(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
（ｉ）重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２％以下、
Ｎｉ：１１％〜２６％、
Ｃｒ：１７％〜３０％、
Ｍｏ：３％以下、及び
Ｎ：０．０１％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼、
（ｉｉ）重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２％以下、
Ｎｉ：１１％〜２６％、
Ｃｒ：１７％〜３０％、
Ｍｏ：３％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．００１％以下、
Ｍｇ：０．００１％以下、及び
Ｏ：０．００４％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼、並びに
（ｉｉｉ）重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００２％以下、
Ｎｉ：１１％〜２６％、
Ｃｒ：１７％〜３０％、
Ｍｏ：３％以下、
Ｎ：０．０１％以下、
Ｃａ：０．００１％以下、
Ｍｇ：０．００１％以下、Ｏ：０．００４％以下、及び
Ｚｒ，Ｂ又はＨｆのいずれか１つ以上を０．０１％以下
を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼からなる群から選ばれた一のオーステナイト系ステンレス鋼であって、
下式（１）によって算出される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）：
SFE(mJ/m2)=25.7+6.2×Ni+410×C-0.9×Cr-77×N-13×Si-1.2×Mn ・・・(1)
が１００（ｍＪ／ｍ２）以上であることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項２】
請求項１に記載の耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼において、
（Ｃｒ当量）−（Ｎｉ当量）が‐５％〜＋７％の範囲内になることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１又は２のいずれか１項に記載の耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼において、
Ｃｒ当量／Ｎｉ当量を０．７〜１．４としたことを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼片を、１０００℃〜１１５０℃で溶体化処理を施すことを特徴とするステンレス鋼の製造方法。
【請求項５】
請求項１〜３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼片に、１０００℃〜１１５０℃で溶体化処理後、１０〜３０％の冷間加工を施し、その後に６００℃〜８００℃で１〜５０時間の炭化物粒界析出熱処理を施すことを特徴とするステンレス鋼の製造方法。
【請求項６】
請求項１〜３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼からなることを特徴とする原子炉内構造物。
【請求項７】
請求項１〜３のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼からなることを特徴とする原子炉用配管。
【請求項８】
請求項４又は５に記載の製造方法により得られたステンレス鋼からなることを特徴とする原子炉内構造物。
【請求項９】
請求項４又は５に記載の製造方法により得られたステンレス鋼からなることを特徴とする原子炉用配管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐応力腐食割れ性に優れた、オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法並びにそれを用いた構造に関する。
【背景技術】
【０００２】
Ｍｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼は、鋭敏化し難く、Ｍｏを含まないオーステナイト系ステンレス鋼に比べて高温高圧水下での耐応力腐食割れ性に優れていることから、原子炉の配管や炉内構造物の構成材料に多用されてきた。
しかしながら、近年、Ｍｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼は、鋭敏化を生じていなくても、グラインダー加工や、溶接熱歪により硬化した領域から応力腐食割れを発生し、粒界応力腐食割れとして進展することが明らかとなった。このような事象は従来検討されてこなかった新事象であり、対策として耐応力腐食割れ性に優れたステンレス鋼の開発が緊急の課題となっていた。
