JPH0625378B2 - 高速炉炉心用フェライト系構造部材の製造法 - Google Patents
高速炉炉心用フェライト系構造部材の製造法Info
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- JPH0625378B2 JPH0625378B2 JP62180869A JP18086987A JPH0625378B2 JP H0625378 B2 JPH0625378 B2 JP H0625378B2 JP 62180869 A JP62180869 A JP 62180869A JP 18086987 A JP18086987 A JP 18086987A JP H0625378 B2 JPH0625378 B2 JP H0625378B2
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
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- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、クリープ強度に優れた高速炉炉心用構造部材
の製造法に関するものである。
の製造法に関するものである。
（従来の技術とその問題点） 高速炉炉心用構造部材、即ち燃料被覆管やラッパー管等
の材料は、液体ナトリウム中で高速中性子の照射を受け
ながら 650℃に達する高温と多方向からの力の下で使用
されるため、その使用条件は極めて苛酷である。
の材料は、液体ナトリウム中で高速中性子の照射を受け
ながら 650℃に達する高温と多方向からの力の下で使用
されるため、その使用条件は極めて苛酷である。
したがって、かかる用途に使用される材料に要求される
性質としては、液体ナトリウムに対する耐食性、高速高
密度中性子照射に対する耐スエリング性（スエリングと
は核***により結晶を構成する原子のはじき出しが生
じ、材料に気泡、空洞が発生して膨張する現象をい
う）、および優れた高温強度特性が必要とされる。更
に、最終仕上げ部材とした時の寸法精度についての要求
も、一般の部材に比較して極めて厳しいからすぐれた冷
間加工性も必要である。
性質としては、液体ナトリウムに対する耐食性、高速高
密度中性子照射に対する耐スエリング性（スエリングと
は核***により結晶を構成する原子のはじき出しが生
じ、材料に気泡、空洞が発生して膨張する現象をい
う）、および優れた高温強度特性が必要とされる。更
に、最終仕上げ部材とした時の寸法精度についての要求
も、一般の部材に比較して極めて厳しいからすぐれた冷
間加工性も必要である。
従来、高速炉炉心用構造部材として、液体ナトリウムに
対する耐食性に優れ、高温強度と加工性も優れた 316型
のオーステナイト系耐熱鋼が用いられて来た。ところ
が、この鋼種は高速中性子照射下でのスエリングが大き
い点が問題であり、使用末期（中性子照射量、約 2.0×
1023n/cm2）でのスエリング量は約15％を超える場合が
ある。中性子照射量の異なる炉心用構造部材では、位置
によってスエリング量も異なり、部材の変形を生ずる。
このため、例えばラッパー管では変形によって燃料交換
時に支障を来し、燃料被覆管では、外径の膨れと変形と
により燃料ピン間の間隔が狭くなり冷却能の低下を引き
起こす場合が想定される。
対する耐食性に優れ、高温強度と加工性も優れた 316型
のオーステナイト系耐熱鋼が用いられて来た。ところ
が、この鋼種は高速中性子照射下でのスエリングが大き
い点が問題であり、使用末期（中性子照射量、約 2.0×
1023n/cm2）でのスエリング量は約15％を超える場合が
ある。中性子照射量の異なる炉心用構造部材では、位置
によってスエリング量も異なり、部材の変形を生ずる。
このため、例えばラッパー管では変形によって燃料交換
時に支障を来し、燃料被覆管では、外径の膨れと変形と
により燃料ピン間の間隔が狭くなり冷却能の低下を引き
起こす場合が想定される。
上記のようなオーステナイト系材料の耐スエリング性の
改善を目的とした種々の提案がなされている。（たとえ
ば、特開昭56−126794号公報、同61−87853 号、特公昭
58−56024 号公報参照。）しかしながら、将来の実証炉
や商用炉においては経済性の観点から高速中性子照射量
が 2.5〜5.0 ×1023n/cm2、温度650 〜675 ℃で 3〜5
年の使用に耐える炉心用構造部材の開発が必要とされて
いるのに対し、従来のオーステナイト系耐熱鋼の改良で
は限界があり、これに代わる優れた耐スエリング性を有
する高速炉炉心用構造部材の開発が待望されている。
改善を目的とした種々の提案がなされている。（たとえ
ば、特開昭56−126794号公報、同61−87853 号、特公昭
58−56024 号公報参照。）しかしながら、将来の実証炉
や商用炉においては経済性の観点から高速中性子照射量
が 2.5〜5.0 ×1023n/cm2、温度650 〜675 ℃で 3〜5
年の使用に耐える炉心用構造部材の開発が必要とされて
いるのに対し、従来のオーステナイト系耐熱鋼の改良で
は限界があり、これに代わる優れた耐スエリング性を有
する高速炉炉心用構造部材の開発が待望されている。
