JPS6187853A - 高速増殖炉炉心構造材料用オ−ステナイト・ステンレス鋼 - Google Patents
高速増殖炉炉心構造材料用オ−ステナイト・ステンレス鋼Info
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- JPS6187853A JPS6187853A JP59205423A JP20542384A JPS6187853A JP S6187853 A JPS6187853 A JP S6187853A JP 59205423 A JP59205423 A JP 59205423A JP 20542384 A JP20542384 A JP 20542384A JP S6187853 A JPS6187853 A JP S6187853A
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Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- 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
Landscapes
- Laminated Bodies (AREA)
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】
本発明は高速増殖炉炉心構造材料用オーステナイト・ス
テンレス鋼に関する。
テンレス鋼に関する。
高速増殖炉炉心構造材料は、高速中性子の照射に曝され
ると共に、約７００°Ｃにも達する高温において長期間
使用されるため、すぐれた耐スウェリング性及び高温強
度が要求される。また、耐スウェリング性を得るために
、素材鋼は冷間加工して用いられる。
ると共に、約７００°Ｃにも達する高温において長期間
使用されるため、すぐれた耐スウェリング性及び高温強
度が要求される。また、耐スウェリング性を得るために
、素材鋼は冷間加工して用いられる。
このような高速増殖炉炉心構造材料としては、従来より
ＳＵＳ ３１６オーステナイト・ステンレス鋼が一般に
使用されているが、実証炉や商用炉においては、経済性
の観点から燃焼度の向上が一層要請されている。この燃
焼度の向上のためには、炉心構造材料が炉中で長時間滞
在することが必要であるので、上記５ＩＩＳ ３１６オ
ーステナイト・ステンレス鋼よりも更にすぐれたクリー
プ強度と耐スウェリング性を有することが要求される。
ＳＵＳ ３１６オーステナイト・ステンレス鋼が一般に
使用されているが、実証炉や商用炉においては、経済性
の観点から燃焼度の向上が一層要請されている。この燃
焼度の向上のためには、炉心構造材料が炉中で長時間滞
在することが必要であるので、上記５ＩＩＳ ３１６オ
ーステナイト・ステンレス鋼よりも更にすぐれたクリー
プ強度と耐スウェリング性を有することが要求される。
このように、ＳＯ５３１６オーステナイト・ステンレス
鋼の高温強度及び耐スウェリング性を改善するために、
Ｂ、Ｐ、Ｃ，Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｎｉ等の元素を添加し
て、炭化物による析出を利用したＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金
や、γ゛の析出強化を利用した高Ｎｉ合金のほか、フェ
ライト鋼等を用いることが提案されているが、γ°析出
強化型高Ｎｉ合金は使用中に脆化が生じ、また、フェラ
イト鋼では同様の脆化のほかに高温強度が不足する問題
があるため、現在、炭化物析出強化型Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ
合金が注目されている。
鋼の高温強度及び耐スウェリング性を改善するために、
Ｂ、Ｐ、Ｃ，Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｎｉ等の元素を添加し
て、炭化物による析出を利用したＦｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金
や、γ゛の析出強化を利用した高Ｎｉ合金のほか、フェ
ライト鋼等を用いることが提案されているが、γ°析出
強化型高Ｎｉ合金は使用中に脆化が生じ、また、フェラ