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
本発明者らは、上記問題点に鑑み、鋭敏化し難い、Ｍｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼の欠点である、グラインダー加工や溶接熱歪により硬化した領域からの応力腐食割れ発生を生じ難くし、万が一応力腐食割れを発生しても応力腐食割れ亀裂伝播し難くなるようにし、原子炉の配管や炉内構造物の構成材料として長期間使用できるオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を開発すべく、鋭意検討した。【０００４】
上記の目的を達成するために、多くの実験を試みた結果、従来、Ｍｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼では、鋭敏化防止の観点からＣ量を低下させているが、それにより降伏強さや引張強さなどの強度レベルが低下することから、所定の強度レベルを保持する為にＮを０．０８〜０．１５％程度添加してきた。しかしながら、このＮはオーステナイト結晶母相に固溶している場合はオーステナイトの積層欠陥エネルギーを低下させ、加工硬化し易くなり、また、熱が加わるとＣｒ窒化物を析出し、オーステナイト結晶母相中のＣｒ量を低下させ、耐食性を低下させることが考えられる。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
そこで、本発明者らは、オーステナイトの積層欠陥エネルギーを高くすべくＮ量を、さらにそれに加えてＳｉ量を系統的に変化させた各種のＭｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼を試作し、高温高圧水中で応力腐食割れ試験を行い比較検討した。その結果、Ｎ量が０．０１％以下かつＳｉ量が０．１％以下ではオーステナイト母相は加工硬化し難く、冷間加工材の耐応力腐食割れ性が著しく向上することを見出した。【０００６】
また、応力腐食割れ発生寿命を向上させるべく、また、Ｎ量、Ｓｉ量を低減したことにより降伏強さや引張強さなどの強度が不足することのないよう、Ｃｒ含有量を増し、Ｃ量、Ｎ量を低減したことによりオーステナイトの安定性が不足することのないようにＮｉを増したＭｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼を試作し、高温高圧水中で応力腐食割れ試験を行い比較検討した。その結果、耐応力腐食割れ性が著しく向上した。【０００７】
さらに、Ｃａ含有量及びＭｇ含有量をそれぞれ０．００１％以下に抑えたり、Ｚｒ、Ｂ、Ｈｆのいずれか一を添加したＭｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼、及び（Ｃｒ当量）−（Ｎｉ当量）を−５〜＋７％に制御したＭｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼、ならびに結晶粒界にＭ２３Ｃ６なるオーステナイト結晶母相と整合析出したＣｒ炭化物を析出させたＭｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼では、高温高圧水での粒界応力腐食割れ進展速度を著しく低減させることができることを見出した。なお、Ｃｒ当量）−（Ｎｉ当量）を−５〜＋７％に制御し、かつ／又はＣｒ当量／Ｎｉ当量を０．７〜１．４に制御したＭｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼でも高温高圧水での粒界応力腐食割れ進展速度を著しく低減させることができることを見出した。
さらに、下式（１）によって算出される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）：
SFE(mJ/m2)=25.7+6.2×Ni+410×C-0.9×Cr-77×N-13×Si-1.2×Mn  ・・・(1)
が１００（ｍＪ／ｍ２）以上である場合、又はこのような条件を満たしつつ、Ｃｒ当量）−（Ｎｉ当量）を−５〜＋７％に制御し、かつ／又はＣｒ当量／Ｎｉ当量を０．７〜１．４に制御したＭｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼で高温高圧水での粒界応力腐食割れ進展速度をより著しく低減させることができることを見出した。【０００８】
