(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.005〜0.030％、Si：0.05〜0.75％、Mn：0.20〜1.00％、Ni：5.5〜7.5％、Cr：24.0〜26.0％、Mo：2.5〜3.5％、Cu：0.2〜0.8％、Ｗ：0.1〜0.5％、Ｎ：0.20〜0.30％、Al：0.010〜0.050％、Ca：０〜0.0050％、Ｂ：０〜0.0030％、残部Feおよび不純物からなり、不純物中のＰは0.035％以下、Ｓは0.005％以下、Tiは0.05％以下、Nbは0.1％以下、Ｖは0.5％以下であることを特徴とする２相ステンレス鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：0.005〜0.030％、Si：0.05〜0.75％、Mn：0.20〜1.00％、Ni：5.5〜7.5％、Cr：24.0〜26.0％、Mo：2.5〜3.5％、Cu：0.2〜0.8％、Ｗ：0.1〜0.5％、Ｎ：0.20〜0.30％、Al：0.010〜0.050％、Ca：０〜0.0050％、Ｂ：０〜0.0030％、残部Feおよび不純物からなり、不純物中のＰは0.035％以下、Ｓは0.005％以下、Tiは0.05％以下、Nbは0.1％以下、Ｖは0.5％以下であることを特徴とする電子ビーム溶接性に優れた２相ステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１または請求項２に記載の２相ステンレス鋼を、単位面積あたりの溶接エネルギーが7.7〜18.0kJ/cm2の電子ビーム溶接によって組み立てることを特徴とする電子ビーム溶接方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、電子ビーム溶接性に優れた２相ステンレス鋼、およびその２相ステンレス鋼を電子ビーム溶接によって組み立てることを特徴とする電子ビーム溶接方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
使用済み核燃料は、従来、水中で保管されており、再処理を行うことを前提としていたため、原子力発電所内および再処理施設で数年間ほどの短い保管期間が想定されていた。しかし、近年、その保管量が増加するとともに、再処理により処理量の限界も予測されていることから、使用済み核燃料を長期間保管することが検討されている。さらに廃棄されるべき高放射能レベル廃棄物の量も増加しており、同様の長期間保管が検討されている。その場合、使用済み核燃料および高放射能レベル廃棄物（以下、両者を合わせて、単に放射性物質という）では、従来の水中での保管に代えて、コスト面および管理面で優れた乾式保管が望まれている。
【０００３】
保管容器を用いる放射性物質の保管は、一般に工場で蓋の部分を残して保管容器の主要部分を形成し、その後、放射能を遮蔽する十分な措置が取られた環境下で放射性物質を装入し、密閉構造となるように蓋の部分を溶接して放射性物質を密閉することにより行われる。
【０００４】
保管容器は直径約2m、高さ約5mの円筒状をしており、その中に内部構造物を内蔵して、放射性物質を装入する。通常、放射性物質の装入は遠隔操作で行われ、例えば、燃料棒に傷をつけないようにするため、保管容器には構造物として極めて寸法精度の高いことが要求される。
【０００５】
従来、工場における保管容器の製造にはTIG溶接が採用されてきた。しかし、TIG溶接によって精度の高い保管容器を形成するには、溶接速度を落す必要があり、生産性の面で不利である。また、高い寸法精度を得るのにも限界があった。そこで、このような問題を解決するため、保管容器の形成に高い寸法精度を確保できる電子ビーム溶接（Electric Beam Welding）を適用することが求められてきた。
【０００６】
一方、保管容器は、海岸付近におかれることも多く、飛来する海塩粒子により発生する孔食などを防止するため、使用される材料の耐食性も考慮しなければならない。即ち、放射性物質の保管容器用の材料としては、強度、靱性等の機械的性質だけでなく耐食性に優れることも要求される。特に耐食性に関しては、水中での一時的保管と異なり数十年単位での使用でも腐食問題が起きないことが要求される。
【０００７】