イト鋼では同様の脆化のほかに高温強度が不足する問題
があるため、現在、炭化物析出強化型Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ
合金が注目されている。
この炭化物析出強化型Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金におけるＢ
、Ｐ 、Ｃ％ Ｔ Ｉ ％ Ｎ ｂ −、Ｚ ｒ等の
元素のクリープ破断強度及び耐スウェリング性に対する
影響は既に明らかにされており、これら元素の最適化も
知られている。しかし、本発明者らは、これら元素を最
適化しても、チャージ間で強度差を生じ、強度が低い場
合には上記ＳＯ５３１６オーステナイト・ステンレス鋼
と変わらないことがあることを見出した。
、Ｐ 、Ｃ％ Ｔ Ｉ ％ Ｎ ｂ −、Ｚ ｒ等の
元素のクリープ破断強度及び耐スウェリング性に対する
影響は既に明らかにされており、これら元素の最適化も
知られている。しかし、本発明者らは、これら元素を最
適化しても、チャージ間で強度差を生じ、強度が低い場
合には上記ＳＯ５３１６オーステナイト・ステンレス鋼
と変わらないことがあることを見出した。
他方、オーステナイト・ステンレス鋼中のＳｉ量に関し
ては、従来より溶体化処理材についてクリープ破断強度
に及ぼす影響が種々研究されており、Ｓｉ量がオーステ
ナイト・ステンレス鋼の規格値である１％以下のときは
、Ｓｉ量によらずに強度はほぼ同じであるか、Ｓｉ量が
増すにつれて強度が上昇することが知られている。また
、耐スウェリング性の点からも、Ｓｉ量が高い方がよい
とされている。従って、従来、高速増殖炉炉心構造材料
用の炭化物析出型Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金は、Ｓｉ量は０
．６〜０，９％の範囲とするのが適当であるとされてい
る。
ては、従来より溶体化処理材についてクリープ破断強度
に及ぼす影響が種々研究されており、Ｓｉ量がオーステ
ナイト・ステンレス鋼の規格値である１％以下のときは
、Ｓｉ量によらずに強度はほぼ同じであるか、Ｓｉ量が
増すにつれて強度が上昇することが知られている。また
、耐スウェリング性の点からも、Ｓｉ量が高い方がよい
とされている。従って、従来、高速増殖炉炉心構造材料
用の炭化物析出型Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金は、Ｓｉ量は０
．６〜０，９％の範囲とするのが適当であるとされてい
る。
しかし、本発明者らは、前述したように、炭化物析出強
化型Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金においては、強度の安定性が
元素の最適化によっては得られない点に着目し、上記合
金における５ｉｆＪについて鋭意研究した。その結果、
合金中のＳｉＮを０．２％から０、５％未満の範囲に制
限することによって、特に、冷間加工材において強度の
安定化を達成し得るのみならず、従来、提案されている
炭化物析出強化型Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金に比較してクリ
ープ破断強度に著しくすぐれ、かくして、高速増殖炉炉
心用構造材料、即ち、燃料被覆管やラッパー管等の冷間
加工に好適に用いることができる炭化物析出強化型Ｆｅ
−Ｃｒ−Ｎｉオーステナイト・ステンレス鋼を得ること
ができることを見出して本発明に至ったものである。
化型Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金においては、強度の安定性が
元素の最適化によっては得られない点に着目し、上記合
金における５ｉｆＪについて鋭意研究した。その結果、
合金中のＳｉＮを０．２％から０、５％未満の範囲に制
限することによって、特に、冷間加工材において強度の
安定化を達成し得るのみならず、従来、提案されている
炭化物析出強化型Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ合金に比較してクリ
ープ破断強度に著しくすぐれ、かくして、高速増殖炉炉
心用構造材料、即ち、燃料被覆管やラッパー管等の冷間
加工に好適に用いることができる炭化物析出強化型Ｆｅ
