JPS6256557A - 中性子吸収能の優れたステンレス鋼材及びその製造方法 - 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】 ［発明の利用分野］ 本発明１よ７中性子吸収峻の優れたステンレス鋼材及び
七の製造方法に関する。

［発明の背景］ 一般に、原子炉及び原子燃料の製造、取扱い、輸送、貯
蔵、再処理、廃棄物処理の施設において、原子燃料物質
に基本的に要求されるのが未臨界性の確保である。

ところで、２３５−Ｕ、２３９−Ｐｕ’Ｊ（７）核分裂
性物質は、熱中性子（エネルギー数ｅＶ程度のエネルギ
ーを有する中性子）に対して核分裂を起し易いため、こ
の熱中性子を吸収することにより熱中性子束を下げて、
未臨界性を高める必要がある。そのため、原子燃料サイ
クル施設の各種構造物には熱中性子吸収能の高い金属材
料が多く使用されている。

特に、近年、商業用原子炉において１ｉ、原子燃料の高
燃焼度化に伴なう高濃縮度化が進んでいること、また、
原子燃料サイクル施設のより　密化の要求が高まってい
ることから、上記構造物に対しては、従来よりさらに熱
中性子吸収能の高い材料が要望される。

また、上記構造物は、鋼材に各種加工を施して作製され
るため、鋼材には、鋳造性、熱間Ｍｅ　■−性、冷間加
工性、二次加工性１機械的性質、溶接性等に優れている
ことも要求される。また、鋳造性良く製造されることも
必要である。、すらに、核燃料、廃棄物は腐食性を有し
ているので試材ｔ４は耐食性に優れている必要もある。

ところで、従来、熱中性子吸収能を持つ金属材′ｊ−１
としては、熱中性子吸収能に優れれいるＢを利用したＢ
含有ステン【／ス鋼及びＢ含有鋼が製作されている。

しかし、従来のこの種のステンレス鋼あるいは鋼は、Ｂ
含有量が増加するにつれて加工性が劣化し、熱間鍛造あ
るいは圧延が困難となる。また、機械的性質も劣化する
、 −・方、加工性、機械的性質を確保するためにはＢ含有
量を、炭素鋼の場合では２％以下、ステンレス鋼の場合
ではそれ以下とせざるを得す、そして、かかる材料は実
用されているものの、その含有量が低いので熱中性子吸
収能が低いという問題がある。

従って、熱中性子吸収能に優れ、かつ、加工性、機械的
に１質も良好な鋼材の出現が要望されている。

［発明の目的］ 本発明、熱中性子吸収能が著しく優れ、熱間加工性、冷
間加工性及び二次加工性が良好で構造物の製作が容易で
あり、また、鋳造性良く製造でき、さらに機械的性質、
耐食性、溶接性等性も優れたステンレス鋼材及びその製
造方法を提供するものである。

［発明のｉ釆Ｊ 本出願に係る第１の発明は、玉噛−％で、Ｇｄ：０．１
〜３．０％を含有し、かつ、ｃ　：　ｏ、ｏｔ〜０．１
５％、Ｓ　ｉ　：　１．５％以下、Ｍｎ＋２．０％以下
、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ　：　０．０３％以下、Ｎ
ｉミニフル３５、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｍｏ：５％以下
、Ｔ　ｉ　：　１％以下、Ｎｂ：２％以下、Ｎ　：　０
．３％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなること
を特徴とする中性子吸収能の優れたステンレス鋼材であ
る。

第１発明における成分限定理由を示す。

Ｇ　ｄ　：　０．１〜３．０％ 従来は中性子吸収能を向上させるためにＢが使用されて
いるが、Ｇｄは中性子吸収断面積が大きく、理論的には
、Ｂの約４倍の中性子吸収断面積を有する。従って、Ｇ
ｄは優れた熱中性子吸収能を付与するために不可欠な元
素である。ただ、舎右量が０．１％未満ではその効果が
少なく、また。

