(57)【要約】【課題】耐ＳＣＣ性の向上と強度を両立させたオーステナイト系ステンレス鋼の薄板、及びその製造方法を提供することを目的とする。【解決手段】７０％以上の低シグマ対応粒界頻度を有し、板厚が０．５ｍｍ〜３ｍｍであるオーステナイト系ステンレス鋼薄板が提供される。この薄板は、元材である薄板材を１〜７％の圧延率で冷間圧延した後、１３２５Ｋ以上の温度で２分以内の熱処理を施すことによって製造することができる。【選択図】図１
2009287104.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
７０％以上の低シグマ対応粒界頻度を有し、板厚が０．５ｍｍ〜３ｍｍであるオーステナイト系ステンレス鋼薄板。
【請求項２】
質量％として、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｎｉ：８〜３０％、Ｃｒ：１５〜３０％を含む請求項１に記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板。
【請求項３】
粒界性格制御のための加工熱処理後のビッカース硬さがＨＶ１３０〜２００である請求項１又は２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板。
【請求項４】
粒界性格制御のための加工熱処理後の結晶粒径が５０〜１００μｍである請求項１〜３のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板。
【請求項５】
７０％以上の低シグマ対応粒界頻度を有し、板厚が０．５ｍｍ〜３ｍｍであるオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法であって、元材である薄板材を１〜７％の圧延率で冷間圧延した後、再結晶温度以上の温度で熱処理を施す前記オーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法。
【請求項６】
熱処理温度が１３２５Ｋ以上である請求項５に記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法。
【請求項７】
熱処理を施す時間が２分以内である請求項５又は６に記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法。
【請求項８】
請求項１〜４のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板から構成された、中性子吸収材を覆うためのシース材を備える沸騰水型原子炉の制御棒。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、原子力発電所及び化学プラント等に適用される耐食性、特に耐粒界腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼薄板、及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
オーステナイト系ステンレス鋼は、機械的性質及び耐食性に優れた材料であり、一般構造用から原子力機器用まで幅広く使用されている。しかし、過酷な腐食環境下では応力腐食割れ（Stress Corrosion Cracking、以下ＳＣＣと称する）を生じることが知られている。特に結晶粒界に沿って進展するＳＣＣを粒界型応力腐食割れ（ＩＧＳＣＣ）と呼び、引張残留応力が存在する溶接熱影響部等で発生する。
【０００３】
粒界工学の発展とともに、結晶方位及び粒界性格分布を制御し、より高性能化・高機能化した材料の開発が可能になっている。特に、対応粒界（Coincidence Site Lattice粒界、以下ＣＳＬ粒界と称する）の低エネルギーの粒界構造を利用した粒界性格制御に関する研究が注目されている。ＣＳＬ粒界とは、結晶粒界を挟んだ隣接した結晶同士の片方を結晶軸の周りに回転したときに、格子点の一部が隣の結晶粒の格子点に位置して、両結晶に共通する副格子を構成するような粒界をいう。この際、回転軸と回転角度によって原点以外にも周期的に重なる格子点が形成される。これを対応格子点とよぶ。もとの結晶格子の単位胞体積とここで形成される対応格子の単位胞体積との比をΣ（シグマ）値とよぶ。粒界エネルギーが低いため、低ΣＣＳＬ粒界（シグマ値が２９以下の対応粒界）において応力腐食割れが生じにくいとされている。以上の理論に基づき、材料の耐食性や耐ＳＣＣ性を改善するために、加工熱処理過程で発生する焼鈍双晶を利用して、低ΣＣＳＬ粒界頻度を向上させる技術の研究開発が最近盛んである。
【０００４】
