DE69126902T2

DE69126902T2 - Austenitischer Stahl mit verbesserten Spannungsrisskorrosionsbeständigkeitscharakteristiken, Verfahren zu seiner Herstellung sowie dessen Verwendung

Info

Publication number: DE69126902T2
Application number: DE69126902T
Authority: DE
Inventors: Yasuhisa Aono; Shinzoo Ikeda; Masakiyo Izumiya; Takahiko Kato; Hidyo Kodama; Hisashi Sato; Michiyoshi Yamamoto; Akira Yoshinari
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1990-03-14
Filing date: 1991-03-06
Publication date: 1998-01-29
Anticipated expiration: 2011-03-07
Also published as: EP0447109A1; KR950006274B1; JPH03264651A; DE69126902D1; JP2574917B2; EP0447109B1; KR910016955A; US5203932A

Description

Die Erfindung. betrifft einen neuen rostfreien Stahl der austenitischen Gruppe, ein Verfahren zum Herstellen desselben sowie die Verwendung desselben, und speziell betrifft sie einen rostfreien Stahl der austenitischen Gruppe für ein Konstruktionsmaterial, wie es vorzugsweise in einer strahlenbelasteten Umgebung in einem Reaktorkern eines Kernreaktors und eines Kernfusionsreaktors verwendet wird, und sie betrifft auch ein Verfahren zum Herstellen desselben und zur Verwendung desselben
Rostfreie Stähle der austenitischen Gruppe, insbesondere rostfreie Stähle vom Typ mit hohem Chrom-Nickel-Gehalt, werden beim Herstellen von in einem Kernreaktor verwendeten Konstruktionselementen in weitem Umfang als Material verwendet, da rostfreier Stahl bevorzugte Beständigkeit in korrodierender Umgebung hat, zusätzlich dazu, dass er bevorzugte Eigenschaften als Konstruktionsmaterial aufweist.
Jedoch nimmt bei einem Element aus einem rostfreien Stahl der austenitischen Gruppe, wie es im Reaktorkern eines Leichtwasserreaktors usw. verwendet wird, die Empfindlichkeit gegen intergranulare Spannungskorrosions-Rissbildung (IGSCC = intergranular stress corrosion cracking) bei Langzeitbestrahlung bei der Verwendung im Reaktor zu. Zum Beispiel weist rostfreier Stahl, während dieses Material einen Feststofflösungs-Zustand aufweist, wie er durch Lösungsbehandlung erhalten wird, Beständigkeit gegen intergranulare Spannungskorrosions-Rissbildung außerhalb des Reaktorkerns auf, jedoch verliert dasselbe Material die Beständigkeit, wenn es im Reaktorkern mit hohem Dosispegel bestrahlt wird, insbesondere mit einer Neutronenbestrahlungsdosis von mindestens 0,5 x 10²¹ n/cm². Da die oben beschriebene Rissbildung durch Strahlung hervorgerufen wird, wird sie als strahlungs-unterstützte Spannungskorrosions-Rissbildung (JASCC = irradiation assisted stress corrosion cracking) bezeichnet, und sie wird derzeit ein Problem bei alten Kernreaktoren. Als eines der Verfahren zum Überwinden des Problems ist eine Technik zum Einstellen des Gehalts von Bestandteilselementen rostfreier Stähle der austenitischen Gruppe, wie N, P, Si, S, C, Mn, Cr und Mi, und zum Hinzufügen auch einer kleinen Menge an Ti und Nb zu einem rostfreiem Stahl im Dokument JP- A-63-303 038 (1988) offenbart. Ferner ist ein zweiphasiger rostfreier Stahl mit einer dispergierten γ-Phase in einem Einkristall einer α-Phase sowie mit hervorragenden Eigenschaften hinsichtlich der Beständigkeit gegen Spannungskorrosions-Rissbildung im Dokument JP-A-62-180 038 (1987) offenbart.
Jedoch verwendet die im Dokument JP-A-63-303 038 (1.988) offenbarte Erfindung einen polykristallinen rostfreien Stahl wie beim herkömmlichen Verfahren zum Herstellen der Elemente, und die Elemente weisen eine Vielzahl von Korngrenzen auf, die zu Quellen strahlungs-unterstützter Spannungskorrosions-Rissbildung werden. Daher ist es, obwohl die Beständigkeit gegen Spannungskorrosions-Rissbildung selbst erhöht ist, unmöglich, die durch Strahlung hervorgerufene Rissbildung wesentlich zu behindern.
Ferner verwendet die im Dokument JP-A-62-180 038 offenbarte Erfindung einen Einkristall als α-Phase, und sie verbessert die Beständigkeit gegen Spannungskorrosions-Rissbildung, wie sie durch durch Bestrahlung hervorgerufene Versprödung verursacht wird, jedoch kann, da sich bei hoher Temperatur leicht die -Phase bildet, keine ausreichende Stabilität erzielt werden, und die Beständigkeit gegen Korrosion selbst ist nicht ausreichend. Darüber hinaus bestehen bei diesem Material Probleme hinsichtlich einer hohen Duktil-Spröde- Übergangstemperatur sowie niedriger Festigkeit, was sich insbesondere als niedrige Kerbschlagzähigkeit zeigt.
