(57)【要約】【課題】中性子照射環境に曝される環境において、応力腐食割れ、照射誘起応力腐食割れ、すき間腐食などが発生することが抑制された高耐食性高強度ステンレス鋼を提供する。【解決手段】高耐食性高強度ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼であり、Ｃが０．０４以下質量％、Ｍｎが１．０〜２．０質量％、Ｎｉが９．０〜１３．０質量％、Ｃｒが１７．０〜２０．０質量％、ＴａがＣの１３倍以上でかつ０．５０〜０．６５質量％で、残部がＦｅおよびＮｂを含む不可避不純物からなる化学組成となっている。また、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定されるオーステナイト平均結晶粒度番号で１０．０〜１３．０である。【選択図】  図１２
2014181383.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０４質量％以下，Ｍｎ：１．０〜２．０質量％，Ｎｉ：９．０〜１３．０質量％，Ｃｒ：１７．０〜２０．０質量％，Ｔａ：Ｃの１３倍以上で０．５０〜０．６５質量％を含有し、残部がＦｅおよびＮｂを含む不可避不純物からなる化学組成で、
ＪＩＳＧ０５５１で規定されるオーステナイト平均結晶粒度番号が１０．０〜１３．０である
ことを特徴とする高耐食性高強度ステンレス鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の高耐食性高強度ステンレス鋼において、
前記高耐食性高強度ステンレス鋼は、１００℃での０．２％耐力が１７５ＭＰａ以上、引張強さが４７５ＭＰａ以上である
ことを特徴とする高耐食性高強度ステンレス鋼。
【請求項３】
原子炉の内部に配置される原子炉内構造物であって、
０．１ＭｅＶ以上のエネルギーをもつ中性子が０．５×１０２１ｎ／ｃｍ２以上照射される前記原子炉内構造物に請求項１または２に記載の高耐食性高強度ステンレス鋼を用いた
ことを特徴とする原子炉内構造物。
【請求項４】
請求項３に記載の原子炉内構造物において、
前記原子炉内構造物が、制御棒である
ことを特徴とする原子炉内構造物。
【請求項５】
Ｃ：０．０４質量％以下，Ｍｎ：１．０〜２．０質量％，Ｎｉ：９．０〜１３．０質量％，Ｃｒ：１７．０〜２０．０質量％，Ｔａ：Ｃの１３倍以上で０．５０〜０．６５質量％を含有し、残部がＦｅおよびＮｂを含む不可避不純物からなる化学組成のオーステナイト系ステンレス鋼に対して、１０５０℃〜１１５０℃で１分〜６０分および水冷の溶体化熱処理を施す工程と、
この溶体化熱処理後に圧延率３０％〜８０％の冷間圧延を実施する工程と、
この冷間圧延後に、８５０℃〜１０５０℃で３０分〜１２０分の時効熱処理を実施する工程と、
この熱処理後に空冷する工程と
を備えることを特徴とする高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、照射誘起応力腐食割れ等の発生感受性を低減した高耐食性高強度ステンレス鋼と、それを利用した原子炉内構造物、ならびに高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
原子炉の内部のように高度の放射線照射を受ける環境中において使用するためのオーステナイト系ステンレス鋼の合金組成物の一例として、特許文献１に記載されたものがある。
この特許文献１に記載の技術は、タイプ３０４オーステナイト系ステンレス鋼の改良を成すものであって、かかる標準のオーステナイト系ステンレス鋼の特定成分に一定の制限を加えると共に正確な比率の追加合金成分を含有させて成るような特定の合金組成物に関する。具体的には、約１８〜２０重量％のＣｒ、約９〜１１重量％のＮｉ、約１．５〜２重量％のＭｎ、並びに残部のＦｅおよび偶発不純物から成っている。タイプ３０４のオーステナイトステンレス鋼に準じるためであるかかる合金組成物の炭素含量は約０．０２〜約０．０４重量％に制限される。また、ＮｂおよびＴａの合計量は炭素含量の最低１４倍に相当すると共に、合金組成物全体の最高約０．６５重量％までに制限される。更に、Ｎｂの含量は合金組成物全体の約０．２５重量％以下に制限され、Ｔａの含量は合金組成物全体の約０．４重量％までの値を取り得るものとなっている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開平０１−２７５７４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
