1346 鉄 と 鋼 第75年(1989) 第8号

C 1989 ISIJ

論 文 長時間クリープ破断強度を窒素添加により

改善 した高速増殖炉用SUS 316の 開発

中 澤 崇 徳*・ 安 保 秀 雄*・ 谷 野 満*2

小 松 肇*3・ 田 下 正 宜*4・ 西 田 隆*5

Improvement in the Long Term Creep Rupture Strength of SUS 316 Steel

for Fast Breeder Reactors by Nitrogen Addition

Takanori NAKAZAWA, Hideo ABO, Mitsuru TANINO,

Hazime KOMATSU, Masanori TASHIMO and Takashi NISHIDA

Synopsis:

Improvement of creep fatigue property of structural materials for fast breeder reactors. In order to im-

prove the resistance to creep fatigue of SUS 316 steels, the effects of nitrogen, carbon, and molybdenum on

creep properties have been investigated, under the concept that creep fatigue endurance is correspond to

creep rupture ductility. Creep rupture tests and slow strain rate tensile tests were conducted at 550•Ž

and extensive microstructural works were performed. The strengthening by nitrogen is much greater than

carbon. Moreover, while carbon reduces rupture ductility, nitrogen does not change it. The addition of

carbon results in coarse carbide formation on grain boundaries during creep, but with nitrogen very fine

Fe2Mo particles precipitate on grain boundaries. The difference between the effects of nitrogen and car-

bon on creep properties is arise from the different morphology of precipitation. Strengthening by molyb-

denum brings about a slight decrease in rupture ductility. On the basis of these results,

0.01%C-0.07%N-11%Ni-16.5%Cr-2%Mo steel is selected as a promising material for fast breeder

reactors. This steel has higher rupture ductility and strength than SUS 316 steel. It is also confirmed

that this steel has a higher resistance to creep fatigue.

Key words: austenitic stainless steel; creep; nitrogen; carbon; molybdenum; fast breeder reactor.

1. 緒 言

SUS 316は 高温構 造材料 としてそ の優 れた特性 が確

認 され,高 速増殖炉(以 下高速炉 とする)用 の構造材 料

と してSUS 304と 共 に使 用 されて いる1).高 速炉 の作

用荷重は熱応力及 びその繰返 しが主 たるものであ り,使

用 される鋼材 としてはクリー プ疲労特性 に優 れている こ

とが要求 される.山 口ら2)は クリープ疲労特性が クリー

プ破 断延性 と相関する ことを指摘 した.著 者 らは高速炉

用 としてク リープ疲労特性 の優 れたオーステナイ ト系 ス

テ ンレス鋼 の開発 を目的 として,ク リープ破断延性 を支

配する冶金 因子 について系統 的な研究 を行 って きた.す

なわ ち,高 純度Ni-Crオ ー ステナ イ ト鋼 を用いて合金

元 素の効果 を調 べ3)4),最 も有用 な強化 元素 とみ なされ

て きた炭素 と窒素が クリープ破断延性 に対 して相反する

効果 を示す ことを明 らかに して きた.す なわ ち,炭 素に

よる強化 は延性低下 を生 じるが,窒 素による強化 は延性

低下 をまねか ないため,高 速炉用の鋼 としては炭素 より

窒素 で強化 したものが望 ましいことを提案 した.本 研究

で はこれ らの結果 を基 に,SUS 316に ついて クリープ

破 断特性 に及 ぼす炭素,窒 素及 びMoの 影響 を調べ,

高速炉用 と して高い クリープ破断延性 すなわちクリープ

疲労特性 に優れたSUS 316の 開発 を試みた.

昭和63年4月 本 会講 演 大 会 に て発 表 昭 和63年10月12日 受 付(Received Oct. 12, 1988)* 新 日本 製 鉄(株)ス テ ン レ ス ・チ タ ン研 究 セ ン ター(Stainless Steel & Titanium Research Lab ., Nippon Steel Corp.,

5-10-1 Fuchinobe Sagamihara 229)

*2 新 日本 製 鉄(株)分 析 研 究 セ ン ター　 工 博(Analysis Research Lab., Nippon Steel Corp.)