ところで、フェライト系耐熱鋼（以下、フェライト鋼と
いう）は、前記のオーステナイト系耐熱鋼（以下、オー
ステナイト鋼という）に比較して格段に優れた耐スエリ
ング性を有することが知られている。
いう）は、前記のオーステナイト系耐熱鋼（以下、オー
ステナイト鋼という）に比較して格段に優れた耐スエリ
ング性を有することが知られている。
第４図は、代表的なオーステナイト鋼とフェライト鋼の
スエリング性を示すものであり(B.A.Chinet al,Nuclear
Technology, Vol.57,1982,P.426)、耐スエリング性に
おいては、フェライト鋼の方がオーステナイト鋼よりも
はるかに優れていることが明らかである。これは、両鋼
種の結晶構造に起因するもので、成分や製造法の相違に
よる多生の差違はあるが、フェライト鋼の優位性は変わ
らないとされている。
スエリング性を示すものであり(B.A.Chinet al,Nuclear
Technology, Vol.57,1982,P.426)、耐スエリング性に
おいては、フェライト鋼の方がオーステナイト鋼よりも
はるかに優れていることが明らかである。これは、両鋼
種の結晶構造に起因するもので、成分や製造法の相違に
よる多生の差違はあるが、フェライト鋼の優位性は変わ
らないとされている。
また、高速炉炉心用構造部材に要求される他の性質とし
て、液体ナトリウムに対する耐食性がある。
て、液体ナトリウムに対する耐食性がある。
第５図は、フェライト鋼(9Cr-1Mo鋼) とオーステナイト
鋼の液体ナトリウム中に脱浸炭挙動に関する研究の一例
（C.Tyzack,A.W.Thorley: Proceedings of Internation
al Conference on Ferritic Steels for Fast Reactor
Steam Generators,London,1977,P.190）であるが、ここ
に示されるように液体ナトリウム中における脱浸炭限界
は、フェライト鋼もオーステナイト鋼もほぼ同等で、実
際の脱浸炭量は前者の方が少ないと報告されている。
鋼の液体ナトリウム中に脱浸炭挙動に関する研究の一例
（C.Tyzack,A.W.Thorley: Proceedings of Internation
al Conference on Ferritic Steels for Fast Reactor
Steam Generators,London,1977,P.190）であるが、ここ
に示されるように液体ナトリウム中における脱浸炭限界
は、フェライト鋼もオーステナイト鋼もほぼ同等で、実
際の脱浸炭量は前者の方が少ないと報告されている。
更に、オーステナイト鋼に較べてフェライト鋼は、熱伝
導性が高く、熱膨張係数が小さいという長所があり、し
かも安価であるから高速炉炉心用構造部材として注目さ
れている。
導性が高く、熱膨張係数が小さいという長所があり、し
かも安価であるから高速炉炉心用構造部材として注目さ
れている。
しかしながら、フェライト鋼は、上記の優れた特性を備
える反面、高温強度と高温使用中の組織安定性、靭性の
点でオーステナイトに比較して劣る。たとえば、ボイ
ラ、原子力用材料として米国で開発された既存フェライ
ト鋼の中では強度の高い鋼の一つであるASTM・A213-T19
（Mod. 9Cr-1Mo鋼）でも、650 ℃×10４h クリープ破断
強度は 7.5kgf/mm2であり、12Cr系鋼として広く使われ
ている DIN X20CrMoWV 121の650 ℃×104h、クリープ破
断強度も高々 6kgf/mm２程度である。これらの材料は、
600 ℃以下の比較的低温での強度を重視しており、必ず
しも高速炉炉心用構造部材に適用できるものではない。
える反面、高温強度と高温使用中の組織安定性、靭性の
点でオーステナイトに比較して劣る。たとえば、ボイ
ラ、原子力用材料として米国で開発された既存フェライ
ト鋼の中では強度の高い鋼の一つであるASTM・A213-T19
（Mod. 9Cr-1Mo鋼）でも、650 ℃×10４h クリープ破断
強度は 7.5kgf/mm2であり、12Cr系鋼として広く使われ
ている DIN X20CrMoWV 121の650 ℃×104h、クリープ破
断強度も高々 6kgf/mm２程度である。これらの材料は、
600 ℃以下の比較的低温での強度を重視しており、必ず
しも高速炉炉心用構造部材に適用できるものではない。
高速炉炉心用構造部材としてフェライト鋼を使用するた
めには、特にその高温強度の改善が大きな課題となって
いるのである。
めには、特にその高温強度の改善が大きな課題となって
いるのである。
本発明の目的は、フェライト鋼で高速炉炉心用構造部材
としても使用することのできる成分系を選定し、特にク
リープ強度（具体的な目標は、650 ℃×104hクリープ破
断強度が 8kgf/mm2以上）を付与するための製造法を提
案することにある。更には、通常の工業製品には要求さ
れないような厳しい寸法規格の高速炉炉心用構造部材の
製造法を提案することにある。
としても使用することのできる成分系を選定し、特にク
リープ強度（具体的な目標は、650 ℃×104hクリープ破
断強度が 8kgf/mm2以上）を付与するための製造法を提
