐酸化
性を向上させるために不可欠の元素である。高温での耐
食性、耐酸化性を向上のためにはＣｒ量は多いほど好ま
しいが、フェライト鋼において中性子照射脆化を抑制す
るためにはＣｒ量を５〜１３％とする必要がある。一
方、過剰な添加はδフェライトを生成し靭性を低下させ
るため、５〜１３％に限定する。なお、高温強度、クリ
ープ強度確保、さらに中性子照射下での組織、特性の安
定性の観点から、より好ましくはＣｒは８％以上とす
る。このＣｒの含有範囲であれば、核融合炉で想定され
る環境中での高温腐食、高温酸化の問題は生じない。

【００１４】Ｗは固溶強化により高温クリープ破断強度
を著しく向上させる。逆に添加量が過剰になると、粗大
な金属間化合物（Ｆｅ₂ Ｗ）をつくり靭性を著しく低下
させるため、０．３〜４．０％範囲に限定する。

【００１５】Ｖは固溶強化及び析出強化によって高温ク
リープ強度、特にＨＡＺ（溶接熱影響部）の高温クリー
プ強度を高める。その効果は０．０５％以上で顕著とな
るが、０．５０％を超える添加は、δフェライトの生成
による靭性低下を招き且つ溶接性を低下させるため、
０．０５〜０．５０％に限定する。

【００１６】ＴａはＴａＮ，ＴａＣとしての析出強化に
より高温クリープ強度を向上させる。また、加熱γ粒径
の微細化に有効に働き、母材靭性を向上させる。これら
のためには０．０４％以上必要である。一方、０．４０
％を超えると高温クリープ強度が逆に低下し、且つ溶接
性を低下させるため、０．０４〜０．４０％に限定す
る。

【００１７】Ｐは不純物元素として機械的特性、特に靱
性、溶接性の顕著な劣化を招くため極力低減することが
好ましいが、工業的に許容できる量として、０．０１％
以下に限定する。

【００１８】Ｓも同様に不純物元素であり、延性及び靭
性の低下を招くため０．０１％以下に限定する。

【００１９】核融合炉材料は高温に長時間曝され、さら
に中性子照射量も莫大であるため、Ｎｂ，Ｍｏ等の誘導
放射性の強い元素の添加は極力低減する必要がある。特
に、Ｎｂ，Ｍｏの影響が著しく可能な限り低減すること
が好ましいが、Ｎｂは０．００５％以下、Ｍｏは０．０
１％以下にすれば、中性子照射による悪影響は無視でき
るほどであるため、本発明においてはＮｂは０．００５
％以下、Ｍｏは０．０１％以下に限定する。

【００２０】以上が、本発明の基本成分の限定理由であ
るが、母材及びＨＡＺ靱性向上の目的で、必要に応じて
Ｔｉ，Ｚｒ，Ｂの１種または２種以上含有させることが
できる。

【００２１】Ｔｉはγ粒の微細化に最も有効な元素であ
り、母材，ＨＡＺともに靱性を向上させる。また、ボイ
ドスエリング抑制にも有効な元素である。これらの効果
を発揮させるためには０．００５％以上必要である。一
方、０．１％超では粗大な酸化物を形成して靭性を劣化
させるため、０．００５〜０．２％の範囲に限定する。

【００２２】ＺｒもＴｉとほぼ同様の効果を有し、また
同様に過剰な添加では靱性をむしろ劣化させるため、Ｔ
ｉと同様、０．００５〜０．２％の範囲に限定する。

【００２３】Ｂは組織改善、粒界強化により靱性向上に
有効な元素であるが、Ｂは低放射化の観点からは好まし
くないため、極微量の使用に限定されるべき元素であ
る。靱性向上効果を発揮させるためには最低限０．００
０５％必要であり、誘導放射能の問題が顕在化しないた
めには０．００５％以下とする必要があるため、０．０
００５％〜０．００５％の範囲に限定する。