*3 新 日本 製 鉄(株)分 析 研 究 セ ンタ ー(Analysis Research Lab., Nippon Steel Corp.)

*4 三 菱 重工 業(株)神 戸 造 船 所(Kobe Shipyard and Engine Works, Mitsubishi Heavy Industrles, Ltd.)

*5 三 菱重 工 業(株)高 砂 研 究 所(Takasago Techinical Institute, Mitsbishi Heavy Industries, Ltd.)

110

長時間 クリープ破断強度を窒素添加 により改善 した高速増殖炉用SUS 316の 開発 1347

2. 試 験 方 法

炭 素,窒 素 及 びMoの 破 断 延 性 に及 ぼ す 影 響 を調 査

す る た め に溶 製 した 供 試 鋼 の化 学 組 成 をTable 1に 示

す.No.1-No.4は 窒 素 を,No.5-No.7は 炭 素 を,そ

してNo.8-No.12はMoを そ れ ぞ れ4水 準 で変 化 させ

た 鋼 で あ る.こ れ らの鋼 は100kg真 空 溶 解 炉 に よ り溶

製 し,熱 間 圧 延 に よ り板 厚23mmの 鋼 板 と し た 後,

1050℃30min水 冷 の 固溶 化 熱 処 理 を行 っ た.各 鋼 種 の

結 晶 粒 度 はTable 1に 示 した よ う に,ASTM粒 度 番 号

で4.0か ら5.5の 範 囲 で,ほ ぼ 揃 って い る.ク リー プ

破 断試 験 片 は 平行 部 径6mm,標 点 間距 離30mmの もの

で,圧 延 方 向 に 平 行 に採 取 した.ク リー プ破 断 試 験 は

550℃ で行 い,破 断 試験 片 の断 面 を光学 顕 微 鏡 お よ び電

子顕 微 鏡 に よ り観 察 した.

また,こ れ らの 検 討結 果 を基 に,高 速 炉 用 と した改 良

SUS 316の 成 分 設 計 を再 度 行 い,工 業 規 模 で の製 造 を

試 み た.こ の 開 発 鋼(316MN)お よ び 比 較 材 と して 用

い たSUS316の 化 学 組 成 をTable 2に 示 す.両 鋼 と も

60t電 気 炉-VOD工 程 で 溶 製 後,分 塊 圧 延 一厚 板 圧 延

に よ り,そ れ ぞ れ 厚 さ24mm,46mmの 鋼 板 と し,

1050℃-30minの 固 溶化 熱 処 理 を施 した もので ある.結

晶 粒 度 は316MNでASTMNo.:5に 対 しSUS316は

4と や や粗 粒 で あ る.固 溶 化 熱 処 理 材 に つ い て550。 ℃

で ク リー プ破 断 試 験 及 び ク リー プ疲 労 試験 を実 施 した.

な お,ク リー プ疲 労 試 験 は平 行 部 径8mm,標 点 間 距 離

16mmの 試 験 片 を用 い,軸 歪 み制 御 によ り行 っ た.ま た,

550,600,及 び650℃ で最 高3000hま で の時効後,

550℃ での低速度引張試験 を実施 した。破断試験片 およ

び時効材 につ いて光学顕微鏡 および電子顕微鏡によ り組

織 を観察 した,

3. 試 験 結 果

3・1 炭素,窒 素及びMoの 影響

炭素量 を0.01wt%(以 下%と 略す)と し,窒 素量 を

変 化 させ たNo.1-No.4の550℃ で の応力-破 断時 間

曲線及 び破 断伸 びの破断 時間 に ともなう変化 をFig.1

に示す.窒 素量の増加 とともに破断強度 は増加 し,ま た

破断強度が窒素添加によ り長時 間側で低下する こともな

い.ま た,破 断伸 びは窒 素量 が0.084%ま でほ とん ど

変化 しないが,0.117%添 加 する と長時間側で低下する.