Spannungskorrosions-Rissbildung eines einkristallinen Materials in Form eines Stahls vom Typ 304 in H&sub2;SO&sub4;-NaCl-Lösung ist auf den Seiten 770 - 774 von Journal of the Metallic Society of Japan, Vol 43 (1979) offenbart. Jedoch werden, da ein Stahl vom Typ 304 gegen durch Neutronenstrahlung in einem Kernreaktor hervorgerufene Versprödung empfindlich ist, eine Verringerung der Dehnungsrate und eine Erhöhung der Härte hervorgerufen, weswegen geringe Beständigkeit gegen strahlungs-unterstützte Spannungskorrosions-Rissbildung ein Problem wird. Ferner entsteht durch Bearbeitung wie Spanabhebung wegen der Instabilität der austenitischen Phase. in einem Stahl vom Typ 304 leicht eine martensitische Phase, und demgemäß ist eine Verringerung der Korrosionsbeständigkeit ein Problem. Auch ist die Herstellung einkristalliner Elemente aus einem Stahl vom Typ 304 mit einem großen Durchmesser von ungefähr 10 mm sehr schwierig, und die Herstellung größerer Elemente über einem Durchmesser von 10 mm ist beinahe unmöglich. Darüber hinaus besteht bei diesem Stahl ein Problem dahingehend, dass Spannungskorrosions-Rissbildung durch Erwärmen in einem Temperaturbereich zum Ausfällen von Carbid verursacht wird, da der Stahl einen hohen Kohlenstoffgehalt von ungefähr 0,08 % aufweist.
Die Dokumente Chem. Abstr. Vol 108, No. 11, 14. März 1988, Abstract 99480q und JP-A-62-180 037 offenbaren eine Legierung aus der austenitischen Gruppe mit hervorragenden Eigenschaften betreffend Spannungskorrosions-Rissbildung, die in Gewichts-% die folgende Zusammensetzung aufweist:
Cr 18 - 35
Ni 25 - 50
Mo 0 8 %
Mn 0,6 %
N höchstens 0,5 %
C höchstens 0,03 %
Si höchstens 0,2 %
P höchstens 0,015 %
S höchstens 0,005 %
Rest Fe
Das Dokument Journ. Metallic Soc. of Japan, Vol 43, 1979, Seiten 770 - 774 erörtert die Eigenschaften von Spannungskorrosions-Rissbildung einkristalliner Kristalle eines Stahls vom Typ 304 in H&sub2;SO&sub4;-MaCl-Lösung.
Das Dokument EP-A-0 288 245 offenbart eine Legierung aus einem austenitischen rostfreien Stahl, für den das folgende beobachtet wird:
N bis zu 0,05%
C 0,025 bis 0,067 %
Mn 1,5 bis 2,0 %
P bis zu 0,005%
Si bis zu 0,05 %
S bis zu 0,005 %
und vorzugsweise
Cr 15 - 30 %
NI 5 - 15 %
Im Dokument EP-A-0 288 245 ist angegeben, dass eine Verringerung der Empfindlichkeit hinsichtlich IASCC im wesentlichen dadurch erzielt wird, dass der. Stickstoffgehalt auf ein Maximum von 0,05 %, vorzugsweise 0,03 %, eingestellt wird.
Das Ziel der Erfindung besteht darin, einen rostfreien Stahl der austenitischen Gruppe zu schaffen, der ausreichende Phasenstabilität, einfache Herstellbarkeit und hervorragende Zähigkeitseigenschaften sowie Beständigkeit gegen strahlungs-unterstützte Spannungskorrosions-Rissbildung aufweist, sowie ein Verfahren zum Herstellen desselben und Kernreaktorelemente mit langer Lebensdauer in einer Umgebung auf einem Strahlungsniveau wie im Reaktorkern, sowie einen Reaktorkern aus diesen zu schaffen.
Die Erfindung schafft demgemäß einen austenitischen Stahl, wie er im Anspruch 1 dargelegt ist.
Der erfindungsgemäße austenitische Stahl kann eine Ferritphase enthalten. Die Ferritphase kann hinsichtlich des Flächenanteils 0,1 - 20 %, vorzugsweise 0,1 - 10 % ausmachen.
Die Erfindung betrifft auch Gegenstände, die aus einem Stahl bestehen, wie er im Anspruch 1 dargelegt ist. Zu derartigen Gegenständen gehören Elemente von Kernreaktorkernen, wie obere Gitterplatten, Kernhalterungen sowie Bolzen.
Wenn ein Material aus einem Einkristall verwendet wird, der in Kontakt mit einem polykristallinen Material steht und mit diesem kombiniert ist, kann Korrosion dadurch verhindert werden, dass dieselbe Art von Material gewählt wird, da dann Potentialdifferenzen zwischen den zwei Materialien in der Reaktorumgebung beseitigt sind. Ein einkristallines Material wird aus einem ursprünglich polykristallinen Material, wie es in derzeitigen Reaktoren verwendet wird, hergestellt. Insbesondere beträgt der Zusammensetzungsunterschied zwischen dem einkristallinen Material und dem polykristallinen Material vorzugsweise höchsten& 5 % hinsichtlich des Ni-Gehalts und höchstens 3 % hinsichtlich des Cr-Gehalts. Ferner beträgt die Differenz vorzugsweise höchstens 0,05 % hinsichtlich des C-Gehalts, höchstens 0,05 % hinsichtlich des Si-Gehalts, höchstens 1 % hinsichtlich des Mn-Gehalts und höchstens 1 % hinsichtlich des Mo-Gehalts.