従来、材料の化学成分の調整により、ステンレス鋼の耐食性を向上させる方法が一般的に行われている。例えば、ＣｒやＭｏなどの耐食性に有効な元素の含有量の最適化、又は耐ＳＣＣ性に有害な元素（Ｐ及びＳ）の含有量を低減する手法がある。ただし、これらの方法は、冶金学のプロセスが必要となり、複雑である。
【０００５】
近年、材料の微視構造を制御することにより、その性質を向上させるという研究開発が活発になされている。例えば、（特許文献１）では、加工誘起マルテンサイトが使用環境中におけるＳＣＣ性に対して加速要因となる場合がある旨主張されており、オーステナイト系ステンレス鋼について、加工誘起マルテンサイト変態の起きる上限温度よりも高い温度で加熱しながら０〜６０％の圧延率で冷間圧延成形加工を行い、その後熱処理（熱処理温度１１７３Ｋ）を施すことにより、ビッカース硬さＨＶ＜２３０でかつ、加工誘起マルテンサイト変態量を１０％以下に維持している（圧延率とは、パーセンテージ又はフラクションで表される、元の断面積に対する試料断面積の減少量の比である）。以上のプロセスにより、耐ＳＣＣ性の向上を達成している。ただし、その実施例によると、ＳＣＣ割れの深さを抑える効果を得るために、冷間圧延の際４２３Ｋ〜４７３Ｋの温度で加熱する必要がある。冷間圧延成形加工とは、合金が塑性流動を生ずる再結晶温度より実質的に低い温度での加工を意味する。この温度は、一般にオーステナイト系ステンレス鋼の場合、室温であろうが、ある環境下では、合金の塑性流動を促進するために実質的により高い温度であり得る。したがって、実際の製造ラインにおける冷間圧延装置には、熱処理のための付加設備の導入が必要になる。かつ、冷間圧延後の熱処理時間も１時間を要し、熱処理に関わるコストが大きい。
【０００６】
最近では、粒界工学の発展とともに、粒界性格制御を利用した材料の微視的構造の最適化が注目されている。既存の材料の組成を変更せず、既存の材料に対して加工熱処理を施すことにより、材料の品質を向上させることがその特徴である。例えば、（特許文献２）は、従来ＣＳＬ粒界に比べて耐ＳＣＣ性が低いとされていたランダム粒界のうち、結晶粒界における方位差が大きいランダム粒界は逆に耐ＳＣＣ性に優れることを主張し、方位差５０°以上のランダム粒界が２０％以上となるようなステンレス鋼の加工熱処理方法を提供している。しかし、（特許文献２）には、耐ＳＣＣ性に関して、ＣＳＬ粒界と方位差５０°以上のランダム粒界との比較が記載されていない。また、６０％以上の高圧延率あるいは加工度が必要となり、機械加工段階で高いエネルギーが必要とされる。
【０００７】
低ΣＣＳＬ粒界は低エネルギーの粒界構造であるため、安定で鋭敏化されにくいという観点から、低ΣＣＳＬ粒界頻度を向上させることによって材料の耐ＳＣＣ性を改善するという材料プロセスがいくつか提案されている。しかし、それらの技術は、いずれも数時間以上の熱処理時間が要求されている。例えば、（特許文献３）では、３０４系、３１６系及び３４７系のステンレス鋼において、２〜３０％の圧延率を導入した後、１１１３Ｋから１１７３Ｋ未満の温度で熱処理を行うことにより、結晶方位差角１５°以上でかつΣ値２９以下である低ΣＣＳＬ粒界頻度を６５％以上にすることができると主張しているが、７０％以上の高頻度を達成するために、数十時間という長時間の熱処理を要し、多大なコストがかかる。特に、短時間の加工熱処理が望まれる薄板材への応用は難しいと考えられる。また、（特許文献４）では、オーステナイト系ステンレス鋼において、２〜１５％の圧延率を導入した後、７５％以上の高い低ΣＣＳＬ粒界頻度に達成するために、１１７３Ｋから１２７３Ｋ未満の温度で５時間以上の熱処理が必要であり、薄板材への応用も見込まれていない。(特許文献５）では、Ｃｒを含む鉄基又はニッケル基面心立方合金において、圧延率５％〜３０％を導入した後、１１７３Ｋ〜１３２５Ｋの温度で２分〜１０分の熱処理を施すことにより、６０％以上の低ΣＣＳＬ粒界頻度が達成される旨述べられている。その実施例によると、低ΣＣＳＬ粒界頻度は最大７７．１％に達しているが、必要な圧延率が達成されるまで冷間圧延と熱処理のプロセスを数回繰り返さなければならないために、実際の所要合計時間及びコストは低くはない。
【０００８】
【特許文献１】特開昭６０−１６２７２５号公報
【特許文献２】特開２００５−１５８９９号公報
【特許文献３】特開２００４−３３９５７６号公報
【特許文献４】特開２００３−２５３４０１号公報
【特許文献５】特願平６−５１４６３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