窒素 量 を0.08%と し,炭 素 を4水 準 で添加 した鋼 の応

力-破 断時 間 曲線 及 び破 断伸 び と破断 時 間 との 関係 を

Table 1. Chemical composition and grain size.

Table 2. Chemical composition and grain size.

Fig. 1. Effect of nitrogen content on creep rup-

ture properties at 550•Ž.

Fig. 2. Effect of carbon content on creep rupture

properties at 550•Ž.

111

1348 鉄 と 鋼 第75年(1989) 第8号

a) b)

Fig. 2に 示 す.短 時間 側 で は 炭 素 量 の 増 加 に と も な い

破断 強 度 は わず か に 増 加 す るが,長 時 間 側 で は 炭 素添 加

に よ る強 化 量 は減 少 す る.ま た,破 断 伸 びは 炭 素 量の最

も低 い0.015%C鋼 で は,破 断 時 間 に よ らず 高 い 値 を示

す が,炭 素 添 加 に よ り低下 し,1000hを 超 え る と そ の

差 は拡 大す る.し か し,さ らに 長時 間 側 で は炭 素 添 加鋼

の破 断伸 び が 回復 す る た め,10000h前 後 で の 差 は 小 さ

い.

0.05%C-0.03%Nと しMo量 を増 加 させ た5鋼 種 の

応 力-破 断 時 間 曲線 及 び破 断 伸 び の破 断 時 間 に対 す る 変

化 をFig. 3に 示 す.Mo量 の 増 加 と と もに 破 断 強 度 が 上

昇 す る が,2.5%Moで 飽 和 す る.一 方,破 断 伸 び は

500h以上 の 破 断 時 間 で は2%Mo材 が 最 高の 値 を示 す.

Photo.1に 低 炭 素 一高 窒 素材 と高 炭 素一高 窒 素 材 で あ

る そ れ ぞ れNo.4とNo.7の ク リー プ破 断 試験 片 断 面 の

光 学 顕 微 鏡 組織 を示 す.低 炭 素 一高 窒素 材 に お い て は結

晶 粒 が 応 力 軸 方 向 に 大 き く変 形 し,一 部 の粒 界三 重点 に

ク ラ ックが 観 察 され る が,ク ラ ックは 応 力 軸方 向 に 開 口

し横 方向 へ の 進 展 は 認 め ら れ な い.な お,破 断 は主 と し

て結 晶粒 内 で 生 じて い る.こ れ に対 し高 炭.素一高 窒 素材

で は結 晶 粒 の 変 形.量は小 さ く,粒 界三重 点 を起点 とす る

クラ ックが 観 察 され る.こ れ ら ク ラ ッ クは応 力 軸 に直 角

方 向 に成 長 して お り,低 炭 素一高 窒素 材 に比 べ 長 い クラ ッ

ク とな っ て いる.ま た 破断 も主 と して粒 界で 生 じて いる.

この よ うに低 炭 素 一高 窒 素材 に比 べ 高炭 素 一高 窒 素材 は結

晶粒 界 が破 壊 しや す く,粒 内 強 度 よ り粒 界強 度 の 方が 低

くな る こ とが うか が え る.

Photo.2に2000h前 後 で ク リー プ破 断 した 試料 の透

過 電子 顕 微 鏡 組 織 を示 す.No.1(0.01%C-0,02%N)に

お い て は転 位 密 度 が 高 く,部 分的 にセ ル化 も観 察 され る.