Die Erfindung schafft auch ein Verfahren zum Herstellen eines austenitischen Stahls wie im Anspruch 5 dargelegt.
Das heißt, dass die Erfindung dadurch erzielt ist, dass Konstruktionselemente aus einem rostfreien Stahl mit einer 10. einkristallinen austenitischen Phase hergestellt werden, wie er durch die Schritte des Aufschmelzens eines rostfreien Chrom-Nickel-Stahls der austenitischen Gruppe mit spezieller Zusammensetzung, Erstarrungsbildung von einer Seite her und ferner einer Homogenisierung durch Wärmebehandlung der Elemente nach einer spanabhebenden Bearbeitung oder ohne eine solche, um die austenitische Phase zu einem Einkristall zu machen, erzeugt wird.
Im oben beschriebenen Fall wird der rostfreie Stahl bei einer Temperatur von 1500 - 1650 ºC bei einem Unterdruck unter 3 x 10&supmin;³ Torr oder in Inertgasphase geschmolzen, und die Erstarrungsbildung von einer Seite her wird durch die folgende Schritte ausgeführt: Einsetzen eines Formwerkzeugs in das Innere eines Formheizofens, der auf einer wassergekühlten Kühleinrichtung angebracht ist, Erwärmen des Formwerkzeugs auf 1500 - 1650 ºC, Eingießen des geschmolzenen rostfreien Stahls in das Formwerkzeug, Stehenlassen für einige Minuten, allmähliches Herausziehen des Formwerkzeugs aus dem Formheizofen. Das Herausziehen erfolgt bei einem Unterdruck unter 2 x 10&supmin;³ Torr oder in Inertgasatmosphäre mit einer Erstarrungsrate von 1 - 50 cm/h. Eine anschließende Lösungsbehandlung in Wärme, nämlich eine homogenisierende Wärmebehandlung, wird mindestens einmal bei 1000 - 1350 ºC ausgeführt, z. B. mit einem Verfahren, bei dem für fünf Stunden ein Aufbewahren bei 1350 ºC, worauf eine Stunde bei 1100 ºC in Argongasatmosphäre folgt, erfolgt, mit anschließendem Abschrecken in kaltem Wasser.
Spannungskorrosions-Rissbildung in einem austenitischen rostfreien Stahl, wie sie durch die Erfindung zu überwinden ist, wird beinahe an allen Korngrenzen erzeugt. Daher kann eine Verringerung der Spannungskorrosions-Rissbildung durch ein Verfahren erzielt werden, durch das die Erzeugung der Spannungskorrosions-Rissbildung dadurch verhindert wird, dass Elemente aus rostfreiem Stahl ohne Korngrenze hergestellt werden oder dass, wenn eine Ferritphase existiert, die Ferritphase in einem Einkristall der austenitischen Phase dispergiert wird.
Demgemäß haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung Verfahren zum Herstellen austenitischer rostfreier Stähle ohne Korngrenzen untersucht, und sie haben einen Test zur Spannungskorrosions-Rissbildung in einer Umgebung hoher Temperatur und mit hohem Wasserdruck, um das Innere eines Kernreaktors zu stimulieren, ausgeführt, und sie haben das folgende Verfahren zum Erhalten eines rostfreien Stahls ohne Korngrenzen und mit erschwerter Spannungskorrosions-Rissbildung im Vergleich zu einem polykristallinen rostfreien Stahl aufgefunden.
Eswachsen nämlich durch einmaliges Aufschmelzen eines austenitischen rostfreien Stahls mit anschließendem allmählichem Erstarren des geschmolzenen Stahls von einer Seite her in einer Richtung Kristallkörner mit gleichmäßiger Kristallausrichtung ausgehend von der Erstarrungsebene, und es kann, nachdem die Erstarrung beendet ist, ein rostfreier Stahl ohne Korngrenzen, ein sogenannter Einkristall, erhalten werden.
Das Aufschmelzen des austenitischen rostfreien Stahls wird vorzugsweise bei mindestens 1500 ºC, was die Temperatur ist, die leichtes Schmelzen ermöglicht, und bei höchstens 1650 ºC ausgeführt, was die Temperatur ist, die es ermöglicht, die Reaktion mit dem Formwerkzeug zu verzögern. Ferner wird, um ein Vermischen des geschmolzenen Stahls mit Gaselementen in der Luft zu vermeiden, die Atmosphäre auf einem Unterdruck von unter 3 x 10&supmin;³ Torr gehalten, oder es wird eine Inertgasatmosphäre wie Argon usw. verwendet. Auch ist der Zustand zur Erstarrungsbildung in einer Richtung dergestalt, dass die Atmosphäre, aus demselben Grund, dieselbe ist wie beim schmelzen, wobei die Erstarrungsrate 1 - 50 cm/h beträgt, da das Erzeugen eines einkristallinen Barrens für Elemente großer Abmessungen bei einer Rate über 50 cm/h schwierig ist, wobei die Erstarrungsrate vorzugsweise über 1 cm/h gewählt wird, da bei einer Rate unter 1 cm/h eine Reaktion mit dem Formwerkzeug zu befürchten ist, die Fehler hervorrufen würde.