−Ｃｒ−Ｎｉオーステナイト・ステンレス鋼を得ること
ができることを見出して本発明に至ったものである。
本発明による高速増殖炉炉心構造材料用オーステナイト
・ステンレス鋼は、重量％で （ａｒｃ ０．０４〜０．１％、 Ｓｉ０．２％から０．５％未満、 Ｃｒ １０．０〜２０．０％、 Ｎｉ １０．０〜３０．０％、 Ｍｏ １．０〜３．０％、及び Ｂ ０．００２〜０．０１％を含有すると共に、（
ｂｌＴｉ ０．０３〜０．５％、 Ｎｂ０．０４〜１．０％、及び Ｚｒ ０．０３〜０．０６％ よりなる群から選ばれる少な（とも１種の元素を含有し
、残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする
。
・ステンレス鋼は、重量％で （ａｒｃ ０．０４〜０．１％、 Ｓｉ０．２％から０．５％未満、 Ｃｒ １０．０〜２０．０％、 Ｎｉ １０．０〜３０．０％、 Ｍｏ １．０〜３．０％、及び Ｂ ０．００２〜０．０１％を含有すると共に、（
ｂｌＴｉ ０．０３〜０．５％、 Ｎｂ０．０４〜１．０％、及び Ｚｒ ０．０３〜０．０６％ よりなる群から選ばれる少な（とも１種の元素を含有し
、残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする
。
以下に本発明の詳細な説明する。
第１図は、１５Ｃｒ−１５Ｎｉ−２，５Ｍｏ−０，２５
Ｔｉ−０，ｌＮｂ１及び１５Ｃｒ−２５Ｎｉ−２，５Ｍ
ｏ−０，３Ｔｉ 鋼の冷間加工材について、クリープ破
断強度に及ぼすＳｉ量の影響を示す。参考のために、後
者の鋼については溶体化処理材の結果も併せて示す。
Ｔｉ−０，ｌＮｂ１及び１５Ｃｒ−２５Ｎｉ−２，５Ｍ
ｏ−０，３Ｔｉ 鋼の冷間加工材について、クリープ破
断強度に及ぼすＳｉ量の影響を示す。参考のために、後
者の鋼については溶体化処理材の結果も併せて示す。
溶体化処理材によれば、前記したように、Ｓｉ量が１．
６％以下の場合、クリープ破断強度に殆ど影響を与えな
い。しかし、冷間加工材の場合には、クリープ破断強度
はＳｉｌによって著しく変動し、０、２％から０．５％
未満の範囲とするときにすくれたクリープ破断強度を有
することか明らかである。
６％以下の場合、クリープ破断強度に殆ど影響を与えな
い。しかし、冷間加工材の場合には、クリープ破断強度
はＳｉｌによって著しく変動し、０、２％から０．５％
未満の範囲とするときにすくれたクリープ破断強度を有
することか明らかである。
特に、高速増殖炉炉心構造材料は耐スウェリング性を確
保するために、前記したように冷間加工して使用される
ので、本発明による鋼はかかる冷間加工材として使用す
るのに好適である。
保するために、前記したように冷間加工して使用される
ので、本発明による鋼はかかる冷間加工材として使用す
るのに好適である。
上記のように、溶体化処理材と冷間加工材との間におい
て、クリープ破断強度に及はすＳｉの影響が異なるのは
、次のような理由によるものとみられる。即ち、冷間加
工材のクリープ破断強度は、冷間加工により４人された
転位を高温で長時間にわたって維持することにより向上
するが、第２図に示すように、鋼中のＳｉｉが増すと、
溶体化処理時の未固溶ＴｉＣが増加するため、冷間加工
材の場合は、クリープ中、転位上に析出する微細なＴｉ
Ｃ量が減少し、その結果、転位密度が低下し、即ち、回
復が進むので、強度がＳｉ量の増加と共に低下する。一
方、溶体化処理材の場合には、第一に、Ｓｉ量が低いと
き、冷間加工材と同様にクリープ中の地に析出するＴｉ
Ｃ量は増加するが、冷間加工材に比べてＴｉＣの凝集及
び粗大化が早いために、冷間加工の場合はどには強度が
上昇しないこと、第二には、Ｓｉ量が多いとき、Ｓｉの
固溶強化が作用し、強度がＳｉ量と共に高くなることの
結果として、Ｓｉの効果が小さくなるためとみられる。
て、クリープ破断強度に及はすＳｉの影響が異なるのは
、次のような理由によるものとみられる。即ち、冷間加
工材のクリープ破断強度は、冷間加工により４人された
転位を高温で長時間にわたって維持することにより向上
するが、第２図に示すように、鋼中のＳｉｉが増すと、
溶体化処理時の未固溶ＴｉＣが増加するため、冷間加工
材の場合は、クリープ中、転位上に析出する微細なＴｉ
Ｃ量が減少し、その結果、転位密度が低下し、即ち、回
