JPH07126810A - 溶接性に優れた核融合炉用フェライト系耐熱鋼及びその製造方法 - Google Patents
溶接性に優れた核融合炉用フェライト系耐熱鋼及びその製造方法Info
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- JPH07126810A JPH07126810A JP5271052A JP27105293A JPH07126810A JP H07126810 A JPH07126810 A JP H07126810A JP 5271052 A JP5271052 A JP 5271052A JP 27105293 A JP27105293 A JP 27105293A JP H07126810 A JPH07126810 A JP H07126810A
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- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
- Y02E30/10—Nuclear fusion reactors
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、低誘導放射化、高温クリープ強度
及び溶接性に優れた核融合炉第一壁に用いる耐熱鋼板及
びその製造方法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：
０．０８〜０．２５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ｃｒ：８
〜１０％、Ｗ：１．５〜２．２％、Ｖ：０．１５〜０．
２５％、Ｔａ：０．０５〜０．１０％、Ｂ：０．０００
５〜０．００３０％、Ｎ：０．０２５〜０．０６％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴
とする溶接性に優れた核融合炉用フェライト系耐熱鋼。
及び前記組成の出発鋼を下記式に示すＴ1（ ℃） 【数１】 の温度以上に加熱して圧延し、且つ焼きならし温度：９
３０〜１０８０℃、焼き戻し温度：７５０〜８００℃の
条件で熱処理することからなる前記耐熱鋼板の製造方
法。
及び溶接性に優れた核融合炉第一壁に用いる耐熱鋼板及
びその製造方法を提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．０４〜０．０９％、Ｓｉ：
０．０８〜０．２５％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、
Ｐ：０．０１％以下、Ｓ：０．００７％以下、Ｃｒ：８
〜１０％、Ｗ：１．５〜２．２％、Ｖ：０．１５〜０．
２５％、Ｔａ：０．０５〜０．１０％、Ｂ：０．０００
５〜０．００３０％、Ｎ：０．０２５〜０．０６％を含
有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを特徴
とする溶接性に優れた核融合炉用フェライト系耐熱鋼。
及び前記組成の出発鋼を下記式に示すＴ1（ ℃） 【数１】 の温度以上に加熱して圧延し、且つ焼きならし温度：９
３０〜１０８０℃、焼き戻し温度：７５０〜８００℃の
条件で熱処理することからなる前記耐熱鋼板の製造方
法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、低誘導放射化、溶接性
に優れ、且つ高温クリープ強度及び靱性のバランスが母
材、溶接熱影響部のいずれにおいても優れている核融合
炉第一壁等に用いる耐熱鋼板及びその製造方法に関する
ものである。
に優れ、且つ高温クリープ強度及び靱性のバランスが母
材、溶接熱影響部のいずれにおいても優れている核融合
炉第一壁等に用いる耐熱鋼板及びそ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ボイドスエリ
ングの問題からＳＵＳ３１６は使用できない。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。さらに、
「Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｕｃｌｅａｒ Ｍａｔｅｒ
ｉａｌｓ １３３＆１３４（１９８５）１４９−１５
５」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化の高い元素であるＮｉ，Ｃｕ，Ｍ
ｏ，Ｎｂなどを極力低減させた鋼が要求されるようにな
った。
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ボイドスエリ