Der Grund, dass die Temperatur für die homogenisierende Wärmebehandlung zu 1000 - 1300 ºC gewählt wird, ist der, dass eine Temperatur unter 1000 ºC nicht dazu ausreicht, Segregation und heterogenes Verhalten der Bestandteile im Kristall zu beseitigen, und das eine Temperatur über 1300 ºC ein teilweises Aufschmelzen des Kristalls verursacht. Die homogenisierende Wärmebehandlung wird vorzugsweise mindestens einmal bei einer Temperatur im Bereich von 1000 - 1300 ºC, abhängig von der Art des rostfreien Stahls und der Größe des Barrens oder der Elemente ausgeführt. Eine Ferritphase kann dadurch beseitigt werden, dass die homoqenisierende Wärmebehandlung bei hoher Temperatur ausgeführt wird.
Wie oben beschrieben, kann durch Korngrenzen hervorgerufene Spannungskorrosions-Rissbildung durch ein Verfahren verhindert oder verringert werden, das Korngrenzen im Material beseitigt. Es wird angenommen, dass der Grund der Erzeugung intergranularer Spannungskorrosions-Rissbildung in einem polykristallinen, austenitischen rostfreien Stahl, der in einer Wasserumgebung hoher Temperatur und hohen Drucks mit Strahlung hohen Pegels bestrahlt wird, von einer Änderung der Struktur und der Zusammensetzung an Korngrenzen abhängt, jedoch sind Einzelheiten noch nicht gründlich geklärt. Die Erfindung zeichnet sich dadurch aus, dass sie Korngrenzen beseitigt, die im wesentlichen zum Problem der Erzeugung von Rissen führen.
C (Kohlenstoff) ist wirkungsvoll, um den Stahl fester zu machen, und er ist mit höchstens 0,1 % enthalten. Da Stahl dadurch fester wird, dass die austenitische Phase als Einkristall ausgebildet wird, beträgt der Gehalt an C vorzugsweise höchstens 0,03 % in Beziehung zu anderen Materialien. Insbesondere ist ein Bereich von 0,010 - 0,025 % hinsichtlich der Festigkeit bevorzugt, und es handelt sich um einen Kohlenstoffgehalt, der selbst dann nicht zu einem Ausfällen eines, Carbids führt, wenn der Stahl einem Wärmeverlauf bei einer Carbidbildungstemperatur unterzogen wird.
Si und Nn werden als Desoxidationsmittel zugesetzt, und ferner wird Mn als Entschwefelungsmittel zugesetzt. Si ist mit höchstens 1 % enthalten, und Mn ist mit höchstens 2 % enthalten. Insbesondere beträgt der Gehalt an Si, hinsichtlich der Spannungskorrosions-Rissbildung, höchstens 0,1 %, oder es ist nicht zugesetzt, wobei er vorzugsweise 0,01 - 0,05 % beträgt, und 0,1 - 0,5 % sind in einem Bereich bevorzugt, in dem Rissbildung nicht schwerwiegend ist. Es ist hinsichtlich der Spannungskorrosions-Rissbildung ein hoher Gehalt an Mn erwünscht, jedoch ist ein Bereich von 0,3 - 1,5 % bevorzugt, um nicht andere Eigenschaften zu verderben. Insbesondere sind 0,2 - 1,0 % bevorzugter
Cr ist zum Erhöhen der Korrosionsbeständigkeit, zum Erzeugen der austenitischen Phase und dazu erforderlich, dass die austenitische Phase einkristallin wird, um große Elemente herzustellen, und es ist mit mindestens 10 % enthalten. Da jedoch eine große Menge an Cr über 23 % eine große Menge einer Ferritphase bildet, wird die Herstellung eines großen, einkristallinen Gussstücks schwierig. Insbesondere sind 16 - 18,5 % in Beziehung zur Menge an Ni bevorzugt.
Ni ist mit mindestens 9 % enthalten, um die austenitische Phase zu stabilisieren und die Korrosionsbeständigkeit zu fördern. Demgegenüber ist ein Gehalt über 30 % nicht bevorzugt, da eine derartig große Menge an Ni die Differenz hinsichtlich der Bestandteile gegenüber denjenigen anderer Konstruktionselemente aus austenitischem Stahl wesentlich vergrößert, was ein Grund für Korrosion der anderen Elemente in derselben Umgebung ist. Insbesondere bei der Herstellung großer Elemente aus einem einkristallinen Gussstück mit austenitischer Phase ist ein Gehalt einer ausreichenden Menge an Ni und Cr zum Ausbilden einer insgesamt austenitischen Struktur im Gleichgewichtsdiagramm bei 700 ºC, wie in Fig. 1 dargestellt, in Beziehung zur oben beschriebenen Menge an Cr unabdingbar. Insbesondere beträgt zwar der bevorzugte Gehalt an Ni 9 - 15 %, jedoch sind 12 - 15 % bevorzugter.