案することにある。更には、通常の工業製品には要求さ
れないような厳しい寸法規格の高速炉炉心用構造部材の
製造法を提案することにある。
（問題点を解決するための手段） 本発明者は、フェライト系耐熱鋼の高温強度の向上のた
めに、各種の合金成分の調整、特にMoとＷの含有量の適
正値を決定した。この鋼種を最強にする熱処理は焼なら
し−焼戻しであるが、この熱処理時に大きな歪が発生す
る。この歪を除去する方法として冷間加工法を採用し、
この冷間加工が実用上適用できる範囲を決定した。即
ち、本発明の要旨は下記のとおりである。
めに、各種の合金成分の調整、特にMoとＷの含有量の適
正値を決定した。この鋼種を最強にする熱処理は焼なら
し−焼戻しであるが、この熱処理時に大きな歪が発生す
る。この歪を除去する方法として冷間加工法を採用し、
この冷間加工が実用上適用できる範囲を決定した。即
ち、本発明の要旨は下記のとおりである。
重量％で、 Ｃ：0.04〜0.2 ％、Si：0.3 ％以下、 Mn：1.5 ％以下、Ni：0.1 〜1 ％ Cr：8 〜13％、Mo：0.1 〜2.5 ％、 Ｗ：0.1 〜4 ％、Ｖ：0.1 〜0.4 ％、 Nb：0.01〜0.2 ％、sol．Al：0.03％以下、 Ｎ：0.01〜0.08％、 残部Feおよび不可避不純物 から成り、Mo＋1/2Ｗ：1 〜2.5 ％で、かつ不純物中の
ＰとＳとはそれぞれ0.02％以下であるフェライト系の鋼
部材を、その部材の最終熱処理工程において Ac3点から
1200℃までの温度域での焼ならしと 780℃から Ac1点ま
での温度域での焼もどしとを行った後、5 〜20％の冷間
加工を施して仕上げることを特徴とする高速炉炉心用フ
ェライト系構造部材の製造法。
ＰとＳとはそれぞれ0.02％以下であるフェライト系の鋼
部材を、その部材の最終熱処理工程において Ac3点から
1200℃までの温度域での焼ならしと 780℃から Ac1点ま
での温度域での焼もどしとを行った後、5 〜20％の冷間
加工を施して仕上げることを特徴とする高速炉炉心用フ
ェライト系構造部材の製造法。
本発明の方法の素材となるフェライト鋼は、上記各成分
に加えて、Ｂ:0.001〜0.01％を含有するもの、または、
Ti、Zr、La、Ce、Y 、Caの群のうちの１種以上を合計で
0.05〜0.3 ％含有するもの、或いは、Ｂ:0.001〜0.01％
とTi、Zr、La、Ce、Y 、Caの群のうちの１種以上を合計
で0.05〜0.3 ％含有するもののいずれでもよい。（本明
細書において、「％」は全て重量％を意味する。） （作用） まず、本発明において、合金成分の含有量を特定した理
由を作用効果とともに説明する。
に加えて、Ｂ:0.001〜0.01％を含有するもの、または、
Ti、Zr、La、Ce、Y 、Caの群のうちの１種以上を合計で
0.05〜0.3 ％含有するもの、或いは、Ｂ:0.001〜0.01％
とTi、Zr、La、Ce、Y 、Caの群のうちの１種以上を合計
で0.05〜0.3 ％含有するもののいずれでもよい。（本明
細書において、「％」は全て重量％を意味する。） （作用） まず、本発明において、合金成分の含有量を特定した理
由を作用効果とともに説明する。
Ｃ: オーステナイト安定化元素であり、マルテンサイト
組織を安定化する。マルテンサイト変態による多数の転
位組織は、耐スエリング性改善に寄与する。さらに合金
元素Nb、Ｖ、Cr等と結合し、微細炭化物を形成して、ク
リープ破断強度および耐スエリング性を改善するが、0.
04％未満では効果が不十分で、δ−フェライト量の増加
により著しく強度と靭性を損なう。靭性は、高速炉炉心
用構造部材の製造において特に必要である冷間加工性の
観点からも、良好である必要があり、また長時間加熱中
の脆化抑制の点からも具備すべき特性の一つである。一
方、0.2 ％を超える場合、炭化物が増え、鋼が硬化し、
その加工性、溶接性を損なう。したがって、0.04〜0.2
％がＣの適正含有量である。
組織を安定化する。マルテンサイト変態による多数の転
位組織は、耐スエリング性改善に寄与する。さらに合金
元素Nb、Ｖ、Cr等と結合し、微細炭化物を形成して、ク
リープ破断強度および耐スエリング性を改善するが、0.
04％未満では効果が不十分で、δ−フェライト量の増加
により著しく強度と靭性を損なう。靭性は、高速炉炉心
用構造部材の製造において特に必要である冷間加工性の
観点からも、良好である必要があり、また長時間加熱中
の脆化抑制の点からも具備すべき特性の一つである。一
方、0.2 ％を超える場合、炭化物が増え、鋼が硬化し、
その加工性、溶接性を損なう。したがって、0.04〜0.2
％がＣの適正含有量である。
Si: 脱酸剤として添加されるが含有量が 0.3％を超える
場合は高温加熱中の脆化が著しい。したがって、0.3 ％
以下の含有量とするが、好ましくは0.1 ％以下にするこ
とにより靭性改善効果が大きい。
場合は高温加熱中の脆化が著しい。したがって、0.3 ％
以下の含有量とするが、好ましくは0.1 ％以下にするこ
とにより靭性改善効果が大きい。
Mn: 熱間加工性を改善し、組織の安定化に有効である
が、1.5 ％を超えて含有されると硬化相を形成し、靭
性、加工性を損なう。したがって、Mnの適正含有量は1.