【００２４】さらに、ＨＡＺ靱性向上と、ＨＡＺクリー
プ特性向上の必要性に応じて、Ｍｇ，Ｃａ，ＲＥＭの１
種または２種以上を含有することができる。該元素を含
有することにより高温で安定な酸化物あるいは硫化物が
微細分散することにより、ＨＡＺ靱性向上とＨＡＺクリ
ープ特性の向上とが図られる。

【００２５】Ｍｇ，Ｃａはともに極微量でＨＡＺ靱性向
上とＨＡＺクリープ特性向上に寄与するが、そのために
は０．０００５％以上必要である。一方、０．０１％超
の過剰な添加では酸化物が粗大化してむしろ靱性が劣化
するため、Ｍｇ，Ｃａともにその含有量を０．０００５
％〜０．０１％の範囲に限定する。

【００２６】ＲＥＭの場合は、Ｍｇ，Ｃａと同等の効果
を発揮するためには０．００５％以上含有させる必要が
あり、また、０．１０％超の添加では同様に粗大酸化物
を形成して靱性に悪影響を生じるため、０．００５％〜
０．１０％に限定する。

【００２７】以上が本発明の化学成分の限定理由である
が、本発明の化学組成を有する低放射化鋼において、強
度、クリープ強度、さらに低温靱性を同時に向上させる
には化学組成の限定に加えて、その製造方法にも配慮が
必要となる。即ち、本発明は、一般に高Ｃｒフェライト
系鋼の製造方法として用いられる焼きならし＋焼戻し処
理（ＮＴ処理）あるいは焼入れ＋焼戻し処理（ＱＴ処
理）では、本発明の化学組成を有する低放射化鋼におい
ても一般の高Ｃｒフェライト系鋼以上の強度、クリープ
強度と低温靱性のレベルの特性を達成することは困難で
あり、一層の総合的特性の向上のためには、再加熱処理
（焼きならしあるいは焼入れ）を行わずに、熱間圧延ま
ま材に焼戻しを施す製造方法で初めて達成されるもので
ある。即ち、本発明者らは以下に示す詳細な実験に基づ
き、本発明の化学組成を有する低放射化鋼においては、
加工熱処理を駆使した製造方法に従えば、従来のＭｏ，
Ｎｂによりクリープ特性を高めている従来鋼に比べても
優れた総合的特性が得られることを初めて知見した。

【００２８】先ず、以下に、本発明の要件を実験結果に
基づいて説明する。実験に用いた鋼は２種類で、一方
は、Ｃ：０．１０％，Ｓｉ：０．２５％，Ｍｎ：０．５
１％，Ｐ：０．００７％，Ｓ：０．００３％，Ａｌ：
０．００５％，Ｎ：０．０５３５％，Ｃｒ：９．１％，
Ｗ：２．０％，Ｖ：０．１９％，Ｔａ：０．１５％を含
む本発明の化学組成を有する鋼であり（以降、鋼Ａまた
は９Ｃｒ−２Ｗ鋼）、他方は、比較鋼として従来から耐
熱鋼として用いられているＭｏ，Ｎｂを有する改良９Ｃ
ｒ−１Ｍｏ鋼をベースとした組成である（Ｃ：０．１１
％，Ｓｉ：０．２５％，Ｍｎ：０．４９％，Ｐ：０．０
０９％，Ｓ：０．００３％，Ａｌ：０．００３％，Ｎ：
０．０５５４％，Ｃｒ：８．９％，Ｍｏ：１．０％，
Ｖ：０．２１％，Ｎｂ：０．０８１％，以降、鋼Ｂまた
は９Ｃｒ−１Ｍｏ鋼）。

