JPS58177439A - Steel for reactor core of fast breeder and its manufacture - Google Patents
Steel for reactor core of fast breeder and its manufactureInfo
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- JPS58177439A JPS58177439A JP57060666A JP6066682A JPS58177439A JP S58177439 A JPS58177439 A JP S58177439A JP 57060666 A JP57060666 A JP 57060666A JP 6066682 A JP6066682 A JP 6066682A JP S58177439 A JPS58177439 A JP S58177439A
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Abstract
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、高速増殖炉の燃料被覆管などの炉心構造部
材に用いるオーステナイト鋼並びにその製造方法に関す
るものである。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION The present invention relates to austenitic steel used for core structural members such as fuel cladding tubes of fast breeder reactors, and a method for manufacturing the same.
通常、この種の部材には、高温強度、冷却媒体である金
属Ｎａに対する耐食性、及び耐スウェリング性を併せ持
つことが要求されることは周知のとおりである。ちなみ
に、スウェリングとは、金属材料が高線量の中性子雰囲
気にあり、かつ３００〜’７００℃の高温下にある場合
に、該材料中に空孔を生じ、その結果体積膨張をするこ
とを言うが、スウェリングを生じると、炉心構造材の場
合、燃料被覆管の曲りや管径の増大等を生じて種々の不
都合な結果をもたらすことになるため、出来得る限り避
けなくてはならないものである。It is well known that this type of member is normally required to have high-temperature strength, corrosion resistance against metal Na as a cooling medium, and swelling resistance. Incidentally, swelling refers to the formation of pores in a metal material when it is in a high-dose neutron atmosphere and at a high temperature of 300 to 700 degrees Celsius, resulting in volumetric expansion. However, in the case of core structural materials, swelling causes various disadvantages such as bending of the fuel cladding tube and increase in tube diameter, so it must be avoided as much as possible. be.
そこで、従来、このような要求に応えるものとして、２
０％程度の加工率で冷間加工を施したＳＵＳ ３１６ス
テンレス鋼が使用されていた。Therefore, conventionally, two methods have been proposed to meet such demands:
SUS 316 stainless steel cold-worked at a processing rate of about 0% was used.
しかしながら、このようなＳＵＳ ３１６ステンレス鋼
を高速増殖炉の炉心部材として使用した場合には、
（ａ） 高温強度が８．４ ｋｇ／ｍｄ （６７，５
℃Ｘ１０ｈｒ）とやや低く、このために製品肉厚を厚く
せざるを得なくなって中性子経済を損ねる、
（ｂ）６５０〜７００℃程度の温度範囲での使用中に、
σ相、η相、及びχ相などの金属間化合物を生じ、この
うちのσ相は、靭性の低下、高温強度の低下、さらには
スウェリングの増大を招き。However, when such SUS 316 stainless steel is used as a core member of a fast breeder reactor, (a) the high temperature strength is 8.4 kg/md (67,5
℃×10hr), which forces the product to be thicker and impairs neutron economy. (b) During use in the temperature range of about 650 to 700℃,
Intermetallic compounds such as σ phase, η phase, and χ phase are generated, and among these, the σ phase causes a decrease in toughness, a decrease in high-temperature strength, and an increase in swelling.
炉の性能を劣化する原因となる、
等の不都合を拭い去ることが出来ないというのが現状で
あった。The current situation was that it was not possible to eliminate the problems that caused the performance of the furnace to deteriorate.
本発明者等は、上述のような観点から、良好な耐食性を
有することはもちろん、クリープ破断強度： ８．４１
ｃｇ／１（１４以上（６７５℃Ｘ １０ ｈｒ）の優れ
た高温強度を有するとともに、使用中にσ相を生じない
か、もし生じたとしても量的に極めて僅少であるような
、組織安定性の高い高速増殖炉の炉心用鋼を得べく、種
々研究を重ねた結果、Ｃｒ−Ｎｉオーステナイト系ステ
ンレス鋼をペースとして、これに特定量のＰ又はＢの１
種以上を添加し、さらに特定量のＴｉ、 Ｎｂ、 Ｚｒ
、 Ｖの１種以上を添加することによって鋼の高温強
度が向上し、また、鋼中のＮ１当量（Ｎ１ｅｑ、） 、
すなわち、式、Ｎ１ｅｑ、〜１１．６＋０．５ｘ（Ｍｎ
％）＋３０Ｘ（（Ｃ％）＋（Ｎ％））＋（Ｎｉｌ）−１
，３６Ｘ（１，５Ｘ（Ｓｉ％）＋（Ｃｒ％）＋（Ｍｏｌ
））の値を特定値の範囲となるように調整することによ
って鋼の組織を高度に安定化できて、σ相の形成を極力
抑制できることや、さらに、このような成分系の鋼に特
定の冷間加工を加えることで、耐スウェリング性をより
向上せしめ得るとの知見を得るに至ったのである。なお
、本明細書における鋼の組成成分割合は、格別な断りの
無い限り重量基準で示した。From the above-mentioned viewpoint, the present inventors have found that not only has good corrosion resistance, but also creep rupture strength: 8.41.
