(57)【要約】【課題】簡便な施工で耐SCC性が向上する金属体のSCC防止方法を提供する。【解決手段】熱影響を受けたニッケル基合金からなる金属体1の応力腐食割れ防止方法において，前記ニッケル基合金の安定化パラメータが8以上でかつ12未満のNbならびにCrを含有するニッケル基合金であって，前記熱影響を受けた熱影響部4の表層を加熱して再溶解6することを特徴とする。【選択図】  図1
2007061832.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
熱影響を受けたニッケル基合金からなる金属体の応力腐食割れ防止方法において，
前記ニッケル基合金の下式で定義される安定化パラメータが8以上でかつ12未満のNbならびにCrを含有するニッケル基合金であって，前記熱影響を受けた熱影響部の表層を加熱して再溶解することを特徴とする金属体の応力腐食割れ防止方法。
安定化パラメータ=0.13×（Nbの重量％+2×Tiの重量％）÷Cの重量％    
【請求項２】
請求項1記載の金属体の応力腐食割れ防止方法において，前記熱影響部が応力除去焼鈍処理によって生じていることを特徴とする金属体の応力腐食割れ防止方法。
【請求項３】
請求項1または2記載の金属体の応力腐食割れ防止方法において，前記熱影響部の表層をノンフィラーティグ溶接によって加熱して再溶解することを特徴とする金属体の応力腐食割れ防止方法。
【請求項４】
請求項1ないし3のいずれか１項記載の金属体の応力腐食割れ防止方法において，前記熱影響部が溶接接合された金属体に生じていることを特徴とする金属体の応力腐食割れ防止方法。
【請求項５】
請求項4記載の金属体の応力腐食割れ防止方法において，前記金属体が圧力容器に溶接接合されたスタブ管であることを特徴とする金属体の応力腐食割れ防止方法。
【請求項６】
請求項1ないし3のいずれか１項記載の金属体の応力腐食割れ防止方法において、前記熱影響部が溶接部に生じていることを特徴とする金属体の応力腐食割れ防止方法。
【請求項７】
請求項6記載の金属体の応力腐食割れ防止方法において，前記金属体が圧力容器にスタブ管を溶接接合する溶接部であることを特徴とする金属体の応力腐食割れ防止方法。
【請求項８】
熱影響を受けたニッケル基合金からなる金属体において、
前記ニッケル基合金の下式で定義される安定化パラメータが8以上でかつ12未満のNbならびにCrを含有するニッケル基合金であって，前記熱影響を受けた熱影響部の表層に加熱再溶解部が形成されていることを特徴とする金属体。
安定化パラメータ=0.13×（Nbの重量％+2×Tiの重量％）÷Cの重量％    
【請求項９】
請求項8記載の金属体において，前記熱影響部が応力除去焼鈍によって生じていることを特徴とする金属体。
【請求項１０】
請求項8または9記載の金属体において，前記熱影響部が溶接接合された金属体に生じていることを特徴とする金属体。
【請求項１１】
請求項10記載の金属体において，前記金属体が圧力容器に溶接接合されたスタブ管であることを特徴とする金属体。
【請求項１２】
請求項8または9記載の金属体において，前記熱影響部が溶接部に生じていることを特徴とする金属体。
【請求項１３】
請求項12記載の金属体において，前記金属体が圧力容器にスタブ管を溶接接合する溶接部であることを特徴とする金属体。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば原子炉圧力容器における制御棒駆動機構のスタブ溶接部などの熱影響部を有する金属体に係り，特にその金属表面の応力腐食割れ（以下、SCCと略記する）を低減するのに好適なSCC防止方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
原子炉圧力容器における制御棒駆動機構のニッケル基合金600製スタブ溶接部を図７に示す。この溶接構造物は，低合金鋼製圧力容器2の上にAlloy82で肉盛溶接7が施され，その肉盛溶接7の上にAlloy600製管1がAlloy182製溶接金属で溶接される。このAlloy182溶接部3の形成により、Alloy600製管1のAlloy182溶接部3近傍には溶接熱影響部4を生じる。この溶接構造物は、溶接後に応力除去焼鈍処理（PWHT）を受ける。
【０００３】
図8は、PWHTされたニッケル基溶接金属182，82，600合金の安定化パラメータと改良ASTM  G28試験による粒界腐食との関係を示す特性図である。また図9は、PWHTされたニッケル基合金の安定化パラメータと改良ASTM  G28試験による粒界腐食との関係を示す特性図である。
【０００４】