復が進むので、強度がＳｉ量の増加と共に低下する。一
方、溶体化処理材の場合には、第一に、Ｓｉ量が低いと
き、冷間加工材と同様にクリープ中の地に析出するＴｉ
Ｃ量は増加するが、冷間加工材に比べてＴｉＣの凝集及
び粗大化が早いために、冷間加工の場合はどには強度が
上昇しないこと、第二には、Ｓｉ量が多いとき、Ｓｉの
固溶強化が作用し、強度がＳｉ量と共に高くなることの
結果として、Ｓｉの効果が小さくなるためとみられる。
また、冷間加工材の場合、Ｓｉ量が０．２％以下におけ
る強度の低下は、Ｓｉの固溶強化が急激に低下すること
によるとみられる。
る強度の低下は、Ｓｉの固溶強化が急激に低下すること
によるとみられる。
第３図は、クリープ破断強度に及ぼす溶体化処理温度の
影響をＳｉ量を変化させた１５Ｃｒ−２５Ｎｉ−２，５
Ｍｏ−０，２Ｔｉ ｎについて調べた果である。溶体化
処理温度が低下するにつれて、０．８５％Ｓｔ含有綱の
クリープ破断強度は、Ｓｉ量が０．５％未満の鋼に比べ
て著しく低下する。高速増殖炉の燃料被覆管は、非破壊
検査の超音波探傷の点からＡＳＴＭＮｏ、８よりも細粒
であることが要求されるが、このためには溶体化処理温
度を低くしなければならず、この点でもＳｉ量は０．５
％未満に制限することが必要がある。
影響をＳｉ量を変化させた１５Ｃｒ−２５Ｎｉ−２，５
Ｍｏ−０，２Ｔｉ ｎについて調べた果である。溶体化
処理温度が低下するにつれて、０．８５％Ｓｔ含有綱の
クリープ破断強度は、Ｓｉ量が０．５％未満の鋼に比べ
て著しく低下する。高速増殖炉の燃料被覆管は、非破壊
検査の超音波探傷の点からＡＳＴＭＮｏ、８よりも細粒
であることが要求されるが、このためには溶体化処理温
度を低くしなければならず、この点でもＳｉ量は０．５
％未満に制限することが必要がある。
第４図は、クリープ破断強度に及ぼすＴｉ量の影響をＳ
ｉ量が０．３５％又は０．８％の１５Ｃｒ−２５Ｎｉ−
２，５Ｍｏ−Ｔｉｆｉについて調べた結果である。０．
８％のＳｉを含有する綱は、Ｔｉ量が約０．２％のとき
にクリープ破断強度が最も高くなるが、０．３５％のＳ
ｔ含有鋼はＴｉ量が０．３％程度のときに最も高くなっ
ている。同時に、これら強度は低Ｓ１１はど低い。この
原因は、低Ｓｉ化することによって、Ｓｉ量が多い場合
に比べて溶体化処理時にＴｉＣを多く固溶できることに
よる。
ｉ量が０．３５％又は０．８％の１５Ｃｒ−２５Ｎｉ−
２，５Ｍｏ−Ｔｉｆｉについて調べた結果である。０．
８％のＳｉを含有する綱は、Ｔｉ量が約０．２％のとき
にクリープ破断強度が最も高くなるが、０．３５％のＳ
ｔ含有鋼はＴｉ量が０．３％程度のときに最も高くなっ
ている。同時に、これら強度は低Ｓ１１はど低い。この
原因は、低Ｓｉ化することによって、Ｓｉ量が多い場合
に比べて溶体化処理時にＴｉＣを多く固溶できることに
よる。
また、スウェリングは、中性子照射により生じる格子間
原子と空孔のそれぞれの消滅速度差により過剰の空孔が
集合し、これがボイドとなって材料が膨らむ現象である
と考えられるため、空孔の消滅を助ける手段、例えば、
転位の導入は耐スウェリング性の改善にとって有効であ
ると考えられる。ここにおいて、本発明によれば、Ｓｉ
量を前記のように制限することにより、溶体化処理時の
固溶炭化物量を増加させ、使用中に析出する炭化物を多
量に転位上に析出させ、長時間微細に保ち、かくして、
導入する転位を使用期間中、十分に高く維持することが
できる。
原子と空孔のそれぞれの消滅速度差により過剰の空孔が
集合し、これがボイドとなって材料が膨らむ現象である
と考えられるため、空孔の消滅を助ける手段、例えば、
転位の導入は耐スウェリング性の改善にとって有効であ
ると考えられる。ここにおいて、本発明によれば、Ｓｉ
量を前記のように制限することにより、溶体化処理時の
固溶炭化物量を増加させ、使用中に析出する炭化物を多
量に転位上に析出させ、長時間微細に保ち、かくして、
導入する転位を使用期間中、十分に高く維持することが
できる。
また、本発明鋼において、Ｔｉ、Ｎｂ及びＺｒよりなる
群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加することを
必須とするのは、炭化物を長時間微細に保つには、Ｃｒ
炭化物よりもＴｉＣ，ＮｂＣ１ＺｒＣ等の炭化物の方が
有利であることによる。