一般に、オーステナイト系ステンレス鋼は耐食性に優れた材料である。しかし、原子力発電プラントの原子炉炉内、例えば軽水炉での炉心で高温高圧水および中性子照射環境におかれると、照射誘起応力腐食割れの発生感受性が高まることが指摘されている。また、原子力プラントの高経年化に応じて、より強度の高い構造材料が要求されている。
また、溶接熱による鋭敏化を抑制するために、含有する炭素量を低減したＳＵＳ３１６ＬやＳＵＳ３０４Ｌの低炭素オーステナイト系ステンレス鋼が使用されている。しかし、近年、中性子照射量の高い環境で使用される制御棒のＳＵＳ３１６Ｌ製シースやタイロッドでは、照射誘起によると考えられる応力腐食割れが確認されている。これは、材料が中性子照射を受けることによる硬化や照射誘起粒界偏析が原因と考えられており、中性子照射損傷の抑制が必要である。
【０００５】
上述の特許文献１に記載の技術では、ＮｂおよびＴａの添加により溶体化熱処理後でもＮｂおよびＴａが炭素を安定化して、応力腐食割れや照射誘起応力腐食割れを抑制すること、およびＮｂ添加量を少なくしてＴａ添加量を多くすることで、中性子吸収により生成する長半減期のＮｂ９４に代わり短半減期のＴａ１８２として取扱を容易にする効果がある、としている。
しかし、特許文献１に記載のステンレス鋼では、制御棒を始めとした原子炉内構造物として要求される耐食性と強度特性を満足できない可能性がある。
【０００６】
本発明は、中性子照射環境に曝される環境において、応力腐食割れ、照射誘起応力腐食割れ、すき間腐食などが発生することが抑制された高耐食性高強度ステンレス鋼とそれを利用した原子炉内構造物ならびに高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法を提供する。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決するために、例えば特許請求の範囲に記載の構成を採用する。
本発明は、上記課題を解決する手段を複数含んでいるが、その一例を挙げるならば、Ｃ：０．０４質量％以下，Ｍｎ：１．０〜２．０質量％，Ｎｉ：９．０〜１３．０質量％，Ｃｒ：１７．０〜２０．０質量％，Ｔａ：Ｃの１３倍以上で０．５０〜０．６５質量％を含有し、残部がＦｅおよびＮｂを含む不可避不純物からなる化学組成で、ＪＩＳＧ０５５１で規定されるオーステナイト平均結晶粒度番号が１０．０〜１３．０である、ことを特徴とする。
【発明の効果】
【０００８】
本発明によれば、中性子照射環境に曝される環境において、応力腐食割れ、照射誘起応力腐食割れ、すき間腐食などが発生することが抑制された高耐食性高強度ステンレス鋼を提供することができる。そして、このような本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の照射誘起応力腐食割れの発生感受性の低減、かつ微細結晶組織による高強度との材料特性を生かして、０．１ＭｅＶ以上のエネルギーを持つ中性子が０．５×１０２１ｎ／ｃｍ２以上照射されるような過酷な環境で使用される原子炉炉内構成機器あるいは構造物に適用することにより、原子力プラントの信頼性を向上させ、長寿命化することができる。
【図面の簡単な説明】
【０００９】
【図１】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例１の比較のための冷間圧延率と結晶粒径との相関を示す図である。
【図２】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例１における冷間圧延率と結晶粒径との相関を示す図である。
【図３】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例１における冷間圧延率と結晶粒径との相関を示す図である。
【図４】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例１における冷間圧延率と結晶粒径との相関を示す図である。
