(57)【要約】【課題】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き裂伝播し難い高積層欠陥エネルギー値を有する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の構造物を提供する。【解決手段】本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１０％以上２６％以下、Ｃｒ：１５％以上３０％以下、Ｍｏ：３．０％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り、固溶Ｃ量が０．０１０％以下であり、固溶Ｎ量が０．０１０％以下であることを特徴とする。さらに、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下を含有する構成、及び、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂから選ばれるいずれか１種以上を各１．０％以下含有する構成も採用できる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｎｉ：１０％以上２６％以下、
Ｃｒ：１５％以上３０％以下、
Ｍｏ：３．０％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り、
固溶Ｃ量が０．０１０％以下であり、固溶Ｎ量が０．０１０％以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項２】
重量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｎｉ：１０％以上２６％以下、
Ｃｒ：１５％以上３０％以下、
Ｍｏ：３．０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上２．０％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り、
固溶Ｃ量が０．０１０％以下であり、固溶Ｎ量が０．０１０％以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
重量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．１％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｎｉ：１０％以上２６％以下、
Ｃｒ：１５％以上３０％以下、
Ｍｏ：３．０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、
Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂから選ばれるいずれか１種以上：各１．０％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り、
固溶Ｃ量が０．０１０％以下であり、固溶Ｎ量が０．０１０％以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量が、重量％で０．００７％以下であることを特徴とする請求項１から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。
【請求項５】
Ｍｏ含有量が重量％で１．０％以下であり、
下記式で表されるＭｄ３０点が１０℃以上であることを特徴とする請求項１から４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。
（式）
Ｍｄ３０（℃）＝４１３−４６２ｘ（Ｃ＋Ｎ）−９．２ｘＳｉ−８．１ｘＭｎ−１３．７ｘＮｉ−９．５ｘＮｉ−１８．５ｘＭｏ
【請求項６】
Ｍｏ含有量が、重量％で１．０％を超えており、重量％で１０％以下のδフェライトを含むことを特徴とする請求項１から４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。
【請求項７】
請求項１から４のいずれか１項に記載の成分組成を有する鋼からなる鋼片に、１０００℃〜１１５０℃で溶体化処理を施した後、３０％以下の冷間加工を施し、その後に４００℃〜８５０℃で０．５〜５０時間の炭・窒化物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。
【請求項８】
請求項１〜６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９】
請求項１〜６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配管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼とその製造方法、及びそれを用いた構造物に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
低炭素オーステナイト系ステンレス鋼は、鋭敏化し難く、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。しかし近年、低炭素オーステナイト系ステンレス鋼は、鋭敏化や隙間腐食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。このオーステナイト系ステンレス鋼の冷間加工や溶接熱歪による応力腐食割れ感受性の増大については、その割れ機構が不明であり、割れ機構の解明とそれに基づく対策材の開発が緊急の課題とされていた。
【特許文献１】国際公開第０５／０６８６７４号パンフレット
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００３】
本発明は上記課題を解決するために成されたものであって、冷間加工や溶接熱歪による応力腐食割れ感受性の増大を防止し、耐久性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供することを目的としている。