また,結 晶粒 界 につ い て は この写 真 か らは判 別 しに くい

が,Photo.3に 示 した抽 出 レ プ リカ に よ り フィ ル ム状

の 析 出 物 を確 認 して い る.No.3(0.01%C-0.08%N)

お よ びNo.4(0.01%C-0.12%N)に お い て も転位 密 度

は高 く,ま た,結 晶 粒 界 に フ ィル ム状 の 析 出相 が 観察 さ

れa)に 示 し たNo.1の 組 織 と類 似 して い る.No.7

(0.05%C-0.09%N)の 結 晶 粒 界 に は 連続 的 に 並 ん だ粒

状 の 相 が,ま た,粒 内 には微 細 な析 出相 が 観察 され る.

0.05%C-0,03%N系 でMoの 影 響 を調 査 したNo.8と

No.12を 比 較 す る と,粒 界上 の 粒 状 の析 出物 がMo添

加 に よ り微細 化 して い る こ とが わ か る.こ れ ら ク リー プ

破 断 材 の 析 出 相 に つ い て,電子 回 折 に よ る 同定 及 び

EDXに よ る 組 成 分 析 を 行 っ た.Photo.3は0.01%

C-0.12%N鋼 の 粒 界 に 析 出 した フ ィル ム状 の 相 に つ い

て解 析 した もの で あ る,非 常 に微 細 な粒.ゴ―よ り構 成 され,

そ の 粒 子 は(Fe,Cr)2Moと 同 定 され た.そ の 他 の 低C

系 の フ ィ ル ム 状 析 出 物 も こ れ と 同 じ(Fe,Cr)2Moで

あ っ た.ま た0.05%C系 で観 察 され た 粒 界の 粒 状 析 出

相 及 び 粒 内 の微 細 析 出 相 は,い ず れ もM23C6と 同 定 さ

れ た.

以上 の 試験 結 果か ら,ク リー プ破 断 延性 を改 善す るた

め に は 炭 素 よ り窒 素 で 強 化 す る こ とが 望 ま し く,ま た

Moも 強 化 量 に 比 して 延 性低 下 が 少 な い こ と か ら有効 な

強 化 元 素 と言 え る.

Fig. 3. Effect of molybdenum content on creep

rupture properties at 550•Ž.

Photo. 1. Optical micrographs

of the specimens creep-ruptured

at 550•Ž.

112

長時間 クリーブ.破断強度 を窒素添加によ り改 善した高速増殖炉 用SUS316の 開発 1349

a) b) c)

d) e) f)

3・2低 炭 素,中 窒 素 と した 改 良 型SUS316(316MN)

の特 性

炭 素,窒 素,Mo量 の 影響 に つ い て の調 査結 果 を も と

に,ク リー プ破 断.延性 ・強度 を改 善 したSUS316と して

Table2に 示 した0.01%C-0.07%N-11%Ni-16.5%Cr-

2%Mo鋼 を選 定 した.な お 窒 素 量 に つ い て は316LN

規 格 よ り低 い こ と か ら,本 鋼 を 中N(MN:Medium

Nitrogen)型 の316,す な わ ち316MNと した.

Flg.4に550℃ に お け る316MNと 比 較 鋼 のSUS316

の 応力-破 断 時 間 曲線 及 び 破 断 伸 び の破 断 時 間 に対 す る

変化 を示 す.数 百 時 間 の 短 時 間側 で は同 程 度 の 破 断 強度

で あ る が,316MNの 破 断 時 間 はSUS316に 比 べ わ ず

か な 応 力低 下 で 著 し く延 長 す る た め,長 時 間側 で は316

Photo. 2. Transmission electron micrographs of the specimens creep-ruptured at 550•Ž.

Photo. 3. Analysis of the grain boundary precipi-

tates of the specimen creep-ruptured at 550•Ž for

1614 h.

Fig. 4. Creep rupture properties of the 316 MN

and 316 steels at 550•Ž.

ll3

1350 鉄 と 鋼 第75年(1989) 第8号

MNの 破 断 強 度 が よ り高 く,10000hで はSUS316の

約1.2倍 とな る.一 方,SUS316の 破 断 伸 び は破 断 時

間 と と も に低 下 し1000h前 後 で 約20%と な る の に対

し,316MNの 破 断 伸 び は破 断 時 間 が長 くな っ て もほ と

ん ど変 化 せ ず,40%程 度 の 高 い 値 を10000hを 超 え て

も示 す.し か し,SUS316の 破 断 伸 び は10000hを 超

え る と回 復 す る た め,長 時 間 側 で は 両 者 の 差 は な い.