【図５】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例２における平均結晶粒度番号と時効熱処理時間との相関を示す図である。
【図６】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例２における平均結晶粒度番号と時効熱処理温度との相関を示す図である。
【図７】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例３における本発明の材料および比較材の１００℃における０．２％耐力を示す図である。
【図８】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例３における本発明の材料および比較材の１００℃における引張強さを示す図である。
【図９】実施例３におけるすき間腐食試験における試験片の概要の側面図および上面図である。
【図１０】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例３における本発明の材料および比較材のすき間腐食による最大粒界腐食深さを比較した図である。
【図１１】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例３における本発明の材料と比較材のすき間腐食による粒界腐食箇所数を比較した図である。
【図１２】本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼を適用した制御棒の斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【００１０】
本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼および原子炉内構造物ならびに高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施形態を、図１乃至図１２を用いて説明する。
図１は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例１の比較のための冷間圧延率と結晶粒径との相関を示す図、図２は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例１における冷間圧延率と結晶粒径との相関を示す図、図３は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例１における冷間圧延率と結晶粒径との相関を示す図、図４は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例１における冷間圧延率と結晶粒径との相関を示す図、図５は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例２における平均結晶粒度番号と時効熱処理時間との相関を示す図、図６は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例２における平均結晶粒度番号と時効熱処理温度との相関を示す図、図７は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例３における本発明の材料および比較材の１００℃における０．２％耐力を示す図、図８は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例３における本発明の材料および比較材の１００℃における引張強さを示す図、図９は実施例３におけるすき間腐食試験における試験片の概要の側面図および上面図、図１０は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例３における本発明の材料および比較材のすき間腐食による最大粒界腐食深さを比較した図、図１１は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法の実施例３における本発明の材料と比較材のすき間腐食による粒界腐食箇所数を比較した図、図１２は本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼を適用した制御棒の斜視図である。
