JPH0347946A - 熱間加工性および常温の延性、靭性に優れた含ボロンオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法 - 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】 「発明の目的」 本発明は、熱間加工性および常温の延性、靭性に優れた
含ボロンオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法に
係り、熱間加工性および常温延性や靭性に優れた使用済
み核燃料キャスク用Ｂ含有Ｔ系ＳＵＳ鋼材の好ましい製
造方法を提供しようとするものである。

（産業上の利用分野） 使用済み核燃料の輸送ないし貯蔵用キャスクのような燃
料ハスケソト用などの原子力用材！１として使用される
ボロン含有オーステナイト系ステンレス鋼板などの製造
技術。

（従来の技術） Ｂを０．３〜３．０ｗｔ％含有したオーステナイト系ス
テンレス鋼は、熱中性子吸収性に優れ、使用済み核燃料
の輸送及び貯蔵用キャスクの燃料バスケット用材料とし
て使用される。しかし、Ｂは、凝固時における共晶反応
により硬くて脆いホウ化物（（Ｆｅ、　Ｃｒ）Ｊ）を形
成するため、含ボロンオーステナイト系ステンレス鋼の
熱間加工性は、一般に極めて低い。そのため、圧延時、
耳割れ等の割れが発生しやすい。また、このオーステナ
イト系ステンレス鋼板は、バスケット用に角パイプに成
形加工される場合が多いが、常温の延性が低いため、曲
げ半径等の条件が大きく制約され、更に、使用時、たと
えば、輸送時の衝突・落下等の事故を想定すると、靭性
が低いために安全性確保に多大な努力を払わねばならな
い。前記含Ｂオーステナイト系ステンレス鋼中のＢ含有
量が増加するに従って、熱中性子吸収性能は向」二する
が、」二記したような熱間加工性、常温の延性、靭性は
、劣化する。

このような、含ボロンオーステナイト系ステンレス鋼板
の従来の製造方法は、通常の鋼と同様、溶解−鋳造−圧
延プロセスで製造されている。圧延時、割れの発生を抑
制するため、例えば、特開昭６４−８２２Ｌ特開昭６３
−５０４２９に示されるように圧延温度は厳しく制限さ
れる。

また、オーステナイト系ステンレス粉末とボロンナイト
ライド（ＢＮ）粉末を混合し、熱間等方圧加圧により鋼
片に成型した後、熱間圧延するという（特開昭６３−２
９３１３９の如き）が提案されている。熱中性子を吸収
することが目的である使用済み核燃料の輸送及び貯蔵用
キャスクの燃料バスケット用材料としては、ＢＮが均一
・に分布していなければならないが、オーステナイト系
ステンレス粉末とボロンナイト（ＢＮ）粉末を均一に混
合するのは、技術的に困難である。

（発明が解決しようとする課題） 上述したように、Ｂを０．１〜３．Ｑｉ１ｔ％含有した
オーステナイト系ステンレス鋼は、凝固時、ポウ化物（
（Ｆｅ、　Ｃｒ）ｚＢ）を晶出する。ボウ化物は硬くて
脆いので、加工をすると、ホウ化物それ自身が割れたり
、地鉄との界面が剥離しやすい。晶出したホウ化物が粗
大なほど、上記の割れや剥離は大型化し、熱間加工性や
常温の延性・靭性が劣る結果となる。すなわち、含Ｂオ
ーステナイト系ステンレス鋼の熱間加工性や常温の延性
・靭性を支配しているのは、ホウ化物（（Ｆｅ、　Ｃｒ
）　２Ｂ）のサイズであると言えるが、通常の溶解−鋳
造法にて製造された含Ｂオーステナイト系ステンレス鋼
は、凝固速度が低いため、数μｍ以上の粗大なホウ化物
（（Ｆｅ、　Ｃｒ）ｚＢ）を晶出する。従って、このよ
うな方法による含Ｂオーステナイト系ステンレス鋼の熱
間加工性、常温の延性、靭性は、著しく低いことになり
好ましい利用をなし得ない。