Mo ist ein wirkungsvolles Element zum Erhöhen der Korrosionsbeständigkeit und der Festigkeit, und es kann mit einer Menge von mindestens 1 % vorhanden sein. Jedoch ist ein Zusetzen von mehr als 3 % nicht erwünscht. Insbesondere sind 2 - 3 % bevorzugt. Das Zusetzen von Mo ist gegen Spannungskorrosions-Rissbildung und Versprödung durch Neutronenbestrahlung wirkungsvoll. Eine Mo enthaltende Legierung ist bevorzugt, da eine solche Legierung leicht herstellbar ist und die Phasenstabilität der Legierung beibehalten bleibt.
Ferner sind auch Nb und Ti wirkungsvolle Elemente zum Erhöhen der Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit, und es ist ein Zusatz. von Mb von 0,1 - 1,5 % und von Ti von 0,05 - 1 % wünschenswert. Unter den oben beschriebenen Elementen sind Zusätze von Nb von mindestens 10 x C (%) und Ti von mindestens 5 x C (%) bevorzugt. Ein Zusetzen des ersteren von 0,2 - 0,6 % sowie des letzteren von 0,05 - 03 % ist bevorzugt.
Die austenitische Phase hat eine stabile Struktur hinsichtlich der Umgebung, und sie ist erforderlich, um einen großen Einkristall zu erhalten. Die austenitische Phase kann mit 0,1 - 20 % des Flächenanteils eine Ferritphase enthalten, jedoch kann insgesamt die austenitische Phase ausgebildet werden. Das Vorhandensein einer Ferritphase ist erwünscht, um Rissbildung bei der Erstarrung zum Herstellen eines großen Gussstücks zu vermeiden. Insbesondere ist ein Gehalt von 1 - 5 % bevorzugt.
Ein Einkristall nur aus einer austenitischen Phase kann beim Gießen durch Einstellen der Zusammensetzung der Legierung erhalten werden, und selbst wenn bei der Erstarrung eine Ferritphase in der austenitischen Phase enthalten ist, kann die Ferritphase durch Ausführen einer. Lösungsbehandlung in Wärme beseitigt werden. Ein insgesamt aus einer austenitischen Phase bestehender Einkristall hat den Vorteil, dass er nach spanabhebender Bearbeitung als solcher verwendbar ist, da die Struktur des Kristalls stabil ist.
Ein erfindungsgemäßer Stahl kann zusätzlich mit höchstens 5 % bearbeitet werden, z. B. durch Biegen usw., ohne eine Änderung auf Polykristallin zu erfahren.
Der erfindungsgemäße Stahl kann nicht nur im Reaktorkern eines Kernreaktors, sondern auch in einer wassergekühlten Umgebung und einer Wasserstoff enthaltenden Umgebung verwendet werden, und er wird bei Strahlung ausgesetzten Konstruktionselementen verwendet, insbesondere bei einem Kühl-Mantelrohr und dem Mantel der ersten Wand eines Kernfusionsreaktors. Das Kühlrohr verfügt über eine Wasser- oder He-Kühlstruktur, und an der Außenseite des Rohrs, die dem Plasma zugewandt ist, ist ein Schutzmaterial wie ein solches aus W und Graphit usw. eingesetzt.
Durch die Erfindung kann die Erzeugung von durch Strahlung hervorgerufener, intergranularer Spannungskorrosions-Rissbildung an Konstruktionselementen aus austenitischem rostfreiem Stahl, wie sie in einer Umgebung mit hoher Strahlungsdosis wie in einem Reaktorkern verwendet wird, verhindert werden, und es wird eine Verlängerung der Lebensdauer von Elementen für die Kernreaktorkern-Konstruktion sowie die erste Wand und die Mantelkonstruktion eines Kernfusionsreaktors möglich, und demgemäß sind ausgezeichnete Effekte erzielbar, die einen Kernreaktor für 40 Jahre benutzbar machen und die Sicherheit und Zuverlässigkeit eines Kernfusionsreaktors erhöhen.
Fig. 1 ist ein Gleichgewichtsdiagramm einer ternären Legierung der Fe-Ni-Cr-Gruppe bei 700 ºC.
Fig. 2 ist ein schematischer Schnitt zum Darstellen des Aufbaus einer Vorrichtung, wie sie zum Herstellen eines erfindungsgemäßen austenitischen rostfreien Stahls verwendet wurde.
Fig. 3 ist eine Mikroskop-Photographie, die die Metallstruktur eines erfindungsgemäßen austenitischen Stahls zeigt.
Fig. 4 ist eine schematische perspektivische Darstellung zum Veranschaulichen eines Testverfahrens zu Spannungskorrosions-Rissbildung;
Fig. 5 ist eine teilgeschnittene perspektivische Darstellung zum Veranschaulichen des Reaktorkerns eines Ausführungsbeispiels unter Verwendung eines erfindungsgemäßen austenitischen Stahls;
Fig. 6 ist eine teilgeschnittene Draufsicht der oberen Gitterplatte;
Fig. 7 ist ein schematischer Schnitt in der Ebene VII von Fig. 6;
Fig. 8 ist ein vergrößerter Schnitt des Bereichs VIII in Fig. 7;
Fig. 9 ist eine teilvergrößerte Ansicht der oberen Gitterplatte;
Fig. 10 ist eine teilvergrößerte Ansicht von X in Fig. 9;
Fig. 11 ist eine teilvergrößerte Ansicht von XI in Fig. 9;
Fig. 12 ist ein schematischer Schnitt der Reaktorkern-Halterungsplatte;
Fig. 13 ist eine perspektivische Ansicht des Brennelement- Halterungsbeschlags;
Fig. 14 ist eine Schnittansicht des äußeren Brennelement- Halterungsbeschlags und
Fig. 15 ist eine vergrößerte Ansicht von XV in Fig. 12.