群から選ばれる少なくとも１種の元素を添加することを
必須とするのは、炭化物を長時間微細に保つには、Ｃｒ
炭化物よりもＴｉＣ，ＮｂＣ１ＺｒＣ等の炭化物の方が
有利であることによる。
第５図は、クリープ破断強度に及ぼす冷間加工の影響を
Ｓｉｌを変えた１５Ｃｒ−２５Ｎｉ−２，５Ｍｏ−０，
３Ｔｉ鋼について調べた結果である。本発明に従って、
Ｓｉ量が０．５％未満である綱のクリープ破断強度は、
加工率が２０〜３０％の範囲で最も高いが、Ｓｉ量が０
．８５％の鋼では加工率が１０〜２０％の範囲で最も高
く、２０％を越えると急激に低下する。加工率について
は、一般的には、耐スウェリング性の点からは高くする
方がよいが、反面、加工率を高くすると、クリープ破断
強度が低下する。ここにおいて、本発明鋼によれば、Ｓ
ｉ量を０．２％から０．５９’ｏ未溝の範囲に制限する
ことにより、従来口に比べて、強度の低下なしに冷間加
工率を高めることができる。
Ｓｉｌを変えた１５Ｃｒ−２５Ｎｉ−２，５Ｍｏ−０，
３Ｔｉ鋼について調べた結果である。本発明に従って、
Ｓｉ量が０．５％未満である綱のクリープ破断強度は、
加工率が２０〜３０％の範囲で最も高いが、Ｓｉ量が０
．８５％の鋼では加工率が１０〜２０％の範囲で最も高
く、２０％を越えると急激に低下する。加工率について
は、一般的には、耐スウェリング性の点からは高くする
方がよいが、反面、加工率を高くすると、クリープ破断
強度が低下する。ここにおいて、本発明鋼によれば、Ｓ
ｉ量を０．２％から０．５９’ｏ未溝の範囲に制限する
ことにより、従来口に比べて、強度の低下なしに冷間加
工率を高めることができる。
本発明によるオーステナイト・ステンレス鋼の冷間加工
においては、冷間加工率は１０〜３０９％の範囲が好適
である。。冷間加工率が１０％よりも少ないときは、ク
リープ破断強度の大幅な改苫が認められず、加工率が３
０％を越えるとき、急激な強度低下が認めらるからであ
る。
においては、冷間加工率は１０〜３０９％の範囲が好適
である。。冷間加工率が１０％よりも少ないときは、ク
リープ破断強度の大幅な改苫が認められず、加工率が３
０％を越えるとき、急激な強度低下が認めらるからであ
る。
次に、本発明鋼における化学成分の限定理由について説
明する。
明する。
Ｃは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ等の合金元素と結合して炭化物
を形成し、クリープ破断強度及び耐スウエリング性の改
善に効果を有するが、０．０４％よりも少ないときは、
この効果が十分ではなく、一方、０．１％を越えて過多
に添加すると、溶体化処理時の未固溶炭化物が増加し、
効果が現われ難い。
を形成し、クリープ破断強度及び耐スウエリング性の改
善に効果を有するが、０．０４％よりも少ないときは、
この効果が十分ではなく、一方、０．１％を越えて過多
に添加すると、溶体化処理時の未固溶炭化物が増加し、
効果が現われ難い。
従って、本発明鋼においては、Ｃの添加量範囲は０．０
４〜０．１％とする。
４〜０．１％とする。
Ｓｉについては既に説明したとお゛りである。
Ｃｒは、高速増殖炉において使用されている冷却用液体
ナトリウムに対する耐食性及びクリープ強度を鋼に与え
るために１０．０％以上の添加が必要であるが、過多に
添加することは耐スウェリング性を低下させるので、そ
の上限を２０．０％とする。
ナトリウムに対する耐食性及びクリープ強度を鋼に与え
るために１０．０％以上の添加が必要であるが、過多に
添加することは耐スウェリング性を低下させるので、そ
の上限を２０．０％とする。
Ｎｉは、オーステナイト組織を安定化すると共に、耐ス
ウェリング性を改善するために１０．０％以上を添加す
ることが必要である。しかし、３０゜０％を越えるとき
は、中性子経済、液体ナトリウム中での耐食性、或いは
Ｎｉ中に含まれる不純ＣＯの流出による誘導放射能のほ
かに、特に炭化物析出強化型合金ではクリープ強度を低
下させる要因となるので、上限を３０．０％とする。
ウェリング性を改善するために１０．０％以上を添加す
ることが必要である。しかし、３０゜０％を越えるとき
は、中性子経済、液体ナトリウム中での耐食性、或いは
Ｎｉ中に含まれる不純ＣＯの流出による誘導放射能のほ
かに、特に炭化物析出強化型合金ではクリープ強度を低
下させる要因となるので、上限を３０．０％とする。