前述の通り、（特許文献１）で提案された加工熱処理方法では、冷間圧延の際に熱処理を同時に実施しなければならないため、実製造ラインにおける冷間圧延装置に熱処理のための付加設備の導入することが必要になる。かつ、冷間圧延後の熱処理時間も１時間を要し、熱処理に関わるコストが増大する。
【００１０】
また、（特許文献２）で提案された加工熱処理方法では、６０％以上の高圧延率あるいは加工度が必要となり、機械加工段階で高いエネルギー及びコストが必要とされる。
【００１１】
また、（特許文献３）及び（特許文献４）で提案された加工熱処理方法は、数十時間もしくは数時間の熱処理時間が必要であり、短時間の加工熱処理が望まれる薄板材への応用は困難である。
【００１２】
さらに、（特許文献５）で提案された加工熱処理方法は、必要な圧延率が達成されるまで冷間圧延と熱処理のプロセスを数回繰り返さなければならないために、実際の所要合計時間及びコストは低くないと考えられる。
【００１３】
このように、従来の粒界性格制御技術は、いずれも長時間の熱処理時間が必要であり、厚板材やバルク材には適応可能であるが、通常の製造工程において連続的に熱処理炉へ入り熱処理される薄板材の場合、材料に張力がかかっているため長時間の熱処理では変形を生じる。そのため、従来技術のように長時間の熱処理では薄板材の製造は実質的に困難である。また、従来の粒界性格制御技術を用いると、耐ＳＣＣ性を得るための低ΣＣＳＬ粒界頻度の向上とともに、結晶の粗大化が必ず発生する。Hall-Petch則により、粒径が数μｍ以上の場合、粒径の粗大化とともに強度が低下する。厚板材やバルク材の場合は、外部負荷に対する断面積が大きいため、稼動応力が相対的に低く、強度が低下しても許容設計基準を満足する。一方、薄板材の場合は、同じ外部負荷に対する断面積が厚板材やバルク材より相当小さいため、稼動応力が相対的に高い。したがって、強度の低下は薄板材にとって極めて好ましくない。特に、原子炉の制御棒において中性子吸収材を覆うシース部等では、２ｍｍ程度の薄板材料が使用されており、過酷な環境におけるそれら薄板部材の耐ＳＣＣ性及び強度の両立はかねてから課題になっている。
【００１４】
そこで本発明は、耐ＳＣＣ性の向上と強度を両立させたオーステナイト系ステンレス鋼の薄板、及びその製造方法を提供することを目的とする。さらに、そのようなオーステナイト系ステンレス鋼薄板を用いた原子炉の制御棒を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
本発明者らは、薄板材料の組成や低ΣＣＳＬ粒界頻度、及び結晶粒径等を制御することにより、耐ＳＣＣ性の向上と強度とを両立するという上記課題を解決できることを見い出し、発明を完成した。また、設備の軽量化と省エネルギーのニーズも考慮しつつ、薄板材料の製造プロセスの条件を検討した結果、低圧延率かつ、高温短時間の熱処理を施すことにより、低ΣＣＳＬ粒界頻度が７０％以上で板厚が０．５ｍｍ〜３ｍｍのオーステナイト系ステンレス鋼薄板が得られることを見い出し、発明を完成した。
【００１６】
すなわち、本発明の要旨は以下の通りである。
（１）７０％以上の低シグマ対応粒界頻度を有し、板厚が０．５ｍｍ〜３ｍｍであるオーステナイト系ステンレス鋼薄板。
（２）質量％として、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｎｉ：８〜３０％、Ｃｒ：１５〜３０％を含む前記（１）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板。
（３）粒界性格制御のための加工熱処理後のビッカース硬さがＨＶ１３０〜２００である前記（１）又は（２）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板。
（４）粒界性格制御のための加工熱処理後の結晶粒径が５０〜１００μｍである前記（１）〜（３）のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板。
（５）７０％以上の低シグマ対応粒界頻度を有し、板厚が０．５ｍｍ〜３ｍｍであるオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法であって、元材である薄板材を１〜７％の圧延率で冷間圧延した後、再結晶温度以上の温度で熱処理を施す前記オーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法。
（６）熱処理温度が１３２５Ｋ以上である前記（５）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法。
（７）熱処理を施す時間が２分以内である前記（５）又は（６）に記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板の製造方法。