5 ％以下である。
が、1.5 ％を超えて含有されると硬化相を形成し、靭
性、加工性を損なう。したがって、Mnの適正含有量は1.
5 ％以下である。
Ni: オーステナイト安定化元素としてマルテンサイト組
織を安定する成分である。本発明ではδ−フェライト量
を調整し、強度、靭性、加工性を付与するために 0.1％
以上含有させるが、含有量が 1％を超える場合、クリー
プ強度を損ない、さらに変態点が低くなりすぎて熱処理
性および加工性を損なう。したがって、Niの適正含有量
は 0.1〜1 ％である。
織を安定する成分である。本発明ではδ−フェライト量
を調整し、強度、靭性、加工性を付与するために 0.1％
以上含有させるが、含有量が 1％を超える場合、クリー
プ強度を損ない、さらに変態点が低くなりすぎて熱処理
性および加工性を損なう。したがって、Niの適正含有量
は 0.1〜1 ％である。
Cr: 液体ナトリウム中の耐食性、脱炭抵抗性を向上させ
るために不可欠な元素で、8 ％未満では効果がなく、65
0 ℃以上の高温使用には不適である。また13％を超える
場合、δ−フェライトが増加し、強度と靭性を損なう。
したがって、Crの適正含有量は 8〜13％である。
るために不可欠な元素で、8 ％未満では効果がなく、65
0 ℃以上の高温使用には不適である。また13％を超える
場合、δ−フェライトが増加し、強度と靭性を損なう。
したがって、Crの適正含有量は 8〜13％である。
Mo、Ｗ: ともに固溶強化元素であり、かつ炭化物、金属
間化合物の構成元素としてクリープ強度の向上に寄与す
る。どちらも 0.1％未満では上記効果が得られず、一方
Moが 2.5％を超える場合、またＷが 4％を超える場合
は、δ−フェライト量が増加して靭性を損なうばかり
か、さらに高温中で多量の金属間化合物が析出して脆化
する。したがってMoの適正含有量は 0.1〜2.5 ％、Ｗの
適正含有量は 0.1〜4 ％である。
間化合物の構成元素としてクリープ強度の向上に寄与す
る。どちらも 0.1％未満では上記効果が得られず、一方
Moが 2.5％を超える場合、またＷが 4％を超える場合
は、δ−フェライト量が増加して靭性を損なうばかり
か、さらに高温中で多量の金属間化合物が析出して脆化
する。したがってMoの適正含有量は 0.1〜2.5 ％、Ｗの
適正含有量は 0.1〜4 ％である。
更に、本発明者の知見によれば、MoとＷとを1 ％≦Mo＋
1/2Ｗ≦2.5 ％の範囲で複合含有させることにより、高
温強度の改善効果が著しい。特に高速炉炉心用構造部材
として最高 650℃程度の使用条件を考慮して、上記の範
囲で両成分を併用することとした。
1/2Ｗ≦2.5 ％の範囲で複合含有させることにより、高
温強度の改善効果が著しい。特に高速炉炉心用構造部材
として最高 650℃程度の使用条件を考慮して、上記の範
囲で両成分を併用することとした。
Ｖ: Ｃ、Ｎと結合してＶ(C、N)の微細析出物を形成し、
クリープ強度に寄与する。0.1 ％未満では十分な効果が
得られず、0.4 ％を超える場合は、かえって強度を損な
う。したがって、Ｖの適正含有量は0.1 〜0.4 ％であ
る。
クリープ強度に寄与する。0.1 ％未満では十分な効果が
得られず、0.4 ％を超える場合は、かえって強度を損な
う。したがって、Ｖの適正含有量は0.1 〜0.4 ％であ
る。
Nb: Ｖ同様にＣ、Ｎと結合してNb(C、N)の微細析出物を
形成し、クリープ強度に寄与する。また、組織を微細化
し靭性を改善するにも有効である。0.01％未満では効果
が得られず、一方 0.2％を超える場合は、熱処理中、未
固溶析出物が多量に残存し、クリープ強度を損なう。し
たがって、Nbの適正含有量は0.01〜0.2 ％である。
形成し、クリープ強度に寄与する。また、組織を微細化
し靭性を改善するにも有効である。0.01％未満では効果
が得られず、一方 0.2％を超える場合は、熱処理中、未
固溶析出物が多量に残存し、クリープ強度を損なう。し
たがって、Nbの適正含有量は0.01〜0.2 ％である。
Sol.Al: 脱酸剤として添加されるが、含有量が0.03％を
超える場合、クリープ強度を損なう。したがって、Sol.
Alの適正含有量は 0.3％以下である。
超える場合、クリープ強度を損なう。したがって、Sol.