It has excellent high-temperature strength of cg/1 (14 or more (675°C x 10 hr)), and has structural stability such that σ phase does not occur during use, or even if it does, the amount is extremely small. As a result of various studies in order to obtain a steel for the core of a fast breeder reactor with a high
Ti, Nb, and Zr are added in specific amounts.
, By adding one or more types of V, the high temperature strength of the steel is improved, and the N1 equivalent (N1eq, ) in the steel is increased.
That is, the formula, N1eq, ~11.6+0.5x(Mn
%)+30X((C%)+(N%))+(Nil)-1
,36X(1,5X(Si%)+(Cr%)+(Mol
)) It is possible to highly stabilize the structure of the steel by adjusting the value of They came to the knowledge that the swelling resistance can be further improved by adding cold working. Note that the composition ratios of steel in this specification are expressed on a weight basis unless otherwise specified.
したがって、この発明は上記知見に基いてなされたもの
であって、高速増殖炉炉心用オーステナイ ト鋼を、
Ｃ： ０．０３〜０．１５ ％、 Ｓｉ： １．０％以
下、Ｍｎ：２、０％以下、 Ｍｏ： １．０〜４．０％
、 Ｎｉ： １３．０〜４０．０％、 Ｃｒ： １３
．０〜１７．０ ％を含有するとともに１．Ｐ：０．０
２〜０．０７％及びＢ：Ｏ，０ＯＩＯ〜０、０１５％の
１種又は２種を含有し、さらに、Ｔ１゜Ｎｂ、 Ｚｒ及
び■のうちの１種以上を、Ｔｉ：Ｏ，Ｏ１〜○。７％、
Ｎｂ： ０．０１〜０．７％、 Ｚｒ ： ０．０１
〜０．２％、Ｖ：０．０１〜０４％の範囲で、かつ、そ
の原子比で、
の範囲となるように含有し、残りがＦｅ及び不可避不純
物から成り、しかも、式：
％式％（）
を満足する成分組成で構成したことに特徴を有し、さら
には、このような成分組成の鋼素材に溶体化処理を施し
た後、１０〜３０ｑ６の加工率の冷間加工を加えること
をも特徴とするものである。Therefore, this invention was made based on the above knowledge, and an austenitic steel for a fast breeder reactor core is made of: C: 0.03 to 0.15%, Si: 1.0% or less, Mn: 2, 0% or less, Mo: 1.0-4.0%
, Ni: 13.0-40.0%, Cr: 13
．． Contains 0 to 17.0% and 1. P:0.0
2 to 0.07% and B:O,0OIO to 0,015%, and further contains one or more of T1゜Nb, Zr and ○. 7%,
Nb: 0.01-0.7%, Zr: 0.01
~0.2%, V: 0.01~04%, and its atomic ratio is in the range of, the remainder consists of Fe and unavoidable impurities, and the formula: % formula % It is characterized by having a component composition that satisfies (), and furthermore, after applying solution treatment to a steel material having such a component composition, it is subjected to cold working at a working rate of 10 to 30q6. It is also characterized by
ついで、この発明の高速増殖炉炉心用オーステナイト鋼
及びその製造方法において、各組成成分元素の含有割合
、並びに冷間加工の際の加工率を上記の通りに限定した
理由を説明する。Next, in the austenitic steel for fast breeder reactor cores and the manufacturing method thereof of the present invention, the reason why the content ratio of each component element and the working rate during cold working are limited as described above will be explained.
（ａ） Ｃ
Ｃ成分は、 Ｏｒ、 Ｍｏ、 Ｔｉ、 Ｎｂ、 Ｚｒ、
Ｖと結びついて炭化物を形成し、鋼のクリープ破断
強度を高めるとともに、オーステナイトを安定化する作
用を有するものであるが、その含有量が０．０３％未満
では炭化物が多数析出するには不十分であってクリープ
強度向上作用に所望の効果が得られず、一方、炭素量が
０．１５％を越えるとかえって強度の低下を招くうえ、
耐食性も劣化するようになることから、その含有量を０
．０３〜０．１５％と限定した。(a) CC components are Or, Mo, Ti, Nb, Zr,
It combines with V to form carbides and has the effect of increasing the creep rupture strength of steel and stabilizing austenite, but if its content is less than 0.03%, it is insufficient for a large number of carbides to precipitate. Therefore, the desired effect of improving creep strength cannot be obtained, and on the other hand, if the carbon content exceeds 0.15%, it will not only cause a decrease in strength,
Corrosion resistance also deteriorates, so its content should be reduced to 0.