これら図8及び図9に示すように，PWHTを受ける合金の改良ASTM  G28試験，いわゆる硫酸・硫酸第二鉄腐食試験による耐粒界腐食性は安定化パラメータが12以上で優れている。耐粒界腐食性の判定基準は、図8に示す粒界侵食速度（IGP）が0.5ｍｍ/ｄ以下である。なお，安定化パラメータは次式で定義されている。
【０００５】
安定化パラメータ=0.13×（Nbの重量％+2×Tiの重量％÷Cの重量％    式（１）
前記図8は下記の非特許文献1から引用したもの、前記図9は下記の非特許文献2から引用したものである。
【０００６】
しかし，従来のニッケル基合金製スタブ管1はAlloy600合金からなり，安定化パラメータは12未満であった。また，溶接金属（溶接部3）はAlloy182合金からなり，安定化パラメータは12以下であった。
【０００７】
従来のニッケル基合金600製の応力腐食割れ改善方法として、レーザ表面溶融法が提案されている（特許文献1）。この提案ではレーザ光により，Alloy600の金属表面をスポット状に加熱して容積の小さな溶融池を形成し，加熱点を溶融池からずらしながら溶融池を急速冷却して固化状態に導くことにより，応力腐食割れの改善を図っている。
【０００８】
また下記特許文献2では，Alloy600は炭素の固溶度が小さいことから，レーザ照射による溶融-急速冷却凝固のみでは脱鋭敏化が達成される照射条件では極めて早い凝固速度のため残留応力が集中し，割れを抑止することが困難であるとして，母材表面に重量比率で18Cr-8Ni-74Feの組成の薄膜をメッキなどで形成し，その後にレーザ光を照射して，溶融凝固させて応力腐食割れを改善する方法が提案されている。
【特許文献１】特開平9-136172号公報
【特許文献２】特許2657437号公報
【非特許文献１】山内，他3名：安定化パラメータのコントロールによるニッケル基溶接金属の耐粒界腐食性並びに耐粒界型応力腐食割れ性の向上：防食技術，Vol.35,pp.605-615 (1986)
【非特許文献２】K. Yamauchi et al: Effect of Niobium addition on Intergranular Stress Corrosion Cracking Resistance of Ni-Cr-Fe Alloy 600;Proceedings of the Corrosion Cracking Program and Related Papers presented at the International Conference and Exposition on Fatigue, Corrosion Cracking, Fracture Mechanics and Failure Analysis, 2-6 Dec.1985, Salt Lake City,pp.11-22,
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
前記従来技術は，ニッケル基合金製スタブ管溶接部の合金の成分調整について安定化パラメータが12以上という配慮がされておらす，SCCを発生する可能性があった。
【００１０】
また前記特許文献1記載の提案において，入熱量0.3ｋJ/cmではビード幅が1〜2ｍｍ程度にしかならず，このビードを重ねて施工していくのは非効率的である。
【００１１】
現地での施工を考えた場合，原子炉内での作業になることから，装置は遠隔操作による自動装置にする必要があり，当然ながら作業工程は少ない方が良い。ところが前記特許文献2記載の提案では，薄膜を形成するための工程が増え，また薄膜を形成する遠隔自動装置が必要になるなどの問題がある。
【００１２】
本発明の目的は，このような従来技術の欠点を解消し，簡便な施工技術で耐SCC性が向上する金属体のSCC防止方法ならびにその防止方法を施工した金属体を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
前記目的を達成するため、本発明の第1の手段は，熱影響を受けたニッケル基合金からなる金属体の応力腐食割れ防止方法において，
前記ニッケル基合金の下式で定義される安定化パラメータが8以上でかつ12未満のNbならびにCrを含有するニッケル基合金であって，前記熱影響を受けた熱影響部の表層を加熱して再溶解することを特徴とするものである。
【００１４】
安定化パラメータ=0.13×（Nbの重量％+2×Tiの重量％）÷Cの重量％    
本発明の第2の手段は前記第1の手段において，前記熱影響部が応力除去焼鈍処理によって生じていることを特徴とするものである。
【００１５】
本発明の第3の手段は前記第1の手段または第2の手段において，前記熱影響部の表層をノンフィラーティグ溶接によって加熱して再溶解することを特徴とするものである。
【００１６】