（８）前記（１）〜（４）のいずれかに記載のオーステナイト系ステンレス鋼薄板から構成された、中性子吸収材を覆うためのシース材を備える沸騰水型原子炉の制御棒。
【発明の効果】
【００１７】
上記のように、オーステナイト系ステンレス鋼薄板部材のビッカース硬さ、及び低ΣＣＳＬ粒界頻度を向上させることによって、従来の粒界性格材より高い硬さを実現し、かつ応力腐食割れの最大深さを従来材の３分の１まで低下させることができた。
【００１８】
また、元材である薄板材を１〜７％という低い圧延率で冷間圧延し、所定の高温度で短時間の熱処理を施すことにより、低ΣＣＳＬ粒界頻度が高いステンレス鋼薄板を得ることができ、耐ＳＣＣ性の向上と強度の両立を達成することができる。このようなステンレス鋼薄板は、沸騰水型原子炉の制御棒におけるシース材等、特に原子力発電所、又は化学プラントでの応力腐食環境において使用される薄板構造材料として応用することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１９】
以下、本発明を、化学成分、微視的構造、機械特性、製造方法及び実用性に区分して詳細に説明する。
【００２０】
１．化学成分
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼薄板は、Ｆｅを主体とする面心立方晶からなる多結晶金属材料から構成されるものである。材料の組成は、質量％として、Ｃ：０．００１〜０．０３％、Ｎｉ：８〜３０％、Ｃｒ：１５〜３０％を含むことが好ましい。その他、必要に応じて、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｓｉ等の元素を含んでも良く、それらの合計量は材料中７質量％以下とすることが好ましい。
【００２１】
Ｃ：０．００１〜０．０３％
Ｃは、強度を得るために有効な元素である。一方、含有量が０．０３０％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ＳＣＣ性が低下する恐れがある。したがって、Ｃの含有量は０．００１％以上、０．０３０％以下とする。
【００２２】
Ｎｉ：８〜３０％
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、８％以上の含有量が必要である。一方、その含有量が３０％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８％〜３０％とする。
【００２３】
Ｃｒ：１５〜３０％
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１５％以上とする必要がある。一方、その含有量が３０％を超えると、材料が脆化しやすくなり、熱間加工性が著しく悪化する。したがって、Ｃｒの含有量は１５％〜３０％とする。
【００２４】
２．微視的構造
２．１  低ΣＣＳＬ粒界頻度
粒界性格制御が行われていない一般的なオーステナイト系ステンレス鋼の低ΣＣＳＬ粒界頻度は６０％前後である。パーコレーション理論によると、低ΣＣＳＬ粒界頻度が７０％以上になると、ランダム粒界の連結性が急激に低下する。このランダム粒界の連結性は、ランダム粒界クラスターの最大長さと、測定領域の粒界全長との比で定義される。つまり、低ΣＣＳＬ粒界頻度が７０％を越えると、たとえあるランダム粒界で粒界割れが発生しても、き裂が測定領域内の他所のランダム粒界まで伝達しにくくなる。したがって、低ΣＣＳＬ粒界頻度が７０％以上になると、ランダム粒界に起因する材料劣化を抑制する効果があると考えられる。
【００２５】
本発明のステンレス鋼薄板は、低ΣＣＳＬ粒界頻度を７０％以上に向上させることにより、ランダム粒界を低ΣＣＳＬ粒界により分断し、ＳＣＣき裂の発生を有効に抑制するものである。耐ＳＣＣ性を検証するために、本発明者らは、７０％以上の低ΣＣＳＬ粒界頻度を達成したオーステナイト系ステンレス鋼の粒界性格制御材を用いて、隙間付き定変位曲げ（Crevice Bending Beam、以下はＣＢＢと称する）試験を行い、耐ＳＣＣ性効果について母材（非制御材）との相違を比較した。
【００２６】
供試材の化学成分及び機械的特性を表１及び表２に示す。供試材は２枚の２００ｍｍ×１１０ｍｍ×１５ｍｍｔのＳＵＳ３１６Ｌ板材である。
【００２７】
【表１】
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【００２８】
【表２】
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【００２９】