「発明の構成」 （課題を解決するための手段） 本発明は」二記した、しうな従来のものの問題点を解消
するように検討して創案されたものであって、以下の如
くである。

１、重量％で、１３：０．３〜３．０％、ｃ：ｏ、ｏｓ
％以下、Ｓｉ：　０．０１〜２．０％、Ｍｎ　：　２．
０％以下、Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、Ｎｉ　：　　
８．０〜１５．０％、門。＝３．０％以下を含有し、残
部が鉄および不可避的不純物よりなる２０メッシュより
細かいアトマイズ粉末を、加熱温度１０００〜１２５０
℃、圧力８００ｋｇ／ｃｍ”以」二の条件で熱間等方圧
加圧により鋼片に成形した後、熱間圧延することを特徴
とする、熱間加工性および常温の延性、靭性に優れた含
ボロンオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法。

２、重量％で、Ｂ：ｏ、ａ〜３．０％、Ｃ：　０．０８
％以下、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ　：　２．０
％以下、Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、Ｎｉ：８．０〜
１５．０％、ＭＯ＝３．０％以下を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物よりなる２０メッシュより細かいア
トマイズ粉末を、１０５０〜１１７０℃の温度範囲で熱
間押出しにて鋼片に成形した後、熱間圧延することを特
徴とする、熱間加工性および常温の延性、靭性に優れた
含ボロンオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法。

（作用） 」−記したような本発明の作用関係を説明するに、先ず
成分の限定理由は以−ドの如くである。

Ｉ３ば、自然状態で約２０％の同位元素１０Ｂを含んで
おり、”Ｂは中性子吸収断面積の大きい元素であり、中
性子遮蔽のために使用する木鋼板においては、最も重要
な元素であって、０．３％以下では、熱中性子の吸収性
能が十分でなく、−・方３．０％以１−では、ホウ化物
の体積率が４０％以−ヒにも達し、熱間加工性や常温の
延性、靭性が著しく劣化するので、Ｂ：０．３〜３．０
％に限定した。

Ｃは、０．０８％以上になると、炭化物が生成しやず（
、そのため耐食性が劣化するので、Ｃ：０．０８％以下
と限定した。

Ｓｉ　は、脱酸のために添加する必要があり、０．０１
％以下では脱酸が十分でなく、又２．０％を越えると脆
化が生じるため、Ｓｉ：０．０１〜２．０％に限定した
。Ｍｎも脱酸効果を持つ元素であるが、２．０％をこえ
ると耐食性が低下するので、Ｍｎ　：２．０％以下と限
定した。

Ｃｒは耐食性を保持するために１６．０％は必要であり
、また２０．０％を越えるとσ相が析出し脆化しやすく
なるので、Ｃｒ：１６．０〜２０．０％に限定した。

Ｎｉ　は、組織をオーステナイトにするのに必要な元素
であり、そのためには８．０％以上必要である。しかし
て上限については、高価な元素であるため、Ｎｉ：８．
０〜１５．０％に限定した。

Ｍｏは、耐食性の中でも耐孔食性に有効な元素である。

したがって、耐孔食性が要求される場合にはＭｏを添加
するが、このＭｏが３．０％を越える場合にはσ相の析
出により脆化しやすくなるので、Ｍｏ　：　３．０％以
下と限定した。

次に、本発明においては、上記成分のアトマイズ粉を素
材として使用するもので、その理由について述べると、
（発明が解決しようとする課題）で述べたように、ホウ
化物は凝固時に晶出するものであり、凝固速度をあげる
ことによって細かくなる傾向にあるが、通常のインイソ
１〜鋳造や連続鋳造のプロセスでは、凝固速度をあげる
にしても限界があり、顕著なホウ化物の微細化は達成で
きない。これに対し、アトマイズ処理は、細孔から溶鋼
を流出させ、その溶鋼流に高圧の水、ガス、油等を吹き
付け、粉状に急速凝固せしめるプロセスであり、１００
℃／ｓｅｃ以上の凝固速度を容易ムこ達成することがて
きる。然してこのアＩ・マイズ処理された含ボロンオー
ステナイト系ステンレス鋼粉 一に分布していることが後述する実施例においても明ら
かにするように確認される（実施例第２表参照）。また
、アトマイズ処理は大量生産が可能なプロセスであって
、本発明では、このアトマイズ処理された含ボロンオー
ステナイト系ステンレス鋼粉を素材として使用する。即
らアトマイズ処理された粉末は、広い粒度分布をもって
いるが、ごこては、２０メッシュより細かい粉末のみを
使用することに限定した。その理由は、２ｏメンシユよ
り粗い粉末が混入していると、次工程である熱間等方圧
加圧（ＨＩＰ）および熱間押し出しにより同化する過程
で、１００％の相対密度に到達せしることが極めて困腑
なためである（例えば実施例の第１．２図参照）。