【００１１】
本発明に係る高耐食性高強度ステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼であり、Ｃが０．０４質量％以下、Ｍｎが１．０〜２．０質量％、Ｎｉが９．０〜１３．０質量％、Ｃｒが１７．０〜２０．０質量％、ＴａがＣの１３倍以上でかつ０．５０〜０．６５質量％、残部がＦｅと、Ｎｂを含む不可避不純物からなる化学組成となっているものである。
また、本発明に係る高耐食性高強度ステンレス鋼は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定されるオーステナイト平均結晶粒度番号が１０．０〜１３．０の範囲にあるステンレス鋼である。
【００１２】
以下、本発明にかかる高耐食性高強度ステンレス鋼の各物性値について説明する。
【００１３】
１．化学成分について  
本発明にかかる高耐食性高強度ステンレス鋼では、Ｃは、強度を得るために有効な元素である。一方、Ｃの含有量が０．０４質量％を超えると、溶接熱影響部の粒界に炭化物が生成しやすく、耐応力腐食割れ性が低下する。したがって、Ｃ含有量の上限を０．０４質量％とする。
【００１４】
本発明にかかる高耐食性高強度ステンレス鋼において、Ｍｎの含有量は、材料の靭性を与えるために１．０〜２．０質量％とする。
【００１５】
本発明にかかる高耐食性高強度ステンレス鋼において、Ｎｉは、鋼の耐食性を維持するために必要な元素である。また、オーステナイトの安定化元素として、９．０質量％以上の含有量が必要である。一方、その含有量が１３．０質量％を超えると、熱間加工性が著しく悪化する。したがって、Ｎｉの含有量は９．０〜１３．０質量％とする。
【００１６】
本発明にかかる高耐食性高強度ステンレス鋼において、Ｃｒは、鋼の耐食性を維持するために必要な元素である。耐食性を確保するために、その含有量を１７．０質量％以上確保する必要がある。一方、その含有量が２０．０質量％を超えると、材料が脆化されやすくなり、かつ材料コストも著しく上昇する。したがって、Ｃｒの含有量は１７．０〜２０．０質量％とする。
【００１７】
本発明にかかる高耐食性高強度ステンレス鋼において、Ｔａは、材料構成元素の平均原子半径に比べ原子半径が大きいため、材料中に固溶している場合に照射によって生成された原子空孔を捕獲し、格子間原子との再結合確率を上昇させて照射損傷を抑制することができる。
ここで、原子空孔が拡散により結晶粒界へ流入する場合、粒界近傍のＣｒ原子が粒界から離れる方向に拡散し、粒界近傍でのＣｒ濃度がマトリックスのＣｒ濃度より低下する、いわゆるＣｒ欠乏を生じる。しかし、Ｔａが原子空孔を捕獲する場合は、原子空孔の粒界への拡散が抑制され、粒界Ｃｒ欠乏が抑制されることになる。一方、ＴａがＴａＣとして存在する場合も、ＴａＣとマトリックスの界面が原子空孔の消滅サイトとなるため、Ｔａが固溶した場合と同様に、粒界Ｃｒ欠乏を抑制することができる。このようにＴａの存在は、単独で固溶している場合も、ＴａＣとして存在している場合でも、照射誘起による粒界Ｃｒ欠乏を抑制することができ、照射誘起応力腐食割れの抑制に効果があると考えられる。ただし、Ｃが必要以上にマトリックス中に存在する場合、溶接熱を受けた場所では、粒界上にＣｒ炭化物を形成してＣｒ欠乏を生じる、いわゆる熱鋭敏化を生じ、応力腐食割れ感受性が高まる。そのため、固溶しているＣ濃度を低減するために、ＴａＣを形成する必要がある。
上述の原理を踏まえて、ＴａはＣ含有量の１３倍含み、かつ０．５０質量％以上が必要である。また、溶接性などの特性劣化を鑑み、上限を０．６５質量％とする。
更に、ＴａがＣを安定化した場合、全Ｔａ量のうち３０％以上がＴａＣとして析出していると、耐応力腐食割れ性の効果が期待される。また、析出し分散するＴａＣは強度的には析出硬化として作用し、強度向上に寄与するため、全Ｔａ量のうち３０％以上がＴａＣとして析出していることが望ましい。なお、ＴａＣとして析出しているＴａ量の評価は、定電流電解法により採取した電解抽出残渣を定量分析することにより測定することができる。
【００１８】
更に、Ｎｂについては、中性子吸収により生成する長半減期のＮｂ９４が生成され、取扱いに問題が生じることから、不可避不純物として含まれる程度に抑制する。
【００１９】