Fig.5に 最 小 ク リー プ速 度 と応 力 の 関 係 を示 す.応 力

36kgf/mm2で は 同 程 度 の 最 小 ク リー プ速 度 で あ る が,

316MNの ク リー プ速 度 の応 力指 数 は大 き く,低 応 力 に

な る とSUS316よ り小 さ な最 小 ク リー プ速 度 とな る.

し た が っ て,両 鋼 の 破 断 強 度 の 差 は 短 時 間 側 で は,

316MNの 破 断 延 性 が 大 き い こ と に よ り破 断 強 度 が 高

く,長 時 間側 で は316MNの 最 小 ク リー プ 速 度 が よ り

小 さ い ため 破 断 強度 が高 くなる と考 え る こ とが で きる,

Photo.4に2000h～3000hで 破 断 した両 鋼 の ク リー

プ破 断 試 験 片 断 面 の 光 学 顕微 鏡組 織 を示 す.316MNで

は粒 界 三 重 点 に クラ ッ クが 観 察 され るが,こ の クラ ック

は応 力 軸 方 向 に 開 口す る のみ で横 方 向へ 進 展 しな い.一

方,SUS316で は粒 界 三 重 点 の ク ラ ッ クは応 力 軸 に 直

角 方 向 に 成 長 し,316MNに 比 べSUS316の 粒 界 が 脆

化 して い る こ とが 示 唆 さ れ る.し か し,SUS316の 粒

界 三 重 点 ク ラ ック は10000hを 超 え る 長時 間 側 で は,

応 力 軸方 向 に開 口す る の みで 横 方 向 へ進 展 しない.一 方,

Fig. 5. Relationship between stress and minimum

creep rate of the 316 MN and 316 steel at 550•Ž.

Photo. 4. Optical micrographs

of the creep-ruptured specimens

at 550•Ž.

Photo. 5. Transmission elec-

tron micrographs of the speci-

mens creep-ruptured at 550•Ž.

114

長時間 クリープ破断強度 を窒素添加によ り改善 した高速増殖炉用SUS316の 開発 1351

316MNの ク ラ ック生 成 ・成 長 挙 動 は10000hを 超 え る

長 時 間側 で もPhoto.4と 同様 で あ っ た.

Photo.5に ク リー プ破 断 試 験 片 の 透 過 電 子 顕 微 鏡 組

織 を示 す.SUS316の2228h破 断 材(a)で は,粒 界 に

ほ ぼ連続 的 に析 出 した粒 状 の 相 及 び,粒 内 に粒 状 の 析 出

物 が 観 察 され る.こ れ ら析 出 物 は破 断時 間 とと も に成 長

し,12732h破 断材(b)で は粒 界析 出物 の凝 集 ・粗 大 化,

また粒 内析 出物 の粗 大化 と と もに析 出密 度 の低 下 が 観 察

され る.こ れ ら析 出 物 は電 子 回折 お よ びEDX分 析 によ

り,い ず れ もM23C6と 同定 され た.一 方,316MNで

は結 晶 粒 界 に フ ィル ム状 の 析 出 物 が観 察 さ れ るが,結 晶

粒 内 には析 出物 は認 め られ ない.こ の粒 界 析 出物 は成 長

が 遅 く破 断 時 間3032h(c)と17684h(d)と の差 は 小

さい.こ の フ ィル ム状 の 析 出 物 はPhoto.6に 示 した よ

うに,回 折 パ ター ンが リ ン グ状 に な る こ とか ら,非 常 に

微 細 な(Fe,Cr)2Moの 粒 子 よ り構 成 され た も の で あ る

こ とが わ か る.な お,い ず れ の 鋼 種 に お い て もχ 相 あ

る い は σ相 の析 出 は観 察 され なか った.