．． It was limited to 0.03 to 0.15%.
（ｂ） ５ｉ
Ｓｌは脱酸剤として有用な元素であるが、過剰な添加は
σ相生酸を促進し、高速増殖炉炉心材料としての性能を
劣化させるので、その含有量の上限を１．０％と限定し
た。(b) 5i Sl is an element useful as a deoxidizing agent, but excessive addition promotes σ-phase acid and deteriorates the performance as a fast breeder reactor core material, so the upper limit of its content is set to 1.0 %.
（ｃｌ’ Ｍｎ
Ｍｎ成分は、鋼材の熱間加工性を高めるのに有効な元素
であるが、その含有量が２．０％を越えても前記効果に
それ以上の、向上がみられないことがら、その含有量の
上限を２．０％と限定した。(cl' Mn The Mn component is an effective element for improving the hot workability of steel materials, but even if its content exceeds 2.0%, no further improvement in the above effect is observed. However, the upper limit of its content was set at 2.0%.
（ｄ） Ｍ。(d) M.
Ｍｏ成分は、鋼のクリープ強度を向上させる作用を有し
ているが、その含有量が１．０ ％未満では前記作用に
所望の効果が得られず、一方４．０％を越えて含有せし
めると、Ｍｏは強力なフェライト形成元素であることが
らσ相生酸を促進し、高速増殖炉炉心材料としての性能
の劣化を招くようになることから、その含有量を１．０
〜４．０％と限定した。The Mo component has the effect of improving the creep strength of steel, but if the Mo content is less than 1.0%, the desired effect cannot be obtained; on the other hand, if the content exceeds 4.0%, Since Mo is a strong ferrite-forming element, it promotes the formation of σ-phase acids, leading to deterioration of the performance as a fast breeder reactor core material, so its content was reduced to 1.0.
It was limited to ~4.0%.
（ｅ） Ｎｉ
Ｎｉ成分は、鋼の高温強度及び組織安定性を確保するた
めに重要な元素であるが、その含有量が１３％未満では
長時間加熱後の相安定性が劣ることとなって、σ相の生
成が早くかつその量も多くなる。一方、その含有量を増
加するに従って相安定性は向上するが、４０．０％を越
えると高温強度が急激に低下するようになることから、
その含有量を１３．０〜４０．０係と限定した。(e) Ni The Ni component is an important element for ensuring high-temperature strength and structural stability of steel, but if its content is less than 13%, the phase stability after long-term heating will be poor. , the σ phase is generated quickly and in large amounts. On the other hand, as the content increases, the phase stability improves, but when it exceeds 40.0%, the high temperature strength rapidly decreases.
The content was limited to 13.0 to 40.0.
（ｆ） Ｃｒ
０ｒ成分には、鋼の耐食性向上作用があるが、その含有
量が１３０チ未満では前記作用に所望の効果が得られな
いばかりか、高温強度の低下をも引き起すようになり、
一方、１７．０ ％を越えて含有せしめると長時間組織
安定性が劣化することとなり、また耐スウェリング性も
劣化するようになることから、その含有量を１３．０〜
ｌ ７． Ｏ優と限定した。(f) The Cr0r component has the effect of improving the corrosion resistance of steel, but if its content is less than 130%, not only will the desired effect not be obtained, but it will also cause a decrease in high temperature strength. ,
On the other hand, if the content exceeds 17.0%, the long-term structural stability will deteriorate, and the swelling resistance will also deteriorate, so the content should be adjusted to 13.0% or more.
l 7. Limited to O.
（ｇ） Ｐ
Ｐ成分には、炭化物を微細に分散させ、クリープ破断強
度を向上せしめる作用があるが、その含有量が００２チ
未満では前記作用に所望の効果が得られず、一方０，０
７％を越えると延性の低下を来たし、溶接性をも損うこ
ととなるので、その含有量を０．０２〜００７％と限定
した。(g) P The P component has the effect of finely dispersing carbides and improving creep rupture strength, but if its content is less than 0.02 mm, the desired effect cannot be obtained;
If it exceeds 7%, ductility will decrease and weldability will also be impaired, so the content was limited to 0.02-007%.
（ｈ） Ｂ
Ｂ成分にも、Ｐと同様な作用があるが、その含有量が０
．００１０％未満では該作用に所望の効果が得られず、
一方００１５％を越えて含有せしめると熱間加工性及び
溶接性を損ねるようになることから、その含有量をＯ，
ＯＯ１’Ｏ〜０．０１５％と限定した。−なお、Ｐ成分
及びＢ成分はそれぞれ単独でも効果があるが、複合添加
した場合にその効果がさらに向上する。(h) B Component B also has the same effect as P, but its content is 0.
．． If it is less than 0.010%, the desired effect cannot be obtained,
On the other hand, if the content exceeds 0.015%, hot workability and weldability will be impaired.