次に、同化の方法は熱間等方圧加圧（ＨＩ　Ｔ））法、
または熱間押し出しにて同化することを特徴とする。具
体的には、上記のアトマイズ処理の缶につめ、真空蜜月
した後、熱間等方圧加圧法（ＩＩＩＰ）では高圧の不活
性ガス雰囲気で加熱する。又熱間押し出しでは、型中を
熱間押し出しすることによって固化セしめ鋼片に成形す
る。また、ＨＩＰや熱間押し出しの前に、粉末を焼結や
冷間等方圧加圧（ＣＩＰ）により予備的に固化してもよ
い。このように予備固化することで、十分に充＠密度が
あがれば（〉９５％）、缶ムこ詰めずに、ＩＩ　Ｉ　１
）や熱間押し出しすることも可能である。何れにしても
、下記の条件で熱間等方圧加圧や熱間押し出しにより鋼
片に成形するプロセスは本発明の技術的範囲に含まれる
ものである。

即ち、ＨＩ　Ｐの条件として加熱温度１０００〜１２５
０℃８圧力８００ｋｇ／ｃｍ”以上に限定した理由につ
いて述べると、加熱温度が１０００℃未満、圧力８００
　ｋｇ／ｃｍ２未満では、相対密度１０００ ％に達せず、部分的に空隙を残した鋼片となり、次工程
の圧延時に割れが発生する（実施例における第３図参照
）。ホウ化物（（Ｆｅ、　Ｃｒ）Ｊ）の融点は１１７０
℃であり、それ以上に加熱すると部分熔融するが、ＨＩ
Ｐ処理においては多少部分溶融しても特に問題とならな
い。しかし、１２５０℃以上に加熱されると、部分溶融
後、ホウ化物（（Ｆｅ、　Ｃｒ）　２Ｂ）のマクロ的偏
析、粗大化が起こる。

場合によっては、缶の溶融も起こる。上記の理由から、
ＨＩ　Ｐの条件を１０００〜１２５０℃加熱、８００　
ｋｇ　ｆ　／ｃｍ２以上の加圧に限定した（実施例にお
ける第４図など参照）。

次に、熱間押し出し時の加熱条件を１０５０〜１１７０
℃に限定した理由について述べる。１０５０℃未満では
、相対密度１００％に達せず、部分的に空隙を残した鋼
片となり、次工程の圧延時に割れが発生ずる。また、１
１７０℃以上では、ホウ化物（（Ｆｅ、　Ｃｒ）　ｚＢ
）が部分溶融し、完全な静水圧を付与できない押し出し
プロセスでは、缶の破裂や溶融液の滲み出しのために、
押し出し不能となる。したがって、加熱温度を１０５０
〜１１７０℃に限定した（実施例における第５図参照）
。

上記の方法で鋼片に成形した後、熱間圧延し、所定のサ
イズの板に仕上げる。勿論、熱間圧延時においてボウ化
物（（ＦＣ，Ｃｒ）　２Ｂ）の融点である１１７０℃以
下で圧延しなければならないことは従来法と変わらない
。しかし、ホウ化物（（Ｆｅ、　Ｃｒ）　２Ｂ）サイズ
が１μｍ以下と微細なために、熱間加工性が改善され、
割れの発生する下限温度が、大幅に緩和される（実施例
における第６図参照）。