Photo.7に 両 鋼 種 の600℃,650℃-1000h時 効 後 の

透 過 電 子 顕 微 鏡 組 織 を示 す.SUS316で は 粒 界 及 び 粒

内へ の炭 化 物 の 析 出 が 認 め られ,こ れ ら は時 効 温 度 の 上

昇 と と も に増 加 しかつ 粗 大化 す る.一 方,316MNで は

主 と して粒 界 に微 細 な(Fe,Cr)2Moの 析 出 が観 察 され,

粒 内 に も わ ず か な が ら 析 出 物 が 観 察 され る 。 な お,

316MNの 粒 界 析 出 物 は時 効 温 度 が 上 昇 して も粗 大 化 の

程 度 は小 さい.

a)

b)

c)

d)

Photo. 6. Electron micrograph of extraction rep-

lica from the specimen creep-ruptured at 550•Ž. Fig. 6. Creep fatigue properties of the 316 MN

and 316 steels at 550•Ž.

Photo. 7. Transmission elec-

tron micrographs of the speci-

mens aged at 600 and 650•Ž for

1 000 h

115

1352 鉄 と 鋼 第75年(1989) 第8号

Fig.6に 両 鋼 の550℃ で の ク リー プ疲 労 試 験 結 果 を

示 す.SUS316は10minの 引 張 側 の 歪 み 保 持 に よ り繰

返 し破 断寿 命 が約1/2に 低 下 す る が,316MNで は保 持

に よ る寿 命 低 下 は な い.す な わ ち316MNはSUS316

よ り す ぐ れ た 耐 ク リー プ 疲 労 性 を 有 す る.ま た,

SUS316は10min保 持 で 粒 界 破 壊 を 呈 す る が,

316MNは10min保 持 で も粒 内破 壊 で あ っ た.

4. 考 察

4・1 炭素,窒 素及びMoの 影響

今回得 られた炭素,窒 素,Moの クリー プ破断特性 に

及ぼす影響 は,ク リープ中の析出挙動 と密接 に関係する.

すなわち,粒 界析出物のサ イズ及び間隔が小 さいほど粒

界 における クリー プ・キャビテ ィの生成 が抑 制 される こ

と5)か ら,破 断延性 に及ぼす影響が説 明で き,ま た,粒

内の強度は固溶強化 あるいは析出強化 か ら説 明で きる.

(1) 炭素 のSUS316に お ける固溶度 は600℃ で約4

ppmと 極めて小 さ く6),550℃ での クリー プ中 にほとん

どの炭素は炭化物 として析 出する ことになる.し たが っ

て,炭 素 に よ る 破 断 延 性 の低 下 は粒 界 に析 出 す る

M23C6に よる粒界脆 化が原 因 と考 え られる.炭 素 によ

る強化作用は固溶強化 および粒内 に微細 に析 出する炭化

物 に よる分散 強化 であ る.し か し,Photo.5に 示 した

ようにクリープ中に炭化物 の析出及 び粗大化が進行 する

ため,時 間 とともに固溶強化 あるいは分散強化作用 は低

下す る.こ のため炭素添加 による強化 は短時間側 では有

効 であるが,長 時間側で は効果が減少 する.550℃ クリー

プで も,10h前 後 か ら炭化物 の析 出が生 じる こと7),及

びPhoto.5に 示 したSUS316の12732h破 断材 で粒

内の炭化物が粗大化する ことか ら,長 時 間側で粒内炭化

物 の粗大化 による強度低下の可能性 は十分考 えられる.