【課題を解決するための手段】
【０００４】
本発明者らは、上記課題「鋭敏化や隙間腐食を生じ難く、冷間加工等による硬化に基づく粒界応力腐食割れの発生や、進展し難い、オーステナイト系ステンレス鋼対策材の開発」に対して、長年研究に取り組んできた。
【０００５】
従来から、オーステナイト系ステンレス鋼の冷間加工や溶接熱歪による応力腐食割れ感受性の増大については、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値が寄与するのではないかとの考えも一部にはあったが、積層欠陥エネルギー値は化学成分で定まり、熱処理や金属組織では変化しないとされていた。
【０００６】
しかし、本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値については重大な誤解があり、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値を最も大きく左右するのはＮｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｍｎ量などの主要合金元素量のほかに化学成分としてのＣ、Ｎ量ではなく、結晶母相すなわちマトリクス中に固溶している固溶Ｃ量、固溶Ｎ量が重要であると着想した。すなわち上記問題点を解決する為には、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値を高くする事が肝要であるが、従来から定説とされてきた、「積層欠陥エネルギー値は単に化学成分のみで定まり、加工・熱処理によっては変化しない」とする考え方には誤りがあると考えた。化学成分のみならず、加工・熱処理により固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を減少させることで積層欠陥エネルギー値を高め、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対策材開発の道が開けるものと考え、実験を積み重ねてきた。
【０００７】
本発明者らは、化学成分を系統的に変化させた各種低炭素オーステナイト系ステンレス鋼について積層欠陥エネルギー値を計測した。
従来、「オーステナイト系ステンレス鋼中のＣ量は積層欠陥エネルギー値に影響を与えない」とか、「Ｃ量は高くなると積層欠陥エネルギー値を高くする」とか、「オーステナイト系ステンレス鋼中のＮ量は、ある含有量までは増大するにつれて、積層欠陥エネルギー値が低下するがそれ以降は影響がない」などとする考え方が一般的であった。
これに対して本発明者らは、上記計測結果から「オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値には、オーステナイト系ステンレス鋼中に含まれるＣ、Ｎ量で定まるのではなく、オーステナイト系ステンレス鋼のマトリクスに固溶したＣ、Ｎ量によって定まり、固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量が低下すると積層欠陥エネルギー値が増大する」ことを見出した。すなわち、化学分析による成分分析でＣ、Ｎ量がいくら含まれているかではなく、オーステナイト系ステンレス鋼マトリクスにＣ、Ｎ量がどの程度固溶しているかが重要であることを見出した。
【０００８】
前述したように、従来「積層欠陥エネルギー値とは材料の化学組成で一義的に定まり、熱処理条件等によっては変化しない」と考えられてきたのに対して、本発明者らは「オーステナイト系ステンレス鋼中の固溶Ｃ、Ｎ量が低下すると積層欠陥エネルギー値が増大する」との知見に基づき、「オーステナイト系ステンレス鋼は熱処理により固溶Ｃ、Ｎ量が低下する」ことと併せ考え、「オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値は、溶体化処理後の冷却速度や、溶体化処理後の時効処理や鋭敏化処理により固溶Ｃ、Ｎ量が低下することにより、増大する」ことを見出した。
【０００９】
また、固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を変化させたオーステナイト系ステンレス鋼や、溶体化処理後の時効処理や鋭敏化処理および軽微な冷間加工と時効処理や鋭敏化処理により積層欠陥エネルギー値が増大したオーステナイト系ステンレス鋼の応力腐食割れ試験をした結果、固溶Ｃ、Ｎ量を低下させ、積層欠陥エネルギー値を増大させたオーステナイト系ステンレス鋼は耐応力腐食割れ性に優れていることを見出した。
【００１０】
さらにオーステナイト系ステンレス鋼中のＭｎ含有量が増大すると固溶Ｎ量も増大することから、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値を増大させるには、Ｍｎ量は極力下げた方が好ましいことを見出した。
【００１１】
さらに本発明者らは、材料の積層欠陥エネルギー値を高くするということは、積層欠陥を生じ難くすることと同義とも捉えられるとの発想に立ち、体心立方晶（ＢＣＣ）や、体心正方晶（ＢＣＴ）では積層欠陥が生じ難い事から、オーステナイトステンレス鋼のδフェライト量やマルテンサイト生成量を増やせば耐粒界応力腐食割れ性は向上すると考えた。供試材の応力腐食割れ試験によりそれを裏付ける結果を得ている。
【００１２】
これにより、オーステナイト系ステンレス鋼の冷間加工等による硬化で生じる耐粒界応力腐食割れの感受性は、化学成分のみでなく、溶体化処理後の冷間加工や熱処理等の硬化処理前の加工・熱処理条件により変化することを見出した。
本発明はかかる見地より完成されたものである。
【００１３】