ングの問題からＳＵＳ３１６は使用できない。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。さらに、
「Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｕｃｌｅａｒ Ｍａｔｅｒ
ｉａｌｓ １３３＆１３４（１９８５）１４９−１５
５」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化の高い元素であるＮｉ，Ｃｕ，Ｍ
ｏ，Ｎｂなどを極力低減させた鋼が要求されるようにな
った。
【０００３】低放射化鋼としては、「Ａｌｌｏｙ Ｄｅ
ｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｆｏｒ Ｉｒｒａｄｉａｔｉｏｎ
Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ／Ｓｅｍｉａｎｎｕａｌ Ｐ
ｒｏｇｒｅｓｓ Ｒｅｐｏｒｔ Ｆｏｒ Ｐｅｒｉｏｄ
Ｅｎｄｉｎｇ Ｓｅｐｔｅｍｂｅｒ ３０．１９８
５；Ｕ．Ｓ．Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ ｏｆ Ｅｎｅｒｇ
ｙ，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Ｖｏ
ｌ．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
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。
ｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｆｏｒ Ｉｒｒａｄｉａｔｉｏｎ
Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ／Ｓｅｍｉａｎｎｕａｌ Ｐ
ｒｏｇｒｅｓｓ Ｒｅｐｏｒｔ Ｆｏｒ Ｐｅｒｉｏｄ
Ｅｎｄｉｎｇ Ｓｅｐｔｅｍｂｅｒ ３０．１９８
５；Ｕ．Ｓ．Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ ｏｆ Ｅｎｅｒｇ
ｙ，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Ｖｏ
ｌ．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
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。
【０００４】低放射化鋼の溶接性に関しては８Ｃｒ−２
Ｗ−Ｔａ−Ｖ鋼においてのみ公知技術がある。Ｃ，Ｔ
ａ，Ｖ，Ｗを過剰添加すると溶接高温割れが起こること
が特公平３−６１７４９号公報に記載されている。また
「Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｕｃｌｅａｒ Ｍａｔｅｒ
ｉａｌｓ １７９−１８１（１９９１）ｐ６９３−６９
６」に８Ｃｒ−２Ｗ−Ｔａ−Ｖ鋼溶接継手の特性が報告
されているが、溶接予熱温度が２００〜２５０℃とＨＴ
９鋼並みの高い予熱温度で施工されている。
Ｗ−Ｔａ−Ｖ鋼においてのみ公知技術がある。Ｃ，Ｔ
ａ，Ｖ，Ｗを過剰添加すると溶接高温割れが起こること
が特公平３−６１７４９号公報に記載されている。また
「Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｕｃｌｅａｒ Ｍａｔｅｒ
ｉａｌｓ １７９−１８１（１９９１）ｐ６９３−６９
６」に８Ｃｒ−２Ｗ−Ｔａ−Ｖ鋼溶接継手の特性が報告
されているが、溶接予熱温度が２００〜２５０℃とＨＴ
９鋼並みの高い予熱温度で施工されている。
【０００５】また、低放射化鋼の溶接熱影響部（以下Ｈ
ＡＺと称す）における高温クリープ強度及び靱性に関し
ては従来開示されている技術がない。
ＡＺと称す）における高温クリープ強度及び靱性に関し
ては従来開示されている技術がない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】９Ｃｒ−２Ｗ−Ｔａ−
Ｖ鋼及び９Ｃｒ−２Ｗ鋼では高温保持中にＷが粗大なＦ
ｅ2 Ｗとして析出し固溶強化に寄与するＷ量が減少する
こと、及びＨＡＺにおいてＶ炭窒化物、Ｔａ炭窒化物が
粗大化し分散強化効果が減少するため、高温クリープ破
断強度が十分ではない。また特公平３−６１７４９号公
報記載の８Ｃｒ−２Ｗ−Ｔａ−Ｖ鋼は靱性確保の点から
Ｎｉを添加しているため十分な低放射化材料とは言えず
また９Ｃｒ−２Ｗ系鋼と同じ理由でＨＡＺの高温クリー