２．平均結晶粒度番号について  
さらに、本発明にかかる高耐食性高強度ステンレス鋼においては、原子炉炉内を構成する材料として、１００℃での引張強度が４７０ＭＰａ以上であることが望ましい。
この強度要求を達成するためには、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１で規定されるオーステナイト平均結晶粒度番号が、１０．０以上の微細な結晶組織を形成させる必要がある。ただし、結晶粒の成長を抑えすぎると不均一な混粒組織になりやすいため、製法上、平均結晶粒度番号１３．０以下が現実的である。
【００２０】
以下、このような平均結晶粒度番号１０．０〜１３．０の微細な結晶組織を形成させるための高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法について説明する。
【００２１】
まず、Ｃが０．０４質量％以下，Ｍｎが１．０〜２．０質量％，Ｎｉが９．０〜１３．０質量％，Ｃｒが１７．０〜２０．０質量％，ＴａがＣの１３倍以上で０．５０〜０．６５質量％を含有し、残部がＦｅと、Ｎｂを含む不可避不純物からなる化学組成のオーステナイト系ステンレス鋼を用意する。
【００２２】
次いで、準備したオーステナイト系ステンレス鋼に対して、１０５０℃〜１１５０℃で１分〜６０分の溶体化熱処理を施し、その後水冷する。
ステンレス鋼中に均質な固溶体組織を得るためには、１０５０℃〜１１５０℃の温度で溶体化熱処理が必要である。また、材料の板厚により条件の調整が必要ではあるが、１分〜６０分の溶体化熱処理を行うことが適切である。
【００２３】
この溶体化熱処理後のステンレス鋼に、圧延率３０％〜８０％の冷間圧延を実施する。
オーステナイト系ステンレス鋼の平均結晶粒度番号は、一般的に１０．０未満である。そこで、平均結晶粒度番号１０．０以上の微細結晶を形成させるためには、まず、溶体化熱処理後の元材料の結晶粒内に、再結晶の核生成サイトを増やすために冷間加工で加工転位を導入して大きな塑性変形を起こさせることが必要である。ただし、圧延率が大き過ぎると、施工効率が低下する。一方、圧延率が低い場合は、その後の時効熱処理では、再結晶となるサイトが不十分のため、転位の回復が抑えられるのと、導入した加工転位を駆動力に結晶粒の粗大化を引き起こすことが懸念される。以上の諸要因を考慮して、圧延率３０％〜８０％の冷間圧延率とする。
【００２４】
次いで、この冷間圧延後に、８５０℃〜１０５０℃で３０分〜１２０分の時効熱処理を実施し、空冷する。
先の冷間圧延によって生成した転位を回復により消滅させて、再結晶化を促すために、８５０℃〜１０００℃で３０分〜１２０分の時効熱処理を行い、空冷することが必要である。
また、この時効熱処理には、ＴａＣの析出を安定化させる役割もある。
【００２５】
以下、実施例１〜４を参照して、本発明のステンレス鋼が良好な特性を有する材料であることを、具体例を示して説明する。
【００２６】
（実施例１および比較例１）  
まず、表１に示す化学組成（質量％）をもつ供試材を真空溶解で作製した。
Ｎｏ．１〜４の材料は、いずれも熱間圧延の後、１０５０℃で３０分および水冷の溶体化熱処理を施した。
また、Ｔａの含有量の影響を検討するため、Ｔａ含有量が０．６５質量％以上のＮｏ．５，Ｎｏ．６の２種類の試作材（比較材）を作製して、Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４の材料と同様の条件で溶体化熱処理を施した。
Ｎｏ．１０は比較材として用意された市販のＳＵＳ３１６Ｌであり、Ｎｏ．１１は比較材としてのＳＵＳ３０４Ｌである。
【００２７】
【表１】
2014181383.tif 000003
【００２８】
冷間圧延率の適切な範囲を検討するため、Ｎｏ．１の材料から数個の板材試験片を作製し、それぞれ溶体化熱処理を行った。
その後、圧延率２５％，３５％，５０％，７５％の冷間圧延を施した後に、９５０℃の温度で１２０分の時効熱処理を実施した。時効熱処理後に、電子線後方散乱回折法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：以下ＥＢＳＤと記載）によって結晶粒径の分布を測定した。圧延率２５％における測定結果を図１に，圧延率３５％における測定結果を図２に，圧延率５０％における測定結果を図３に，圧延率７５％における測定結果を図４に示す。