また本発明は、重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１０％以上２６％以下、Ｃｒ：１５％以上３０％以下、Ｍｏ：３．０％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り、固溶Ｃ量が０．０１０％以下であり、固溶Ｎ量が０．０１０％以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。
上記固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量は、結晶母相すなわちマトリクス中に固溶しているＣ量及びＮ量であり、炭化物、窒化物として析出しているＣ、Ｎ量や化合物を形成しているＣ量及びＮ量は含まない。これら固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量に関する規定は、以下の構成においても同様である。
【００１４】
また本発明は、重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１０％以上２６％以下、Ｃｒ：１５％以上３０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％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り、固溶Ｃ量が０．０１０％以下であり、固溶Ｎ量が０．０１０％以下であることを特徴とする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】
また本発明は、重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ：１０％以上２６％以下、Ｃｒ：１５％以上３０％以下、Ｍｏ：３．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂから選ばれるいずれか１種以上：各１．０％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り、固溶Ｃ量が０．０１０％以下であり、固溶Ｎ量が０．０１０％以下であることを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。
【００１６】
また本発明において、固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量が、重量％で０．００７％以下であることが好ましい。
【００１７】
以上に示した本発明の積層欠陥エネルギーを高めた低炭素オーステナイト系ステンレス鋼では、Ｎｉ量を増し、Ｓｉ量、Ｍｎ量等を減らすのみでなく、固溶Ｃ量、固溶Ｎ量を低減することにより、積層欠陥エネルギー値を増大させている。これにより、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。
【００１８】
また本発明において、Ｍｏ含有量が重量％で１．０％以下であり、下記式で表されるＭｄ３０点が１０℃以上であることが好ましい。
【００１９】
（式）  Ｍｄ３０（℃）＝４１３−４６２ｘ（Ｃ＋Ｎ）−９．２ｘＳｉ−８．１ｘＭｎ−１３．７ｘＮｉ−９．５ｘＮｉ−１８．５ｘＭｏ
Ｍｄ３０点とは、３０％の加工で、５０％の加工誘起マルテンサイトを生じる加工温度を意味する。
【００２０】
すなわち、先に示した組成のオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｍｏ含有量が１．０％以下の場合に、Ｍｄ３０点が１０℃以上となる化学成分とすれば、冷間加工により、加工誘起マルテンサイトを生じやすくすることができる。一方、Ｍｏ量が１．０％を超える場合には、δフェライトを重量％で１０％以下含むものが好ましい。
【００２１】
このようにＭｏ含有量に応じて所定の化学成分に調整することで、加工誘起マルテンサイト生成量の適正化を図ることができる。その結果、積層欠陥を生じ難くすることができ、耐応力腐食割れ性を向上させることができる。
これは例えば、通常３０４ステンレス鋼は、３１６ステンレス鋼に比べてＮｉ含有量が１〜２％低く、積層欠陥エネルギー値は３１６ステンレス鋼の方が３０４ステンレス鋼よりも高いとされるが、３０４ステンレス鋼は前述のＭｄ３０点が加工温度よりも高い場合には、冷間加工により加工誘起マルテンサイトを生じ、積層欠陥を生じ難くなることから、加工による積層欠陥は逆に３０４ステンレス鋼の方が生じにくくなり耐応力腐食割れ性は３１６ステンレス鋼よりも高くなる。
一方、Ｍｄ３０点が加工温度よりも低いときには、冷間加工により加工誘起マルテンサイトを生じ難く、積層欠陥は生じやすくなり、加工による積層欠陥は３０４ステンレス鋼の方が生じやすくなり、耐応力腐食割れ性は３１６ステンレス鋼よりも低くなる。
さらにＭｏ量が１．０％を超える場合には、δフェライトを重量％で１０％以下含むものが好ましいことを、本発明者らは見出した。
【００２２】
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、鍛鋼品または鋼管）に、１０００℃〜１１５０℃で溶体化処理後、３０％以下の冷間加工を施し、その後に４００℃〜８５０℃で０．５〜５０時間の炭・窒化物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。
この製造方法によれば、溶体化処理後の各処理によりステンレス鋼のマトリクスからＣ、Ｎを粒界に析出させることができ、固溶Ｃ、Ｎ量を低減させることができる。これにより、積層欠陥エネルギーを向上させたオーステナイト系ステンレス鋼を製造することができる。
【００２３】
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】
【００２４】
本発明によれば、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギーを高めることができ、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き裂が伝播し難いオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる。