特開２００１−１４１８７８号公報には、原子炉の遮蔽材や核燃料を輸送・保管する容器の隙間腐食や応力腐食割れを防止する腐食防止法が開示されている。この発明では、特に熱中性子を吸収する効果があるＢを添加したオーステナイト系ステンレス鋼を用いて作製した容器の耐食性を確保するため、使用環境のClイオン濃度と温度を規定している。しかし、保管容器を常にこのような使用環境下に置いておくことは困難であり、現実的ではない。むしろ、使用環境を調整するのではなく、予想される使用環境に合わせて、保管容器の材料組成を調整する方が現実的である。
【０００８】
耐食性に優れた材料としては、例えば、特開平１１−８０９０１号公報に記載されているような２相ステンレス鋼が挙げられる。しかし、この公報に記載されている耐食性は、鋼自体、すなわち母材の耐食性であって、溶接を行った際に形成される溶接金属部やHAZ（溶接熱影響部）における耐食性については不明である。よって、特開平１１−８０９０１号公報に開示されるような２相ステンレス鋼が、放射性物質の保管容器の材料として好適であるとは限らない。
【０００９】
特に、放射性物質の保管容器を作製する際に電子ビーム溶接を使用する場合、真空で溶接することが必須となるため、溶融部において鋼中に含まれるＮが放出され、溶接欠陥が生成し耐食性が低下するという問題がある。また、これに加え、電子ビーム溶接を行うとTIG溶接とは異なり溶接部の靱性が低くなるなど、保管容器の材料の機械的特性についても解決しなければならない問題がある。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、放射性物質保管容器の材料として使用でき、耐食性や、靱性などの機械的特性の良好な電子ビーム溶接性に優れた２相ステンレス鋼を提供することにある。また、その２相ステンレス鋼を素材として電子ビーム溶接する方法を提供することにある。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、放射性物質保管容器の製造に電子ビーム溶接を適用することを前提として、放射性物質保管容器が基本的に有していなければならない耐食性、機械的強度といった特性に加え、電子ビーム溶接を適用することができる鋼材を得るために、材料組成に着目した。
【００１２】
電子ビーム溶接では、通常のTIG溶接などと異なりフィラーを用いず母材を直接溶融して接合するため、母材の組成が溶接性に直接影響する。特に、電子ビーム溶接では真空中にＮが放出されるため、溶接後にも材料中のＮを確保する材料設計を行うことが必要になる。そこで、優れた耐食性および機械的強度を持つ２相ステンレス鋼をベースに材料組成の検討を行った。
【００１３】
溶接後にも材料中のＮを確保するには、放出されるＮ量を考慮して、予め多めのＮを２相ステンレス鋼に含有させておけばよい。しかし、そのような高Ｎの鋼を電子ビーム溶接すると、溶接金属の靱性が低下する。この靱性低下の原因について調査したところ、高Ｎ化による介在物の発生が原因であることが判明し、特に、不純物として混入するTiがＮとTiＮを作ることにより、靱性が低下していることが判明した。
【００１４】
また、溶接欠陥の発生を防止するには、その材料組成にふさわしい溶接条件が必要になるので、併せて溶接条件についても検討を行った。
【００１５】
本発明は、以上のような検討結果に基づいて完成に至ったものであり、その要旨は、下記（１）および（２）の２相ステンレス鋼、および（３）の電子ビーム溶接方法にある。
【００１６】
（１）質量％で、Ｃ：0.005〜0.030％、Si：0.05〜0.75％、Mn：0.20〜1.00％、Ni：5.5〜7.5％、Cr：24.0〜26.0％、Mo：2.5〜3.5％、Cu：0.2〜0.8％、Ｗ：0.1〜0.5％、Ｎ：0.20〜0.30％、Al：0.010〜0.050％、Ca：０〜0.0050％、Ｂ：０〜0.0030％、残部Feおよび不純物からなり、不純物中のＰは0.035％以下、Ｓは0.005％以下、Tiは0.05％以下、Nbは0.1％以下、Ｖは0.5％以下であることを特徴とする２相ステンレス鋼。
【００１７】
（２） 質量％で、Ｃ：0.005〜0.030％、Si：0.05〜0.75％、Mn：0.20〜1.00％、Ni：5.5〜7.5％、Cr：24.0〜26.0％、Mo：2.5〜3.5％、Cu：0.2〜0.8％、Ｗ：0.1〜0.5％、Ｎ：0.20〜0.30％、Al：0.010〜0.050％、Ca：０〜0.0050％、Ｂ：０〜0.0030％、残部Feおよび不純物からなり、不純物中のＰは0.035％以下、Ｓは0.005％以下、Tiは0.05％以下、Nbは0.1％以下、Ｖは0.5％以下であることを特徴とする電子ビーム溶接性に優れた２相ステンレス鋼。