これらにより、Ｍｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼の加工歪や溶接熱歪による硬化に起因した応力腐食割れ発生を防止し、万が一応力腐食割れが発生しても亀裂が進展しにくいＭｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼を得ることができることを知見した。
本発明は、かかる見地より完成されたものである。【０００９】
すなわち、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１％以下好ましくは０．０２％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２％以下好ましくは０．００１％以下、Ｎｉ：１１％〜２６％、Ｃｒ：１７％〜３０％、Ｍｏ：３％以下、Ｎ：０．０１％以下、を含有し、残部が実質的にＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。【００１０】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１％以下好ましくは０．０２％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２％以下好ましくは０．００１％以下、Ｎｉ：１１％〜２６％、Ｃｒ：１７％〜３０％、Ｍｏ：３％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００１％以下、Ｍｇ：０．００１％以下、Ｏ：０．００４％以下好ましくは０．００１％以下を含有し、残部が実質的にＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。【００１１】
また、本発明は、重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１％以下好ましくは０．０２％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２％以下好ましくは０．００１％以下、Ｎｉ：１１％〜２６％、Ｃｒ：１７％〜３０％、Ｍｏ：３％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００１％以下、Ｍｇ：０．００１％以下、Ｏ：０．００４％以下好ましくは０．００１％以下を含有し、さらに、Ｚｒ，Ｂ又はＨｆのいずれか１つ以上を０．０１％以下で含有し、残部が実質的にＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。【００１２】
さらに、本発明は、上記いずれかの耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼において、
（Ｃｒ当量）−（Ｎｉ当量）が‐５％〜＋７％の範囲内になることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。（Ｃｒ当量）−（Ｎｉ当量）は０％が望ましい。【００１３】
ここでＣｒ当量とは、例えば
Ｃｒ当量＝［％Ｃｒ］＋［％Ｍｏ］＋１．５ｘ［％Ｓｉ］＋０．５ｘ［％Ｎｂ］、（何れも重量％）
若しくは、
Ｃｒ当量＝［％Ｃｒ］＋１．３７ｘ［％Ｍｏ］＋１．５ｘ［％Ｓｉ］＋３ｘ［％Ｔｉ］＋２ｘ［％Ｎｂ］、（何れも重量％）
などで与えられる。
また、Ｎｉ当量とは、例えば
Ｎｉ当量＝［％Ｎｉ］＋３０ｘ［％Ｃ］＋３０ｘ［％Ｎ］＋０．５ｘ［％Ｍｎ］、（何れも重量％）
若しくは、
Ｎｉ当量＝［％Ｎｉ］＋２２ｘ［％Ｃ］＋１４．２ｘ［％Ｎ］＋０．３１ｘ［％Ｍｎ］＋［％Ｃｕ］、（何れも重量％）
などで与えられる。【００１４】
またさらに、本発明は、上記いずれかの耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼において、
Ｃｒ当量／Ｎｉ当量を０．７〜１．４としたことを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。【００１５】
なお、本発明に係る耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、下式（１）によって算出される積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）：
SFE(mJ/m2)=25.7+6.2×Ni+410×C-0.9×Cr-77×N-13×Si-1.2×Mn  ・・・(1)
が１００（ｍＪ／ｍ２）以上であることとしている。
【００１６】