このプロセスで製造された含ボロンオーステナイト系ス
テンレス鋼材は、微細なボウ化物が均一・に分布してい
るため、熱中性子吸収能にも優れ、かつ常温の延性、靭
性も大幅に改善される（実施例における第３表参照）。

本発明法は、キャスク材を対象にして、開発された技術
であるが、他の用途に使用されるＢ含有Ｔ系ステンレス
鋼板においても、適用可能である。

また、鋼板でなくても、形鋼や棒鋼においても、採用可
能である。さらに、本発明による鋼片、鋼１ ２ 材を使用すれば、他の加工方法、たとえば、鍛造、押し
出し、線引き、プレス等の加工においても、同様の熱間
加工性の向上がみられ、それにより製造された材料は、
優れた常温の延性や靭性が期待できる。

（実施例） 本発明によるものの具体的な実施例について説明すると
、先ず本発明者等の採用した鋼の化学成分は次の第１表
に示す如くである。

即ち、Ａ−Ｆ鋼が本発明に従ったアトマイズ粉末で、水
、ガス、油によりアトマイズ処理して製造された。Ｊ（
−Ｋが、従来法である溶解−鋳造法で製造された５Ｌｏ
ｎｔｌｎ塊である（■鋼のみ、凝固速度をかえるために
、１０ｋｇインゴットにも鋳造された）。

１ｗｔ％のＢを含有した本発明鋼と従来鋼中のホウ化物
の平均サイズを測定した結果を次の第２表に示すが、本
発明鋼中のホウ化物は、１μｍ程度で、非常に微細に分
散している。

第２表 （ホウ化物の平均サイズ） ５ 加熱温度とＨＩＰ後のホウ化物のサイズの関係を調べた
ものであるが、１２５０℃以上の温度でＨＩ　Ｐ処理を
実施すると、ボウ化物が著しく粗大化することが、知ら
れた。第３図および第４図の結果より、ＨＩ　Ｐの条件
として、加熱温度１０００〜１２５０℃、圧力８００　
ｋｇ以上が適切であることが理解される。

第５図は、押し出し温度と相対密度の関係を調べた結果
であって、この結果から、１０５０〜１１７０℃で押し
出しを実施しないと、真密度に到達しないことが判明し
た。

上記のようにして、ＨＩＰ及び熱間押し出しの適切条イ
′１を見いだし、健全な鋼片（＝相対密度１００％）を
製造できることが可能になった。次に、それら健全な鋼
片を１１５０℃に加熱後、圧延を実施し、１５ｍｍ厚の
鋼板製造を試みた。前記第６図は、本発明鋼片と従来鋼
片を圧延した時の圧延仕−１−温度と最大耳側れ長さの
関係を示したものである。本発明鋼片では、従来鋼片に
比べ、著しく耳割れ発生開始温度が低下しており、熱間
加７ している。第１図は、本発明鋼アトマイズ粉末をふるい
により分級し、缶に詰め脱気後、ＩＩＩＰにより同化を
試み、その到達密度を調べたものであって横軸は対数目
盛であり、ここで相対密度とは次式で定義され、真密度
は７．９２　ｇ　／ｃｍ”である。

相対密度−固化した後の試料密度／真密度即ち２０メッ
シュより細かい粉末のみでＨＩ　Ｐすると、相対密度１
００％に到達することが可能であることが確認された（
相対密度−固化処理後の密度／真密度）。第２図は、同
しごとを熱間押し出しで調べた結果を示しているもので
横軸は同じく対数目盛である。熱間押し出しは、丸ビレ
ットをくりぬき、粉末を充填し脱気した缶を埋め込んで
実施した。熱間押し出しで固化する場合も、２０メッシ
ュより細かい粉末のみであれば、真密度に到達すること
が可能である。

第３図は、ＨＩ　Ｐ条件と相対密度の関係を調べたもの
であって、加熱温度１０００℃未満、１力８００　ｋｇ
ｆ　／ｗｓｓ２未満の条件では、真密度に到達しないこ
とが判明した。また第４図は、ＩＩ　Ｉ　Ｐの６ 工性が改善されていることが理解される。