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を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。
【００２５】
加えて、本発明の製造方法によれば、簡便な熱処理（炭・窒化物析出熱処理）により固溶Ｃ、Ｎ量を低減させることができ、鋭敏化し難く、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容易に製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２６】
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。
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。
【００２７】
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℃〜８５０℃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％以下にする事が一般的に成されている。
【００２８】
しかし、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事から、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事が成されてきた。
これに対して発明者らは、固溶Ｃ量や固溶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炭化物や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、固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量を低減することとし、工業的に安定して下げられるレベルまで固溶Ｃ、Ｎ量を低減することが望ましいと考え、固溶Ｃ量及びＮ量は０．０１０％以下、好ましくは０．００７％以下とした。なお、可能であれば固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量をさらに少なくしてもよく、固溶量の測定において検出されない程度であってもよい。
【００２９】
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量を含むオーステナイト系ステンレス鋼は、加工歪や熱歪が加わった際に硬化し易くなる事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事が望ましいと考え、０．１％以下好ましくは０．０２％以下とした。
そこで、脱酸元素が不足するが、その不足する分は固溶Ｎを固定する作用も持つＡｌを極力少ない範囲で少量添加する事で解消した。本発明におけるＡｌ添加量は０．０１％以上２．０％以下である。
【００３０】
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事が知られている。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出来、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量を増してオーステナイトの安定性を保持するようにした。
なお、前記したようにＣ、Ｎ量を極力低減した場合には、強度が低下するため所定の強度レベルが得られないことも想定される。この場合には、部材の肉厚を増すなどして機器・配管の役割を果たせる強度設計とすることで解決できる。
【００３１】
また、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂのうち１種又は２種以上を含んでいてもよい。これらの金属はＣｒに比べてもＣとの化合物を生成しやすく、添加することでマトリクス中の固溶Ｃ量が減少する。本発明におけるこれらの添加量はいずれも１．０％以下である。
【００３２】
オーステナイト系ステンレス鋼は、従来は、鋭敏化を避けるため、溶体化処理のままで用いられ、溶体化処理後には４００℃から８５０℃での熱履歴が加わらないようにしている。しかし、本発明者らは、当該オーステナイト系ステンレス鋼のＣ、Ｎ量を０．０１％以下にしたことにより、４００℃から８５０℃で０．５〜５０時間の熱処理を施しても鋭敏化は問題とならず、極めて微細なＣｒ炭化物、Ｃｒ窒化物を析出させ、マトリクス中の固溶Ｃ、Ｎ量をさらに低減させ、積層欠陥エネルギー値を増大させられることが判明した。これにより、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事を知見した。
よって本発明の製造方法では、マトリクス中の固溶Ｃ、Ｎ量をさらに低減させる為に、溶体化処理後、３０％以下の冷間加工を施し、その後４００〜８５０℃で０．５〜５０時間のＣｒ炭化物、Ｃｒ窒化物析出処理を施すことが好ましい。
【００３３】
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。
【００３４】
図１０（ａ）及び図１０（ｂ）は、それぞれ沸騰水型原子炉および加圧水型原子炉の要部説明図であり、図１１（ａ）及び図１１（ｂ）は、図１０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。
【００３５】
図１１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およ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。
【００３６】
図１０（ａ）及び図１１（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。
【００３７】