Alの適正含有量は 0.3％以下である。
Ｎ: Ｖ、Nbと結合し、炭窒化物を生成してクリープ強度
の向上に寄与するが、その含有量が0.01％未満では効果
がなく、0.08％を超える場合は加工性、靭性、および溶
接性を低下させる。したがって、Ｎの適正含有量は0.01
〜0.08％である。
の向上に寄与するが、その含有量が0.01％未満では効果
がなく、0.08％を超える場合は加工性、靭性、および溶
接性を低下させる。したがって、Ｎの適正含有量は0.01
〜0.08％である。
Ｐ、Ｓ: いずれも靭性、加工性、溶接性に有害な不純物
元素である。不可避的な含有を考慮し、それぞれの上限
を0.02％と定めたが、その含有量は可能な限り低い方が
好ましい。
元素である。不可避的な含有を考慮し、それぞれの上限
を0.02％と定めたが、その含有量は可能な限り低い方が
好ましい。
以上の合金成分を含有し、残部Feと不可避不純物から成
るフェライト鋼が、本発明方法の対象となる基本的なも
のであるが、さらにその性質の改善を目的として、下記
の成分を添加含有させることができる。
るフェライト鋼が、本発明方法の対象となる基本的なも
のであるが、さらにその性質の改善を目的として、下記
の成分を添加含有させることができる。
Ｂ: 微粒添加により、炭化物を分散、安定化させ、クリ
ープ強度の向上に寄与する。0.001 ％未満の含有量では
上記の効果がなく、0.01％を超えると、加工性、溶接性
を損なう。したがって、Ｂを含有させる場合は、その量
を 0.001〜0.01％とする。
ープ強度の向上に寄与する。0.001 ％未満の含有量では
上記の効果がなく、0.01％を超えると、加工性、溶接性
を損なう。したがって、Ｂを含有させる場合は、その量
を 0.001〜0.01％とする。
Ti、Zr、La、Ce、Y 、Ca: これらの元素の単独または複
合微量添加は、介在物の形態制御と靭性に有害なＰ、Ｓ
の清浄化作用がある。これらの元素の総計含有量が0.05
％未満では上記効果が得られず、また 0.3％を超えると
かえって靭性、加工性に有害となる。したがって、00.5
〜0.3 ％が適正な含有量の範囲である。
合微量添加は、介在物の形態制御と靭性に有害なＰ、Ｓ
の清浄化作用がある。これらの元素の総計含有量が0.05
％未満では上記効果が得られず、また 0.3％を超えると
かえって靭性、加工性に有害となる。したがって、00.5
〜0.3 ％が適正な含有量の範囲である。
本発明鋼の熱処理は、強度と靭性の点から Ac3変態点か
ら1200℃までの温度範囲での焼ならし処理とその後の 7
80℃から Ac1変態点までの温度範囲での焼もどしであ
る。
ら1200℃までの温度範囲での焼ならし処理とその後の 7
80℃から Ac1変態点までの温度範囲での焼もどしであ
る。
焼ならし処理は、組織をマルテンサイトにして強化する
作用があり、焼戻し処理は、マルテンサイト組織の高温
での組織（即ち、機械的性質）を安定化する作用があ
る。
作用があり、焼戻し処理は、マルテンサイト組織の高温
での組織（即ち、機械的性質）を安定化する作用があ
る。
焼ならし温度は、マルテンサイト組織にするために Ac3
点以上であることが必要である。上限は、δ−フェライ
ト量の抑制と高温酸化の抑制の観点から1200℃とする。
即ち、焼ならし温度の適正範囲は Ac3点〜1200℃であ
る。
点以上であることが必要である。上限は、δ−フェライ
ト量の抑制と高温酸化の抑制の観点から1200℃とする。
即ち、焼ならし温度の適正範囲は Ac3点〜1200℃であ
る。
焼もどし温度は、使用温度より十分高く、組織を安定に
し高クリープ強度を得るために、780 ℃以上が必要であ
り、高温で変態を防ぐために Ac1点以下とする。即ち、
焼ならしの適正温度は 780℃〜 Ac1点である。
し高クリープ強度を得るために、780 ℃以上が必要であ
り、高温で変態を防ぐために Ac1点以下とする。即ち、
焼ならしの適正温度は 780℃〜 Ac1点である。
次に、冷間加工について述べる。熱処理された部材は、
その後に機械加工による寸法仕上をした場合、厳しい寸
法規格に合格しないことがある。例えば、燃料被覆管の
場合は、熱処理により曲がりや偏平等の変形が生じ、こ
れを機械加工した場合には、肉厚が変動し品質を低下さ
せる。この場合、抽伸または圧延等の冷間加工により寸
法を正確にすることができる。しかし、クリープ強度を
必要とする燃料被覆管の場合はこの特性が変化する。即
ち、軽度の冷間加工ではクリープ強度は変化しないが、
冷間加工度が大きくなるとマルテンサイト組織の再結晶
が生じてクリープ強度が低下する。高速炉炉心用構造部
材のような寸法精度の要求の極めてきびしい部材では、
5％未満の加工では必要な寸法矯正効果が得られず、20
％を超える加工ではクリープ強度の低下が懸念される。
よって、冷間加工の適正な範囲は 5〜20％であり、好ま
しくは 5〜15％である。
その後に機械加工による寸法仕上をした場合、厳しい寸
法規格に合格しないことがある。例えば、燃料被覆管の
場合は、熱処理により曲がりや偏平等の変形が生じ、こ
れを機械加工した場合には、肉厚が変動し品質を低下さ
せる。この場合、抽伸または圧延等の冷間加工により寸
法を正確にすることができる。しかし、クリープ強度を
必要とする燃料被覆管の場合はこの特性が変化する。即