加えて、本発明は、上記いずれかのオーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼片（鋼板、鍛鋼品又は鋼管）に、１０００℃〜１１５０℃で溶体化処理を施すことを特徴とするステンレス鋼の製造方法を提供するものである。そして、さらに、本発明は、上記いずれかのオーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼片（鋼板、鍛鋼品又は鋼管）に、１０００℃〜１１５０℃で溶体化処理後、１０〜３０％の冷間加工を施し、その後に６００℃〜８００℃で１〜５０時間の炭化物粒界析出熱処理を施すことを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を提供するものである。【００１７】
上記いずれのオーステナイト系ステンレス鋼についても、例えば原子炉用の配管又は炉内構造物のような原子炉部材用オーステナイト系ステンレス鋼として特に好適に用いることができる。また、上記製造方法により得られたステンレス鋼も、原子炉部材用オーステナイト系ステンレス鋼として原子炉用の配管又は炉内構造物の構成材料として好適に用いることができる。
【発明の効果】
【００１８】
以上説明したように、本発明のＭｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼は、鋭敏化し難く、耐応力腐食割れ性に優れ、万が一応力腐食割れが発生しても応力腐食割れ亀裂伝播し難く、原子炉構成部材の一部である原子炉の配管や炉内構造物に適用することによって、これら原子炉構成部材が長期間使用できる。
すなわち、本発明のＭｏ含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼では、Ｎ量、Ｓｉ量の適正化を図ることにより、応力腐食割れの原因となる加工歪や溶接熱影響歪による硬化を抑制することができる。また、Ｃｒ量、Ｎｉ量の適正化を図り、Ｃｒ当量、Ｎｉ当量を適正化することにより、応力腐食割れ発生寿命が向上する。さらに、結晶粒界を弱化するＣａ量、Ｍｇ量などの適正化を図り、さらに結晶粒界を強化するＺｒ又はＢ又はＨｆを添加し、又は結晶粒界にＣｒ炭化物を結晶母相と整合析出させて、粒界応力腐食割れ伝播がし難くした。加えて、本発明の製造方法では、１０００℃〜１１５０℃で溶体化処理後、１０〜３０％の冷間加工を施し、
その後に６００℃〜８００℃で１〜５０時間の析出処理を施すことにより、結晶粒界にＣｒ炭化物を結晶母相と整合析出させることができる。
以下、本発明を実施の形態によって詳細に説明するが、本発明はこれらの実施の形態によって何ら限定されるものではない。
【図面の簡単な説明】
【００１９】
【図１】実施例において作成した短冊状の試験片を（ａ）に示す。（ａ）表面をエメリーペーパで研磨後、（ｂ）に示す治具に取り付け、応力腐食割れ試験に供試した。
【図２】実施例で用いた応力腐食割れ試験用循環式オートクレーブのシステムの構成を示す図である。
【図３】Ｃｒ量に対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、最大き裂長さをプロットした図である。
【図４】Ｓｉ量に対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、最大き裂長さをプロットした図である。
【図５】Ｎ量に対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、（最大き裂長さをプロットした図である。
【図６】（Ｃｒ当量）−（Ｎｉ当量）に対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、最大き裂長さをプロットした図である。
【図７】Ｃr当量／Ｎｉ当量に対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、最大亀裂長さをプロットした図である。
【図８】積層欠陥エネルギーに対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、最大き裂長さをプロットした図である。
【図９】実施例で用いた応力腐食割れ亀裂伝播試験用ＣＴ試験片形状を示す図である。
【図１０】実施例で用いた応力腐食割れ亀裂伝播試験用循環式オートクレーブのシステムの構成を示す図である。
【図１１】Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の応力腐食割れ亀裂伝播速度に及ぼすＺｒ添加、Ｂ添加、Ｈｆ添加、粒界炭化物析出処理の影響を示すグラフである。
【図１２】（ａ）沸騰水型原子炉及び（ｂ）加圧水型原子炉の要部説明図である。
【図１３】図１２で示す原子炉の内部構成を示す縦断面図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２０】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、の含有量が重量％で規定されており、残部が実質的にＦｅ及び不可避不純物からなるものである。
以下、合金中の各元素の役割について説明する。
