(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
元素粉末または合金粉末とＹ2Ｏ3粉末を混合して機械的合金化処理を行ない、熱間押出しにより固化した後、最終熱処理としてＡｃ3変態点以上への加熱保持とそれに続くフェライト形成臨界速度以下での徐冷熱処理を施すことにより、質量％で、Ｃが０．０５〜０．２５％、Ｃｒが８．０〜１２．０％、Ｗが０．１〜４．０％、Ｔｉが０．１〜１．０％、Ｙ2Ｏ3が０．１〜０．５％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるＹ2Ｏ3粒子を分散させたフェライト系酸  化物分散強化型鋼を製造する方法であって、機械的合金化処理に際して混合するＴｉ成分の元素粉末としてＴｉＯ2粉末を使用することを特徴とする粗大結晶粒組織を有する高温クリープ強度に優れたフェライト系酸化物分散強化型鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高温クリープ強度に優れたフェライト系酸化物分散強化型鋼の製造方法に関し、さらに詳しくは、粗大結晶粒組織をもたらすことにより、優れた高温クリープ強度を付与することができるフェライト系酸化物分散強化型鋼の製造方法に関するものである。
【０００２】
本発明のフェライト系酸化物分散強化型鋼は、特に高温での強度が求められる高速増殖炉燃料被覆管用材料、核融合炉第一壁材料、火力発電用材料等に好ましく利用できる。
【０００３】
【従来の技術】
優れた高温強度と耐中性子照射特性が要求される原子炉、特に高速炉の構成部材には、従来よりオーステナイト系ステンレス鋼が用いられてきたが、耐スエリング特性などの耐照射特性に限界がある。一方、フェライト系ステンレス鋼は耐照射特性に優れるものの、高温強度が低い欠点がある。
【０００４】
そこで、耐照射特性と高温強度特性に優れた材料として、フェライト系鋼中に微細な酸化物粒子を分散させたフェライト系酸化物分散強化型鋼が提案されている。またこのフェライト系酸化物分散強化型鋼の強度を向上させるためには、鋼中にＴｉを添加して酸化物分散粒子をさらに微細分散化させることが有効であることも知られている。
【０００５】
特に、フェライト系酸化物分散強化型鋼の高温クリープ強度の改善には、粒界すべりを抑制するため結晶粒の大粒径化および等軸晶化を図ることが有効である。かような粗大結晶粒組織を得る方法として、Ａｃ3変態点以上に加熱保持する熱処理により十分なα→γ変態量を確保してα相からγ相へ相変態させることによりオーステナイト化し、その後に、γ相からα相へ相変態させてフェライト組織が得られるように十分遅い速度、すなわちフェライト形成臨界速度以下で徐冷する方法が提案されている（例えば特開平１１−３４３５２６号公報参照）。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、フェライト系酸化物分散強化型鋼にＴｉを添加した場合には、Ｔｉがマトリックス中のＣと結合して炭化物を形成する結果、マトリックス中のＣ濃度が低下し、熱処理時に十分なα→γ変態量が確保できないという問題がある。
【０００７】
すなわち、上述したように、粗大結晶粒組織を得るためのフェライト系酸化物分散強化型鋼の熱処理は、Ａｃ3変態点以上に加熱保持する熱処理を施すことによってγ相とした後、フェライト形成臨界速度以下で徐冷するものであるが、Ｔｉはマトリックス中のγ相生成元素であるＣと親和力が強いため、ＴｉとＣとが結合して炭化物を形成し、その結果マトリックス中のＣ濃度が低下すると、Ａｃ3変態点以上で熱処理してもγ相の単相とならず、未変態のα相が残留する。そのため、γ相からフェライト形成臨界速度以下、例えば１００℃／時間以下で徐冷しても残留α相の存在によりγ相から変態したα相は細粒組織となってしまう。かような細粒組織は、高温強度の改善には寄与しない。
【０００８】
そこで本発明は、フェライト系酸化物分散強化型鋼にＴｉを添加した場合でも、ＴｉとＣとの結合を抑制してマトリックス中のＣ濃度を維持し熱処理時に十分なα→γ変態を確保することにより、高温クリープ強度の改善に有効な粗大化した結晶粒組織を有するフェライト系酸化物分散強化型鋼を製造できる方法を提供することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