ち、軽度の冷間加工ではクリープ強度は変化しないが、
冷間加工度が大きくなるとマルテンサイト組織の再結晶
が生じてクリープ強度が低下する。高速炉炉心用構造部
材のような寸法精度の要求の極めてきびしい部材では、
5％未満の加工では必要な寸法矯正効果が得られず、20
％を超える加工ではクリープ強度の低下が懸念される。
よって、冷間加工の適正な範囲は 5〜20％であり、好ま
しくは 5〜15％である。
（実施例 1） 本発明方法の効果を具体的に確認するため、第１表に示
す各種の組織をもつ鋼を供試材として試験を行った。
す各種の組織をもつ鋼を供試材として試験を行った。
第１表中、Ａ〜Ｆは既存のボイラ、化学工業、原子力用
フェライト鋼で、ＡはSTBA26鋼、Ｂは火力発電用STBA27
鋼、ＣはASTM・A213-T91鋼、Ｄはボイラ用9Cr-2Mo-V-Nb
鋼、Ｅは DIN・X20Cr-MoV121鋼、Ｆは DIN・X20CrMoWV1
21鋼（通称 HT9）である。
フェライト鋼で、ＡはSTBA26鋼、Ｂは火力発電用STBA27
鋼、ＣはASTM・A213-T91鋼、Ｄはボイラ用9Cr-2Mo-V-Nb
鋼、Ｅは DIN・X20Cr-MoV121鋼、Ｆは DIN・X20CrMoWV1
21鋼（通称 HT9）である。
Ｇ〜Ｒは本発明の対象鋼、Ｓ〜ＺはMoとＷの複合効果を
みるために調整した比較鋼である。
みるために調整した比較鋼である。
これらの供試材は、50kg真空溶解炉で溶製し、20mm厚の
板に鍛造した後、それぞれ下記の熱処理と冷間加工を施
した。
板に鍛造した後、それぞれ下記の熱処理と冷間加工を施
した。
Ａ〜Ｆ:950〜1050℃焼ならし＋800 ℃焼もどし。（熱処
理のまゝ） Ｇ〜Ｚ:1050 ℃焼ならし＋800 ℃焼もどし。10％の冷間
加工のまま。ただし、Ｊのみ５〜30％冷間加工のまま。
理のまゝ） Ｇ〜Ｚ:1050 ℃焼ならし＋800 ℃焼もどし。10％の冷間
加工のまま。ただし、Ｊのみ５〜30％冷間加工のまま。
これらの供試材から、 6mmφ×30mmGLの丸棒引張試験片
を作成し、常温引張試験、650 ℃引張試験、および650
℃クリープ破断試験を行った。また、JIS 4号シャルピ
ー衝撃試験片を採取し、０℃にてシャルピー衝撃試験を
行った。その結果を第２表に示す。第２表に明らかなよ
うに、650 ℃×104hクリープ破断強度において、本発明
適用鋼は全て 8.0kgf/mm２を超え、既存の鋼Ａ〜Ｆをは
るかに凌ぐ。
を作成し、常温引張試験、650 ℃引張試験、および650
℃クリープ破断試験を行った。また、JIS 4号シャルピ
ー衝撃試験片を採取し、０℃にてシャルピー衝撃試験を
行った。その結果を第２表に示す。第２表に明らかなよ
うに、650 ℃×104hクリープ破断強度において、本発明
適用鋼は全て 8.0kgf/mm２を超え、既存の鋼Ａ〜Ｆをは
るかに凌ぐ。
第３図に、本発明適用鋼Ｉのクリープ破断試験結果を既
存鋼の代表的なものと比較した。第３図に明瞭に示され
るように、本発明適用鋼は、既存鋼では最高強度とされ
るＣ鋼を大きく上回るクリープ強度を有し、かつ長時間
側まで極めて安定である。
存鋼の代表的なものと比較した。第３図に明瞭に示され
るように、本発明適用鋼は、既存鋼では最高強度とされ
るＣ鋼を大きく上回るクリープ強度を有し、かつ長時間
側まで極めて安定である。
第１図は、MoとＷの複合添加の適正範囲を示すものであ
り、第１表のＡ〜Ｚ鋼のMo＋1/2Ｗ含有量(%)と650 ℃×
104hクリープ破断強度(kgf/mm2)の関係を示す。本発明
適用鋼は、650 ℃×104hでの目標強度 8kgf/mm２を確実
に達成している。
り、第１表のＡ〜Ｚ鋼のMo＋1/2Ｗ含有量(%)と650 ℃×
104hクリープ破断強度(kgf/mm2)の関係を示す。本発明
適用鋼は、650 ℃×104hでの目標強度 8kgf/mm２を確実
に達成している。
（実施例 2） 第２図は、本発明鋼Ｊを用いて冷間加工の影響を調べた
結果である。650 ℃×104hクリープ破断強度 8kgf/mm２
の目標を上回るためには、冷間加工率を20％以下にすべ
きことがわかる。
結果である。650 ℃×104hクリープ破断強度 8kgf/mm２
の目標を上回るためには、冷間加工率を20％以下にすべ
きことがわかる。
20％を超える冷間加工を受けた材料は著しい強度低下を
おこす。この原因は、高い冷間加工歪の蓄積が 650℃以
上の高温クリープ中に焼もどしマルテンサイト組織の再
結晶化を促進した結果と考えられる。
おこす。この原因は、高い冷間加工歪の蓄積が 650℃以
上の高温クリープ中に焼もどしマルテンサイト組織の再
結晶化を促進した結果と考えられる。
この結果から明らかなように、高速炉炉心用構造部材の
ようにきびしい寸法精度を確保するために冷間加工を必
須とし、かつ高いクリープ強度を必要とする部材におい
てはその加工率を20％以下に選ぶべきである。なお、冷
間加工度の下限は、前述のとおり部材の寸法精度を適正
にするため、5 ％である。そして、本発明を適用した部
材では 5〜20％の冷間加工が加えられても必要とするク
リープ破断強度を維持できるのである。
ようにきびしい寸法精度を確保するために冷間加工を必
須とし、かつ高いクリープ強度を必要とする部材におい
てはその加工率を20％以下に選ぶべきである。なお、冷
間加工度の下限は、前述のとおり部材の寸法精度を適正