本発明の第4の手段は前記第1の手段ないし第3の手段において，前記熱影響部が溶接接合された金属体に生じていることを特徴とするものである。
【００１７】
本発明の第5の手段は前記第4の手段において，前記金属体が圧力容器に溶接接合されたスタブ管であることを特徴とするものである。
【００１８】
本発明の第6の手段は前記第1の手段ないし第3の手段において，前記熱影響部が溶接部に生じていることを特徴とするものである。
【００１９】
本発明の第7の手段は前記第6の手段において，前記金属体が圧力容器にスタブ管を溶接接合する溶接部であることを特徴とするものである。
【００２０】
本発明の第8の手段は，熱影響を受けたニッケル基合金からなる金属体において，
前記ニッケル基合金の下式で定義される安定化パラメータが8以上でかつ12未満のNbならびにCrを含有するニッケル基合金であって，前記熱影響を受けた熱影響部の表層に加熱再溶解部が形成されていることを特徴とするものである。
【００２１】
安定化パラメータ=0.13×（Nbの重量％+2×Tiの重量％）÷Cの重量％    
本発明の第9の手段は前記第8の手段において，前記熱影響部が応力除去焼鈍によって生じていることを特徴とするものである。
【００２２】
本発明の第10の手段は前記第8の手段または第9の手段において，前記熱影響部が溶接接合された金属体に生じていることを特徴とするものである。
【００２３】
本発明の第11の手段は前記第10の手段において，前記金属体が圧力容器に溶接接合されたスタブ管であることを特徴とするものである。
【００２４】
本発明の第12の手段は前記第8の手段または第9の手段において，前記熱影響部が溶接部に生じていることを特徴とするものである。
【００２５】
本発明の第13の手段は前記第12の手段において，前記金属体が圧力容器にスタブ管を溶接接合する溶接部であることを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００２６】
本発明によれば，ニッケル基合金からなる金属体の安定化パラメータが８以上12未満であっても，その金属体を取り替えることなく，簡便な施工技術で耐SCC性を向上することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２７】
前述のようにノンフィラーティグ溶接などで熱影響部を再溶解すると，PWHTの熱影響による鋭敏化が消失し，耐粒界腐食性が良くなり，耐SCC性が向上する。すなわち，溶接のまま（以下、AWと略記する）の状態に戻るので，図6に示すAWの耐食性制限の条件が使用できるようになる。この図6は、AWのニッケル基溶接金属182，82，600合金の安定化パラメータと改良ASTM  G28試験による粒界腐食との関係を示す特性図である。
【００２８】
AWの改良ASTM  G28試験，いわゆる硫酸・硫酸第二鉄腐食試験による耐粒界腐食性の制限は図6に示すように，安定化パラメータが8以上（耐粒界腐食性の判定基準で粒界侵食速度（IGP）が0.5ｍｍ/ｄ以下）である。安定化パラメータが8未満の場合は溶接の熱履歴中に鋭敏化し，耐食性が低下する。したがって，安定化パラメータが12未満であっても，安定化パラメータが8以上かつ12未満の溶接部などの金属体のみが再溶解すると耐食性が向上する。溶接後のPWHTによって結晶粒界にCr炭化物が析出し，それに伴ってCr枯渇現象が生じ，いわゆる鋭敏化する。再溶解処理はCr炭化物を固溶し，Cr枯渇分布をなくして均一化を図る効果がある。
【００２９】
次に本発明の実施形態を図と共に説明する。図1は，本発明の実施形態を示す制御棒駆動機構のスタブ管溶接部の斜視図である。
【００３０】
同図に示すよう低合金鋼製圧力容器2の上にAlloy82で肉盛溶接7が施され，その肉盛溶接7の上にAlloy600製のスタブ管1がAlloy182製溶接金属で溶接される。このAlloy182溶接部3の形成により，スタブ管1の下端部に溶接熱影響部4を生じる。この溶接の後に応力除去焼鈍処理（PWHT）を施す。
【００３１】
本発明ではしかる後このスタブ管1の溶接熱影響部4を，溶接ワイヤを使用しないノンフィラーＴＩＧトーチ5を用いて加熱して溶接熱影響部4の表層を再溶解する。図中の符号6は，溶接熱影響部4の再溶解部（再溶解層）を示している。
【００３２】
後述の耐食性試験に使用する各種スタブ管1の化学成分を図2に示す。なお、図中の数値の単位は重量％である。図中の合金HのCr含有率は17.1重量％，Nb含有率は1.00重量％，安定化パラメータは8.7である。合金IのCr含有率は16.94重量％，Nb含有率は1.61重量％，安定化パラメータは10である。合金GのCr含有率は17.13重量％，Nb含有率は1.01重量％，安定化パラメータは5である。なお、各合金の安定化パラメータは図4に掲載されている。