【００２９】両鋼について、種々の製造方法により板厚
２０mmの鋼板を製造し、焼戻し（７５０℃×１ｈ保持後
空冷）を施した後、機械的性質を調査した（板厚中心部
から圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）に試験片を採
取）。製造条件は、大きく分けて加工熱処理（ＴＭＣ
Ｐ）と焼きならしの２種類で、ＴＭＣＰはさらに大きく
分けて２種類の条件とした。即ち、条件１は、１２５０
℃に加熱した後、累積圧下率８７％の圧延を開始温度を
１０５０℃〜１０００℃、終了温度を９５０℃〜９００
℃の範囲で数種類変化させて行い、圧延後はほぼ室温ま
で放冷するもので、条件２は、１１５０℃に加熱した
後、累積圧下率３０％の粗圧延を約１０００〜９５０℃
の温度範囲で行い、さらに、累積圧下率が８１％の仕上
げ圧延を開始温度を８５０℃〜８００℃、終了温度を８
５０℃〜７５０℃の範囲で数種類変化させて行い、圧延
後は冷却速度が約２０℃/sの加速冷却を約１００℃以下
まで行うものである。焼きならし処理の方は、条件１の
圧延を行った後、加熱温度を９５０℃〜１２５０℃まで
の範囲で数種類変化させた。保持は約１ｈで、冷却は放
冷とした。

【００３０】図１に６００℃における０．２％耐力とク
リープ破断試験における６５０℃−１００ MPa破断時間
との関係を示す。焼きならし材の場合は、一般的にも知
られているように、焼きならし温度を高めて高強度化す
ればクリープ特性も向上する傾向が認められる。一方、
ＴＭＣＰにより製造した場合は鋼Ａ、鋼Ｂとも６００℃
における０．２％耐力は焼きならし処理に比べて向上す
るが、クリープ特性は必ずしも強度に比例して向上しな
い。Ｍｏ，Ｎｂを含む鋼Ｂ（９Ｃｒ−１Ｍｏ）の場合
は、ＴＭＣＰによる強化が全くクリープ特性に反映され
ず、むしろ強度の低い焼きならし材よりも低下する場合
さえある。即ち、従来から耐熱鋼として一般的に用いら
れているＭｏ，Ｎｂを有する鋼ではＴＭＣＰによる明確
なクリープ特性の向上は期待できない。

【００３１】これに対して、本発明の製造条件となる条
件１または条件２のＴＭＣＰにより製造された鋼Ａ（９
Ｃｒ−２Ｗ）の場合は、飽和傾向はあるものの、強度の
向上に応じてクリープ特性の向上も同時に達成できるこ
とが図１から明らかである。即ち、鋼Ｂでは製造条件に
よらず、６５０℃−１００ MPa破断時間はほぼ１０００
ｈを超えることはできないのに対して、鋼Ａの場合はＴ
ＭＣＰで製造すれば、６００℃の０．２％耐力≧３００
MPaでかつ６５０℃−１００ MPa破断時間が５０００ｈ
を超えることが可能となる。

【００３２】図２は６００℃における０．２％耐力と靱
性値としての０℃におけるシャルピー衝撃吸収エネルギ
ーとの関係を調べた結果である。靱性についても本発明
の化学組成を有する鋼では従来のＭｏ，Ｎｂを含む鋼に
比べてＴＭＣＰによる向上が可能であることが本実験よ
り明らかである。即ち、Ｍｏ，Ｎｂを含む鋼Ｂ（９Ｃｒ
−１Ｍｏ）の場合は、同一強度で比較して、焼きならし
よりもＴＭＣＰで製造した方が靱性は若干良好となる
が、その程度は小さい。一方、鋼Ａの場合は、ＴＭＣＰ
による靱性の向上が顕著であり、焼きならし材では吸収
エネルギーが２５０Ｊを超えるためには６００℃におけ
る０．２％耐力は約２３０ MPa以下である必要があるの
に対して、ＴＭＣＰ材では耐力が３００ MPa以上でも同
程度の靱性が得られる。

【００３３】以上、図１、図２に示した実験結果によれ
ば、誘導放射能の少ない元素から構成される本発明鋼に
おいては、条件１、２に代表されるような適正な加工熱
処理（ＴＭＣＰ）を施せば、強度−クリープ特性−靱性
を同時に良好なレベルとすることが可能なことが明白で
ある。即ち、本発明の要点は、放射化元素であるＭｏ，
Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕ等を含まず、強度やクリープ特性確保
のためにＷ，Ｔａを含有する鋼では、焼きならしを施さ
ない加工熱処理が最も好ましいことを知見した点にあ
る。