ＥＢＳＤ測定は、日立ハイテックノロジー社製のＦＥ−ＳＥＭ（Ｓ−４３００ＳＥ）に装着したＴＳＬ社製の方位顕微鏡（ＯＩＭ）を用いて行った。測定領域は１×１ｍｍ、測定ｓｔｅｐ＝２μｍとした。図１〜図４中の横軸は結晶粒径で、縦軸は合計結晶数に占める割合、即ち粒径の頻度である。各試験片の結晶粒径に対応する結晶粒度番号の分布範囲および平均結晶粒度番号を演算した。
また、平均結晶粒度番号Ｇは、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１の定義により、次式（１）で表される。式（１）において、ｍは断面積１ｍｍ２当たりの結晶の数である。
【００２９】
【数１】
2014181383.tif 000004
【００３０】
従って、結晶粒径をｄとすると、次式（２）よりｍを表すことができる。ｄの単位はμｍである。つまり、結晶粒径ｄが小さいほど、平均結晶粒度番号Ｇが大きいことになる。
【００３１】
【数２】
2014181383.tif 000005
【００３２】
以上の計算式（１），（２）に基づき、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１の方法に従って平均結晶粒度番号を計算した。表２に、各圧延率下での結晶粒径および平均結晶粒度番号をまとめて示す。
【００３３】
【表２】
2014181383.tif 000006
【００３４】
図１および表２に示すように、圧延率２５％の試験片の結晶粒径は２．５μｍ〜８０μｍの広い範囲に分布しており、組織の均一性が低いことがわかった。これは、圧延が不十分で、転位サイトにより不均一な再結晶が生じたためと考えられる。
一方、図２〜図４および表２に示す圧延率３５％，５０％，７５％での試験片の結晶粒径は、全体的に０．５μｍ〜３０μｍの小さい範囲に分布しており、良い組織の均一性が現れていることがわかった。
以上の平均結晶粒度番号の結果から、１０．０〜１３．０の平均結晶粒度番号のステンレス鋼を得るためには、３０％以上の圧延率が必要と考えられる。また、実際の製造効率や図２〜図４に示した結晶粒径の分布状態を考慮すると、圧延率を８０％以下にした方が良い操作性が期待されるとともに、微細結晶が得られる効率を高く維持することができることがわかった。
【００３５】
以上の結果に基づき、冷間圧延の最適施工範囲は圧延率３０％〜８０％であることがわかった。
【００３６】
（実施例２および比較例２）  
更に、実施例１の表１における本発明材のＮｏ．３の材料から数個の板材試験片を製作し、溶体化熱処理後５０％の冷間圧延を施した。その後、９００℃および１０００℃の温度で固定して、１０分〜１５０分と時間を変化させた時効熱処理を実施した。時効熱処理後の冷却は空冷とした。その後、各試験片の平均結晶粒度番号を測定した。図５に５０％の冷間圧延後、９００℃で１０分〜１５０分の時効熱処理における平均結晶粒度番号の変化を示す。比較のために、溶体化熱処理のみを施し時効熱処理を施さなかったＮｏ．１の平均結晶粒度番号を測定した。その結果を、図５中の熱処理時間０分のプロットで表す。
【００３７】
図５に示すように、時効熱処理時間が１０分〜３０分の間では、熱処理時間の増加につれて、平均結晶粒度番号が上昇するという傾向が見られた。これは、３０分以下の短時間熱処理では、再結晶がまだ完全に完了しておらず、微細結晶と元材料の粗大結晶と混在して、不均一な微細組織となっているためであると考えられる。
一方、時効熱処理時間が３０分〜１２０分の間では、平均結晶粒度番号がほぼ１２．５と一定で、安定な微細組織が得られることがわかった。
しかし、時効熱処理時間が１２０分〜１５０分の間では、時効熱処理により結晶粒の成長が加速され、平均結晶粒度番号が１０．０より小さくなり、低下する傾向が表れた。
【００３８】
また、図５に示すように、１０００℃の熱処理では、平均結晶粒度番号は９００℃より低い傾向となったが、熱処理時間が３０分〜１２０分の間であれば、１０．０以上の平均結晶粒度番号を維持できていることがわかった。
【００３９】
以上の結果から、冷間圧延後に、９００℃付近の温度で３０分〜１２０分の時効熱処理を行った後に空冷することにより、平均結晶粒度番号が１０．０〜１３．０で、かつ均一的な微細結晶組織を有するオーステナイト系の高耐食性高強度ステンレス鋼を作製できることがわかった。