プ破断強度も十分ではない。さらに溶接予熱温度をさら
に低減させ溶接施工コストを低減させる必要がある。
Ｖ鋼及び９Ｃｒ−２Ｗ鋼では高温保持中にＷが粗大なＦ
ｅ2 Ｗとして析出し固溶強化に寄与するＷ量が減少する
こと、及びＨＡＺにおいてＶ炭窒化物、Ｔａ炭窒化物が
粗大化し分散強化効果が減少するため、高温クリープ破
断強度が十分ではない。また特公平３−６１７４９号公
報記載の８Ｃｒ−２Ｗ−Ｔａ−Ｖ鋼は靱性確保の点から
Ｎｉを添加しているため十分な低放射化材料とは言えず
また９Ｃｒ−２Ｗ系鋼と同じ理由でＨＡＺの高温クリー
プ破断強度も十分ではない。さらに溶接予熱温度をさら
に低減させ溶接施工コストを低減させる必要がある。
【０００７】本発明は溶接性及び母材、ＨＡＺ共に高温
クリープ破断強度と靱性のバランスに優れ、同時に低放
射化も実現したフェライト系耐熱鋼及びその製造方法を
提供することを目的とする。
クリープ破断強度と靱性のバランスに優れ、同時に低放
射化も実現したフェライト系耐熱鋼及びその製造方法を
提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、溶接性を向上
させるためＣ，Ｓｉ，Ｖ，Ｔａ，Ｂ，Ｎ量を最適化し
た。また母材、ＨＡＺ共にクリープ強度と靱性のバラン
スを良くするためにＣ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｂ，Ｎ量及び圧
延加熱温度、熱処理条件を最適化した。本発明の要旨と
するところは下記のとおりである。
させるためＣ，Ｓｉ，Ｖ，Ｔａ，Ｂ，Ｎ量を最適化し
た。また母材、ＨＡＺ共にクリープ強度と靱性のバラン
スを良くするためにＣ，Ｗ，Ｖ，Ｔａ，Ｂ，Ｎ量及び圧
延加熱温度、熱処理条件を最適化した。本発明の要旨と
するところは下記のとおりである。
【０００９】（１）重量基準で Ｃ ：０．０４〜０．０９％ Ｓｉ：０．０８〜０．２５％ Ｍｎ：０．０１〜０．５０％ Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．００７％以下 Ｃｒ：８〜１０％ Ｗ ：１．５〜２．２％ Ｖ ：０．１５〜０．２５％ Ｔａ：０．０５〜０．１０％ Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ ：０．０２５〜０．０６％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを
特徴とする溶接性に優れた核融合炉用フェライト系耐熱
鋼。
特徴とする溶接性に優れた核融合炉用フェライト系耐熱
鋼。
【００１０】（２）重量基準で Ｃ ：０．０４〜０．０９％ Ｓｉ：０．０８〜０．２５％ Ｍｎ：０．０１〜０．５０％ Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．００７％以下 Ｃｒ：８〜１０％ Ｗ ：１．５〜２．２％ Ｖ ：０．１５〜０．２５％ Ｔａ：０．０５〜０．１０％ Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ ：０．０２５〜０．０６％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を下
記式に示すＴ1（℃）
記式に示すＴ1（℃）
【００１１】
【数２】
【００１２】の温度以上に加熱して圧延を行い、且つ 焼きならし温度：９３０〜１０８０℃ 焼き戻し温度：７５０〜８００℃ の条件で熱処理をすることを特徴とする溶接性に優れた
核融合炉用フェライト系耐熱鋼の製造方法。
核融合炉用フェライト系耐熱鋼の製造方法。
【００１３】
【作用】以下本発明について詳細に説明する。Ｃは固溶
強化元素として作用し、また炭化物を生成して高温クリ
ープ強度を向上させる。またδフェライトの生成を抑制
し靱性を向上させる。そのためには０．０４％以上必要
である。一方０．０９％を超えると溶接性が低下するた
め、０．０４〜０．０９％に限定した。
強化元素として作用し、また炭化物を生成して高温クリ
ープ強度を向上させる。またδフェライトの生成を抑制
し靱性を向上させる。そのためには０．０４％以上必要
である。一方０．０９％を超えると溶接性が低下するた
め、０．０４〜０．０９％に限定した。
【００１４】Ｓｉは溶鋼の粘性を下げ鋳造性及び溶接ビ
ード形状を安定させるため、０．０８％以上必要であ
る。一方０．２５％を超えると靱性が低下し且つＨＡＺ
硬さが増すため、０．０８〜０．２５％に限定した。Ｍ
ｎは脱酸剤として０．０１％以上添加する必要がある。
一方０．５０％を超えるとＭｎ偏析が顕著になり靱性を
低下させるため、０．０１〜０．５０％に限定した。
ード形状を安定させるため、０．０８％以上必要であ