供試材は、まず１３４３Ｋ（１０７０℃）、３０分間水冷の固溶化熱処理を実施した後、酸化スケールの除去と板厚の平均化のために、板の両面を研磨した。その後、この内の１枚の板材を、長手方向に３％冷間圧延した。供試材の板厚みが３ｍｍ以上であるため、従来の方法により、冷間圧延後１２６０Ｋ（９８７℃）で４８ｈの熱処理を行い、粒界性格制御材を作製した。もう１枚の供試材は加工熱処理を施さず、非制御材（母材）とした。電子線後方散乱回折法（Electron Backscatter Diffraction、以下ＥＢＳＤと称する）を用いて、結晶方位及び粒界性格の解析を行った。ＥＢＳＤの測定点間隔は１μｍとした。粒界性格解析においては、同一結晶粒内でも、各測定点間にミスオリエンテーションが若干存在することから、このミスオリエンテーションを粒界と判定しないために、ミスオリエンテーションが５°以上の隣接する測定点間境界を粒界と定義した。したがって、低ΣＣＳＬ粒界頻度の評価は、式（１）を用いて行った。
【００３０】
【数１】
2009287104.tif 000005
【００３１】
ＥＢＳＤを用いた低ΣＣＳＬ粒界分布の解析により、粒界性格制御材の低ΣＣＳＬ粒界頻度は８２．０％であり、非制御材の低ΣＣＳＬ粒界頻度は６０．６％であった。次に、ＳＣＣ発生を促す目的で、６２０℃×２４ｈ、炉冷の熱処理を施し、１０％の冷間圧延を行った。そして、長手方向が冷間圧延方向と垂直になるように、５０ｍｍ×１０ｍｍ×２ｍｍｔのＣＢＢ試験片を作製した。ＳＣＣ発生を促進させるために、１０ｍｍ間隔で４ヶ所にＶ型ノッチを機械加工で導入し、このＶ型ノッチ付き試験片をそれぞれ４本作製した。ノッチ深さは０．５ｍｍ、ノッチ開口角は４５゜、ノッチ底の曲率半径はＲ＝０．２５ｍｍである。ノッチ底部におけるひずみは１０％である。試験片の両表面は１０００番のエメリ紙で仕上げた。１００Ｒの曲率を有した試験片固定冶具にノッチＣＢＢ試験片とグラファイトを密着させてセットした後、オートクレーブ内に入れ、２８８℃、ＤＯ（溶存酸素濃度）８ｐｐｍ、導電率（入口）０．１ｍＳ／ｃｍ以下の高温水中に２０００時間浸漬した。
【００３２】
図１には、試験後、粒界性格制御材と非制御材のノッチ底で発生した最大き裂の光学顕微鏡写真を示す。図１（ａ）に示す粒界性格制御材では、わずか数本のＳＣＣがノッチ底から発生するに留まったが、図１（ｂ）に示す非制御材では、非常に広い範囲にわたり多数のＳＣＣが互いに連結してネットワーク状に広がっていた。各試験片における合計１６箇所のノッチで観察されたＩＧＳＣＣの中で、最大割れ深さを有するものを測定し、その値を図２に示す。粒界性格制御材の最大割れ深さは２２５．５μｍであり、非制御材の６５７．７μｍより小さく、約１／３であった。したがって、同様な応力腐食環境下では、ΣＣＳＬ粒界頻度を８２．０％まで高めることにより、粒界腐食割れの最大深さを、ΣＣＳＬ粒界頻度が６０．６％である元材料の３分の１まで低下させることができる。
【００３３】
さらに、各試験片における合計１６箇所のノッチで観察されたＩＧＳＣＣき裂の総長さを図３に示す。粒界性格制御材のＩＧＳＣＣの総長さは４１０７μｍ（ランダム粒界３５７１μｍ、低ΣＣＳＬ粒界５３６μｍ）であり、一方、非制御材のＩＧＳＣＣの総長さは１８７１６μｍ（ランダム粒界１５１４５μｍ、低ΣＣＳＬ粒界５３６μｍ）であり、いずれにおいても、ＩＧＳＣＣはランダム粒界に集中していた。したがって、同様な応力腐食環境下では、低ΣＣＳＬ粒界頻度を８２．０％まで高めることにより、粒界腐食割れの総長さを、低ΣＣＳＬ粒界頻度が６０．６％である元材料の４分の１以下まで抑えることができる。
【００３４】
以上のように、低ΣＣＳＬ粒界頻度を６０．６％から８２．０％まで向上させることにより、顕著な耐ＳＣＣ性効果が確認された。つまり、結晶粒界性格を制御することにより、粒界腐食やＩＧＳＣＣに対する抵抗性を向上させることができる。このような粒界性格制御材料を、原子力発電プラント、化学プラント等の、粒界に起因する腐食が問題となるプラント部位に適用することにより、健全性劣化を抑制し、従来材を用いた場合に比べてプラントを長寿命化することができる。上記実験で検証した両試験片についての低ΣＣＳＬ粒界頻度範囲及びパーコレーション理論を考慮して、耐ＳＣＣ性効果を果たすための本発明のステンレス鋼薄板の低ΣＣＳＬ粒界頻度の閾値を７０％とする。
【００３５】
２．２  結晶粒径
本発明者らは、表３に示す化学成分及び表４に示す機械特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１６Ｌの薄板材（厚さ１．４ｍｍｔ）について、冷間圧延を行い、その後熱処理を施した。熱処理後、材料の断面中心部の５００μｍ×５００μｍ測定領域において、ＥＢＳＤを用いて、結晶方位、粒界性格及び結晶粒径（双晶を含む）の解析を行った。ＥＢＳＤの測定点間隔は１μｍとした。さらに、各試験片の断面中心部において、ビッカース硬さを測定した（９．８０７Ｎ／２０ｓｅｃ）。その結果を表５に示す。