【００４０】
（実施例３および比較例３）  
実施例１の表１における本発明材のＮｏ．１の材料において、溶体化熱処理後に５０％の冷間圧延を施し、さらにそれぞれ８５０℃〜１０５０℃の温度で１２０分と空冷の時効熱処理を実施した。図６に各温度での平均結晶粒度番号を示す。
【００４１】
図６に示すように、８５０℃〜１０００℃の温度範囲では、顕著な平均結晶粒度番号の低下は現れておらず、良好な結晶粒径を有していることがわかった。
しかし、１０００℃より高温になると、再結晶後の粒成長が促進され、平均結晶粒度番号が低下することがわかった。
以上の結果から、８５０℃〜１０００℃の温度で１２０分および空冷の時効熱処理により、平均結晶粒度番号１０．０〜１３．０の微細結晶組織を本発明材の化学組成のステンレス鋼中に形成できることがわかった。
【００４２】
（実施例４および比較例４）  
本発明材は、原子炉炉内で使用される構造物を主な適用対象としている。また、原子炉炉内で使用される構造物に用いる一部の材料では、高い強度が必要なものもある。このため、少なくとも１００℃での０．２％耐力は１７５ＭＰａ以上、引張強度は４７５ＭＰａ以上の機械的特性が必要である。
そこで、５０％の冷間圧延後に９００℃で１２０分および空冷の時効熱処理を施した実施例１の表１における本発明材のＮｏ．１〜４の材料に対して、１００℃で引張試験を行い、機械的特性を求めた。比較のため、冷間圧延および時効熱処理を行なわず、溶体化熱処理のみを施したＮｏ．１の材料と、比較材Ｎｏ．１０のＳＵＳ３１６Ｌも同条件で引張試験を実施した。すべての引張試験の繰り返し数は２とした。図７に各材料の１００℃での０．２％耐力の平均値を、図８に各材料の１００℃での引張強さの平均値を示す。
【００４３】
図７，図８に示すように、比較材であるＳＵＳ３１６Ｌに比べて、本発明材は０．２％耐力と引張強さのいずれも高い水準になっている。特に、Ｎｏ．１は、溶体化熱処理のみでも、０．２％耐力と引張強さが要求値を満足している。しかしながら裕度が殆どない。
一方、溶体化熱処理後に冷間圧延および時効熱処理を施したＮｏ．１〜４の材料は、０．２％耐力と引張強さにおいて各要求値から１００ＭＰａ以上の裕度を有しており、確率論を考慮した高い安全率の設計にも満足でき、実用性が十分に期待される。以上の結果から、確率論を考慮した設計に必要な裕度を満足するためには、表１に示す本発明材の化学組成のステンレス鋼に対して上述のような条件の溶体化熱処理と冷間圧延、時効熱処理を施すことで平均結晶粒度番号を１０．０以上にする必要があることがわかった。
【００４４】
次に、高温高圧水中でのすき間腐食特性を評価した。
実施例１の表１における本発明材のＮｏ．１〜４の材料と、試作材のＮｏ．５，Ｎｏ．６から、縦１０ｍｍ×横５０ｍｍ×板厚１．５ｍｍの短冊試験片を各２枚（合計１２枚）採取し、表面を耐水研磨紙で６００番まで仕上げた。同材の試験片１同士を図９に示すように向かい合わせ、スポット溶接部２でスポット溶接して接合した。また、比較のため、本発明材と同様な作製方法で、Ｎｏ．１０のＳＵＳ３１６ＬおよびＮｏ．１１のＳＵＳ３０４Ｌから各４枚（合計８枚）の短冊試験片を作製して、スポット溶接２により同材の試験片同士１を２枚結合させた。これにより、２枚の試験片間にすき間を形成した。
それらの試験片を、２８８℃，溶存酸素濃度８ｐｐｍ，導電率１．０〜１．２μＳ／ｃｍ２，γ線線量率２０ｋＧｙ／ｈの環境に静置し、１０００時間の浸漬試験を実施した。浸漬試験後、試験片長手方向に平行に試験片中央で切断し、その断面の腐食状態を観察した。各試験片の粒界腐食の最大深さを図１０に、腐食の箇所数を図１１に示す。
【００４５】
図１０および図１１に示すように、いずれの材料においても粒界腐食は観察された。
図１０において、比較材のＳＵＳ３１６Ｌは、４個の試験片とも腐食の最大深さが１３０μｍを超えており、またＳＵＳ３０４Ｌは腐食の最大深さが平均で約１００μｍとなり、いずれも深い粒界腐食が観察された。
一方、本発明材Ｎｏ．１〜４は、各試験片における粒界腐食深さは、最大でも６０μｍ未満、平均で３５μｍとなり、それぞれＳＵＳ３１６Ｌの約３分の１以下、ＳＵＳ３０４Ｌの約２分の１以下であった。
【００４６】