る。一方０．２５％を超えると靱性が低下し且つＨＡＺ
硬さが増すため、０．０８〜０．２５％に限定した。Ｍ
ｎは脱酸剤として０．０１％以上添加する必要がある。
一方０．５０％を超えるとＭｎ偏析が顕著になり靱性を
低下させるため、０．０１〜０．５０％に限定した。
【００１５】Ｐは粒界脆化を招くため０．０１％以下に
限定した。できる限り低いほうが望ましい。Ｓは靱性の
低下を招くため０．００７％以下に限定した。できる限
り低いほうが望ましい。Ｃｒは高温での耐食性、耐酸化
性を向上させる耐熱鋼には不可欠の元素である。フェラ
イト鋼において中性子照射脆化が最も少ないＣｒ量は８
〜１２％である。一方１０％を超えると、δフェライト
を生成し靱性を低下させるため、８〜１０％に限定し
た。
限定した。できる限り低いほうが望ましい。Ｓは靱性の
低下を招くため０．００７％以下に限定した。できる限
り低いほうが望ましい。Ｃｒは高温での耐食性、耐酸化
性を向上させる耐熱鋼には不可欠の元素である。フェラ
イト鋼において中性子照射脆化が最も少ないＣｒ量は８
〜１２％である。一方１０％を超えると、δフェライト
を生成し靱性を低下させるため、８〜１０％に限定し
た。
【００１６】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）をつくり靱性を著しく低下さ
せるため、１．５〜２．２％に限定した。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
の高温クリープ強度を高める。その効果は０．１５％以
上で顕著となるが、０．２５％を超える添加はδフェラ
イトの生成による靱性低下を招き且つ溶接性を低下させ
るため、０．１５〜０．２５％に限定した。
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）をつくり靱性を著しく低下さ
せるため、１．５〜２．２％に限定した。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
の高温クリープ強度を高める。その効果は０．１５％以
上で顕著となるが、０．２５％を超える添加はδフェラ
イトの生成による靱性低下を招き且つ溶接性を低下させ
るため、０．１５〜０．２５％に限定した。
【００１７】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。また固溶している
Ｔａは靱性を向上させる。このためには０．０５％以上
必要である。一方０．１０％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、０．０
５〜０．１０％に限定した。ＢはＨＡＺの組織を微細化
し、ＨＡＺの靱性を向上させる。クリープ強度も若干高
める効果がある。一方過剰な添加は溶接性を低下させる
ため、０．０００５〜０．００３０％に限定した。
より高温クリープ強度を向上させる。また固溶している
Ｔａは靱性を向上させる。このためには０．０５％以上
必要である。一方０．１０％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、０．０
５〜０．１０％に限定した。ＢはＨＡＺの組織を微細化
し、ＨＡＺの靱性を向上させる。クリープ強度も若干高
める効果がある。一方過剰な添加は溶接性を低下させる
ため、０．０００５〜０．００３０％に限定した。
【００１８】Ｎはδフェライトの生成を抑制し靱性を高
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、特にＨＡＺのクリープ強度を高める。その
ためには０．０２５％以上必要である。一方０．０６％
を超える添加は鋳造性、溶接性を低下させるため、０．
０２５〜０．０６％に限定した。圧延加熱温度Ｔ1 は、
溶接性を考慮してＣを低めにおさえた高Ｃｒ系フェライ
ト鋼の強度、靱性を確保するために発見した指標であ
る。Ｔ1 以上に加熱し圧延した場合はＴａ，Ｖ，Ｃ，Ｎ
が十分に固溶し圧延時に導入された転位上に炭窒化物が
微細に析出し高温クリープ強度及び靱性を向上させる。
Ｔ1 より加熱温度が低い場合は炭窒化物が比較的粗大化
し高温クリープ強度が十分確保できない。そのため圧延
加熱温度は下記式に示すＴ1（℃）
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、特にＨＡＺのクリープ強度を高める。その
ためには０．０２５％以上必要である。一方０．０６％
を超える添加は鋳造性、溶接性を低下させるため、０．
０２５〜０．０６％に限定した。圧延加熱温度Ｔ1 は、
溶接性を考慮してＣを低めにおさえた高Ｃｒ系フェライ