ＭＯは、クリープ強度及び耐スウェリング性の改善に不
可欠であり、添加量が１６０％未満ではこれらの効果が
ない。しかし、３．０％を越えて過多に添加するときは
、ＦｅｚＭｏ 、χ相、σ相等の金属間化合物として析
出し、これらの効果を悪化させる。
可欠であり、添加量が１６０％未満ではこれらの効果が
ない。しかし、３．０％を越えて過多に添加するときは
、ＦｅｚＭｏ 、χ相、σ相等の金属間化合物として析
出し、これらの効果を悪化させる。
Ｂは、Ｍｏとの組合せによって冷間加工により導入され
た転位上に微細な炭化物を析出させる回向を高め、更に
、長時間にわたって粗大化を抑制することにより、クリ
ープ破断強度を改善する。
た転位上に微細な炭化物を析出させる回向を高め、更に
、長時間にわたって粗大化を抑制することにより、クリ
ープ破断強度を改善する。
この効果を有効に発揮させるには０．００２％以上の添
加が必要である。しかし、０．０１％を越えて添加する
ときは、熱間加工性、溶接性を劣化させる。
加が必要である。しかし、０．０１％を越えて添加する
ときは、熱間加工性、溶接性を劣化させる。
Ｔｉは、ＴｉＣの析出によってクリープ破断強度や耐ス
ウェリング性の改善に効果を有し、この効果を有効に発
揮させるには０．０３％以上を添加することが必要であ
る。しかし、添加量が０．５％を越えるときは、溶体化
処理時の未固溶炭化物が増加し、使用中に析出するＴｉ
Ｃ量が減少するので、上記効果に乏しくなる。
ウェリング性の改善に効果を有し、この効果を有効に発
揮させるには０．０３％以上を添加することが必要であ
る。しかし、添加量が０．５％を越えるときは、溶体化
処理時の未固溶炭化物が増加し、使用中に析出するＴｉ
Ｃ量が減少するので、上記効果に乏しくなる。
ＮｂもＴｉと同様にＮｂＣを析出して、クリープ破断強
度や耐スウェリング性を改善するのに寄与し、この効果
は０．０４％以上を添加することによって有効に発揮さ
れる。好ましくは０．０５％以上である。しかし、添加
量が１．０％を越えると、未固溶炭化物量が多くなり、
熱間加工性や溶接性のほか、上記効果を悪化させる。
度や耐スウェリング性を改善するのに寄与し、この効果
は０．０４％以上を添加することによって有効に発揮さ
れる。好ましくは０．０５％以上である。しかし、添加
量が１．０％を越えると、未固溶炭化物量が多くなり、
熱間加工性や溶接性のほか、上記効果を悪化させる。
Ｚｒは、粒界強化による高温クリープ破断強度や耐スウ
ェリング性の改善に効果を有する。この効果を有効に発
現させるためには、少なくとも０゜０３％を添加するこ
とが必要である。しかし、添加量が０．０６％を越える
ときは、上記効果が現われないか、又はむしろクリープ
破断強度や耐スウェリング性を悪化させる傾向がある。
ェリング性の改善に効果を有する。この効果を有効に発
現させるためには、少なくとも０゜０３％を添加するこ
とが必要である。しかし、添加量が０．０６％を越える
ときは、上記効果が現われないか、又はむしろクリープ
破断強度や耐スウェリング性を悪化させる傾向がある。
本発明鋼においては、上記した元素以外に不純物を含ん
でいてもよく、かかる不純物元素として、例えば、Ｐ、
Ｍｎ、Ｓ及びＮを挙げることができる。
でいてもよく、かかる不純物元素として、例えば、Ｐ、
Ｍｎ、Ｓ及びＮを挙げることができる。
例えば、Ｐは、粒内に析出する炭化物を増加させる効果
があるため、クリープ破断強度及び耐スウェリング性の
改善に有効である。しかし、過多に添加すれば、この効
果が飽和し、また、Ｎ１ｆｉが高いときは溶接性を阻害
する。従って、本発明鋼においては、Ｐの含有量は好ま
しくは０．０１〜０、０４５％の範囲とする。
があるため、クリープ破断強度及び耐スウェリング性の
改善に有効である。しかし、過多に添加すれば、この効
果が飽和し、また、Ｎ１ｆｉが高いときは溶接性を阻害
する。従って、本発明鋼においては、Ｐの含有量は好ま
しくは０．０１〜０、０４５％の範囲とする。
以上のように、本発明による炭化物析出強化型オーステ
ナイト・ステンレス鋼においては、Ｓｉ量を低い範囲に
制限することにより、強度の安定性を確保し得るのみな
らず、冷間加工材におけるクリープ破断強度を著しく改
善することができるので、高速増殖炉炉心構造材料とし
て好適である。
ナイト・ステンレス鋼においては、Ｓｉ量を低い範囲に