Ausführungsbeispiel 1

Nun wird ein Ausführungsbeispiel eines Verfahrens zum Herstellen eines erfindungsgemäßen austenitischen rostfreien Stahls unter Verwendung von Fig. 2 erläutert.
Die in Fig. 2 dargestellte Vorrichtung besteht aus einem Hochfrequenz-Induktionsofen 2 zum Erzeugen geschmolzenen Metalls 1, einem Formwerkzeug-Heizofen 8 mit einem Gießeinlass 7, der ein Formwerkzeug 31 einen Körper 4, eine Auswähleinrichtung 5 und eine Starteinrichtung 6 umfasst, wobei die letztere auf einer wassergekühlten Kühleinrichtung 9 angebracht ist. Das Formwerkzeug 3 wurde auf der wassergekühlten Kühleinrichtung 9 befestigt und durch den Formwerkzeug-Heizofen 8 auf 1550 ºC erwärmt. Geschmolzenes Metall 1 wurde durch Aufschmelzen eines austenitischen rostfreien Stahls mit dem Hochfrequenz-Induktionsofen 2 erzeugt und durch den Gießeinlass 7 in das Formwerkzeug 3 eingegossen. Die Gießtemperatur betrug 1550 ºC, und das geschmolzene Metall im Körper 4 wurde für fünf Minuten nach dem Eingießen auf 1550 ºC gehalten, und dann wurde die wassergekühlte Kühleinrichtung 9 allmählich in der Richtung 10 nach unten abgesenkt. Schließlich wurde das Formwerkzeug 3 aus dem Formwerkzeug- Heizofen 8 herausgezogen, und das geschmolzene Metall im Körper 4 verfestigte in einer Richtung ausgehend von der Seite der wassergekühlten Kühleinrichtung 9. Der Formwerkzeug-Heizofen 8 wurde auf 1550 ºC gehalten, bis die Erstar rung in einer Richtung abgeschlossen war. Die Herausziehgeschwindigkeit des Formwerkzeugs wurde konstant auf 20 cm/h gehalten, und das geschmolzene Metall im Körper 4 wurde in einer Atmosphäre mit einem Unterdruck von 1 - 3 x 10&supmin;³ Torr gehalten.
Nach dem Gießen war ein polykristalliner Bereich, in dem Kristalle in einer Richtung ausgerichtet waren, durch Erstarren des geschmolzenen Metalls in einer Richtung ausgehend von der wassergekühlten Kühleinrichtung 9 mit dem Starter 6 nach oben ausgebildet, wobei gleichzeitig die Größe des polykristallinen Bereichs auf die Größe des Erstarrungsbereichs der Auswähleinrichtung 5 eingestellt war. Die Erstarrung schritt allmählich beim Herausziehen des Formwerkzeugs 3 in der Richtung 10 nach unten fort, und während die Erstarrung durch die Auswähleinrichtung 5 hindurchging, konzentrierten sich die Kristalle zu einem Kristall, und im Teil 4 des geschmolzenen Metalls im Körper wurde ein Einkristall erhalten. Die Auswähleinrichtung 5 ist ein Formwerkzeug mit Schraubenform mit geradlinigen Seiten, oder mit Zickzack-Form. Die Herausziehgeschwindigkeit des Formwerkzeugs 3 und der Temperaturgradient für die Erstarrung nahe der Grenze des Formwerkzeug-Heizofens 8 wurden kontrolliert, und es wurde ein Einkristall mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Länge von 20 cm erhalten. Der Gießvorgang wurde so eingestellt, dass die Erstarrungsrichtung auf die Richtung (100) ausgerichtet war. Der erhaltene Einkristall wurde durch Makroätzen untersucht. Als austenitische rostfreie Stähle wurden SU316 (enthält Mo), SUS316L (wenig Kohlenstoff, enthält Mo), SUS321 (enthält Ti), SUS347 (enthält 20 Mb) und die verbesserten Materialien verwendet, die in der Tabelle 1 als Nr. 1 - 14 angegeben sind. Im Ergebnis wurden Gussstücke mit einem Einkristall der austenitischen Phase aus allen Arten von Stählen hergestellt, wie sie als Nr. 3 - 14 in der Tabelle 1 angegeben sind. Die Anzahl der geradlinigenseiten oder die Schrauben- oder Zickzackform des Form werkzeugs der Auswähleinrichtung 5 wird so ausgewählt, dass eine Kristallausrichtung entsteht. Darüber hinaus wurden Einkristalle der austenitischen Phase aus allen Arten oben beschriebener Stähle selbst dann erhalten, wenn die Temperatur des geschmolzenen Metalls von 1500 ºC auf 1650 ºC geändert wurde. Jedoch wurden SUS304 und 304L, die beide wenig Ni und viel Cr enthielten, wie mit Nr. 1 und Nr. 2 bezeichnet, keine Einkristalle. Im Fall einer Änderung der AtmospHäre beim Herstellen des geschmolzenen Metalls 1 zum Verfestigen des geschmolzenen Metalls in einer Richtung auf ein Hochvakuum unter 1 x 10&supmin;³ Torr, oder in Argon-Inertatmosphäre, wurden Einkristalle guter Qualität, die keine Gase wie Stickstoff usw. enthielten, von allen Arten oben angegebener Stähle erhalten. Ferner wurden Einkristalle auch dann erhalten, wenn die Herausziehgeschwindigkeit des Formwerkzeugs beim Erstarren in einer Richtung im Bereich von 1 - 50 cm/h variiert wurde. Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung (Gewichts-%)