ト鋼の強度、靱性を確保するために発見した指標であ
る。Ｔ1 以上に加熱し圧延した場合はＴａ，Ｖ，Ｃ，Ｎ
が十分に固溶し圧延時に導入された転位上に炭窒化物が
微細に析出し高温クリープ強度及び靱性を向上させる。
Ｔ1 より加熱温度が低い場合は炭窒化物が比較的粗大化
し高温クリープ強度が十分確保できない。そのため圧延
加熱温度は下記式に示すＴ1（℃）
【００１９】
【数３】
【００２０】の温度以上に限定した。焼きならし温度
は、低すぎるとクリープ強度が低下し高すぎると靱性が
劣化する。また１０８０℃超に加熱した場合、圧延時に
形成された微細な炭窒化物の効果が全くなくなってしま
う。１０８０℃以下の加熱であると、たとえ炭窒化物が
再固溶しても、再析出した時に圧延後析出した炭窒化物
が微細である傾向を受け継いでいる。よって焼きならし
温度は９３０〜１０８０℃に限定した。
は、低すぎるとクリープ強度が低下し高すぎると靱性が
劣化する。また１０８０℃超に加熱した場合、圧延時に
形成された微細な炭窒化物の効果が全くなくなってしま
う。１０８０℃以下の加熱であると、たとえ炭窒化物が
再固溶しても、再析出した時に圧延後析出した炭窒化物
が微細である傾向を受け継いでいる。よって焼きならし
温度は９３０〜１０８０℃に限定した。
【００２１】焼き戻し温度は、７５０℃未満であると靱
性が低下し、８００℃超であると短時間強度が低下する
ため、７５０〜８００℃に限定した。不可避的不純物に
ついては、特にＭｏ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ａｇ，Ｃｕは
実用的にコスト増加を招かない範囲で極力低くすること
が望ましい。
性が低下し、８００℃超であると短時間強度が低下する
ため、７５０〜８００℃に限定した。不可避的不純物に
ついては、特にＭｏ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｏ，Ａｇ，Ｃｕは
実用的にコスト増加を招かない範囲で極力低くすること
が望ましい。
【００２２】
【実施例】５０ｋｇ真空溶解炉において表１に示す化学
成分に調整したインゴットを厚さ２５ｍｍに熱間圧延し
空冷後、焼きならし、焼き戻しを行い鋼板を作成した。
板の一部からサブマージアーク溶接によって継手を作成
し７４０℃／８ｈの溶接後熱処理を施した。母材、継手
部それぞれから６φ×３０ＧＬのクリープ試験片及び２
ｍｍＶノッチシャルピー試験片を加工した。継手のクリ
ープ試験片はその平行部にＨＡＺ全域が入るようにし
た。継手のシャルピー試験片はフュージョンラインから
２ｍｍのＨＡＺ部にノッチを入れた。クリープ試験は６
００℃で１０，０００ｈの破断強度を、シャルピー試験
は０℃の吸収エネルギーをそれぞれ調査した。また溶接
予熱温度の指標となる、ＨＡＺの最高硬さ試験も行い、
溶接性を調査した。一般的に最高硬さが高いほどＨＡＺ
の割れ感受性が高く予熱温度も高くする必要がある。
成分に調整したインゴットを厚さ２５ｍｍに熱間圧延し
空冷後、焼きならし、焼き戻しを行い鋼板を作成した。
板の一部からサブマージアーク溶接によって継手を作成
し７４０℃／８ｈの溶接後熱処理を施した。母材、継手
部それぞれから６φ×３０ＧＬのクリープ試験片及び２
ｍｍＶノッチシャルピー試験片を加工した。継手のクリ
ープ試験片はその平行部にＨＡＺ全域が入るようにし
た。継手のシャルピー試験片はフュージョンラインから
２ｍｍのＨＡＺ部にノッチを入れた。クリープ試験は６
００℃で１０，０００ｈの破断強度を、シャルピー試験
は０℃の吸収エネルギーをそれぞれ調査した。また溶接
予熱温度の指標となる、ＨＡＺの最高硬さ試験も行い、
溶接性を調査した。一般的に最高硬さが高いほどＨＡＺ
の割れ感受性が高く予熱温度も高くする必要がある。
【００２３】その結果を表２に示す。この表から分かる
ように本発明例である１〜１５は母材、ＨＡＺともにク
リープ破断強度が高く且つ靱性が良好である。さらに最
高硬さも低く溶接性にも優れている。比較例１６はＣが
下限未満であるため、固溶強化、析出強化が不足しクリ
ープ強度が低い。またδフェライトが析出し、靱性も低
い。
ように本発明例である１〜１５は母材、ＨＡＺともにク
リープ破断強度が高く且つ靱性が良好である。さらに最
高硬さも低く溶接性にも優れている。比較例１６はＣが
下限未満であるため、固溶強化、析出強化が不足しクリ
ープ強度が低い。またδフェライトが析出し、靱性も低
い。
【００２４】比較例１７はＣが上限超であるため、最高
硬さが上昇し溶接性が悪化している。比較例１８はＳｉ
が下限未満であるため溶接ビード形状が安定せずＨＡＺ
のクリープ強度及びＨＡＺの靱性が低下している。比較
例１９はＳｉが上限超のため靱性が低下している。また