また、図１０（ｂ）及び図１１（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。
【００３８】
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およ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き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。
【実施例】
【００３９】
以下、本発明を実施例により更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。
【００４０】
（実施例１）
表１に、従来のＳＵＳ３１６Ｌ（従来材１）、原子力用材料として広く使われている３１６ＮＧ（従来材２）、及び３１０Ｓ（従来材３）、並びに、本発明をするに至った各供試材の化学成分（含有量は何れも重量％）を試作材１〜４７として、その組成を示す。また表２に、表１に示した各試作材の加工・熱処理条件を示す。
【００４１】
図１から図９は、表１に示した試作材１〜４７について積層欠陥エネルギーを測定した結果を示すグラフである。積層欠陥エネルギーは公知の方法を用いて測定することができる。例えば、規格寸法の試験片に規定の歪みを加え、組織観察を行うことで測定する。
なお、図１から図９に示す各元素の含有量はいずれも重量％である。
【００４２】
図１は、表１の試作材１〜８について、固溶Ｃ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフであり、オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性を左右する積層欠陥エネルギー値に及ぼす固溶Ｃ量の影響が示されている。
Ｃ量が低下するにつれ、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値は増大し、固溶Ｃ量が０．０３％以下でその傾向が現れ、０．０１％以下で顕著となり、０．００７％以下では著しく増大している。
なお、表１には各試作材の全Ｃ量を表示しているが、本実施例で作製した試作材１〜８については全Ｃ量と固溶Ｃ量とが一致している（すべてのＣがマトリクスに固溶している）ことが確認されている。
【００４３】
図２は、表１の試作材９〜１５について、固溶Ｎ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフであり、オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性を左右する積層欠陥エネルギー値に及ぼす固溶Ｎ量の影響が示されている。Ｎ量が低下するにつれ、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値は増大し、固溶Ｎ量が０．０３％以下でその傾向が現れ、０．０１％以下で顕著となり、０．００７％以下では著しく増大した。
なお、表１には各試作材の全Ｎ量を表示しているが、本実施例で作製した試作材９〜１５については全Ｎ量と固溶Ｎ量とが一致している（すべてのＮがマトリクスに固溶している）ことが確認されている。
【００４４】
図３は、表１の試作材１６〜２０について、Ｓｉ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフであり、オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性を左右する積層欠陥エネルギー値に及ぼすＳｉ量の影響が示されている。Ｓｉ量が低下するにつれ、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値は増大し、Ｓｉ量が０．１％以下でその傾向が現れ、０．０２％以下で顕著となった。
【００４５】
図４は、表１の試作材２１〜２３（高Ｃ高Ｎ材）及び試作材２４〜３０（低Ｃ低Ｎ材）について、Ｍｎ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフであり、オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性を左右する積層欠陥エネルギー値に及ぼすＭｎ量の影響が示されている。Ｃ量及びＮ量によらず、Ｍｎ量が低下するにつれ、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値は増大している。さらに、Ｍｎ量が０．５％以下の範囲では低Ｃ低Ｎ材と高Ｃ高Ｎ材との差が大きくなる傾向が現れており、０．２１％以下、０．０２％以下とＭｎ量が少なくなるにつれて顕著となった。つまり、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｍｎ量の調整による積層欠陥エネルギー値の増大作用も従来品に比して向上することがわかる。
【００４６】
図５は、表１の試作材３２〜３５（１２−１３Ｎｉ材）及び試作材３６，３７，３９，４１（１５−２５Ｎｉ材）について、Ｃｒ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフであり、オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性を左右する積層欠陥エネルギー値に及ぼすＣｒ量の影響が示されている。Ｎｉ量が１２〜１３重量％である試作材３２〜３５、Ｎｉ量が１５〜２５重量％である試作材３６，３７，３９，４１のいずれにおいてもＣｒ量が増大するにつれ、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値は増大する。
【００４７】