(2) 窒 素は炭素 よ り固溶度が大 きく8),ま た窒化物の

析 出は今 回の試験条件範囲では観 察 されず,固 溶状態で

存在する.し たがって,窒 素 による固溶強化 は長時間 に

わ た り有効 であ る.ま た,窒 素 はMoと クラス ター を

形成 しIS効 果9)に よる強化 も期待で きる.一 方,粒 界

にフ ィルム状 の(Fe, Cr)2Moが 析 出す るが,非 常 に微

細で ある ため粒界 を脆化 させ ない と考 えられる.こ のよ

うに窒素添加材は,強 化作用が安定 し,か つ粒界脆化が

ないため,長 時間側 での強度低下が少ないと考え られる.

(3) Mo添 加 によ りクリー プ破断強度が上昇するが,

これは主 と して固溶強化 による二次 クリープ速度の低下

に よる と考 えられる.ま たMo添 加 による強化 にもか

かわ らず破断延性が高い原因 と しては,Mo添 加 により

粒界 に析 出す る炭化物が微細化 し粒界脆化が軽減 される

ことが考 えられ る.

4・2 316MNの 特性

316MNとSUS316の ク リープ特性 の差 につ いて,

高温低速度引張試験(SSRT)に よる検討 を行 った.定

荷重型の破断試験で はクリープ変形 とともに応力が漸増

するため,ク リープ後期の現 象を評価する手段 と しては

不十分 と考 えられる.そ こで,ネ ッキング開始 までは一

定 の試験 条件 が確 保 で きるSSRT試 験 を試みた.Fig.

7に 両鋼種 の550℃ での真応力-真 歪み曲線 を示す.(均

一変形 を前提 に真応力 を計算 した.)高 い歪み速度(2.78

×10-6/s)で はSUS316の 方が高い引張強度 を示すが,

両 鋼 の 破 断 延 性 は ほ ぼ 同 じで あ る.一 方,5.56×

10-7/sの 低歪み速度では316MNよ りSUS316の 破断

延性 が小 さい.こ の条件 での破壊様式 は,316MNで は

粒 内支配型 であるが,SUS316で は粒界支配型 である.

このよ うにSSRT試 験 によりク リー プ破断試験 と同様

の破壊様式 をより短時間で再現する ことがで きた.

Fig. 8にSSRT特 性 にお よぼす時効 の影響 を示す.

550℃-1000hか ら650℃-1000hの 範 囲 で時 効 し,そ

の 条 件 をLarson Miller Parameterで 表 示 し た.

316MNの 引張強度及 び破断延性 は時効 に対 し安定であ

る.一 方,SUS316の 引張強度 は時効 とともに低下 し,

破 断延性 は時効初期で は低水準 であるが時効後期では回

復する.破壊様式 は316MNで はすべて粒内型であるが,

SUS316は 時効初 期で は粒 界型で時効後期 には粒内型

Fig. 7. Stress strain curves of the

316 MN and 316 steels at 550•Ž.

116

長時間 クリープ破断強度 を窒素添加によ り改善 した高速増殖炉用SUS316の 開発 1353

となる.SUS316の この破壊 様式 の変化 は破断延性 の

急激 な回復 と対応 している.以 上の結果 から粒内強度 と

粒界強度の相対的 な比較 がで きる.す なわち,316MN

では時効条件にかかわ らず常 に粒界強度が粒 内強度 より

高 く,か つ粒 内強度の時効 による変化は小 さい.こ れ に

対 し,SUS316で は,時 効初 期 は粒 界強度 の方 が粒内

強度よ り低いが,時 効後期 は粒内強度の方が低 くなる.

このよ うな挙動 は,時 効によ り炭化物が主 として粒界 に

析出するため粒 界が脆化すること,及 び粒 内強度 も固溶

炭素量の減少によ り低下するこ とにより説明で きる.す

なわち,時 効初期 には粒界の脆化が支配的で,時 効後期

では過時効軟化 による粒内強度 の低下が粒 界脆化 を上回

ると考えることができる.な お,時 効 による クリープ強

度 の 低 下 はJ. A. HORAKら に よっ て も報 告 さ れ て い

る10).一 方,316MNで は粒界析出物(Fe,Cr)2Moは 長

時 間側 まで微細で あるため粒界･脆 化が生 じに くく,ま

た窒化物の析出が生 じない ことから粒内強度の変化 も小

さいと考えられる.