【００３６】
【表３】
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【００３７】
【表４】
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【００３８】
【表５】
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【００３９】
一般的に、熱処理より結晶粒の粗大化が生じるとされている。加工熱処理に伴う結晶粒径変化と低ΣＣＳＬ粒界頻度との関係を図４に示す。ここで、母材（非制御材）は■で、熱処理時間が５分以上のものは○で、熱処理時間が２分以下のものは●で示している。図４から明らかなように、低ΣＣＳＬ粒界頻度の上昇とともに、粒径が増加する相関性があり、低ΣＣＳＬ粒界頻度７０％以上での粒径は５０μｍ以上になる。
【００４０】
粒径の粗大化に伴う粒界体積の低下は、粒界にて発生する粒界腐食割れに対して軽減効果をもたらし得る。また、不純物や熱処理に伴う析出物は、主に粒界に蓄積し、粒界の強度を低減させる。化学成分の濃度が一定の場合には、粒界体積の低下により、それらの不純物や析出物の蓄積量を抑制でき、粒界の強度の低下を防ぐことができる。したがって、粒径の粗大化は粒界腐食割れ及び析出物による粒界の強度の低減に抑制効果があると考えられる。５０μｍ以上の結晶粒径は、元材料の２６．７μｍに比べて約２倍の値であり、これによって元材料よりも優れた粒界腐食割れの抑制効果が得られると考えられる。ただし、１００μｍ以上の粒径になると、粒界よりやわらかいマトリクスの体積が急に増えるため、逆に材料の強度を低下させる場合がある。したがって、本発明のステンレス鋼薄板における加工熱処理後の結晶粒径は５０〜１００μｍとすることが好ましい。
【００４１】
３．機械特性
３．１  ビッカース硬さ
Hall-Petch則により、粒径が数μｍ以上の場合、結晶の粗大化とともに引張り強度及び疲労限度が低下することが一般的に知られている。また、硬度と引張り強度は一般的に比例関係があるため、耐応力腐食材料にとって硬さの低下は決して好ましくない。本発明者らは、熱処理の温度を従来の技術より高くかつ、熱処理時間を短縮することにより、低ΣＣＳＬ粒界頻度の向上と材料の硬度とが両立できることを見い出した。表３に示す化学成分及び表４に示す機械特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１６Ｌの薄板材（厚さ１．４ｍｍｔ）において、粒界性格制御の加工熱処理を行った後のビッカース硬さと低ΣＣＳＬ粒界頻度との関係を図５に示す。図中、母材（非制御材）は■で、熱処理時間が５分以上のものは○で、熱処理時間が２分以下のものは●で示している。
【００４２】
図５に示すように、従来の技術を用いて５分以上の熱処理を行った試験片のビッカース硬さは、低ΣＣＳＬ粒界頻度の増大とともに低下する傾向が見られる。一方、熱処理時間が２分以下の加工熱処理方法を用いた試験片のビッカース硬さは、母材（ビッカース硬さＨＶ１４４）より若干低いが、全体的に同じ低Σ対応粒界頻度を有する従来材よりも高く、ＨＶ１３０以上のビッカース硬さを示す。これは、結晶粒径を１００μｍ以下に抑えることにより、材料組織の中で、マトリクスより硬い粒界の割合を維持できたためと考えられる。また、同じ水冷条件下では、高温での熱処理は冷却速度がより急激になるため、急冷によるマルテンサイト変態も材料の硬さが向上したもう一つの原因と推測される。ただし、マルテンサイトの変態量は材料Ｃの含有量に関わる。本発明の薄板材料は、Ｃ含有量が例えば０．０３％以下の低炭素鋼であるため、マルテンサイトの変態量に限界がある。また、現在の加工熱処理条件を用いるとＨＶ２００以上のビッカース硬さを得ることは非常に難しい。したがって、本発明のステンレス鋼薄板における好ましいビッカース硬さの範囲はＨＶ１３０〜２００とする。
【００４３】
３．２  引張強度
本発明における、熱処理時間が２分以下で作製したオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１６Ｌの薄板について室温で引張試験を行い、その結果を表６に示す。本発明の薄板は、０．２％耐力と引張強さがそれぞれ、２１２ＭＰａ及び５３５ＭＰａであり、両方ともＳＵＳ３１６ＬのＪＩＳ規格を満足した。
【００４４】
【表６】
2009287104.tif 000009