【００３４】当然、該加工熱処理及びその後の冷却、熱
処理条件についても具体的に規定する必要がある。本発
明においては、６００℃における０．２％耐力≧２７０
MPa、クリープ破断試験における６５０℃−１００ MPa
破断時間≧５０００ｈ，０℃におけるシャルピー吸収エ
ネルギ−≧２００Ｊ、を同時に満足するための製造方法
として、詳細な実験に基づき、以下に述べるように製造
方法を限定する。

【００３５】先ず、図１、２に示したように、本発明に
おける加工熱処理法としては、２種類の手段が採用でき
る。即ち、一方は、γの細粒化、未再結晶域圧延による
歪の導入を積極的には行わないもの、他方は積極的に用
いるもの、いわゆる制御圧延強化型の加工熱処理であ
る。後者の方が、靱性向上の程度が大であるが、製造工
程への負荷が大きくなるため、所望の靱性レベルにより
選択することが好ましい。以下に、各々の方法に分けて
製造条件の限定理由を述べる。

【００３６】先ず、請求項１に示されている、γの細粒
化、未再結晶域圧延による歪の導入を積極的には行わな
い方であるが、その要件は、１１５０℃〜１３００℃に
加熱し、累積圧下率が５０％〜９０％の熱間圧延を１０
００℃以上で開始し、９００℃以上の温度で終了し３０
０℃以下まで冷却の後、６００℃以上、Ａｃ₁ 変態点未
満の温度で焼き戻すことである。

【００３７】鋼片の加熱温度は以下の理由により１１５
０℃〜１３００℃に限定する。加熱温度が１１５０℃未
満であると後の熱間圧延における変形抵抗が大きく、製
造工程への負荷が大きくなる。一方、１３００℃超では
加熱γ粒径が粗大となり後の圧延による細粒化が不十分
で、靱性低下を招く。

【００３８】請求項１の条件は積極的に制御圧延を用い
る方法ではないが、変形抵抗の小さいγの再結晶域での
細粒化を図るためには、累積圧下率が５０％〜９０％の
熱間圧延を１０００℃以上で開始し、９００℃以上の温
度で終了する必要がある。累積圧下率は５０％未満では
細粒化が十分でない。γの細粒化のためには累積圧下率
は大きいほど好ましいが、９０％超では効果が飽和する
ため、実用的に有効な範囲として５０％〜９０％に限定
する。また、該圧延の温度は、再結晶で細粒化し、圧延
の負荷を過剰にしないとの観点から、開始温度は１００
０℃以上、終了温度は９００℃以上に限定する。これ
は、開始温度が１０００℃未満では圧延による細粒化が
生ぜず、場合によっては粒成長を生じる恐れがあり、終
了温度が９００℃未満であると変形抵抗が大きくなっ
て、圧延工程に負荷をかけないことを目的とする請求項
１の範囲を逸脱するためである。

【００３９】圧延を終わった後の冷却は、本発明の化学
組成範囲で初析フェライト相が変態しない範囲であれ
ば、放冷、水冷、等手段は問わない。ただし、焼戻し処
理の前にマルテンサイト変態を完了させる必要があるた
め、冷却は３００℃以下まで行う必要がある。また、化
学組成によっては所望の機械的性質を得るために加速冷
却が好ましい場合があるが、その場合には加速冷却の効
果を発揮するために、冷却速度は５℃/s以上とする必要
がある。冷却速度が大きければ大きいほど加速冷却の効
果は確実となるが、効果が飽和するためと、鋼板の変形
が過度にならないために加速冷却における冷却速度の上
限は５０℃/s以下とする。

【００４０】熱間圧延後は強度・靱性の調整のために焼
戻し処理が必須であるが、焼戻し温度は６００℃〜Ａｃ
₁ 変態点の範囲とする。これは、本発明のようにＣｒ，
Ｗを含む鋼では焼戻しによるマトリクスの回復と適切な
析出物の分散を図るには、焼戻し温度は６００℃以上と
する必要があるが、Ａｃ₁ 変態点を超えると、逆変態γ
から焼戻しを受けていないマルテンサイトが生成して、
クリープ特性や靱性を劣化させるためである。