（３）上記（１）または（２）の２相ステンレス鋼を、単位面積あたりの溶接エネルギーが7.7〜18.0kJ/cm2の電子ビーム溶接によって組み立てることを特徴とする電子ビーム溶接方法。
【００１８】
【発明の実施の形態】
前記(1)の２相ステンレス鋼に係る発明（以下、第１発明という）は、電子ビーム溶接性に優れた２相ステンレス鋼の発明である。ここで、「電子ビーム溶接性に優れた」とは、電子ビーム溶接により溶接を行っても、その溶接部に溶接欠陥が発生せず、溶接した構造物を高い寸法精度で形成できることをいう。第１発明の２相ステンレス鋼は、その材料組成が以下に示す範囲にあることが必要である。なお、以下に述べる材料組成の含有量はいずれも質量％で示す。
【００１９】
Ｃ：0.005〜0.030％
Ｃは、オーステナイト安定化元素であり、また強度向上にも寄与する。これらの効果を得るために0.005％以上の含有が必要である。しかし、その含有量が0.030％を超えると、HAZでの炭化物生成が多くなり耐食性の劣化を招く。したがって、Ｃ含有量は0.030％以下に抑える必要がある。
【００２０】
Si：0.05〜0.75％
Siは鋼の脱酸剤として使用され、0.05％以上の含有が必要である。しかし、Si含有量が0.75％を超えると、σ相の生成が促進され、耐食性や靱性が劣化する。したがって、Siの適正な含有量は0.05〜0.75％である。
【００２１】
Mn：0.20〜1.00％
Mnは脱酸剤として機能するほか、オーステナイト形成元素としても機能するため、0.20％以上含有させる。また、MnにはＳを固定し、熱間加工性を改善する効果もあるが、Mn含有量が1.00％を超えると、形成されたMnＳが孔食発生の基点となる。従って、Mn含有量は0.20〜1.00％、好ましいのは0.20〜0.80％である。
【００２２】
Ni：5.5〜7.5％
Niは２相ステンレス鋼の必須成分であり、オーステナイト相を安定化させる効果を有する。その効果を発揮させるために、Ni含有量は5.5〜7.5％とする。5.5％未満ではフェライト相が増えて２相ステンレス鋼としての特性が劣る。また、7.5％を超えるとオーステナイト相が増えすぎ、σ相の生成が促進される。
【００２３】
Cr：24.0〜26.0％
Crは２相ステンレス鋼の耐食性の向上に寄与する元素であるため、24.0％以上含有させる。一層すぐれた耐食性を確保するには25.0％以上含有させることが好ましい。しかし、Cr含有量が26.0％を超えると、σ相の生成が促進され熱間加工性が劣化する。したがって、Cr含有量は24.0〜26.0％とする。好ましいのは25.0〜26.0％である。
【００２４】
Mo：2.5〜3.5％
MoもCr同様、耐食性の向上に寄与する元素である。そのため、2.5％以上含有させる。優れた耐食性を確保するには3.1％以上含有させることが好ましい。しかし、Mo含有量が3.5％を超えると、σ相の生成が促進され熱間加工性が劣化する。したがって、Mo含有量は2.5〜3.5％、好ましいのは3.1〜3.5％である。
【００２５】
Cu：0.2〜0.8％
CuもCr、Moと同様、耐食性の向上に寄与する元素である。そのため、0.2％以上含有させる。しかし、Cu含有量が0.8％を超えると熱間加工性が劣化する。したがって、Cuの適正含有量は0.2〜0.8％である。
【００２６】
Ｗ：0.1〜0.5％
ＷもCr、Mo、Cuと同様、耐食性の向上に寄与する元素である。そのため、0.1％以上含有させる。しかし、Ｗ含有量が0.5％を超えると、σ相の生成が促進され熱間加工性が劣化する。したがって、Ｗ含有量は0.1〜0.5％とする。
【００２７】
Ｎ：0.20〜0.30％
Ｎは、耐食性の向上に寄与する元素である。しかし、前述したように、真空中で電子ビーム溶接を行うと鋼中のＮが放出される。そのため、Ｎが放出されても、十分なＮが溶接部に残留するように、0.20％以上含有させる。しかし、Ｎ含有量が0.30％を超えると、溶接欠陥（ブローホール）が発生する。したがって、適正なＮ含有量は0.20〜0.30％である。
【００２８】
Al：0.010〜0.050％
Alは、後述の理由により脱酸剤としてのTiを含有させることができないので、Tiの代わりに脱酸剤として0.010％以上含有させる。しかし、Al含有量が0.050％を超えるとAlＮが形成され、靱性が低下する。したがって、Al含有量は0.010〜0.050％とする。