【００３３】
ノンフィラーＴＩＧ溶接（再溶解）の条件（電流，電圧，溶接速度，入熱量）を図3に示す。この図に示すように合金Hの溶接条件は6種類で，入熱量8.6〜34kJ/cmである。合金Iの溶接条件は4種類で，入熱量10〜42kJ/cmである。合金Gの入熱量は16kJ/cmである。
【００３４】
図4に各種試験片の安定化パラメータの値と改良ASTM  G28試験，いわゆる硫酸・硫酸第二鉄腐食試験による耐食性評価の結果を示す。耐食性は、PWHT後の場合とPWHT後に再溶解した場合の両方を示す。PWHTは、600℃で24時間の加熱処理条件で行なった。
【００３５】
この図4から明らかなように、合金Hを使用した試験片H-1〜H-6は安定化パラメータが8.7で，PWHT後の耐食性は0.96ｍｍ／ｄの高い値であるが，PWHT後6種の溶接条件（図3参照）で再溶解することにより耐食性は0ｍｍ／ｄで，耐SCC性に優れていることが立証されている。合金Iを使用した試験片I-1〜I-4は安定化パラメータが10で，PWHT後の耐食性は0.85ｍｍ／ｄの高い値であるが，PWHT後再溶解することにより耐食性は0ｍｍ／ｄとなり、耐SCC性に優れている。
【００３６】
これに対して合金Gは安定化パラメータが5と低く，安定化パラメータが8より低いため，PWHT後再溶解を施しても試験片G-2は0.46ｍｍ／ｄの腐食アタックを受けている。
【００３７】
安定化パラメータが8〜12のAlloy600においては，溶接後のPWHTによって結晶粒界にCr炭化物が析出し，それに伴ってCr枯渇現象が生じ，いわゆる鋭敏化する。本発明による再溶解処理はCr炭化物を固溶し，Cr枯渇分布をなくして均一化して，耐食性を回復させる効果がある。なお、安定化パラメータが8未満の材料では再溶解処理の熱影響で再び鋭敏化し，再溶解処理の効果が無いことが分かった。
【００３８】
本発明の他の実施形態を図5に示す。この実施形態の場合、低合金鋼製圧力容器2の上に，Alloy600製のスタブ管1をAlloy182製溶接金属で溶接して溶接部3が形成され，その後に応力除去焼鈍（PWHT）処理を施す。本実施形態ではしかる後，この溶接部3をノンフィラーＴＩＧトーチ5を用いて加熱して再溶解する。図中の符号6は，溶接部3の再溶解部を示している。
【００３９】
Alloy182製溶接部3の安定化パラメータは11であり、ノンフィラーＴＩＧによる再溶解条件は入熱量14kJ/cmである。改良ASTM  G28試験，いわゆる硫酸・硫酸第二鉄腐食試験による耐食性試験を行なった結果、再溶解後の耐食性は0ｍｍであった。
【００４０】
前記実施形態は原子炉圧力容器における制御棒駆動機構のスタブ管溶接部に対してSCC防止方法を施工した例を示したが、本発明はこれに限定されるものではなく、例えばシェラウドサポートなど他の金属体（構造物）についても適用可能である。
【図面の簡単な説明】
【００４１】
【図１】本発明の実施形態に係る原子炉圧力容器における制御棒駆動機構のスタブ管溶接部の斜視図である。
【図２】スタブ管に用いる各種ニッケル基600合金の化学成分を示す図である。
【図３】各種試験片での再溶解時の溶接条件を示す図である。
【図４】各種試験片での再溶解前後の粒界腐食試験結果を示す図である。
【図５】本発明の他の実施形態に係る制御棒駆動機構のスタブ管溶接部の斜視図である。
【図６】溶接のままのニッケル基溶接金属182，82，600合金の安定化パラメータと改良ASTM  G28試験による粒界腐食との関係を示す特性図である。
【図７】従来の原子炉圧力容器における制御棒駆動機構のニッケル基合金製スタブ管溶接部の拡大断面図である。
【図８】PWHTされたニッケル基溶接金属182，82，600合金の安定化パラメータと改良ASTM  G28試験による粒界腐食との関係を示す特性図である。
【図９】PWHTされたニッケル基合金の安定化パラメータと改良ASTM  G28試験による粒界腐食との関係を示す特性図である。
【符号の説明】
【００４２】
1：スタブ管，2：低合金鋼製圧力容器，3：Alloy182溶接部，4：溶接熱影響部，5：ノンフィラーＴＩＧトーチ，6：溶接熱影響部の再溶解部，7：Alloy82肉盛溶接。
【図１】
2007061832.tif 000003
【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】
2007061832.tif 000009
【図８】
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【図９】
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