すなわち本発明は、元素粉末または合金粉末とＹ2Ｏ3粉末を混合して機械的合金化処理を行ない、熱間押出しにより固化した後、最終熱処理としてＡｃ3変態点以上への加熱保持とそれに続くフェライト形成臨界速度以下での徐冷熱処理を施すことにより、質量％で、Ｃが０．０５〜０．２５％、Ｃｒが８．０〜１２．０％、Ｗが０．１〜４．０％、Ｔｉが０．１〜１．０％、Ｙ2Ｏ3が０．１〜０．５％、残部がＦｅおよび不可避不純物からなるＹ2Ｏ3粒子を分散させたフェライト系酸化物分散強化型鋼を製造する方法であって、機械的合金化処理に際して混合するＴｉ成分の元素粉末としてＴｉＯ2粉末を使用することを特徴とする粗大結晶粒組織を有する高温クリープ強度に優れたフェライト系酸化物分散強化型鋼の製造方法である。（なお、以下の本明細書中の記載において「％」はいずれも「質量％」を表すものとする。）
【００１０】
上述したごとき本発明によれば、原料粉末として金属Ｔｉ粉末に代えて酸化物であるＴｉＯ2粉末を使用することにより、ＴｉがＣと結合して炭化物を形成するのを予め阻止することができるため、マトリックス中のＣ濃度を低下させることがない。この結果、Ａｃ3変態点以上での熱処理時に十分なα→γ変態が生じてγ単相とすることができ、さらにそれに続くフェライト形成臨界速度以下で徐冷する熱処理を行うことにより粗大化結晶粒組織を有するα相を形成することができ、高温クリープ強度の向上をもたらすことができる。
【００１１】
【発明の実施の形態】
以下に本発明のフェライト系酸化物分散強化型鋼の化学成分およびその限定理由について説明する。
【００１２】
Ｃｒは、耐食性の確保に重要な元素であり、８．０％未満となると耐食性の悪化が著しくなる。また１２．０％を超えると、靱性および延性の低下が懸念される。この理由から、Ｃｒ含有量は８．０〜１２．０％とする。
【００１３】
Ｃの含有量は以下の理由から決定される。本発明は、一旦Ａｃ3変態点以上の熱処理を施すことによるα→γ変態とそれに続く徐冷熱処理により、等軸かつ粗大な結晶粒組織を得るものである。すなわち、等方的かつ粗大な結晶粒組織を得るためには、熱処理によりα→γ変態を生じさせることが不可欠である。
Ｃｒ含有量が８．０〜１２．０％の場合に、α→γ変態を生じさせるためには、Ｃを０．０５％以上含有させる必要がある。このα→γ変態は１０００〜１１５０℃×０．５〜１時間の熱処理により生じる。Ｃ含有量が高くなるほど炭化物（Ｍ23Ｃ6、Ｍ6Ｃ等）の析出量が多くなり高温強度が高くなるが、０．２５％より多量に含有すると加工性が悪くなる。この理由から、Ｃ含有量は０．０５〜０．２５％とする。
【００１４】
Ｗは、合金中に固溶し高温強度を向上させる重要な元素であり、０．１％以上添加する。Ｗ含有量を多くすれば、固溶強化作用、炭化物（Ｍ23Ｃ6、Ｍ6Ｃ等）析出強化作用、金属間化合物析出強化作用により、クリープ破断強度が向上するが、４．０％を超えるとδフェライト量が多くなり、かえって強度も低下する。この理由から、Ｗ含有量は０．１〜４．０％とする。
【００１５】
Ｔｉは、Ｙ2Ｏ3の分散強化に重要な役割を果たし、Ｙ2Ｏ3と反応してＹ2Ｔｉ2Ｏ7またはＹ2ＴｉＯ5という複合酸化物を形成して、酸化物粒子を微細化させる働きがある。この作用はＴｉ含有量が１．０％を超えると飽和する傾向があり、０．１％未満では微細化作用が小さい。この理由から、Ｔｉ含有量は０．１〜１．０％とする。
【００１６】
Ｙ2Ｏ3は、分散強化により高温強度を向上させる重要な添加物である。この含有量が０．１％未満の場合には、分散強化の効果が小さく強度が低い。一方、０．５％を超えて含有すると、硬化が著しく加工性に問題が生じる。この理由から、Ｙ2Ｏ3の含有量は０．１〜０．５％とする。
【００１７】
本発明によるフェライト系酸化物分散強化型鋼の製造方法は、金属元素粉末または合金粉末さらには酸化物粉末といった原料粉末を目標組成となるように調合し、いわゆる機械的合金化処理（メカニカルアロイング）によって合金化する。この合金化粉末を押出用カプセルに充填した後、脱気、密封して熱間押出しを行って固化し、例えば押出棒材とする。
【００１８】
得られた熱間押出棒材は、最終熱処理として、Ａｃ3変態点以上での加熱保持とそれに続くフェライト形成臨界速度以下での徐冷熱処理を施す。徐冷熱処理は通常は炉内で徐々に冷却する炉冷熱処理とすることができ、フェライト形成臨界速度以下の冷却速度は、一般的には１００℃／時間以下、好ましくは５０℃／時間以下とすることができる。
本発明のフェライト系酸化物分散強化型鋼の場合、Ａｃ3変態点は約９００〜１２００℃程度であり、Ｃ量が０．１３％の場合にはＡｃ3変態点は約９５０℃である。
【００１９】