【００２９】
Ca：０〜0.0050％、Ｂ：０〜0.0030％
高Ｎ化による熱間加工性の低下を補うため、必要に応じてCaまたは／およびＢを含有させてもよい。しかし、Caの含有量が0.0050％を超えるとCaＳの生成量が増えて耐食性劣化を招く。また、Ｂの含有量が0.0030％を超えるとCr２３（Ｃ、Ｂ）６の粒界析出が促進されて耐食性が損なわれる。
【００３０】
本発明の２相ステンレス鋼は、上記の成分と残部Feおよび不純物からなる。不純物中のＰ、Ｓ、Ti、NbおよびＶは下記のように規制する。
【００３１】
Ｐ：0.035％以下
Ｐは鋼の溶接高温割れ感受性を高める不純物であるので、0.035％以下で、できるだけ低いほど好ましい。
【００３２】
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、熱間加工性を劣化させ、また耐食性を低下させる不純物である。従って、0.005％以下で、低いほど好ましい。より好ましいのは0.002％以下である。
【００３３】
Ti：0.05％以下
Tiは本来、脱酸剤としての機能を有するが、前記のようにＮとTiＮを形成し、溶接部の靱性を低下させるので、その含有量は0.05％以下とする。TiＮの形成をより確実に抑制するためには、Ti含有量は0.01％以下であることが好ましい。
【００３４】
Nb：0.1％以下
Nbも窒化物を形成して溶接部の靱性を低下させるので、その含有量は0.1％以下とする。より望ましいのは0.05％以下である。
【００３５】
Ｖ：0.5％以下
Ｖの含有量が0.5％を超えるとσ相の生成が促され鋼の熱間加工性が劣化する。従って、Ｖは0.5％以下に抑えるべきである。なお、Ｖには耐食性改善の効果があるので、0.5％以下の範囲であれば、その効果を得るべく含有させてもよい。
【００３６】
２相ステンレス鋼は、常温ではフェライト量がおよそ50％で残りがオーステナイトである。しかし、高温ではフェライト単相組織となっているため、電子ビーム溶接を行うと、溶接部は一旦フェライト単相となった後、凝固後はオーステナイトがわずかに析出したフェライト量が多い組織となる。特に電子ビーム溶接は、入熱量が小さいので母材による冷却効果が大きく、溶接部の凝固速度が速い。そのため、溶接部は高温での組織が保持された急冷凝固組織となり、フェライトが多くなる。フェライトが過剰な溶接部は、靱性が低下するだけでなく、耐食性も低下する。特にフェライトが増えることにより水素に起因する遅れ破壊の発生の危険性が増す。このような組織変化に伴う特性の低下を防止するためには、溶接部に占めるフェライト量が溶接部の80％以下であればよい。
【００３７】
本発明の２相ステンレス鋼は、電子ビーム溶接した際、溶接部に占めるフェライト量が溶接部の80％以下となる。従って、この２相ステンレス鋼を電子ビーム溶接して製造した放射性物質保管容器は、溶接部の靱性および耐食性に優れたものとなる。
【００３８】
第２発明は、本発明の２相ステンレス鋼を電子ビーム溶接によって組み立てることを特徴とする電子ビーム溶接方法に関する。
【００３９】
電子ビーム溶接では、その入熱管理が重要である。特に、本発明の２相ステンレス鋼ではＮ含有量を高くしているので、溶接時にＮが放出される。その溶接部外へ放出がうまくいかず、溶接部に閉じこめられた場合、ブローホールなどの欠陥となって残りやすい。
【００４０】
上記の欠陥発生を防止するため電子ビーム溶接する際の単位面積あたりの溶接エネルギーを7.7〜18.0kJ／cm２とすることが必要である。溶接エネルギーが7.7kJ／cm２未満であると、入熱不足のために溶接部の外面に表面欠陥が生じる。一方、18.0kJ／cm２を超えると、入熱が大きすぎて溶接部（溶融池）への窒素の拡散量が多くなり、多量の気泡ができて内部欠陥が生じる。
【００４１】
本発明の２相ステンレス鋼を電子ビーム溶接により溶接すると、極めて寸法精度の高い放射性物質保管容器を得ることができる。その構造物の溶接部には溶接欠陥がなく、優れた耐食性を有する。また、水素に起因する遅れ破壊の発生もなく、衝撃値も高い。これらの特性は、放射性物質保管容器に必須の特性である。
【００４２】
【実施例】
表１に示すように組成を調節した50kgの２相ステンレス鋼を高周波電気炉で溶解し、鍛造、熱間圧延した後、1080℃で30分加熱保持し、水冷して厚さ20mmの鋼板を製造した。この鋼板を母材として、1.33×10−２Pa（1×10−４Torr）まで真空度を高めた容器中で電子ビーム溶接を実施した。溶接を行うにあたっては、溶接電流、加速電圧、溶接速度などを変えることにより投入する溶接エネルギーを変化させ適正な溶接条件を決定した。