【００４１】請求項２の条件は積極的に制御圧延を用い
る方法であり、その要件は、１０５０℃〜１３００℃に
加熱し、累積圧下率が１０％〜５０％で圧延開始温度が
９５０℃以上、圧延終了温度が９００℃以上の粗圧延を
行った後、引き続き、累積圧下率が５０％〜９０％で、
圧延開始温度が９００℃未満、圧延終了温度が７００℃
以上の仕上げ圧延を行い、３００℃以下まで冷却の後、
６００℃以上、Ａｃ₁変態点未満の温度で焼き戻すこと
にある。

【００４２】鋼片の加熱温度は１０５０℃〜１３００℃
に限定するが、これは、加熱温度が１０５０℃未満であ
ると析出物形成元素の溶体化が不十分となり、強度、ク
リープ特性が低下するためであり、一方、１３００℃超
では加熱γ粒径が粗大となり後の制御圧延によっても細
粒化が不十分で、靱性低下を招くためである。

【００４３】圧延は粗圧延と仕上げ圧延とに分けて行
う。粗圧延は仕上げ圧延前に板厚を調整することが主目
的であるが、ある程度γ粒径を微細化するための目的も
含めて、本発明においては、累積圧下率が１０％〜５０
％で圧延開始温度が９５０℃以上、圧延終了温度が９０
０℃以上とする。累積圧下率は１０％未満ではγの再結
晶が明確に生ぜず、異常粒成長を起こす懸念がある。γ
の細粒化のためには累積圧下率は大きいほど好ましい
が、後の仕上げ圧延での累積圧下率を確保する必要があ
るため５０％以下に限定する。また、該圧延の温度は、
再結晶で細粒化し、後の仕上げ圧延の自由度を高める点
の両方の要求から開始温度は９５０℃以上、終了温度は
９００℃以上に限定する。これは、開始温度が９５０℃
未満では細粒化不十分であり、終了温度が９００℃未満
であると後の仕上げ圧延の温度が過剰に低下する可能性
があるためである。

【００４４】粗圧延の後の仕上げ圧延は、γの加工・再
結晶による細粒化と、未再結晶域での圧延による加工歪
の導入を目的として行う。γの細粒化は靱性の向上に、
未再結晶域での圧延による加工歪の導入は強度、クリー
プ特性の向上に有効である。仕上げ圧延の条件は、累積
圧下率５０％〜９０％、圧延開始温度９００℃未満、圧
延終了温度７００℃以上とする。累積圧下率が５０％未
満ではγの細粒化が不十分である。累積圧下率が大きい
ほど、γの細粒化、歪の導入に対しては有利であるが、
９０％超では効果が飽和する一方で、圧延温度の確保の
困難等の問題もあるから、現実的な範囲として５０％〜
９０％に限定する。

【００４５】圧延開始温度は９００℃未満とするが、こ
れは９００℃以上では強度向上に有効な転位の導入が不
十分なためである。また、圧延終了温度を７００℃以上
とするするのは、終了温度が７００℃未満に低下する
と、粗大な初析フェライトやベイナイトが圧延中または
圧延後に生成して強度・靱性を損なう可能性が高いため
である。

【００４６】なお、圧延後の冷却や焼戻しについては、
これらの効果は圧延条件にはよらないため、請求項１と
同じように限定する。

【００４７】

【実施例】表１に示す化学組成を有する鋼を用いて本発
明の効果を確認した。表１の内、鋼番１〜１５は本発明
の化学組成を有しており、鋼番１６〜２０は比較例とし
て本発明の化学組成範囲を外れているものとした。

【００４８】表２〜表４は製造条件と製造された鋼板の
機械的性質を示した結果である。機械的性質としては高
温強度（６００℃における０．２％耐力と引張強さ（Ｔ
Ｓ））、クリープ特性（６５０℃、１００ MPaで試験し
たときの破断時間）、靱性（シャルピー衝撃試験の５０
％破面遷移温度（ｖＴｒｓ））を求めた。試験片はいず
れも鋼板の板厚中心部から圧延方向に直角な方向（Ｃ方
向）に採取した。