３％を越えると熱間加工、冷間加工、二次加工の成形加
工性が悪くなり、また、材料特性のうち、特に延性　靭
性、溶接性が劣るようになる。

ｅ　　：　　０．０ｌ−ｏ−＋ｓ％ Ｃは、構造材料として強度確保のため、０．０１％以−
ヒ必［１＝あるが、あまり多くするとＣｒ７ｆ化物が粒
界に析出し耐食性の劣化を招くので上限は０．１５％と
する。

Ｓ　ｉ　：　１．５％以下 Ｓｉは脱酸剤として加えられるが、多くすると加工性、
溶接性を阻害するので上限を１．５％とする。

Ｍｎ：２．０％以下 Ｍｎは、脱酸剤として、また、熱加工性改善のため加え
られるが、２．０％以り添加してもその効果は飽和する
ので上限は２．０％とする。

Ｐ　：　０．０４５％以下、Ｓ　：　０．０３％以下Ｐ
及びＳは不可避的不純物であるが、多くなると脆化、溶
接性劣化を起すためＰ　：　０．０４５％以Ｆ、　Ｓ　
：　０．０３％以下とする。

Ｎｉニア　〜３５％、Ｃｒ：１５〜３０％Ｎｉ　、Ｃｒ
は、オーステナイト組織を得るため、また、耐酸化性の
向トのためにＮｉニア％以下１、Ｃｒ：１５％以上必要
であるが、Ｎｉ：３５％、Ｃｒ　：　３０％を越えると
加工性、溶接性が劣化し、また、経済性も不利になるた
め、Ｎｉミニフル３５、Ｃｒ：１５〜３０％とする。

Ｍｏ：５％以下 Ｍｏは、強度、耐食性改善に有効であるが、多く加えて
も効果は飽和し、Ｍｏは高価であるため上限は５％とす
る。

Ｔ　ｉ　：　１％以下、Ｎｂ：２％以ＦＴｉ、Ｎｂは強
力な炭化物生成元素であり、これらの添加によってＣｒ
炭化物の粒界析出が抑制され、耐食性が向−ヒするが、
本発明で限定したＣ量においては、Ｔ　ｉ　：　１％以
下、Ｎｂ：２％以下で耐食性の向上には十分であるため
この範囲とする。

Ｎ　：　０．３％以下 Ｎは、Ｃと同じ作用により強度の向上に有効であるが、
多く加えるとＣｒ窒化物の形成により耐食性を劣化させ
るので、上限は０．３％とする。

なお、本出願に係る鋼材はフェライト系ステンレス鋼材
である。

本出願に係る第２の発明は、屯凌％ｃ、Ｇｄ二０４１〜
３．０％を含有し、かつ、Ｃ：　０．０１〜０．２０％
、Ｓ　ｉ　：　１．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ
：０．０４５％以下、　Ｓ　：　０．０３％以下、Ｎｉ
。６％以下、　　Ｃｒ　：　１Ｉ＝３２％、Ｍ　ｏ　＋
　３％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなること
を特徴とする中性子吸収能の優れたステンレス鋼材であ
る。

以下に成分限定理由を説明する。

Ｇｄ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、については第１発明と同様の理由
による。

Ｃ：　０．０１〜０．２０％ Ｃは。強度確保のため０．０１以−Ｆ必要であるが、多
く加えるとフェライト系、フェライト・オーステナイト
２層系ステンレス鋼では効果を起し、二次加工性、溶接
性が劣化するため上限は０．２０％とする。

Ｍｎ：１．５％以Ｆ Ｍｎは脱酸に、また、熱加工性改善 あるが、フェライト系鋼では、１．５％を越えて添加し
ても効果は飽和するめ上限は１５％とする。

Ｎｉ：６％以下 Ｎｉはフェライト系ステンレス鋼においては靭性の改善
に有効であるために、また、２相系ステンレス鋼・にお
いて１オＣｒ当量に応じてオーステナイト層を導入する
ために添加する。ｌ−７かｌ−、、，６％を越えて添加
してもその効果は飽和するのでト限を６％とする。