【００４５】
以上のように、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼薄板は、低ΣＣＳＬ粒界頻度の向上を達成すると同時に、従来の技術を用いて作製した粒界性格制御材よりも高いビッカース硬さと、高い０．２％耐力及び引張強さを有する。したがって、引張り強度及び疲労限度についても従来の技術で作製した粒界性格制御材より高く、材料強度の低下を抑制する効果がある。
【００４６】
４．製造方法
４．１  圧延率
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼の薄板材料において、７０％以上の低ΣＣＳＬ粒界頻度、ＨＶ１３０〜２００のビッカース硬さ、及び５０〜１００μｍの結晶粒径を得るための手法として、固溶化熱処理後、元材である薄板材を１％〜７％の圧延率で室温にて冷間圧延し、再結晶温度以上、例えば１３２５Ｋ以上の熱処理温度でアニーリングすることを特徴とする。
【００４７】
本発明者らは、表３に示す化学成分及び表４に示す機械特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１６Ｌの薄板材（厚さ１．４ｍｍｔ）の試験片について、圧延率０％、１％、２％、３％、４％、５％、６％、７％、８％及び１０％で冷間圧延を行った後、熱処理温度１４５０Ｋ、熱処理時間１分で熱処理を行った。熱処理後の各試験片の粒界性格をＥＢＳＤで分析した。圧延率と低ΣＣＳＬ粒界頻度との関係を図６に示す。図６から分かるように、圧延率１〜７％の試験片では７０％以上の低ΣＣＳＬ粒界頻度が得られたが、圧延率が１％未満では、熱処理時の粒界移動が活性化されず、低ΣＣＳＬ粒界頻度の増加は僅かであった。また、圧延率が７％以上になると、熱処理により再結晶化が促進され、大幅な低ΣＣＳＬ粒界頻度の増加は抑制されることが推測される。以上の理由により、本発明の製造方法においては１％〜７％の圧延率が最適な圧延率範囲となる。
【００４８】
４．２  板厚
短時間の熱加工処理によって材料内部における粒界性格分布を均一化させるため、厚さが３ｍｍ以下の薄板材が好ましく、２ｍｍ以下が最適と考えられる。ただし、厚さが０．５ｍｍ以下になると、数パーセントの圧延率の場合は、圧延量が十μｍ程度となり測定誤差の範囲内に当たるため、圧延率の制御が非常に難しくなる。また、熱処理により表面酸化層が形成されるため、厚さが０．５ｍｍ以下であると体積に対する酸化層の割合が相当大きくなり、材料全体の強度が低下すると考えられる。以上の理由により、本発明のステンレス鋼薄板の厚さは０．５ｍｍ〜３ｍｍとする。
【００４９】
４．３  熱処理温度と時間
本発明者らは、表３に示す化学成分及び表４に示す機械特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼の薄板材（厚さ１．４ｍｍｔ）の試験片について、３％及び５％の圧延率で冷間圧延を行い、熱処理時間１分として、熱処理温度１２６０Ｋ、１３２５Ｋ、１４００Ｋ及び１４５０Ｋでそれぞれ熱処理を行った。熱処理後の各試験片の粒界性格をＥＢＳＤで分析した。それらの熱処理温度と低ΣＣＳＬ粒界頻度との関係を図７に示す。圧延率３％及び５％の試験片では、いずれも熱処理温度１３２５Ｋ以上の場合に、１分間の短時間熱処理によって７０％以上の低ΣＣＳＬ粒界頻度を達成できたが、１３２５Ｋ未満になると、７０％以上の低ΣＣＳＬ粒界頻度を達成するには数十分以上の熱処理時間を要し、短時間で低ΣＣＳＬ粒界頻度を向上させるのは困難であった。また、この温度範囲で、７０％以上の低ΣＣＳＬ粒界頻度を達成するための最も効率よい熱処理時間は２分以内であった。したがって、本発明の製造方法における熱処理を施す時間は、２分以内とすることが好ましい。なお、最小限必要な熱処理時間は、熱処理温度等の条件によって異なり、特に限定されるものではないが、通常３０秒程度である。また、熱処理温度の上限値は、板厚や材料の組成によっても異なるが、高過ぎると、材料が張力負荷で、クリープが生じやすくなり、材料自体が変形してしまう恐れがあるため、１６００Ｋ以下とすることが好ましい。
【００５０】
５．実用性
７０％以上の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有し、板厚が０．５ｍｍ〜３ｍｍである本発明のオーステナイト系ステンレス鋼薄板は、耐ＳＣＣ性及び強度に優れるため、過酷な腐食環境下で好適に用いることができ、例えば、沸騰水型原子炉（ＢＷＲ：Boiling Water Reactor）の制御棒におけるハフニウム等の中性子吸収材を覆うためのシース材として利用することができる。このような制御棒の構造の一例を図８に示す。図８の制御棒は、制御棒支持構造体１と、この制御棒支持構造体１の軸心より四方に延びるように配設された４つのブレード４とを備え、さらにこれらのブレード４を取り付けるための、横断面が十字型形状のタイロッド２を有している。ブレード４は、それぞれが中性子吸収材であるハフニウムフラットチューブ３と、シース材５とから構成され、ハフニウムフラットチューブ３はシース材５によって覆われた構造となっている。