図６は、表１の試作材３２，３８（１５−１８Ｃｒ材）及び試作材３４〜３７、３９〜４１（２０−２５Ｃｒ材）について、Ｎｉ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフであり、オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性を左右する積層欠陥エネルギー値に及ぼすＮｉ量の影響が示されている。Ｃｒ量が１５〜１８％である試作材３２，３８、及びＣｒ量が２０〜２５％である試作材３４〜３７，３９〜４１のいずれにおいてもＣｒ量が増大するにつれ、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値は増大する。
【００４８】
図７は、表１の試作材４２〜４７について、Ｍｏ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフであり、オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性を左右する積層欠陥エネルギー値に及ぼすＭｏ量の影響が示されている。Ｍｏ量が増大するにつれ、オーステナイト系ステンレス鋼の積層欠陥エネルギー値は増大する。
【００４９】
【表１】
2009079240.tif 000002
【００５０】
【表２】
2009079240.tif 000003
【００５１】
（実施例２）
次に、Ｍｄ３０点を変化させた３０４ステンレス鋼を用いて応力腐食割れき裂進展速度計測を行った。用いた供試材の化学成分（重量％）を表３に示す。
【００５２】
応力腐食割れき裂進展試験は以下の装置及び手順により行った。
表３に示した試作材から図８に示す形状の応力腐食割れき裂進展試験片に加工した。そして、これらの試験片を図９に示すオートクレーブ中で、以下に示す試験条件で、１５００時間の応力腐食割れき裂進展試験を行った。
【００５３】
［試験装置］
図９に示す応力腐食割れき裂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。
【００５４】
［試験条件］
腐食電位      ：２００ｍＶ
伝導度        ：０．３μＳ／ｃｍ
ｐＨ（２５℃）：６．５
温度          ：２８８℃
Ｃｌ濃度      ：２０ｐｐｂ
【００５５】
【表３】
2009079240.tif 000004
【００５６】
表４に、本発明でなしたＭｄ３０点が高く加工誘起マルテンサイトを生じているオーステナイト系ステンレス鋼（試作材４８、５０〜５４）と従来材３、Ｍｄ３０点の低いＮｏ．４９との応力腐食割れき裂進展速度を比較して示す。
従来材３及びＭｄ３０点の低いＮｏ．４９が大きなき裂進展速度を示したのに比べて、本発明でなした加工誘起マルテンサイトを生じているオーステナイト系ステンレス鋼（試作材４８、５０〜５４）は応力腐食割れき裂進展が認められず、優れた耐ＳＣＣ性を有することが判る。
【００５７】
【表４】
2009079240.tif 000005
【００５８】
（実施例３）
次に、本発明でなした高積層欠陥エネルギー値を有するオーステナイト系ステンレス鋼（試作材４３）と従来材３とについて、実施例２と同等の応力腐食割れき裂進展試験を行った。表５に試作材４３と従来材３との応力腐食割れき裂進展速度を比較して示す。
【００５９】
表５に示されているように、従来材３が大きなき裂進展速度を示したのに比べて、本発明でなした高積層欠陥エネルギー値を有するオーステナイト系ステンレス鋼（試作材４３）は応力腐食割れき裂進展が認められず、優れた耐ＳＣＣ性を有することが判る。
【００６０】
【表５】
2009079240.tif 000006
【００６１】
また、従来材３に種々の条件で時効処理を施して試作材を作製し、これらについて実施例２と同等の応力腐食割れき裂進展試験を行った。表６に結果を示している。
表６に示すように、溶体化処理後のステンレス鋼に対して時効処理を施すことで、き裂進展速度を小さくすることができる。このことから、時効処理によって固溶Ｃ量及び固溶Ｎ量を減少させることで、応力腐食割れ性が向上することが判る。
【００６２】
【表６】
2009079240.tif 000007
【産業上の利用可能性】
【００６３】
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き裂伝播し難いので、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。
【図面の簡単な説明】
【００６４】
【図１】固溶Ｃ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフ。
【図２】固溶Ｎ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフ。
【図３】Ｓｉ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフ。
【図４】Ｍｎ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフ。
【図５】Ｃｒ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフ。
【図６】Ｎｉ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフ。
【図７】Ｍｏ量と積層欠陥エネルギーとの関係を示すグラフ。
【図８】応力腐食割れき裂伝播試験用ＣＴ試験片形状を示す図。
【図９】応力腐食割れ試験用循環式オートクレーブのシステム構成図。
【図１０】（ａ）沸騰水型原子炉、及び（ｂ）加圧水型原子炉の要部説明図。
【図１１】図１０の各原子炉の内部構成を示す断面図。
【符号の説明】
【００６５】
１０…ガスボンベ、１１、３０…補給水タンク、１２…高圧定量ポンプ、１３…アキュムレータ、１４、３２…再生熱交換器、１５、３４…予熱器、１６、３３…冷却器、１７…高圧ディスクフィルタ、１８…電気炉、１９、３５…試験容器、２０…圧力調整弁、２１…安全弁
【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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