Ｃｒ：１ｌ−３２％ Ｃｒは耐食性のため１１％以り必要であるが、あまり多
く加えすぎると加工性、溶接性を劣化さ（）るため１１
〜３２％の範囲とする。

Ｍ　ｏ　：　３％以下 Ｍｏは、強度、耐食性改善に有効であるが、？−〈加え
ても効果は飽和すること、また、経済的にイ；利である
ことがら上限は３％とする。

なお、第１発明と第２発明において、Ｇｏを０．１％以
下添加すると中性子吸収能がより一層向−ヒする。従っ
て、第１発明又は第２発明に係るステンレス鋼を、制御
棒用構成材料のように、特に原子炉内で使用する場合に
は、誘導放射能による被曝を低減することが可能となる
。

また、Ｓｉの上限を０．１％とした場合には加工性がよ
り一層向上し、形状が複雑な構造物、あるいは高度の加
工性が要求されるような構造物に加工する、−１とも可
能となる。このようにＳｉを０．１％如何：こすると加
工性が向［−するのは次の理由に、ン、るゆすなわち、
Ｇｄは鋼中にほとんど溶解せずＧｄ富化相と１．て分散
し、この相にはＳｉが濃化する６従・）で、Ｓｉを０．
１％以下にすると、Ｇｄ富化相は硬化を起さず、Ｇｄ富
化相の硬化による゛加工性の劣化を阻止するこ とができるためである。

なお、本出願に係るステンレス鋼材はフェライト系、あ
るいはフェライト・オーステナイトの２相系スデ゛／１
／ス鋼材であり、これにより耐食性が確保される。

本出願に係る第３発明は、玉量％で、Ｇｄ：０．１〜３
．０％を含有し、かつ、Ｃ・０．０１〜０．１５％、　
Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ＋２．０％以下、Ｐ　：　０
．０４５％以下、Ｓ　：　０．０３％以下、Ｎｉニア　
〜３５％、Ｃｒ：１５〜３０％、　Ｍ　ｏ　：　５％以
下、Ｔｉ：１％以下、　Ｎｂ：２％以下、Ｎ　：　０．
３％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるステ〉
ルス鋼を溶製して鋳塊を作製し、該鋳塊を１０５０℃〜
１１５０℃において加熱処理し、次いで該鋳塊を少なく
とも１回熱回加下又は冷間加工することを特徴とする中
性子吸収能の優れたステンレス鋼材の製造方法である。

本出願に係る第４発明は、重量％で、Ｇｄ：０．１〜３
．０％を含有し、かつ、ｃ　：　ｏ、ｏｉ〜０．２０％
、　５ｉ＝１．５％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｐ　：
　０．０４５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎｉ：６％
以下、Ｃｒ：１１〜３２％、　Ｍ　ｏ　：　３％以下、
残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるステンレス鋼を溶
製して鋳塊を作製し、該鋳塊を１０５０℃〜１１５０℃
において加熱処理し、次いで該鋳塊を少なくとも１回熱
間加工又は冷間加工することを特徴とする中性イ吸収能
の優れたステンレス鋼材の製造方法である。

第３発明及び第４発明における成分限定理由は第１発明
及び第２発明において説明した通りである。

鋳塊を１０５０℃〜１１５０℃に加熱処理する理由を述
べる。

Ｇｄは、鋼中に溶解度をほとんど持たないため、鋳塊の
凝固時にはデンドライト間にＧｄ富化相として析出する
。鋳造のままでは、Ｇｄ富化相が網目状となり、かつ形
状も複雑となるため、熱間加工時にはこの部分に割れが
発生し易い。しかるに、鋳造後の鋳塊を１０５０℃〜ｌ
ｌ５０℃に加熱すると、Ｇｄ富化相は球状化、均−分布
化するので熱間加工時における割れの発生を防出するこ
とができるためである。

また、鋳塊を少なくとも１回熱間加に又は冷間加工する
のは、かかる熱間油−Ｔ−又は冷間加工を施すとＧｄ富
化相は均一微細に分散し、製品へのゴー次加工性、延性
、靭性、溶接性が改善されるからである。