【００４９】表２に示す結果は、本発明の請求項１の製
造方法による本発明鋼とそれに関連した比較例とを示し
た結果である。試験Ｎｏ．Ａ１〜Ａ１９は本発明により
製造した鋼板であり、強度、クリープ特性、靱性とも比
較鋼に比べて格段に優れていることが明らかである。一
方、比較例の試験Ｎｏ．Ｂ１からＢ８は本発明の要件を
満足していないため、以下に述べるように本発明鋼に比
べて特性が劣る。

【００５０】試験Ｎｏ．Ｂ１はＣが本発明範囲をはずれ
て過剰に含有されているため、靱性が顕著に劣る。試験
Ｎｏ．Ｂ２はＴａ量が過少のため、クリープ特性が劣
る。試験Ｎｏ．Ｂ３はＰが過剰に含有されているため、
靱性の劣化が大きい。試験Ｎｏ．Ｂ４はＷ，Ｔａの代わ
りにＭｏ，Ｎｂが含まれているため、誘導放射能の点で
核融合炉用鋼として不適であるとともに、本発明の製造
方法によってもクリープ特性、靱性の向上が不十分であ
る。試験Ｎｏ．Ｂ５はＷが過少であるため、特にクリー
プ特性の低下が著しい。試験Ｎｏ．Ｂ６は化学組成は本
発明を満足しているが、鋼片の加熱温度が低すぎるた
め、変形抵抗が大きくなり、工程に負荷をかける問題が
ある。また、加熱温度が９５０℃では元素の溶体化も不
十分で、クリープ特性の低下も招いている。試験Ｎｏ．
Ｂ７は圧延の累積圧下率が過小であるため、γ粒径の微
細化が不十分で靱性が顕著に劣化する。試験Ｎｏ．Ｂ８
は焼戻しを施していないため、高温強度は一見高いが、
クリープ特性はむしろ低下する。靱性も劣る。

【００５１】次いで、表３に示す結果は、本発明の請求
項２の製造方法による本発明鋼とそれに関連した比較例
とを示した結果である。試験Ｎｏ．Ａ２０〜Ａ３６は本
発明により製造した鋼板であり、強度、クリープ特性、
靱性とも比較鋼に比べて格段に優れていることが明らか
である。さらに、請求項１の方法に比べて靱性が一層向
上していることも明らかである。一方、比較例の試験Ｎ
ｏ．Ｂ９からＢ１３は本発明の要件を満足していないた
め、以下に述べるように本発明鋼に比べて特性が劣る。

【００５２】試験Ｎｏ．Ｂ９は試験Ｎｏ．Ｂ２と同一化
学組成で、Ｔａ量が過少のため、製造方法が変わっても
クリープ特性の向上は望めない。試験Ｎｏ．Ｂ１０は試
験Ｎｏ．Ｂ５と同一化学組成で、Ｗ量が過少のため、製
造方法が変わってもクリープ特性は低いままである。試
験Ｎｏ．Ｂ１１は仕上げ圧延の終了温度が低すぎるため
加工中に変態が生じ、強度、クリープ特性が劣化する。
試験Ｎｏ．Ｂ１２は粗圧延がなく、直接仕上げ圧延を行
っている上、仕上げ圧延の圧下率が過小なため、靱性の
劣化が著しい。試験Ｎｏ．Ｂ１３は焼戻しを施していな
いため、高温強度は一見高いが，クリープ特性はむしろ
低下し、靱性の劣化が大きい。

【００５３】表４に示す結果は本発明のようなＴＭＣＰ
によらない、従来の熱処理による製造方法の特性を比較
例として示した結果である。熱処理前の鋼板は表２の本
発明例の一部を用いている。鋼板の製造方法は本発明の
請求項１に示す方法で行っているが、その後に再加熱熱
処理（焼きならし＋焼戻し、あるいは、焼入れ＋焼戻
し）を施しているため、圧延の効果は解消されており、
試験Ｎｏ．Ｂ１４〜Ｂ２５に示す例の鋼板の特性はクリ
ープ特性、靱性とも本発明鋼にはるかに及ばない。