本発明においては、鋼中のＴｉがＣと結合して炭化物を形成し、マトリックス中のＣ濃度が低下しないようにする手段として、機械的合金化処理に際して混合する原料粉末として、金属Ｔｉ粉末に代えてＴｉＯ2粉末を使用する方法が採用できる。この場合、ＴｉＯ2はＴｉのようにＣと結合することはなく、その結果、マトリックス中のＣ濃度の低下を抑制することができる。ＴｉＯ2粉末の混合量は、Ｔｉ含有量として０．１〜１．０％の範囲内となるようにすればよい。
【００２０】
表１は、フェライト系酸化物分散強化型鋼試作材の目標組成と成分の特徴をまとめて示している。
【００２１】
【表１】
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【００２２】
各試作材とも、元素粉末あるいは合金粉末と酸化物粉末を目標組成に調合し、高エネルギーアトライター中に装入後、９９．９９％のＡｒ雰囲気中で撹拌して機械的合金化処理を行った。アトライターの回転数は約２２０ｒｐｍ、撹拌時間は約４８ｈｒとした。得られた合金化粉末を軟鋼製カプセルに充填後、高温真空脱気して約１１５０〜１２００℃、７〜８：１の押出比で熱間押出しを行い、熱間押出棒材を得た。
【００２３】
表１中、試作材Ｔ１４が基本組成であり、Ｔ６とＴ７はＴ１４の組成におけるＴｉを化学的に安定な酸化物（ＴｉＯ2）の形態でそれぞれ０．１２５Ｔｉ、０．２５Ｔｉ添加して過剰酸素量を増加させた試料である。
【００２４】
上記で得られた各試作材（熱間押出棒材）の成分分析結果を表２にまとめて示す。
【００２５】
【表２】
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【００２６】
これらの試作材について、最終熱処理として、熱処理（Ａｃ3変態点以上での加熱保持：１０５０℃×１ｈｒ）とそれに続く炉冷熱処理（フェライト形成臨界速度以下での徐冷熱処理：３７℃／ｈｒの速度で１０５０℃から６００℃まで徐冷）を施した。
【００２７】
熱処理後の各試作材の金相組織の光学顕微鏡写真を図１（Ｔ１４、Ｔ６、Ｔ７）に示す。これらを観察してわかるように、炉冷熱処理により結晶粒が十分成長している試料と成長していない試料がある。結晶粒成長が生じているＴ６、Ｔ７は、Ｔｉに代えてＴｉＯ2を添加した試料である。これらの試料においては、鋼中でＴｉがＴｉＯ2として存在するため、炭化物ＴｉＣの形成によるマトリックス中のＣ濃度の減少を抑えられる結果、熱処理時におけるα→γ変態、その後の炉冷熱処理での結晶粒成長が効果的に生じると考えられる。
【００２８】
なお、Ｔ１４では、Ｔｉを金属元素として添加しているため、炭化物ＴｉＣの形成によるマトリックス中Ｃ濃度の減少が生じて、結晶粒成長が少なくなっている。
【００２９】
【試験例】
〈高温クリープ破断試験〉
試作材Ｔ７に対して、本発明による熱処理、すなわち、熱処理（Ａｃ3変態点以上での加熱保持：１０５０℃×１ｈｒ）とそれに続く炉冷熱処理（フェライト形成臨界速度以下での徐冷熱処理：３７℃／ｈｒの速度で１０５０℃から６００℃まで徐冷）を施して、結晶粒を粗大化させた試料（Ｔ７（ＦＣ材））を準備した。
【００３０】
これとは別に、試作材Ｔ１４、Ｔ７に対して、焼ならし熱処理（１０５０℃×１ｈｒ・空冷(AC)）とそれに続く焼戻し熱処理（７８０℃×１ｈｒ・空冷(AC)）を施して、結晶粒が微細となっている試料（Ｔ１４（ＮＴ材）、Ｔ７（ＮＴ材））を準備した。
【００３１】
これらの試料について、試験温度７００℃で単軸クリープ破断試験を行った結果を図２のグラフに示す。金属Ｔｉ粉末に代えてＴｉＯ2粉末を使用するとともに、炉冷熱処理で結晶粒を増大させたＴ７（ＦＣ材）が、その他の試作材に比べて高温クリープ強度が向上していることが図２のグラフからわかる。
【００３２】
【発明の効果】
以上説明したところからわかるように本発明によれば、フェライト系酸化物分散強化型鋼にＴｉを添加した場合でも、ＴｉとＣとの結合を抑制してマトリックス中のＣ濃度を維持し熱処理時に十分なα→γ変態を確保することができ、これにより粗大化した結晶粒を生成できる結果、優れた高温クリープ強度を有するフェライト系酸化物分散強化型鋼を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００３３】
【図１】  試作材Ｔ１４、Ｔ６、Ｔ７の光学顕微鏡金相写真。
【図２】  試作材Ｔ１４、Ｔ７の７００℃における高温クリープ破断試験を示すグラフ。
【図２】
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【図１】
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