［実施例］ 第１表に示す成分の鋳塊を１０ｋｇ溶製した。

Ｎｏｔ〜Ｎｏ５は第２発明の実施例であり、Ｎｏ７〜Ｎ
ｏ１２は第１発明の実施例である。

Ｎｏｔ〜Ｎｏ４はフェライト系（マルテンサイト組織及
び混合ｍｓを含む）ステンレス鋼、Ｎ。

５〜Ｎｏ６はオーステナイト・フェライト２相ステンレ
ス鋼、Ｎｏ７〜Ｎｏ１５はオーステナイト系ステンレス
鋼である。

Ｎｏｌ〜Ｎｏ８には、従来材料である。Ｂを約２％添加
１．た鋼の熱中性子吸収能を十分ＦまわるＧｄを添加し
たものである。

Ｎｏ９〜Ｎｏ１５は、Ｇｄ敏の実用上有効な範囲を決め
るため、１８−８オーステナイト系ステンレス鋼につい
てＧｄｉをを系統的に変化させた比較例である。

Ｎｏ９〜Ｎｏ１５の鋳塊の硬さに及ぼすＧｄｉの影響を
第１図に示す、Ｇｄ量が増すにつれて、デンドライト凝
固相聞に析出するＧｄ富化相が増加するため硬さは」二
昇する。Ｇｄｉが約３．５％以りでは硬さがＨｖ２００
以にとなり、加工性が劣化することが予想される。

Ｇｄ富化相をＥＰＭＡにより分析したところ、Ｇｃｌ富
化相はＧｄと、鋼のＦ：、要構成元素であるＦｅ、Ｃｒ
、Ｎｉ等の金属間化合物相と判断された。

またＧｄ富化相には複数の種類があり、いずれも５３が
濃化されており、５ｉｌ（低減はＧｄ富化相の低減並び
に硬さの低量に有効であることがわかる。Ｎｏ１ｌはＮ
ｏ１２１て吋しＳｉ験を低減させたものであるが、その
硬さは、Ｎｏ１２よりＨｖ２０程度低くなり、後述する
第２表の評価結束で示すごとく、熱間加工性、冷間加工
性及び溶接性の改善に有効であることがわかった。

第２図に、鋳塊の溶製から板、棒、管等の製品に至る製
造り稈の概略を示す。

通常のＬ程１に対して、本例に係る工程２マは、鋳塊に
Ｇｄ富化相を球状化、均一・分布化するための熱処理を
入れ、また、冷間加工１程を１回置］二施している。

１］程ｌでは、第３図に示すごとく、Ｇｄ富化相が網目
状に分布するのに対（７，１程？ではこれが球状化し、
かつ、均−ｌ！！ｋｍに分散することがわかる。

Ｎｏ７〜Ｎｏ１２の供試材について、鋳塊の健全性、熱
間加工性、冷間加工性を評価し、さらに厚さ３ｍｍの板
材を製作し１機械的性質（４度と延性）、耐食性（水浸
漬１力月）、溶接性（Ｇｄを含まない共金系溶接材料を
用い、斜めｙ形溶接割れ試験）及び熱中性子吸収能を評
価１１．た。

評価結果を第２表に示す。

Ｇｄｉを系統的に変化させたＮｏ９〜Ｎｏ１５の鋼にお
いて、Ｇｄ　Ｊｄ約８％以上では、鋳塊と部に割れが発
生すること、また、熱間加工性が著しく劣るため、実用
不可と判断された。

Ｇｄｌ約４．５％以」−では、加工性がやや劣り、特に
溶接性が著しく劣るため、これも実用上不可と判断され
た。これらの加工性、溶接性は、先に示したＳｉ量の低
減により改善が期待できるが。

実用上の安全を見込み、ＧｄｌのＬ限は３％とした。

従って１本実施例に係るＮｏ１−Ｎｏ１２のステンレス
鋼は、熱中性子吸収能に優れ、加り性、機械的性質、耐
食性、溶接性も構造材料と１．て実用Ｉ：問題のない特
性を有していることがわかる。

［発明の効果］ 以−ヒ、本出願に係る第１５１明及び第２発明は、熱中
性ｆ吸収能が茗しく優れ、熱間加を性、冷間加工性及び
■二次加工性が良好で構造物の製作が容易であり、＃ｌ
Ｉ造性良く製造でき、ざらに機械的性質、耐食性、溶接
性等性も優れている。従って、原子燃料サイクル施設用
構造材として使用することができ、未臨界性の確保ひい
ては安全性の確保に貢献することができる。