It was limited to OO1'O~0.015%. -Although each of the P component and the B component is effective when used alone, the effect is further improved when they are added in combination.
（ｉ） Ｔｉ、 Ｎｂ 、 Ｚｒ、及びＶＴｉ、Ｎｂ
、２ｒ、及びＶは、いずれも強力な炭化物形成元素であ
り、形成される炭化物は微細なものとなるので鋼の高温
強度を向上させる作用がある。(i) Ti, Nb, Zr, and VTi, Nb
, 2r, and V are all strong carbide-forming elements, and since the carbides formed are fine, they have the effect of improving the high-temperature strength of steel.
しかし、これらの含有量が、いずれもＯ，Ｏｌ １未満
では前記作用に所望の効果を得ることができず、一方、
Ｔｉ及びＮｌ）ではその含有量が０．７％を越えると相
安定性を損ねるとともに、粗大炭化物を形成して強度も
低下するうえ、溶接性にも悪影響を与えることとなる。However, if the content of both O and Ol is less than 1, the desired effect cannot be obtained; on the other hand,
If the content (Ti and Nl) exceeds 0.7%, the phase stability is impaired, coarse carbides are formed, the strength is reduced, and weldability is also adversely affected.
また、 Ｚｒの含有量が０．２ ％を越えると炭化物が
粗大となり、高温強度が低下することに加え、鋼質が劣
化して鍛造などの熱間加工性も悪くなる。■の含有量が
０．４ ％を越えると粗大炭化物を生じ、強度の低下を
来たすことになる。Furthermore, if the Zr content exceeds 0.2%, the carbides become coarse and the high-temperature strength decreases, as well as the steel quality deteriorates and hot workability such as forging deteriorates. If the content of (2) exceeds 0.4%, coarse carbides are formed, resulting in a decrease in strength.
従って、これらの含有量を、Ｔｉ： ０．０１〜Ｏ，’
７ ％ 。Therefore, these contents are Ti: 0.01~O,'
7%.
Ｎｂ： ０．０１〜０７％、 Ｚｒ： ０．０１〜０．
２ ％、及びＶ：０．０１〜０４％と限定した。Nb: 0.01-07%, Zr: 0.01-0.
2%, and V: 0.01-04%.
さらに、原子比で表わされる式：
％式％）
は、炭化物形成元素の総和と炭素との量比を示すもので
あり、この値が０３未満になると鋼の高温強度が所望の
値を示さなくなり、一方、３．０を越えるとかえって強
度が低下するようになることがら、Ｔｉｎ Ｎｂ、’
Ｚｒ、及びＶの総和のＣに対する原子割合を０．３〜３
．０の範囲に限定することとした。Furthermore, the formula expressed in atomic ratio: % formula %) indicates the ratio of the total amount of carbide-forming elements to carbon, and if this value is less than 03, the high temperature strength of the steel will no longer show the desired value. , On the other hand, if it exceeds 3.0, the strength will actually decrease, so Tin Nb,'
The atomic ratio of the sum of Zr and V to C is 0.3 to 3
．． It was decided to limit it to the range of 0.
（ｊ） Ｎｉ当量（Ｎ１ｅｑ、）
Ｎｉｅｑ、の値は、長時間加熱後のσ相抑制作用に大き
な影響を与えるものであり、その値が０．３５％以上の
範囲にあるときは、σ相を生じないか、或いは生成して
も量的に僅少であって性能劣化に及ぼす影響が少ないが
、上記範囲をはずれるとσ相が早く現われ、しかもその
量も急激に多くなることから、式：
％式％（）
）
で表わされるＮ１当量を０．３５％以上と限定した。(j) Ni equivalent (N1eq,) The value of Nieq has a great influence on the σ phase suppression effect after long-term heating, and when the value is in the range of 0.35% or more, the σ phase is suppressed. σ phase does not occur, or even if it is generated, it is small in quantity and has little effect on performance deterioration, but if it is out of the above range, the σ phase appears quickly and the amount increases rapidly, so the formula: The N1 equivalent expressed by the % formula % () was limited to 0.35% or more.
（ｋ）冷間加工における加工度
溶体化処理後の冷間加工は、結晶粒度を微細にし、耐ス
ウェリング性をより向上するものであるが、その加工度
が１０チ未満では前記作用に所望の効果が得られず、一
方３０％を越える加工度の場合にも効果のそれ以上の向
上がみられず、しかも加工欠陥を発生するようになるこ
とから、加工度を１０〜３０％と限定した。(k) Working degree in cold working Cold working after solution treatment makes the grain size finer and further improves swelling resistance, but if the working degree is less than 10 inches, the desired effect may not be achieved. On the other hand, when the degree of machining exceeds 30%, no further improvement in the effect is observed and machining defects begin to occur, so the degree of machining is limited to 10 to 30%. did.