【００４３】
溶接後の供試材については、欠陥観察、シャルピー衝撃試験、遅れ破壊脆性試験および孔食発生電位測定を行うとともに、溶接金属のフェライト率を算出した。
【００４４】
欠陥観察では、肉眼で外観上の溶接欠陥を観察するとともに、Ｘ線透過法により溶接部の内部を観察した。また、溶接部の断面を光学顕微鏡で観察することによりボイド等の内部欠陥の有無を調査した。
【００４５】
シャルピー衝撃試験では、供試材の溶接部のみがノッチ部になるように、JIS Z 2202で規定されるＶノッチ衝撃試験片を作製し、JIS Z 2242に従って−50℃における衝撃値（1cm２あたりの吸収エネルギー）を測定した。
【００４６】
遅れ破壊脆性試験では、溶接部を含み、平行部3φ×20mm、全長70mmの試験片を作製し、この試験片を5％硫酸にチオ尿素を1リットルあたり1.4g溶解させた溶液中で、600MPaの応力をかけて、陰極電解により水素を発生させた。このとき、溶液の温度は35℃、電流密度は0.1mＡ/cm２とし、300時間後、破断しているか否かを調査した。
【００４７】
孔食発生電位測定では、溶接部、HAZおよび溶接金属が含まれる試験片を供試材より採取し、この試験片とＳＣＥ（標準電極）を電極として、温度85℃の人工海水（市販の金属腐食試験用の人工海水薬剤を用いて調整）中で孔食電位の測定を行った。
【００４８】
また、溶接金属のフェライト率は、溶接金属の断面をシュウ酸電解とＫOH電解によりエッチングし、500倍の顕微鏡写真を用い画像解析することにより算出した。
【００４９】
表１に供試材の化学組成および電子ビーム溶接したときの溶接エネルギーを示す。
【００５０】
【表１】
0003809494.tif 000002
【００５１】
表２は、前記の試験の結果をまとめて示した表である。同表における溶接欠陥の評価は、欠陥がない場合を○、欠陥が発生した場合を×で表記した。また、耐遅れ破壊の評価は、破断がない場合を○、破断があった場合を×で表記した。
【００５２】
【表２】
0003809494.tif 000003
【００５３】
表１および２からわかるように、本発明の２相ステンレス鋼を本発明で規定する条件で電子ビーム溶接した供試材（No.1〜5）は、いずれも溶接金属におけるフェライト率が80％以下となり、溶接欠陥がなく、衝撃値も大きく、さらに遅れ破壊脆性も見られない。しかも、これらは、孔食発生電位も高く、耐食性にも優れている。
【００５４】
一方、Ｓ含有量が高い供試材（No.6）は、孔食発生電位が低くなり、耐食性に劣る。これは、溶接金属中にできた硫化物により孔食の発生が促進されたためであると考えられる。また、Cr含有量が低い供試材（No.7）も同様に耐食性が劣る。
【００５５】
Ti含有量が高い供試材（No.8）は、耐食性が悪いだけでなく、衝撃値も低い。これは、Tiにより耐食性に効果のあるＮが固定化されることに加え、TiＮ形成により靱性が劣化し、介在物近傍の溶解による孔食の発生が促進されたためであると考えられる。
【００５６】
Al含有量が低い供試材（No.9）は、孔食発生電位が低く、耐食性が悪い。これに加えて、溶接金属におけるフェライト率が80％を超すため、耐遅れ破壊脆性も悪化した。また、Al含有量が高い供試材（No.10）では衝撃値が低い。これは、AlがＮと化合してAlＮを形成したためであると考えられる。
【００５７】
Ｎ含有量が低い供試材（No.11）は、衝撃値の低下や孔食発生電位の低下が見られ、機械的特性、耐食性ともに十分でない。さらに、溶接金属におけるフェライト率が80％を超し、耐遅れ破壊脆性も悪化した。また、Ｎ含有量が高すぎる供試材（No.12）では、溶接欠陥が発生した。
【００５８】
本発明の２相ステンレス鋼を母材としたNo.13および14は、電子ビーム溶接の入熱が不適当な例である。これらでは溶接欠陥が発生した。
【００５９】
【発明の効果】
本発明の２相ステンレス鋼は電子ビーム溶接性に優れ、溶接を施しても溶接部の耐食性、機械的特性が良好である。このような２相ステンレス鋼に適正な溶接エネルギーを加えて電子ビーム溶接すれば、欠陥ができることもない。従って、本発明の２相ステンレス鋼は、電子ビーム溶接によって組み立てられる放射性物質保管容器の材料としてきわめて好適である。