また１本出願に係る第３発明及び第４発明は、第１発明
及び第２発明に係る温材を９Ｊ造することができる。ま
た、該鋼材を、割れを発生させることなく加工できるの
で製造歩留を向１−させることができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は、Ｇｄ含有績と硬さとの関係を示すグラフであ
る。第２図は、鋳塊の溶製から板材等の製品材料への製
造過程を示す工程図である。第３図はＧｄ富化相の組織
を示すＷａ微鏡写真である。 第１図 Ｇｄ信唱４　（Ｗｔ、％） 第２図 （工煙１）　　　　　　　（二塚２） 第３図

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　重量％で、Ｇｄ：０．１〜３．０％を含有し、かつ
   、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍ
   ｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０
   ３％以下、Ｎｉ：７〜３５％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｍ
   ｏ：５％以下、Ｔｉ：１％以下、Ｎｂ：２％以下、Ｎ：
   ０．３％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるこ
   とを特徴とする中性子吸収能の優れたステンレス鋼材。 ２　重量％で、Ｇｄ：０．１〜３．０％を含有し、かつ
   、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍ
   ｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０
   ３％以下、Ｎｉ：６％以下、Ｃｒ：１１〜３２％、Ｍｏ
   ：３％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなること
   を特徴とする中性子吸収能の優れたステンレス鋼材。 ３　重量％で、Ｃｏ：０．１％以下を含有する特許請求
   の範囲第１項記載の中性子吸収能の優れたステンレス鋼
   材。 ４　重量％で、Ｃｏ：０．１％以下を含有する特許請求
   の範囲第２項記載の中性子吸収能の優れたステンレス鋼
   。 ５　重量％で、Ｓｉ：０．１％以下とした特許請求の範
   囲第１項又は第３項記載の中性子吸収能の優れたステン
   レス鋼材。 ６　重量％で、Ｓｉ：０．１％以下とした特許請求の範
   囲第２項又は第４項記載の中性子吸収能の優れたステン
   レス鋼材。 ７　重量％で、Ｇｄ：０．１〜３．０％を含有し、かつ
   、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍ
   ｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０
   ３％以下、Ｎｉ：７〜３５％、Ｃｒ：１５〜３０％、Ｍ
   ｏ：５％以下、Ｔｉ：１％以下、Ｎｂ：２％以下、Ｎ：
   ０．３％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるス
   テンレス鋼を溶製して鋳塊を作製し、該鋳塊を１０５０
   ℃〜１１５０℃において加熱処理し、次いで該鋳塊を少
   なくとも１回熱間加工又は冷間加工するュとを特徴とす
   る中性子吸収能の優れたステンレス鋼材の製造方法。 ８　重量％で、Ｇｄ：０．１〜３．０％を含有し、かつ
   、Ｃ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍ
   ｎ：１．５％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０
   ３％以下、Ｎｉ：６％以下、Ｃｒ：１１〜３２％、Ｍｏ
   ：３％以下、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるステ
   ンレス鋼を溶製して鋳塊を作製し、該鋳塊を１０５０℃
   〜１１５０℃において加熱処理し、次いで該鋳塊を少な
   くとも１回熱間加工又は冷間加工することを特徴とする
   中性子吸収能の優れたステンレス鋼材の製造方法。 ９　重量％で、Ｃｏ：０．１％以下を含有する特許請求
   の範囲第７項記載の中性子吸収能の優れたステンレス鋼
   材の製造方法。 １０　重量％で、Ｃｏ：０．１％以下を含有する特許請
   求の範囲第８項記載の中性子吸収能の優れたステンレス
   鋼材の製造方法。 １１　重量％で、Ｓｉ：０．１％以下とした特許請求の
   範囲第７項又は第９項記載の中性子吸収能の優れたステ
   ンレス鋼材の製造方法。 １２　重量％で、Ｓｉ：０．１％以下とした特許請求の
   範囲第８項又は第１０項記載の中性子吸収能の優れたス
   テンレス鋼材の製造方法。