つぎに、この発明を実施例により説明する。Next, the present invention will be explained by examples.
まず、第１表の試料番号１〜２９に示す通りの組成成分
の鋼を製造した。First, steels having compositions as shown in sample numbers 1 to 29 in Table 1 were manufactured.
供試鋼は常法に従って、真空溶解により２０〜１００ｋ
ｇの鋼塊とし、熱間鍛造を１０５０〜１１５０℃で行な
い、熱間圧延を同様の温度で実施した後で軟化、冷間加
工を数次繰り返して所定の板厚（２，５ｍｍ）とし、最
終溶体化処理を１０２０〜１１２５℃の範囲で行なった
。The test steel was melted in vacuum to a temperature of 20 to 100 k according to the usual method.
A steel ingot of g is made, hot forged at 1050 to 1150 ° C., hot rolled at the same temperature, softened and cold worked several times to a predetermined thickness (2.5 mm), The final solution treatment was carried out in the range of 1020-1125°C.
最終溶体化温度は、結晶粒度がＡ Ｓ Ｔ Ｍ ４４．
５〜９に収まるように選定した。なぜなら、結晶粒度が
この範囲にあれば、超音波探傷にそれほどの困難性を生
じないからである。The final solution temperature is determined at a grain size of ASTM 44.
It was selected to fall within the range of 5 to 9. This is because if the crystal grain size is within this range, ultrasonic flaw detection will not be so difficult.
そして、最終溶体化処理後、一部は溶体化のままで、他
は、１０％及び２０％の冷間加工を行なった後に、各試
料についてそのクリープ破断強度。Then, after the final solution treatment, the creep rupture strength of each sample was determined after some parts were left as solution and others were subjected to 10% and 20% cold working.
高温強度、及び加工性に関する試験を実施した。Tests regarding high temperature strength and workability were conducted.
その結果を第１〜２図及び第２〜３表に示した。The results are shown in Figures 1-2 and Tables 2-3.
第１図は、供試鋼のクリープ破断強度（７００’ＣＸ
１０３ｈｒでのもの）を示したものである。第１図から
は、本発明鋼、すなわち試料番号２〜６．及び１０〜２
６のものは、いずれも、比較鋼たる現用鋼（試料番号ｌ
のもの）に比べて高温強度が向上していることが明白で
あシ、該現用鋼の６７５℃Ｘ １０’ｈｒクリ一プ強度
であるｓ、 ４ ｋｇ ／、、４以上を満足するもので
あることがわかる。Figure 1 shows the creep rupture strength (700'CX
103 hours). From FIG. 1, the steels of the present invention, that is, sample numbers 2 to 6. and 10-2
All of No. 6 are comparative steels, which are the current steels (sample number l
It is clear that the high-temperature strength is improved compared to that of the current steel, and it satisfies the 675°C I understand that there is something.
さらに、第１図を検討すれば、本発明オーステナイト鋼
において、Ｃ、Ｍｏ、 Ｎｉ、 Ｃｒ、 Ｔｉ 、 Ｎ
ｂ、 Ｖ等の組成成分範囲を前記のように限定した理
由がより一層明らかである。すなわち、
■ Ｃ量
試料番号１３と１５のものを比較すると、そのＣ量がｏ
、 ０６ ｑｂから０１２％と増加することにより、高
温強度がむしろ低下しており、過剰にＣ量を高めること
には問題があって、Ｃ量が０．１５％以上が適量である
ことがわかる。Furthermore, considering FIG. 1, in the austenitic steel of the present invention, C, Mo, Ni, Cr, Ti, N
The reason for limiting the ranges of compositional components such as b and V as described above is even clearer. In other words, ■C amount Comparing sample numbers 13 and 15, the C amount is o
, By increasing from 06 qb to 012%, the high-temperature strength actually decreases, and it can be seen that there is a problem in increasing the C content excessively, and that a C content of 0.15% or more is appropriate. .
■ Ｍｏ量
試料番号１１と２７．及び１３とｌマを比較すると、試
料番号１１及び２７の場合にはＭｏ量の増加により若干
の高温強度の改善が図られているが、試料番号１３及び
１７の場合には高温強度はむしろ低下気味であり、２．
５４Ｍｏから３．５４Ｍｏとその含°有量を増してもそ
れほど顕著な効果が認められないことからも、４．０％
Ｍｏが添加限度であることがわかる。■ Mo amount sample numbers 11 and 27. Comparing Mo and 13 with l-Ma, in the case of sample numbers 11 and 27, the high-temperature strength is slightly improved by increasing the amount of Mo, but in the case of sample numbers 13 and 17, the high-temperature strength is actually decreased. 2.
Even if the content is increased from 54Mo to 3.54Mo, no significant effect is observed, so 4.0%
It can be seen that Mo is the addition limit.