Ｃはオーステナイト系ステンレス鋼において、所定の強度を得る為に、またオーステナイトを安定化させる為に不可欠の元素であるが、４００℃〜９００℃で加熱されたり、この温度域を徐冷するとＣｒ炭化物を結晶粒界に析出し、その析出物の周辺ではＣｒ欠乏層を生じて、粒界が腐食に敏感となる鋭敏化を生じることが良く知られており、この鋭敏化を抑制する為にＣ量を０．０３％以下にすることが一般的に成されている。【００２１】
Ｃ量を０．０３％以下にすると、強度が不足し、またオーステナイトの安定性が不足することから、従来はＣと同様にオーステナイト系ステンレス鋼の強度を得、オーステナイトを安定化させる為に重要な元素であるＮを添加して強度を確保し、オーステナイトを安定化させることが成されてきた。しかし、発明者らはＮ量を増すと加工歪や熱歪が加わった際に硬化し易くなり、また熱影響を受けるとＣｒ窒化物を析出し、結晶母相中のＣｒ含有量が低下し、かえって応力腐食割れを生じやすくなることに着目した。そして従来の常識を破り、本発明では、Ｎ量を低減することにし、工業的に安定して下げられるレベルまで低減することが望ましいと考え、Ｎ量は０．０１％以下とした。
オーステナイト系ステンレス鋼の製造過程において、Ｓｉは脱酸材として重要な役割を果たしており、通常０．５％程度含まれている。しかし、この０．５％程度のＳｉ量が、加工歪や熱歪が加わった際に硬化し易くすることに発明者らは着目し、本発明では、Ｓｉ量も工業的に安定して低減できる範囲で極力低減することが望ましいと考え、０．１％以下好ましくは０．０２％以下とした。【００２２】
Ｃｒ、Ｍｏはオーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を保持する上で極めて重要な元素として知られているが、Ｃｒ、Ｍｏはフェライト生成元素であり、Ｃｒ、Ｍｏ量をあまり高くすると、オーステナイトの安定性が悪くなり、また、オーステナイト系ステンレス鋼の延性を低くし、加工性を劣化させることが知られている。そこで従来はＣｒ、Ｍｏ量は極度に高くしないようにされてきている。これに対して本発明者らは、耐応力腐食割れ性向上の為にＣ、Ｎ、Ｓｉ量を極力低くしたが、これにより同時にオーステナイト系ステンレス鋼の延性を増すこともでき、Ｃｒ、Ｍｏ量を増し、Ｃ、Ｎ量を極力低くすることでオーステナイトの安定性が悪くなる問題に対しては、Ｎｉ、Ｍｎ量を増してオーステナイトの安定性を保持することに成功した。
また、前記したＣ、Ｎ量を極力低減することによって所定の強度レベルが不足する問題に対しては、このＣ、Ｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｍｎ量のバランスを測ることにより解決した。【００２３】
オーステナイト系ステンレス鋼の製鋼プロセスで、脱硫の為にＣａＦやＣａＯや金属Ｃａを一般には用いるが、その時のＣａが鋼中に残存する。このＣａは時折、結晶粒界に偏析することが知られており、耐粒界腐食性を低下させることが心配される。そこで、本発明では厳選した原材料を用いて、オーステナイト系ステンレス鋼の製鋼プロセスで、脱硫の為にＣａＦやＣａＯや金属Ｃａを極力用いないようにし、Ｃａが結晶粒界に偏析することを防止することが好ましい。
また、ごく稀ではあるが、Ｍｇは熱間加工性を向上させるために、オーステナイト系ステンレス鋼に添加することがある。しかし、このＭｇも結晶粒界に偏析することが知られており、耐粒界腐食性を低下させることが心配される。そこで、本発明では、このＭｇも厳選した原材料を用いて、極力混入しないように少なくし、耐粒界腐食性を低下させないことが好ましい。
ＺｒやＢやＨｆは結晶粒界に偏析する元素としてよく知られており、その偏析により、従来粒界腐食されやすくなるとして、またＢ、Ｈｆは中性子照射を受けると核変換を生じたり、中性子吸収断面積大きいなどの理由から、原子力用の耐食オーステナイト系ステンレス鋼では用いてはいけない元素とされてきた。しかし本発明では、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ量を極力低減したオーステナイト系ステンレス鋼とすることにより、ＺｒやＢやＨｆを０．０１％以下の少量を添加してもオーステナイト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性を低下させることなく、高温高圧水中での応力腐食割れ亀裂伝播速度を大幅に低減させることができる。【００２４】
オーステナイト系ステンレス鋼は一般には、鋭敏化を避けて溶体化処理のままで用いられる。しかし、本発明者らはオーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒界に結晶母相と整合析出したＣｒ炭化物を析出させると、高温高圧水中での応力腐食割れ伝播速度を大幅に低減させることができることを知見した。よって本発明の製造方法では、この結晶母相と整合析出したＣｒ炭化物を積極的に析出させる為に、溶体化処理後１０〜３０％の冷間加工を施した後に６００〜８００℃で１〜５０時間のＣｒ炭化物析出処理を施すことが好ましい。【００２５】