制限することにより、強度の安定性を確保し得るのみな
らず、冷間加工材におけるクリープ破断強度を著しく改
善することができるので、高速増殖炉炉心構造材料とし
て好適である。
以下に本発明の実施例を挙げる。
実施例
第１表に示す組成を有する鋼を真空溶解により溶製し、
厚さ６鰭、幅２０ｍｍの板材に鍛造した後、１１００°
Ｃの温度にて溶体化処理を行ない、冷間圧延にて６０％
の冷間加工を施した。次いで、結晶粒度がＡＳＴＭ Ｎ
ｏ、８程度になるように溶体化処理を行なった後、２０
％の冷間圧延を施して、厚さ２龍、幅２０龍の板材とし
た。この板材から試験片を採取し、７００℃の温度に１
０００時間加熱するクリープ破断強度試験に供した。第
２表に結果を示す。
厚さ６鰭、幅２０ｍｍの板材に鍛造した後、１１００°
Ｃの温度にて溶体化処理を行ない、冷間圧延にて６０％
の冷間加工を施した。次いで、結晶粒度がＡＳＴＭ Ｎ
ｏ、８程度になるように溶体化処理を行なった後、２０
％の冷間圧延を施して、厚さ２龍、幅２０龍の板材とし
た。この板材から試験片を採取し、７００℃の温度に１
０００時間加熱するクリープ破断強度試験に供した。第
２表に結果を示す。
従来鋼であるＳＯ３３１６オーステナイト・ステンレス
鋼に比較して、本発明鋼はクリープ破断強度が溝かにす
ぐれていることが明らかであり、更に、Ｓｉ量が０．６
〜０．９％に調整されている比較鋼である炭化物析出強
化型合金よりもすぐれた高温特性を打する。
鋼に比較して、本発明鋼はクリープ破断強度が溝かにす
ぐれていることが明らかであり、更に、Ｓｉ量が０．６
〜０．９％に調整されている比較鋼である炭化物析出強
化型合金よりもすぐれた高温特性を打する。
更に、本発明鋼によれば、前記したように、チャージ間
でのクリープ強度の変動がなく、品質の安定性が確保さ
れる。
でのクリープ強度の変動がなく、品質の安定性が確保さ
れる。
第１図は、１５Ｃｒ−１５Ｎｉ−２，５Ｍｏ−０，２５
Ｔｉ−０，ＩＮｂ鋼及び１５ｃｒ−２５Ｎｉ−２，５Ｍ
ｏ−０，３Ｔｉ鋼の冷間加工材について、クリープ破断
強度に及ぼすＳｉ量の影響を示すグラフ、第２図は、炭
化物析出強化型オーステナイト・ステンレス鋼における
Ｓｉ量と溶体化処理時の未固溶炭化物量との関係を示す
グラフ、第３図は、クリープ破断強度に及ぼす溶体化処
理温度とＳｉ量との関係を示すグラフ、第４図は、Ｓｉ
量０．３５％又は０．８％の１５Ｃｒ−２５Ｎｉ−２，
５Ｍｏ−Ｔｉ鋼についてクリープ破断強度に及ぼすＴｉ
ｆＪの影響を示すグラフ、第５図は、１５Ｃｒ−２５Ｎ
ｉ−２，５Ｍｏ−０，３Ｔｉ ｗ４について、Ｓｉ量と
クリープ破断強度に及ぼす冷間加工の影響を示すグラフ
である。 第１図 Ｓｉ量（土量％） 第２図 Ｓｉ量（土１°１０） 第３図 糸も晶ｆｆｉ／ｌ （ＡＳ丁Ｍ Ｒｏ、）シ容伴化赳埋
温痩じＣ） 第４図 丁１１ン （を量％ン
Ｔｉ−０，ＩＮｂ鋼及び１５ｃｒ−２５Ｎｉ−２，５Ｍ
ｏ−０，３Ｔｉ鋼の冷間加工材について、クリープ破断
強度に及ぼすＳｉ量の影響を示すグラフ、第２図は、炭
化物析出強化型オーステナイト・ステンレス鋼における
Ｓｉ量と溶体化処理時の未固溶炭化物量との関係を示す
グラフ、第３図は、クリープ破断強度に及ぼす溶体化処
理温度とＳｉ量との関係を示すグラフ、第４図は、Ｓｉ
量０．３５％又は０．８％の１５Ｃｒ−２５Ｎｉ−２，
５Ｍｏ−Ｔｉ鋼についてクリープ破断強度に及ぼすＴｉ
ｆＪの影響を示すグラフ、第５図は、１５Ｃｒ−２５Ｎ
ｉ−２，５Ｍｏ−０，３Ｔｉ ｗ４について、Ｓｉ量と
クリープ破断強度に及ぼす冷間加工の影響を示すグラフ
である。 第１図 Ｓｉ量（土量％） 第２図 Ｓｉ量（土１°１０） 第３図 糸も晶ｆｆｉ／ｌ （ＡＳ丁Ｍ Ｒｏ、）シ容伴化赳埋
温痩じＣ） 第４図 丁１１ン （を量％ン
Claims (1)
- （１）重量％で （ａ）Ｃ ０．０４〜０．１％、 Ｓｉ ０．２％から０．５％未満、 Ｃｒ １０．０〜２０．０％、 Ｎｉ １０．０〜３０．０％、 Ｍｏ １．０〜３．０％、及び Ｂ ０．００２〜０．０１％を含有すると共に、 （ｂ）Ｔｉ ０．０３〜０．５％、 Ｎｂ ０．０４〜１．０％、及び Ｚｒ ０．０３〜０．０６％ よりなる群から選ばれる少なくとも１種の元素を含有し
、 残部鉄及び不可避的不純物よりなることを特徴とする高
速増殖炉炉心構造材料用オーステナイト・ステンレス鋼