( ): Analysewert Tabelle 1 (Fortsetzung) Chemische Zusammensetzung (Gewichts-%)
( ): Analysewert
Fig. 1 ist ein Gleichgewichtsdiagramm bei 700 ºC für Cr-Ni- Fe, das C mit ungefähr 0,1 %, Si mit ungefähr 0,5 % und Mn mit ungefähr 1 % enthält. Mit Nr. 1 und 2 bezeichnete Stähle SUS304 und 304L verfügen bei 700 ºC jeweils über Phasen α + γ sowie + γ, und es wurden keine Einkristalle erhalten, da das Metall beim Abkühlprozess eine Phasenänderung erfährt. Jedoch konnten, wie oben angegeben, erfindungsgemäße austenitische Stähle mit Nr. 3 - 14 als Einkristall einer austenitischen Phase (γ) erhalten werden. In Fig. 1 gilt für den Punkt A Ni 0,9 %, Cr 18,5 %, für den Punkt B gilt Ni 9,5 %, Cr 15,5 %, für den Punkt C gilt Ni 11,5 %, und für den Punkt D gilt Ni 23,0 %. Diejenige Seite einer gestrichelten Linie, die den Punkt B mit dem Punkt D verbindet, die auf der Seite niedriger Gehalte an Ni und Cr liegt, ist nicht bevorzugt, da während des Abkühlens eine Martensitphase entsteht.
Fig. 3 ist eine Mikroskop-Photographie, die die Probe Nr. 4 bei einer Vergrößerung von 100 zeigt. Wie es in der Figur dargestellt ist, enthält ein einkristalliner austenitischer Stahl eine Ferritphase mit einem Flächenanteil von ungefähr 3 %- sowie einen Einkristall einer austenitischen Phase. Legierungen betreffend die anderen Ausführungsbeispiele enthielten ebenfalls eine Ferritphase im Bereich von 0,5 % - 10 %.
Durchvergrößern der in Fig. 2 dargestellten Vorrichtung, und als Ergebnis des Erzeugens eines Stabs mit einem Durchmesser von 40 mm und einer Länge von 1 Meter sowie einer Bramme mit einer Dicke von 40 mm, einer Breite von 20 cm und einer Länge von 1 Meter, die beide die als Nr. 4 in der Tabelle 1 angegebene Zusammensetzung aufwiesen, durch Erstarren in axialer Richtung, wie oben beschrieben, konnten sowohl der Stab als auch die Bramme als einkristalline austenitische Phase, die eine Ferritphase von ungefähr 3 % ent hielt, hergestellt werden.
Das heißt, dass durch die Erfindung ein Gussstück mit einer einkristallinen austenitischen Phase mit einer Größe erhalten werden kann, dass es für ein Konstruktionsmaterial mit einem Querschnitt von mindestens 20 mm² rechtwinklig zur Achse der Verfestigungsrichtung verwendbar ist, und ferner ist eine Zusammensetzung geschäffen, die es ermöglicht, größere Materialien mit einem Querschnitt von über 2 cm² herzustellen. Daher kann unter Verwendung einer Zusammensetzung auf der Seite mit hohem Nickelgehalt von mindestens 9 % sowie von Chrom mit vorzugsweise weniger als 20 % ein großes Gussstück erhalten werden.
Nachdem die beim Ausführungsbeispiel hergestellten 14 Proben durch Erwärmen auf 1050 ºC für eine Stunde mit anschließendem Abkühlen in Wasser homogenisierend behandelt wurden, wurde ein Prüfstück von 10 mm Breite, 50 mm Länge und 2 mm Dicke aus jeder der Proben ausgeschnitten, und es wurde mit im Handel befindlichem Stahl SUS314 und 304 ein CBB-Test äusgeführt, der als Prüfverfahren zu Spannungskorrosions- Rissbildung wirkungsvoll ist. Nach der homogenisierenden Wärmebehandlung konnte keine wesentliche Änderung der Struktur beobachtet werden, mit der Ausnahme, dass die Ferritphase etwas verringert war und sich die Form der Ferritphase aufrunder geändert hatte. Die Ferritphase konnte durch Erhöhen der Temperatur bei der homogenisierenden Wärmebehandlung auf mindestens 1200 ºC beseitigt werden.