最高硬さが上昇している。
硬さが上昇し溶接性が悪化している。比較例１８はＳｉ
が下限未満であるため溶接ビード形状が安定せずＨＡＺ
のクリープ強度及びＨＡＺの靱性が低下している。比較
例１９はＳｉが上限超のため靱性が低下している。また
最高硬さが上昇している。
【００２５】比較例２０はＭｎが上限超のため靱性が低
下している。比較例２１はＰが上限超のため靱性が低下
している。比較例２２はＳが上限超のため靱性が低下し
ている。比較例２３はＣｒが上限超のため、δフェライ
トが析出し靱性が低下している。また最高硬さが上昇し
ている。
下している。比較例２１はＰが上限超のため靱性が低下
している。比較例２２はＳが上限超のため靱性が低下し
ている。比較例２３はＣｒが上限超のため、δフェライ
トが析出し靱性が低下している。また最高硬さが上昇し
ている。
【００２６】比較例２４はＷが下限未満のため、固溶強
化が十分でなくクリープ強度が低下している。比較例２
５はＷが上限超のため、粗大な金属間化合物が析出し靱
性が低下している。また最高硬さが上昇している。比較
例２６はＶが下限未満のため、固溶強化、析出強化が十
分でなく特にＨＡＺのクリープ強度が低下している。
化が十分でなくクリープ強度が低下している。比較例２
５はＷが上限超のため、粗大な金属間化合物が析出し靱
性が低下している。また最高硬さが上昇している。比較
例２６はＶが下限未満のため、固溶強化、析出強化が十
分でなく特にＨＡＺのクリープ強度が低下している。
【００２７】比較例２７はＶが上限超のため、δフェラ
イトが析出し靱性が低下している。また最高硬さが上昇
している。比較例２８はＴａが下限未満のため、析出強
化が十分でなくクリープ強度が低下している。また靱性
も低い。比較例２９はＴａが上限超のため、クリープ強
度が低下している。また最高硬さが上昇している。
イトが析出し靱性が低下している。また最高硬さが上昇
している。比較例２８はＴａが下限未満のため、析出強
化が十分でなくクリープ強度が低下している。また靱性
も低い。比較例２９はＴａが上限超のため、クリープ強
度が低下している。また最高硬さが上昇している。
【００２８】比較例３０はＢが下限未満のため、ＨＡＺ
の組織が粗大になりＨＡＺの靱性が低下している。比較
例３１はＢが上限超のため、最高硬さが上昇している。
比較例３２はＮが下限未満のため、析出強化が不足しク
リープ強度が低下している。またδフェライトが析出し
靱性が低下している。
の組織が粗大になりＨＡＺの靱性が低下している。比較
例３１はＢが上限超のため、最高硬さが上昇している。
比較例３２はＮが下限未満のため、析出強化が不足しク
リープ強度が低下している。またδフェライトが析出し
靱性が低下している。
【００２９】比較例３３はＮが上限超のため、最高硬さ
が上昇している。比較例３４は圧延加熱温度が下限未満
のため、析出物が粗大化しクリープ強度が低下してい
る。比較例３５は焼きならし温度が下限未満のためクリ
ープ強度が低下している。比較例３６は焼きならし温度
が上限超のため、結晶粒が粗大化し母材の靱性が低下し
ている。
が上昇している。比較例３４は圧延加熱温度が下限未満
のため、析出物が粗大化しクリープ強度が低下してい
る。比較例３５は焼きならし温度が下限未満のためクリ
ープ強度が低下している。比較例３６は焼きならし温度
が上限超のため、結晶粒が粗大化し母材の靱性が低下し
ている。
【００３０】比較例３７は焼き戻し温度が下限未満のた
め母材の靱性が低下している。比較例３８は焼き戻し温
度が上限超のため短時間の引張強度が本発明例より１０
０ＭＰａ程度低下した。
め母材の靱性が低下している。比較例３８は焼き戻し温
度が上限超のため短時間の引張強度が本発明例より１０
０ＭＰａ程度低下した。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【発明の効果】以上に述べたように、本発明に係る高温
強度に優れた核融合炉用フェライト系鋼によれば、例え
ば従来の核融合炉用鋼に比べ高温強度、特に高温クリー
プ破断強度が大幅に改善され、しかも溶接性に優れてい
るため、核融合炉第一壁材料として極めて大きな効果を
奏するものである。
強度に優れた核融合炉用フェライト系鋼によれば、例え
ば従来の核融合炉用鋼に比べ高温強度、特に高温クリー
プ破断強度が大幅に改善され、しかも溶接性に優れてい
るため、核融合炉第一壁材料として極めて大きな効果を