にするため、5 ％である。そして、本発明を適用した部
材では 5〜20％の冷間加工が加えられても必要とするク
リープ破断強度を維持できるのである。
（発明の効果） 本発明の方法によれば、650 ℃×104hクリープ破断強度
が 8kgf/mm２以上という高い高温強度を有するフェライ
ト系構造部材が得られる。そして、この部材はフェライ
ト系であるが故に、耐スエリング性において、オーステ
ナイト系耐熱鋼よりはるかに優れており、高速炉の炉心
用として好適である。更に、かかる用途に用いられる場
合に必須とされる冷間加工についても、その適正な範囲
が確認された。よって、本発明方法は、高速炉炉心用構
造部材の製造法として好適で、炉心用燃料被覆管、ラッ
パー管等の製造法としての利用が期待できる。
が 8kgf/mm２以上という高い高温強度を有するフェライ
ト系構造部材が得られる。そして、この部材はフェライ
ト系であるが故に、耐スエリング性において、オーステ
ナイト系耐熱鋼よりはるかに優れており、高速炉の炉心
用として好適である。更に、かかる用途に用いられる場
合に必須とされる冷間加工についても、その適正な範囲
が確認された。よって、本発明方法は、高速炉炉心用構
造部材の製造法として好適で、炉心用燃料被覆管、ラッ
パー管等の製造法としての利用が期待できる。
第１図は、MoとＷの複合添加量と 650℃×104hクリープ
破断強度との関係を示す図、 第２図は、本発明適用鋼の冷間加工率と 650℃×104hク
リープ破断強度との関係を示す図、 第３図は、本発明適用鋼と既存の鋼の650 ℃でのクリー
プ破断試験結果の例を示す図、 第４図は、フェライト鋼およびオーステナイト鋼につい
て中性子照射量（フルーエンス）とスエリング量との関
係を示す参考図、 第５図は、フェライト鋼とオーステナイト鋼について、
温度とナトリウム中炭素量と浸炭・脱炭作用領域との関
係を示す参考図、である。
破断強度との関係を示す図、 第２図は、本発明適用鋼の冷間加工率と 650℃×104hク
リープ破断強度との関係を示す図、 第３図は、本発明適用鋼と既存の鋼の650 ℃でのクリー
プ破断試験結果の例を示す図、 第４図は、フェライト鋼およびオーステナイト鋼につい
て中性子照射量（フルーエンス）とスエリング量との関
係を示す参考図、 第５図は、フェライト鋼とオーステナイト鋼について、
温度とナトリウム中炭素量と浸炭・脱炭作用領域との関
係を示す参考図、である。
フロントページの続き (72)発明者 伊勢田 敦朗 兵庫県尼崎市西長洲本通１丁目３番地 住 友金属工業株式会社総合技術研究所内 (72)発明者 吉川 州彦 兵庫県尼崎市西長洲本通１丁目３番地 住 友金属工業株式会社総合技術研究所内
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、 Ｃ：0.04〜0.2 ％、Si：0.3 ％以下、 Mn：1.5 ％以下、Ni：0.1 〜1 ％ Cr：8 〜13％、Mo：0.1 〜2.5 ％、 Ｗ：0.1 〜4 ％、Ｖ：0.1 〜0.4 ％、 Nb：0.01〜0.2 ％、Sol.Al：0.03％以下、 Ｎ：0.01〜0.08％、 残部Feおよび不可避不純物 から成り、Mo＋1/2Ｗ：1 〜2.5 ％で、かつ不純物中の
ＰとＳとはそれぞれ0.02％以下であるフェライト系の鋼
部材を、その部材の最終熱処理工程において Ac3点から
1200℃までの温度域での焼ならしと 780℃から Ac1点ま
での温度域での焼もどしとを行った後、5 〜20％の冷間
加工を施して仕上げることを特徴とする高速炉炉心用フ
ェライト系構造部材の製造法。 - 【請求項２】重量％で、 Ｃ：0.04〜0.2 ％、Si：0.3 ％以下、 Mn：1.5 ％以下、Ni：0.1 〜1 ％、 Cr：8 〜13％、Mo：0.1 〜2.5 ％、 Ｗ：0.1 〜4 ％、Ｖ：0.1 〜0.4 ％、 Nb：0.01〜0.2 ％、Sol．Al：0.03％以下、 Ｎ：0.01〜0.08％、Ｂ：0.001〜0.01％、 残部Feおよび不可避不純物 から成り、Mo＋1/2Ｗ：1 〜2.5 ％で、かつ不純物中の
ＰとＳとはそれぞれ0.02％以下であるフェライト系の鋼
部材を、その部材の最終熱処理工程において Ac3点から
1200℃までの温度域での焼ならしと 780℃から Ac1点ま
での温度域での焼もどしとを行った後、5 〜20％の冷間
加工を施して仕上げることを特徴とする高速炉炉心用フ
ェライト系構造部材の製造法。 - 【請求項３】重量％で、 Ｃ：0.04〜0.2 ％、Si：0.3 ％以下、 Mn：1.5 ％以下、Ni：0.1 〜1 ％、 Cr：8 〜13％、Mo：0.1 〜2.5 ％、 Ｗ：0.1 〜4 ％、Ｖ：0.1 〜0.4 ％、 Nb：0.01〜0.2 ％、Sol．Al：0.03％以下、 Ｎ：0.01〜0.08％、 Ti、Zr、La、Ce、Y 、Caの群の１種以上の成分：合計で
0.05〜0.3 ％ 残部Feおよび不可避不純物 から成り、Mo＋1/2Ｗ：1 〜2.5 ％で、かつ不純物中の
ＰとＳとはそれぞれ0.02％以下であるフェライト系の鋼
部材を、その部材の最終熱処理工程において Ac3点から
1200℃までの温度域での焼ならしと 780℃から Ac1点ま
での温度域での焼もどしとを行った後、5 〜20％の冷間
加工を施して仕上げることを特徴とする高速炉炉心用フ