更に、図１１において、ＳＵＳ３１６Ｌの粒界腐食の箇所数は平均で試験片ごとに７５箇所であり、ＳＵＳ３０４Ｌは平均で試験片ごとに５２箇所であった。
これに対して、本発明材Ｎｏ．１〜４は、平均で試験片ごとに１７箇所となり、それぞれ、ＳＵＳ３１６Ｌの約４分の１以下、ＳＵＳ３０４Ｌの約２分の１以下であり、良好な耐食性を有していることがわかった。
一方、Ｔａの含有量を高めた試作材Ｎｏ．５およびＮｏ．６の試験片では、図１０に示す粒界腐食深さは、本発明材とほぼ同等な粒界腐食深さが現れていた。しかし、図１１に示した腐食の箇所数は、Ｎｏ．１〜４の本発明材の約１．５倍となり、Ｔａの含有量が高すぎると腐食密度が上昇する傾向があることがわかった。
以上の結果から、本発明材は、通常のオーステナイト系ステンレス鋼に比べて良好な耐すき間腐食性を有していることがわかった。また、粒界腐食密度を低減させるためには、Ｔａの含有量は０．６５質量％以下にするべきであることがわかった。
【００４７】
（実施例５）  
以上説明した高耐食性高強度ステンレス鋼を、０．１ＭｅＶ以上のエネルギーをもつ中性子が０．５×１０２１ｎ／ｃｍ２以上照射される原子炉炉内構造物に使用することができる。
【００４８】
実施例１の高耐食性高強度ステンレス鋼を、原子炉炉内構造物および機器の中で最も中性子照射損傷速度の速い制御棒に使用した場合について以下説明する。
【００４９】
図１２は中性子吸収材にボロン・カーバイドを使用した制御棒を示す。
この制御棒は、主に、ローラー３、冷却孔４、中性子吸収棒５、シース６、コネクター７、コネクター・ソケット８、ハンドル９、タイロッド１０を有している。これらにはいずれも実施例１に記載の高耐食性高強度ステンレス鋼が用いられている。
【００５０】
制御棒はすき間を有するため、すき間腐食の可能性があり、かつ照射誘起応力腐食割れを発生する可能性もある。そこで、耐すき間腐食性、耐応力腐食割れ性に優れ、かつ照射損傷抑制にも効果がある本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼を使用することにより、制御棒のすき間腐食および照射誘起応力腐食割れを抑制し、長寿命かつ信頼性の高い制御棒とすることができる。
【００５１】
なお、本発明の高耐食性高強度ステンレス鋼は、棒、薄板、管など様々な形状の部材として製造可能であるので、ボロン・カーバイドを使用する制御棒だけでなく、ハフニウムを中性子吸収材に使用した制御棒にも適用できる。
【００５２】
また、原子炉炉内で従来から使用されているオーステナイト系ステンレス鋼は、０．１ＭｅＶ以上のエネルギーを持つ中性子が０．５×１０２１ｎ／ｃｍ２以上照射されると照射誘起応力腐食割れを発生する可能性がある。
そこで、制御棒に限らず、原子炉炉内構造物および機器、たとえば沸騰水型原子炉の炉心シュラウド、上部格子板、炉心支持板などや、加圧水型原子炉のバッフル板、フォーマ板、バッフル・フォーマ・ボルトなどに、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を使用することにより、長期信頼性に優れる原子炉および原子力発電プラントとすることができる。
【００５３】
なお、本発明は上記の実施形態に限られず、種々の変形、応用が可能なものである。
【符号の説明】
【００５４】
１…すき間腐食試験片、
２…スポット溶接部、
３…ローラー、
４…冷却孔、
５…中性子吸収棒、
６…シース、
７…コネクター、
８…コネクター・ソケット、
９…ハンドル、
１０…タイロッド。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
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【図９】
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【図１０】
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【図１１】
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【図１２】
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