上記オーステナイト系ステンレス鋼については、例えば原子炉用の配管又は炉内構造材として特に好適に用いることができる。また、上記製造方法により得られたステンレス鋼も、原子炉用の配管又は炉内構造物の構成材料として好適に用いることができる。以下、具体的な態様について図面を用いて説明する。
図１２（ａ）（ｂ）は、それぞれ沸騰水型原子炉及び加圧水型原子炉の要部説明図であり、図１３（ａ）（ｂ）は、図１２で示すそれぞれの原子炉の内部構造を示す縦断面図である。【００２６】
図１３において、原子炉圧力容器４０内には核反応を生じるための燃料集合体（燃料棒）４１が炉心シュラウド４２の内側に設置され、燃料集合体４１の下部もしくは上部には制御棒案内管又は制御棒駆動機構４４等が設置されている。そして、これらの機器は炉心支持板４５及び燃料支持金具等により固定されている。さらに、燃料集合体４１の最上部は上部支持板４７により固定されている。【００２７】
図１２、図１３の（ａ）に示す沸騰水型原子炉では、炉心上部に燃料集合体４１で沸騰して発生した気液二相流から蒸気のみを取り出すために、気水分離器４８、さらに、その上部には蒸気乾燥器４９が設置されており、また、主蒸気−給水系統とは別にジェットポンプ５０と再循環ポンプ５１とを組合せた外部再循環回路５２を構成している。
また、図１２、図１３の（ｂ）に示す加圧水型原子炉では、燃料集合体４１で高温となった熱水は、高温側配管５３にて蒸気発生器５４へ供給され、蒸気発生器５４にて熱交換され低温となって一次冷却材ポンプ５５を介して低温側配管５６にて原子炉圧力容器４０内へ戻される構成となっている。また、低温側配管５６と高温側配管５３は、開閉弁５８を有するバイパス配管５９を介して接続されている。【００２８】
前述した原子炉の各系統や循環回路等を構成する各種配管及びポンプ等の構成部材、あるいは炉心シュラウド４２、炉心支持板４５、燃料支持金具、上部支持板４７等の炉内構造物を本発明のオーステナイト系ステンレス鋼によって作製することによって、高温高圧水環境下においても、応力腐食割れが発生し難く、長時間使用できることとなる。また、万が一応力腐食割れが発生したとしても応力腐食割れ亀裂伝搬がし難いので、原子力プラントの安全性と信頼性向上に顕著な効果が得られる。
以下、本発明を実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はこれら実施例によって何ら制限されるものでない。
【実施例】
【００２９】
表１に、従来のＳＵＳ  ３１６Ｌ（比較材１）、原子力用材料として広く使われている３１６ＮＧ（比較材２）、並びに、本発明の化学成分（含有量は何れも重量％）を有する試作材１〜２８の組成を示す。
表２に、表１に示した各試作材の加工・熱処理条件を示す。【００３０】
【表１】
0004616772.tif 000002
【００３１】
【表２】
0004616772.tif 000003
【００３２】
表１に示した試作材１〜２８について、２ｍｍ厚さ×２０ｍｍ巾×５０ｍｍ長さの短冊状試験片を加工し、ＪＩＳ  Ｇ０５７５の「ステンレス鋼の硫酸・硫酸銅腐食試験方法」に基づき連続１６時間の沸騰試験を行い、曲げ半径１ｍｍで曲げ試験を行い割れの有無を調べた。その結果を表３に示す。【００３３】
【表３】
0004616772.tif 000004
【００３４】
表１に示した試作材から図１に示す形状の試験片に加工した。これらの試験片を図２に示すオートクレーブ中で表４に示す試験条件で、３，０００時間の応力腐食割れ発生試験を行った。図２に示す応力腐食割れ試験用循環式オートクレーブでは、補給水タンク１１で水質を調整し、Ｎ２ガスで脱気後、高圧定量ポンプ１２により予熱器１５を通じて試験容器１９であるオートクレーブに高温高圧水を送り、一部を循環させる。予熱器１５の前段では、冷却器１６を接続する再生熱交換器１４が設けられている。試験容器１９は電気炉１８に覆われている。
図３〜８に、各成分元素（Ｃｒ，Ｓｉ，Ｎ）の量、（Ｃｒ当量）−（Ｎｉ当量）、Ｃr当量／Ｎｉ当量又は積層欠陥エネルギーに対して、最大き裂長さをプロットした結果の概略を示す。【００３５】
図３は、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼすＣｒ量の影響を示す。Ｃｒ量が増すにつれ、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は向上した。【００３６】
図４は、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼすＳｉ量の影響を示す。Ｓｉ量を低減すればするほど、応力腐食割れ長さは小さくなり、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は向上した。【００３７】