【００５４】以上の実施例から、本発明法により製造し
た鋼板は比較例に比べて全て優れた高温強度、クリープ
特性、靱性を有しており、本発明の効果は明白である。

【００５５】

【表１】

【００５６】

【表２】

【００５７】

【表３】

【００５８】

【表４】

【００５９】

【表５】

【００６０】

【表６】

【００６１】

【表７】

【００６２】

【表８】

【００６３】

【発明の効果】以上に詳述したように、本発明によれ
ば、低誘導放射化、高温クリープ強度及び低温靱性に優
れた核融合炉用鋼の製造方法を提供できるため、本発明
は工業的に非常に価値の高い発明であるといえる。

【図面の簡単な説明】

【図１】６００℃における０．２％耐力とクリープ特性
（６５０℃×１００ MPa破断時間）との関係を示す図で
ある。

【図２】６００℃における０．２％耐力とシャルピー衝
撃試験の０℃における吸収エネルギーとの関係を示す図
である。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：０．０１〜１．０％ Ａｌ：０．００２〜０．１％ Ｎ ：０．００２〜０．１％ Ｃｒ：５〜１３％ Ｗ ：０．３〜４．０％ Ｖ ：０．０５〜０．５０％ Ｔａ：０．０４〜０．４０％ を含有し、不純物としてのＰ，Ｓ，Ｎｂ，Ｍｏの量が、 Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ｎｂ：０．００５％以下 Ｍｏ：０．０１％以下 で、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１１５０℃
   〜１３００℃に加熱し、累積圧下率が５０％〜９０％の
   熱間圧延を１０００℃以上で開始し、９００℃以上の温
   度で終了し、３００℃以下まで冷却の後、６００℃以
   上、Ａｃ₁ 変態点未満の温度で焼き戻すことを特徴とす
   る、低温靭性とクリープ強度に優れた核融合炉用鋼の製
   造方法。
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜１．０％ Ｍｎ：０．０１〜１．０％ Ａｌ：０．００２〜０．１％ Ｎ ：０．００２〜０．１％ Ｃｒ：５〜１３％ Ｗ ：０．３〜４．０％ Ｖ ：０．０５〜０．５０％ Ｔａ：０．０４〜０．４０％ を含有し、不純物としてのＰ，Ｓ，Ｎｂ，Ｍｏの量が、 Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．０１％以下 Ｎｂ：０．００５％以下 Ｍｏ：０．０１％以下 で、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる鋼を１０５０℃
   〜１３００℃に加熱し、累積圧下率が１０％〜５０％で
   圧延開始温度が９５０℃以上、圧延終了温度が９００℃
   以上の粗圧延を行った後、引き続き、累積圧下率が５０
   ％〜９０％で、圧延開始温度が９００℃未満、圧延終了
   温度が７００℃以上の仕上げ圧延を行い、３００℃以下
   まで冷却の後、６００℃以上、Ａｃ₁ 変態点未満の温度
   で焼き戻すことを特徴とする、低温靭性とクリープ強度
   に優れた核融合炉用鋼の製造方法。
3. 【請求項３】 圧延終了後、３００℃以下までの冷却に
   おいて５℃/s〜５０℃/sで加速冷却することを特徴とす
   る請求項１または請求項２に記載の低温靭性とクリープ
   強度に優れた核融合炉用鋼の製造方法。
4. 【請求項４】 重量％で、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｚｒ：０．００５〜０．１０％ Ｂ ：０．０００５〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とす
   る、請求項１〜３のいずれかに記載の低温靭性とクリー
   プ強度に優れた核融合炉用鋼の製造方法。
5. 【請求項５】 重量％で、 Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％ Ｃａ：０．０００５〜０．０１％ ＲＥＭ：０．００５〜０．１０％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
   請求項１〜４のいずれかに記載の低温靭性とクリープ強
   度に優れた核融合炉用鋼の製造方法。