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59205423A JPS6187853A (ja) | 1984-09-28 | 1984-09-28 | 高速増殖炉炉心構造材料用オ−ステナイト・ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59205423A JPS6187853A (ja) | 1984-09-28 | 1984-09-28 | 高速増殖炉炉心構造材料用オ−ステナイト・ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6187853A true JPS6187853A (ja) | 1986-05-06 |
Family
ID=16506598
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59205423A Pending JPS6187853A (ja) | 1984-09-28 | 1984-09-28 | 高速増殖炉炉心構造材料用オ−ステナイト・ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6187853A (ja) |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5698460A (en) * | 1980-01-09 | 1981-08-07 | Westinghouse Electric Corp | Austenite iron base alloy |
| JPS56127757A (en) * | 1980-02-29 | 1981-10-06 | Power Reactor & Nuclear Fuel Dev Corp | Cr-ni austenite steel for reactor core material of fast breeder |
| JPS56127756A (en) * | 1980-03-08 | 1981-10-06 | Power Reactor & Nuclear Fuel Dev Corp | Austenite type steel for reactor core structure of fast neutron reactor |
| JPS5713154A (en) * | 1980-06-02 | 1982-01-23 | Kernforschungsz Karlsruhe | Austenite iron-nickel- chromium alloy |
-
1984
- 1984-09-28 JP JP59205423A patent/JPS6187853A/ja active Pending
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5698460A (en) * | 1980-01-09 | 1981-08-07 | Westinghouse Electric Corp | Austenite iron base alloy |
| JPS56127757A (en) * | 1980-02-29 | 1981-10-06 | Power Reactor & Nuclear Fuel Dev Corp | Cr-ni austenite steel for reactor core material of fast breeder |
| JPS56127756A (en) * | 1980-03-08 | 1981-10-06 | Power Reactor & Nuclear Fuel Dev Corp | Austenite type steel for reactor core structure of fast neutron reactor |
| JPS5713154A (en) * | 1980-06-02 | 1982-01-23 | Kernforschungsz Karlsruhe | Austenite iron-nickel- chromium alloy |
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