■ Ｎｌ量
Ｃｒ量が１５〜１７％の水準で％Ｎ１量が１３．０チ〜
３０． Ｏ％までの範囲のもの（試料番号３〜７゜１１
〜２１．及び２３〜２７）の高温強度に対して Ｎｉ量
が４０％（試料番号２９）のものの高温強度は小さくな
り、強度面からはＮｉ量が１３．０〜４０、０ ％程度
が適量であることがわかる。■ Nl amount Cr amount is at a level of 15 to 17% and %N1 amount is 13.0 chi~
30. 0% (sample number 3-7゜11
~21. and 23-27), the high-temperature strength of the sample with a Ni content of 40% (sample number 29) is lower, and from a strength standpoint, an appropriate Ni content of 13.0-40% is 0%. I understand.
■ Ｃｒ量
試料番号８と１２．９と１３．１０と１４．及び２Ｂと
２９を比較しても明らかなように、ｃｒ量が１０チのも
のと１５％のものを比較すると。■ Cr amount sample numbers 8, 12.9, 13.10 and 14. As is clear from the comparison between 2B and 29, when comparing those with a CR amount of 10 inches and those with a CR amount of 15%.
１５％Ｃｒのものはすべて高温強度が高＜、ｃｒ含有量
を１５％程度に高める必要がある。All 15% Cr steels have high high temperature strength, so it is necessary to increase the Cr content to about 15%.
■ Ｔｌ量
試料番号１３と２１の比較により、 Ｔｉを過剰に添加
すると強度が低下する傾向があり、試料番号２１のもの
の添加量からも、Ｔｉ含有量が０．７％以下程度が適量
であることがわかる。■ Amount of Tl A comparison of sample numbers 13 and 21 shows that adding too much Ti tends to reduce the strength, and the amount of addition for sample number 21 indicates that a Ti content of 0.7% or less is the appropriate amount. I understand that.
■ Ｎｂ量
試料番号１３と２０の比較により、過剰なＮｌ）含有量
の場合は、高温強度が低下することがわが乙。■ Nb content Comparison of sample numbers 13 and 20 shows that high-temperature strength decreases if the Nl content is excessive.
試料番号２０のＮｂ含有量０．６０ ％の結果からみて
、Ｎｂ含有量は０７チ程度が上限であることが明らかで
ある。Judging from the results of Sample No. 20 with an Nb content of 0.60%, it is clear that the upper limit of the Nb content is about 0.7%.
■ Ｖ量
試料番号１３と２２の比較により、■も過剰に添加する
と高温強度に悪影響を与えることがわかる。試料番号２
５に示すように、 Ｍｏ 、 Ｎｂ ＋及びＢを適量添
加すれば、■を０．３１％まで添加できることがわかる
ことからみても、■含有量の上限が０４係程度であるこ
とが窺えるものである。(2) Amount of V A comparison of sample numbers 13 and 22 shows that excessive addition of (2) also has an adverse effect on high-temperature strength. Sample number 2
As shown in Figure 5, it can be seen that by adding appropriate amounts of Mo, Nb + and B, up to 0.31% of ■ can be added, which suggests that the upper limit of the ■ content is about 0.4%. be.
また、第２図は、原子比での（ＴＩ−）−Ｎｂ＋Ｚｒ−
１−Ｖ ）／Ｃの値と高温強度（７００℃×１９”ｈｒ
でのクリープ破断強度）との関係を示したものである。In addition, Figure 2 shows (TI-)-Nb+Zr- in atomic ratio.
1-V)/C value and high temperature strength (700℃×19”hr
This figure shows the relationship between the creep rupture strength and the creep rupture strength.
第２図からは、試料番号１の現用鋼に比較し、（Ｔｉ−
１−Ｎｂ−１−Ｚｒ ＋Ｖ ） ／ Ｃの値が０３を越
えると高温強度上昇に効果が現われはじめ、その値が１
〜２の範囲で最も高温強度が高くなり、３０のあたりに
なると急激に強度低下を来たすことがわかる。From Figure 2, compared to the current steel of sample number 1, (Ti-
When the value of 1-Nb-1-Zr +V
It can be seen that the high-temperature strength is highest in the range of ~2, and that the strength rapidly decreases around 30.
第２表は、鋳肌、鍛造性、冷間加工性についてまとめた
ものである。Table 2 summarizes the casting surface, forgeability, and cold workability.
々お、第２表における評価は、第３表に示した通りの基
準のもとに行なった。The evaluation in Table 2 was performed based on the criteria shown in Table 3.
弔 Ｌ５ 衣
第２表からは、熱間加工性及び鋳塊性状に問題となる元
素はＺｒであり、Ｚｒ量については０２％に制限する必
要があることがわかる。From Table 2, it can be seen that the element that causes problems in hot workability and ingot properties is Zr, and it is necessary to limit the amount of Zr to 0.2%.