以上の結果 から両鋼 のク リー プ破 断特性差の原因は次

のよ うに考 える ことがで きる.SUS316に おいては,

短時間側の粒内炭化物は微細であるため分散強化作用 を

有 し,か つ粒界炭化物 も粒界 を脆化 させ るほど粗大でな

いことか ら,高 い強度 と破断延性 を示す.し か し時間 と

ともに粒内炭化物 は凝集粗大化するため分散強化作 用が

減少 し,か つ粒界炭化物 の粗大化 による粒界脆化が生 じ

るため,強 度,延 性 は ともに低下す る.さ らに長時間側

で は,粒 界強度よ り粒 内強度 が低下するため破 断延性 は

回復 する.一 方,316MNで は非常 に微細 な(Fe,Cr)2Mo

の粒界析出が生 じるが,こ の析 出相の成長 は遅 く粒 界脆

化 を引 き起 こさない と考 えられる.ま た,窒 化物の析 出

はな く,窒 素の固溶強化作用 は長時間側 まで有効で,高

い破 断強度 が長時 間側 まで維持 され るもの と推定 され

る.

5. ま と め

ク リープ疲労特性 の優 れた改良型SUS316の 開発 を

最 終 目的 に,ク リー プ破 断特性 に対す る炭素,窒 素,

Moの 影響 を調査 した.炭 素 による強化 は破 断延性 を大

きく損 なうが,窒 素は破 断延性 を劣化 させ ることな く強

化 で きる元素である.し たが って,破 断延性が重視 され

る高速炉 の構造用鋼 としては,炭 素 よ り窒素で強化する

ことが望 ま しい.ま たMoは 強化 に ともな う延性低 下

が小 さく,有 効 な元素 と言える.

クリープ疲労特性 はクリープ破 断延性 と相関する こと

か ら,ク リー プ疲労特性 のす ぐれた鋼種 と して低C-中

N系(0.01%C-0.07%N)316MNを 開発 した.本 鋼 は

従来のSUS316に 比 べ長時間側 でのク リープ破 断強度

の低下 が小 さ く10000hで 約1.2倍 の破断強度 とす ぐ

れた破 断延性 を有 し,さ らに クリープ疲労試験 において

もす ぐれた特性 を示す.

文 献

1) 加 納 茂機,森 下 正 樹:原 子 力工 業, 30 (1984) 2, p. 36

2) 山 口弘 二,鈴 木 直 之,井 島 清,金 沢 健 二:鉄 と鋼, 71

(1985), p. 1526

3) 中沢 崇徳,安 保 秀 雄,谷 野　 満,小 松　 肇:学 振 耐 熱 金 属

材料 第123委 研 究 報 告, 28 (1987), p.65

4) 中沢 崇徳,安 保 秀 雄,谷 野　 満,小 松　 肇:鉄 と鋼, 75

(1989), p. 825

5) R. RAJ: J. Engineering Materials and Technology (1976) April, p. 132

6) M. DEIGHTON: J. Iron Steel Inst., 208 (1970), p. 10127) D. G. MORRIS and D. R. HARRIES: Met. Sci., 12 (1978),

p. 5428) G. ALDEN and B. ARONSSON: Proc. on "Creep Strength in

Steel and High-Temperature Alloys" (1972), p. 679) 田 中 良平,鈴 木 功 夫:鉄 と鋼, 54 (1968), p. 489

10) J. A. HORAK, V. K. SIKKA and D. T. RASKE: Proc. Int. Conf. on "Nuclear Power Plant Aging" (1985), p. 301

Fig. 8. Effect of aging on the ultimate tensile

strength and elongation of the 316 MN and 316

steels.

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