ェライト系構造部材の製造法。 - 【請求項４】重量％で、 Ｃ：0.04〜0.2 ％、Si：0.3 ％以下、 Mn：1.5 ％以下、Ni：0.1 〜1 ％、 Cr：8 〜13％、Mo：0.1 〜2.5 ％、 Ｗ：0.1 〜4 ％、Ｖ：0.1 〜0.4 ％、 Nb：0.01〜0.2 ％、Sol．Al：0.03％以下、 Ｎ：0.01〜0.08％、Ｂ：0.001〜0.01％、 Ti、Zr、La、Ce、Y 、Caの群の１種以上の成分：合計で
0.05〜0.3 ％ 残部Feおよび不可避不純物 から成り、Mo＋1/2Ｗ：1 〜2.5 ％で、かつ不純物中の
ＰとＳとはそれぞれ0.02％以下であるフェライト系の鋼
部材を、その部材の最終熱処理工程において Ac3点から
1200℃までの温度域での焼ならしと 780℃から Ac1点ま
での温度域での焼もどしとを行った後、5 〜20％の冷間
加工を施して仕上げることを特徴とする高速炉炉心用フ
ェライト系構造部材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62180869A JPH0625378B2 (ja) | 1987-07-20 | 1987-07-20 | 高速炉炉心用フェライト系構造部材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62180869A JPH0625378B2 (ja) | 1987-07-20 | 1987-07-20 | 高速炉炉心用フェライト系構造部材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6425915A JPS6425915A (en) | 1989-01-27 |
| JPH0625378B2 true JPH0625378B2 (ja) | 1994-04-06 |
Family
ID=16090770
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62180869A Expired - Lifetime JPH0625378B2 (ja) | 1987-07-20 | 1987-07-20 | 高速炉炉心用フェライト系構造部材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0625378B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2593370B2 (ja) * | 1991-06-13 | 1997-03-26 | 新日本製鐵株式会社 | 高靱性強磁性型フェライト系制振合金 |
| JPH05196386A (ja) * | 1991-11-22 | 1993-08-06 | Nippondenso Co Ltd | 積層プレート式熱交換器 |
| US5769974A (en) * | 1997-02-03 | 1998-06-23 | Crs Holdings, Inc. | Process for improving magnetic performance in a free-machining ferritic stainless steel |
| DE69829012T2 (de) * | 1997-09-22 | 2005-07-07 | National Research Institute For Metals | Ferritischer,wärmebeständiger Stahl und Verfahren zur Herstellung |
| JP3572285B2 (ja) * | 2001-11-19 | 2004-09-29 | 核燃料サイクル開発機構 | 溶接継手付きラッパ管及びその製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US741935A (en) * | 1903-07-02 | 1903-10-20 | Alfred Schickerling | Trap for catching mice or rats. |
| JPS61124555A (ja) * | 1984-11-20 | 1986-06-12 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた鋼 |
-
1987
- 1987-07-20 JP JP62180869A patent/JPH0625378B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US741935A (en) * | 1903-07-02 | 1903-10-20 | Alfred Schickerling | Trap for catching mice or rats. |
| JPS61124555A (ja) * | 1984-11-20 | 1986-06-12 | Nippon Steel Corp | 耐サワ−性の優れた鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6425915A (en) | 1989-01-27 |
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