第４表は、長時間加熱後（７００℃、及び７５０℃で最
、４３０００ｂｒ）のσ相生成状況をまとめたものであ
る。Table 4 summarizes the σ phase formation after long-term heating (up to 43,000 br at 700° C. and 750° C.).
第４表に小した結果からも、 Ｎｉ当量が０３％以トで
は、７５０℃Ｘ３０００ｈｒ加熱によりσ相が多酸に生
成するのに対してｒｖ１当量が０．３５〜１．６０係で
はσ相が生成しても量的には少なく、１．９％以上にな
るとσ相が観察されなくなって相安定性が極めて高くな
ることが明らかである。From the results shown in Table 4, it is clear that when the Ni equivalent is 0.3% or more, the σ phase is formed in polyacid by heating at 750°C for 3000 hours, whereas when the rv1 equivalent is 0.35 to 1.60, the σ phase is formed. It is clear that even if is formed, the quantity is small, and when it exceeds 1.9%, the σ phase is no longer observed and the phase stability becomes extremely high.
これらの試験結果からも、本発明鋼はすぐれた高温強度
と組織安定性を有しており、高速増殖炉炉心用部拐とし
て良好なものであることがわかる。These test results also show that the steel of the present invention has excellent high-temperature strength and structural stability, and is suitable for use as a fast breeder reactor core material.
」二連のように、この発明によれば、高温強度が極めて
高く、しかも組織安定性が良好で耐スウェリング性にす
ぐれた高速増殖炉の炉心用部材を提ｇ（することができ
るなど、工業上有用な効果がもたらされるのである。According to the present invention, it is possible to provide a member for the core of a fast breeder reactor that has extremely high high temperature strength, good structural stability, and excellent swelling resistance. Industrially useful effects are brought about.
第１図は各成分組成のオーステナイト鋼のクリープ破断
強度を示した比較図、第２図は高温強度と、炭素に対す
る炭化物形成元素の原子比との関係を示す線図である。
出願人 動力炉・核燃料開発事業団
出願人 株式会社神戸製鋼所
出願人 住友金槙工業株式会社
代即人 富 １） 和 夫第１頁の続き
０発 明 者 内田博行
神戸市中央区脇浜町１丁目３番
１８号株式会社神戸製鋼所内
０発 明 者 寺西洋志
尼崎市西長洲本通１丁目３番地
住友金属工業株式会社中央技術
研究所内
０発 明 者 吉川州庁
尼崎市西長洲本通１丁目３番地
住友金属工業株式会社中央技術
研究所内
０発 明 者 行俊照夫
研究所内
■出 願 人 株式会社神戸製鋼所
神戸市中央区脇浜町１丁目３番
１８号
■出 願 人 住友金属工業株式会社
大阪市東区北浜５丁目１５番地FIG. 1 is a comparative diagram showing the creep rupture strength of austenitic steels of various component compositions, and FIG. 2 is a diagram showing the relationship between high temperature strength and the atomic ratio of carbide-forming elements to carbon. Applicant: Power Reactor and Nuclear Fuel Development Corporation Applicant: Kobe Steel, Ltd. Applicant: Sumitomo Kinmaki Industries Co., Ltd. Tomi 1) Kazuo Continued from page 1 0 Inventor: Hiroyuki Uchida 1, Wakihama-cho, Chuo-ku, Kobe City No. 3-18, Kobe Steel Works, Ltd. Author: 1-3 Nishi-Nagasu Hondori, Teranoishi Amagasaki City, Sumitomo Metal Industries, Ltd. Central Technology Research Institute: Author: Yoshikawa State Office, 1 Nishinagasu Hondori, Amagasaki City Chome 3, Central Technology Research Laboratory, Sumitomo Metal Industries, Ltd. Inventor: Teruo Yukitoshi Laboratory ■Applicant: Kobe Steel, Ltd. 1-3-18 Wakihama-cho, Chuo-ku, Kobe City ■Applicant: Sumitomo Metal Industries, Ltd. Company 5-15 Kitahama, Higashi-ku, Osaka
Claims (1)
１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｍｏ：ｌ、Ｏ〜４
．０ ％ 。 Ｎｉ： １３． Ｏ〜４０．０％、 Ｃｒ： １３．０
〜１７．０ ％を含有するとともに、 Ｐ：０．０２〜０．０７％、 Ｂ ：０．００１０ ＮＯ，０１５％、の１ｍ又は２種
を含有し、さらに、Ｔｉ、 Ｎｂ 、 Ｚｒ 。 及びＶのうちの１種以上を、 Ｔｉ：０．０１〜０．７％。 Ｎｂ：０．０１〜０．７％。 Ｚｒ ： ０．０１〜０．２％、 Ｖ：０．０１〜０４％、 で、かつ、 Ｔｉ十Ｎｂ＋Ｚｒ十ｖ ０．３≦ ０ ≦３．０（但し、原子比）％の
範囲で含有し、 ｈ及び不可避不純物：残り。 から成９．しかも１次式： ％式％（１） を満足していることを特徴とする。高速増殖炉炉心用オ
ーステナイト鋼。 （２）重量割合Ｔ、 Ｃ： ０．０３〜０．１５ ％、
Ｓｉ：１０チ以下、Ｍｎ：２．０％以下、 Ｍｏ：
１．０〜４．Ｏｑｂ。 Ｎｉ： １３．０〜４０．Ｏｑｂ、 Ｃｒ： １３．０