奏するものである。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量基準で Ｃ ：０．０４〜０．０９％ Ｓｉ：０．０８〜０．２５％ Ｍｎ：０．０１〜０．５０％ Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．００７％以下 Ｃｒ：８〜１０％ Ｗ ：１．５〜２．２％ Ｖ ：０．１５〜０．２５％ Ｔａ：０．０５〜０．１０％ Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ ：０．０２５〜０．０６％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなることを
特徴とする溶接性に優れた核融合炉用フェライト系耐熱
鋼。 - 【請求項２】 重量基準で Ｃ ：０．０４〜０．０９％ Ｓｉ：０．０８〜０．２５％ Ｍｎ：０．０１〜０．５０％ Ｐ ：０．０１％以下 Ｓ ：０．００７％以下 Ｃｒ：８〜１０％ Ｗ ：１．５〜２．２％ Ｖ ：０．１５〜０．２５％ Ｔａ：０．０５〜０．１０％ Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％ Ｎ ：０．０２５〜０．０６％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなる鋼を下
記式に示すＴ1（℃） 【数１】 の温度以上に加熱して圧延を行い、且つ 焼きならし温度：９３０〜１０８０℃ 焼き戻し温度：７５０〜８００℃ の条件で熱処理をすることを特徴とする溶接性に優れた
核融合炉用フェライト系耐熱鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5271052A JPH07126810A (ja) | 1993-10-28 | 1993-10-28 | 溶接性に優れた核融合炉用フェライト系耐熱鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5271052A JPH07126810A (ja) | 1993-10-28 | 1993-10-28 | 溶接性に優れた核融合炉用フェライト系耐熱鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07126810A true JPH07126810A (ja) | 1995-05-16 |
Family
ID=17494739
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5271052A Pending JPH07126810A (ja) | 1993-10-28 | 1993-10-28 | 溶接性に優れた核融合炉用フェライト系耐熱鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07126810A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008291360A (ja) * | 2007-04-25 | 2008-12-04 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| CN109594009A (zh) * | 2018-12-29 | 2019-04-09 | 中国科学院合肥物质科学研究院 | 一种纳米析出相强化的抗辐照低活化钢的制备方法 |
| CN116970875A (zh) * | 2023-09-25 | 2023-10-31 | 上海核工程研究设计院股份有限公司 | 一种含钽铁素体耐热钢及其制造方法 |
-
1993
- 1993-10-28 JP JP5271052A patent/JPH07126810A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008291360A (ja) * | 2007-04-25 | 2008-12-04 | Nippon Steel Corp | 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体 |
| CN109594009A (zh) * | 2018-12-29 | 2019-04-09 | 中国科学院合肥物质科学研究院 | 一种纳米析出相强化的抗辐照低活化钢的制备方法 |
| CN116970875A (zh) * | 2023-09-25 | 2023-10-31 | 上海核工程研究设计院股份有限公司 | 一种含钽铁素体耐热钢及其制造方法 |
| CN116970875B (zh) * | 2023-09-25 | 2023-12-15 | 上海核工程研究设计院股份有限公司 | 一种含钽铁素体耐热钢及其制造方法 |
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