図５は、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼすＮ量の影響を示す。Ｎ量が減少すればするほど、応力腐食割れ長さは小さくなり、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は向上した。【００３８】
図６は、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼす（Ｃｒ当量）−（Ｎｉ当量）の影響を示す。（Ｃｒ当量）−（Ｎｉ当量）が増すにつれ、応力腐食割れ長さは小さくなり、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は向上した。但し、特定の値で飽和し、それ以上増大するとまた耐応力腐食割れ性が低下した。【００３９】
図７は、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼすＣｒ当量／Ｎｉ当量の影響を示す。Ｃｒ当量／Ｎｉ当量が減少すればするほど、応力腐食割れ長さは小さくなり、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は向上した。【００４０】
図８は、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼす積層欠陥エネルギー［下式（１）で計算した値］の影響を示す（最大き裂長さ）。
SFE(mJ/m2)=25.7+6.2×Ni+410×C-0.9×Cr-77×N-13×Si-1.2×Mn  ・・・(1)
積層欠陥エネルギーが増すにつれ、応力腐食割れ長さは小さくなり、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は向上した。特に、積層欠陥エネルギーが１００（ｍＪ／ｍ２）以上である場合には、特に優れた特性を備えることが了解され、本発明に係るオーステナイト系ステンレス鋼は、この要件を満足するものである。
【００４１】
【表４】
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【００４２】
本発明に従い、Ｃｒ量としては１７％以上望ましくは２０％以上、Ｎ量は０．０１％以下、Ｓｉ量は０．１％以下好ましくは０．０２％以下の合金であれば、応力腐食割れ発生が大幅に長寿命側に移ることが判明した。【００４３】
さらに表１に示した試作材から、図９に示す形状の試験片に加工した。これらの試験片を図１０に示すオートクレーブ中で表５に示す試験条件にて、応力腐食割れ亀裂伝播試験を実施した。図１０に示す応力腐食割れ亀裂伝播試験用循環式オートクレーブでは、補給水タンク３０で水質を調整し、Ｎ２ガスで脱気後、高圧定量ポンプ（補給水ポンプ）３１により予熱器３４を通じて試験容器３５であるオートクレーブに高温高圧水を送り、一部を循環させる。予熱器３４の前段では、冷却器３３を接続する再生熱交換器３２が設けられている。試験容器３５近傍には、ヒーター３６が設置されている。
図１１には、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の応力腐食割れ亀裂伝播速度に及ぼすＺｒ添加、Ｂ添加、Ｈｆ添加、粒界炭化物析出処理の影響を調べるため、試作材１２、１５、１９及び炭化物析出材の結果を従来材（３１６ＮＧ）とともに示す。Ｚｒ添加、Ｂ添加、Ｈｆ添加、粒界炭化物析出処理などを施すと、従来材に比べて、応力腐食割れ亀裂伝播速度は小さくなり、Ｍｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は向上したことが判明した。【００４４】
【表５】
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【産業上の利用可能性】
【００４５】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、鋭敏化し難く、耐応力腐食割れ性に優れ、万が一応力腐食割れが発生しても応力腐食割れ亀裂伝播し難いので、高温高圧水環境下で稼動する原子炉の各種配管や炉内構造物の構成材料として特に好適であり、原子力プラントの安全性と信頼性向上の観点から、産業上の意義は極めて大きい。
【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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【図１３】
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