〜１７．０％を含有するとともに。 Ｐ：、０．０２〜ＯＯフチ、 Ｂ ： ０．００１０〜０．０１５％ 。 ０１種又は２種を含有し、さらに、Ｔｉ、Ｎｂ、 Ｚ
。 及びＶのうちの１種以上を。 Ｔｉ：Ｏ，Ｏ２Ｎ２．７チ。 Ｎｂ：０．０１〜０．７ ％％ Ｚｒ： ０．０１〜０．２ ％、 ｖ：ｏｏ １〜０．４ ％、 で、かつ、 ０３≦−１と九旦以上二二辻Ｎ−≦３．０（但し、原子
比）、の範囲で含有し、 Ｆｅ及び不可避不純物：残り から成り、しかも、次式、 １１．６−） ０．５ Ｘ（Ｍｎ％）＋３０Ｘ［：（Ｃ
’％）＋（Ｎ％））＋（Ｎｉ１％）−１，３６Ｘ ［１
，５，ｘ（ｓｉ％）＋（Ｃｒ％）＋（Ｍｏｌ））≧０３
５を満足している鋼素材に、溶体化処理を施した後、１
０〜３０％の加工度で冷間加工を加えることを特徴とす
る、高速増殖炉炉心用オーステナイト鋼の製造方法。[Claims] (1) Weight percentage: C: 0.03 to 0.15%, Sl:
1.0% or less, Mn: 2.0% or less, Mo: 1, O~4
．． 0%. Ni: 13. O~40.0%, Cr: 13.0
~17.0%, P: 0.02~0.07%, B: 0.0010 NO, 015%, and further contains Ti, Nb, and Zr. and one or more of V, Ti: 0.01 to 0.7%. Nb: 0.01-0.7%. Zr: 0.01-0.2%, V: 0.01-04%, and contained in the range of Ti + Nb + Zr + 0.3≦0≦3.0% (however, atomic ratio)%. , h and unavoidable impurities: remainder. 9. Moreover, it is characterized by satisfying the linear formula: % formula %(1). Austenitic steel for fast breeder reactor cores. (2) Weight percentage T, C: 0.03-0.15%,
Si: 10 or less, Mn: 2.0% or less, Mo:
1.0-4. Oqb. Ni: 13.0-40. Oqb, Cr: 13.0
and containing ~17.0%. P:, 0.02~OO border, B: 0.0010~0.015%. 01 type or 2 types, and further contains Ti, Nb, Z
. and one or more of V. Ti:O, O2N2.7chi. Nb: 0.01-0.7%% Zr: 0.01-0.2%, v:oo 1-0.4%, and 03≦-1 and 9 or more 22 intersections N-≦ 3.0 (however, atomic ratio), consisting of Fe and the remainder of unavoidable impurities, and the following formula: 11.6-) 0.5 X (Mn%) + 30X [: (C
'%) + (N%)) + (Ni1%) - 1,36X [1
,5,x(si%)+(Cr%)+(Mol))≧03
After applying solution treatment to a steel material that satisfies 5, 1
A method for producing austenitic steel for a fast breeder reactor core, characterized by applying cold working at a working degree of 0 to 30%.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57060666A JPS58177439A (en) | 1982-04-12 | 1982-04-12 | Steel for reactor core of fast breeder and its manufacture |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP57060666A JPS58177439A (en) | 1982-04-12 | 1982-04-12 | Steel for reactor core of fast breeder and its manufacture |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58177439A true JPS58177439A (en) | 1983-10-18 |
Family
ID=13148876
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP57060666A Pending JPS58177439A (en) | 1982-04-12 | 1982-04-12 | Steel for reactor core of fast breeder and its manufacture |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58177439A (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4818485A (en) * | 1987-02-11 | 1989-04-04 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Radiation resistant austenitic stainless steel alloys |
| US4849169A (en) * | 1988-05-13 | 1989-07-18 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | High temperature creep resistant austenitic alloy |
| US5116569A (en) * | 1989-08-11 | 1992-05-26 | Hitachi, Ltd. | Austenitic steel excellent in resistance to neutron irradiation embrittlement and members made of the steel |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
-
1982
- 1982-04-12 JP JP57060666A patent/JPS58177439A/en active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
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