【実施例】
【００５１】
以下、実施例により本発明をさらに詳細に説明する。
【００５２】
（実施例１）
表３に示す化学成分及び表４に示す機械特性を有するオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１６Ｌの薄板材（厚さ１．４ｍｍｔ）について、３％、４％及び５％の圧延率で室温にて冷間圧延を行った後、それぞれ１４５０Ｋの熱処理温度で１分間のアニーリングを行った。その後、水冷を実施した。
【００５３】
それらの試験片の粒界性格解析結果を図９に示す。図９の粒界性格分布図において、黒いラインはランダム粒界を示し、白いラインは低ΣＣＳＬ粒界を示す。図中の数値は、低ΣＣＳＬ粒界頻度（％）及び双晶を含めた平均結晶粒径（μｍ）である。さらに、低ΣＣＳＬ粒界頻度、ビッカース硬さ及び粒径の測定結果を表７に示す。３本の試験片とも低ΣＣＳＬ粒界頻度７０％以上、かつビッカース硬さＨＶ１３０以上を達成した。
【００５４】
【表７】
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【００５５】
（実施例２）
表８に示す化学成分を有するオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３０４の薄板材（厚さ１．４ｍｍｔ）について、３％の圧延率で室温の冷間圧延を行った後、１４５０Ｋの熱処理温度で１分間のアニーリングを行った。その後、水冷を実施した。ＥＢＳＤにより測定した低ΣＣＳＬ粒界頻度は８１．３％であり、ビッカース硬さはＨＶ１３５であった。
【００５６】
【表８】
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【００５７】
（実施例３）
表９に示す化学成分を有するオーステナイト系ステンレス鋼ＳＵＳ３１０Ｓの薄板材（厚さ１．４ｍｍｔ）について、３％の圧延率で室温の冷間圧延を行った後、１４５０Ｋの熱処理温度で１分間のアニーリングを行った。その後、水冷を実施した。ＥＢＳＤにより測定した低ΣＣＳＬ粒界頻度は８０．５％であり、ビッカース硬さはＨＶ１３９であった。
【００５８】
【表９】
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【００５９】
（実施例４）
７０％以上の対応粒界頻度が得られる本発明の加工条件で加工を行った、表３に示す化学成分及び表４に示す機械特性を有する薄板をシース材として用いて、沸騰水型原子炉制御棒の模擬体を試作した。その結果、製造の過程でシース材に欠陥は発生していなかったことが分かった。
【産業上の利用可能性】
【００６０】
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼薄板は、原子力機器におけるシース材を始め、原子力発電所及び化学プラントなどの応力腐食環境下で使用される構造部材として幅広い応用が期待される。
【図面の簡単な説明】
【００６１】
【図１】隙間付き定変位曲げ（ＣＢＢ）試験後、粒界性格制御材（ａ）及び非制御材（ｂ）のノッチ底で発生した最大き裂の光学顕微鏡写真である。
【図２】図１に示す粒界性格制御材及び非制御材のノッチ底で発生したき裂の最大深さを示すグラフである。
【図３】粒界性格制御材及び非制御材のノッチ底で発生した応力腐食割れの総長さを示すグラフである。
【図４】結晶粒径と低ΣＣＳＬ粒界頻度の関係を示すグラフである。
【図５】ビッカース硬さと低ΣＣＳＬ粒界頻度の関係を示すグラフである。
【図６】圧延率と低ΣＣＳＬ粒界頻度の関係を示すグラフである。
【図７】熱処理温度と低ΣＣＳＬ粒界頻度の関係を示すグラフである。
【図８】制御棒の一実施形態を示す図である。
【図９】圧延率３％、４％及び５％の試験片における熱処理後の粒界性格分布図である。
【符号の説明】
【００６２】
１    制御棒支持構造体
２    タイロッド
３    ハフニウムフラットチューブ
４    ブレード
５    シース材
【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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