次の第３表は、本発明法及び従来法で製造された１５ｍ
ｍ厚の鋼板の常温の機械的性質を示したものである。従
来法と本発明法で製造された同量のＢを含有した鋼板の
伸び値及びシャルピー衝撃吸収エネルギー値を比較する
と、本発明鋼板の方が著しく高い値を示している。また
、強度も本発明鋼板の方が、高い値を示している。

８ 第　　３　　表 （発明鋼板及び従来鋼板の常温の強度・延性・靭慟■ れる）のに対し、本発明鋼板では、粉末を素材としてい
るために、マクロ的な偏析は皆無である。また、本発明
鋼板では、ホウ化物が、著しく微細に分布しているため
、ミクロ的にも、均一に分布していることになり、中性
子遮蔽効果の向上がもたらされる。

【図面の簡単な説明】

図面は本発明の技術的内容を示すものであって、第１図
は本発明のＨＩＰ処理における使用粉末（アンダーメソ
シュで表示）と到達相対密度（同化後の試料密度／真密
度）の関係を示した図表、第２図は本発明の熱間押し出
し処理における使用粉末（アンダーメソシュで表示）と
到達相対密度の関係を示した図表、第３図は本発明のＨ
ＩＰ条件（温度、圧力）と到達相対密度の関係を示した
図表、第４図は本発明のＨＩＰ加熱温度とＨＩＰ後のホ
ウ化物のサイズの関係について示した図表、第５図は本
発明の押し出し加工温度と到達相対密度の関係を示した
図表、第６図は本発明法により製造された鋼片と従来法
により製造された鋼片を１ 「発明の効果Ｊ 以上説明したような、本発明によれば、熱間加工性、常
温の延性、靭性に優れた使用済み核燃料キャスク用Ｂ含
有γ系ステンレス鋼板が製造でき、従って、次のような
効果が得られ工業的にその効果の大きい発明である。 ■　鋼板製造メーカーにおいては、圧延可能温度が広が
り、製造が容易になる。従来は、何度も加熱−圧延を繰
返していたがその回数が著しく低減でき、圧延のコスト
、能率が著しく改善できる。また、従来法では、耳割れ
のために、切り捨て部が多かったが、本発明によれば、
著しく低減できる。 ■　キャスクの組み立てメーカーにおいては、常温の延
性・靭性が向上したため、強加工が可能となり、設計、
組み立てが容易になる。 ■　キャスクの使用者においては、常温の延性・靭性が
向上したため、安全性が高まる。 ■　従来鋼板では、その製造方法に由来し、鋼板中にＢ
のマクロ的偏析がある（鋳造時に形成さ０ 圧延した時、圧延仕上温度と最大耳側れ長さの関係を示
した図表である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量％で、Ｂ：０．３〜３．０％、Ｃ：０．０８％
   以下、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下
   、Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、Ｎｉ：８．０〜１５．
   ０％、Ｍｏ：３．０％以下を含有し、残部が鉄および不
   可避的不純物よりなる２０メッシュより細かいアトマイ
   ズ粉末を、加熱温度１０００〜１２５０℃、圧力８００
   ｋｇ／ｃｍ＾２以上の条件で熱間等方圧加圧により鋼片
   に成形した後、熱間圧延することを特徴とする、熱間加
   工性および常温の延性、靭性に優れた含ボロンオーステ
   ナイト系ステンレス鋼材の製造方法。 ２、重量％で、Ｂ：０．３〜３．０％、Ｃ：０．０８％
   以下、Ｓｉ：０．０１〜２．０％、Ｍｎ：２．０％以下
   、Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、Ｎｉ：８．０〜１５．
   ０％、Ｍｏ：３．０％以下を含有し、残部が鉄および不
   可避的不純物よりなる２０メッシュより細かいアトマイ
   ズ粉末を、１０５０〜１１７０℃の温度範囲で熱間押出
   しにて鋼片に成形した後、熱間圧延することを特徴とす
   る、熱間加工性および常温の延性、靭性に優れた含ボロ
   ンオーステナイト系ステンレス鋼材の製造方法。