Fig. 4 ist eine schematische, perspektivische Ansicht, die das CBB-Testverfahren veranschaulicht. Ein Teststück 11 wurde mit Kohlefaserwolle 12 gehalten, um für einen Abstand zwischen Haltern 13 zu sorgen, Bolzen wurden durch Bolzenlöcher 14 eingeführt, das Teststück wurde mit einer Krümmung zwischen den Haltern 13 angezogen, und es wurde ein Test zu Spannungskorrosions-Rissbildung in einem Autoklaven ausgeführt. Die Testbedingungen betrugen 288 ºC hinsichtlich der Temperatur, und es erfolgte ein Eintauchen für 500 Stunden in reines Wasser auf hoher Temperatur und hohem Druck von 85 kg/cm² (wobei 8 ppm an gelöstem Sauerstoff enthalten sind). Nach dem Test wurde das Teststück dem Autoklaven entnommen und es wurde das Vorhandensein von Rissen an der Oberfläche des Teststücks untersucht. Obwohl sich bei allen handelüblichen polykristallinen Stählen SUS 316 und 304 sowie bei den Teststücken Nr. 1 und 2 Risse mit einer Tiefe von 1 - 2 mm zeigten, wurden bei den 12 einkristallinen Teststücken mit den Nr. 3 bis 14, die durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellt waren, keine Risse beobachtet, so dass sich hervorragende Beständigkeit gegen Spannungskorrosions-Rissbildung zeigte. Alle Teststücke wurden vor dem Test zur Spannungskorrosions-Rissbildung zur Sensibilisierung bei 621 ºC für 24 Stunden wärmebehandelt Obwohl sich in der Ferritphase nach der Sensibilisierungsbehandlung Ausfällung zeigte, wurde in der austenitischen Phase keinerlei Ausfällung beobachtet. Ein typisches Ergebnis zu einem Zugfestigkeitstest am Teststück Nr. 4 mit einem parallelen Teil mit einem Durchmesser von 6 mm ist in Tabelle 2 angegeben. Wie es in der Tabelle 2 angegeben ist, war die Festigkeit des erfindungsgemäßen einkristallinen Materials in gewissem Ausmaß schlechter als die des polykristallinen Materials, jedoch war sie zum Gebrauch immernoch ausreichend. Das polykristalline Material hatte beinahe dieselbe chemische Zusammensetzung wie das einkristalline Material. Tabelle 2

Ausführungsbeispiel 2

Ein Gussstück aus dem einkristallinen, austenitischen rostfreien Stahl Nr. 4 gemäß der Erfindung, wie durch das Verfahren gemäß dem Ausführungsbeispiel 1 hergestellt, wurde zur Homogenisierung thermisch bei 1050 ºC für eine Stunde behandelt, und anschließend wurden aus dem Gussstück verschiedene Arten von Konstruktionselementen für den Reaktorkern eines Siedewasserreaktors, wie in Fig. 5 dargestellt, hergestellt.
Der Kernreaktor wird bei einer Dampftemperatur von 288 ºC und einem Dampfdruck von 70,7 atm betrieben, und es ist möglich, als Ausgangsleistung elektrische Leistungen von 500, 800 und 1100 MW zu erzeugen.
Die Bezeichnungen der Teile sind die folgenden: 51: Vorhang gegen Reaktorgifte, 52: Reaktorkern-Trägerplatte, 53: Neutronen-Messinstrument, 54: Steuerstab, 55: Reaktorkern-Verkleidung, 56: obere Gitterplatte, 57: Brennelementanordnung, 58: obere Tafelsprühdüse; 59: Belüftungsdüse, 60: Druckgefäßdeckel, 61: Flansch, 62: Instrumentierungsdüse, 63: Dampfabtrenner, 64: Wärmeverkleidung, 65: Speisewasser-Einlassdüse, 66: Strahlpumpe, 68: Dampftrockner, 69: Dampfauslassdüse, 70: Speisewasserzerstäuber, 71: Reaktorkern-Sprühdüse, 72: unteres Reaktorkerngitter, 73: Einlassdüse für wiedergewonnenes Wasser, 74: Drosselplatte, 75: Steuerstab-Führungsrohr.
Die obere Gitterplatte 56 verfügt über einen Umrandungskörper 21, Flansche 22 und eine Gitterplatte 35, und die oben angegebenen Elemente bestehen z. B. aus einem polykristallinen, gewalzten Material, das Mo enthält und dieselbe Art von Material wie das Material des Einkristalls Nr. 4 in Tabelle 1 ist. Die Gitterplatten 35 überkreuzen einander nur, sind jedoch nicht fixiert. Auch besteht die Reaktorkern-Trägerplatte 52 z. B. aus dem No enthaltenden polykristallinen, gewalzten Material Nr. 4, und sie besteht aus einem Blech einer gewalzten Platte, das mit Löchern versehen ist, um Brennelement-Halterungsbeschläge anzubringen, und sie ist in der Umfangsebene am Reaktorbehälter befestigt. Daher weisen alle oben angegebenen Elemente Strukturen, deren zentraler Bereich Neutronenbestrahlung ausgesetzt ist, keinen geschweißten Bereich auf.
Fig. 6 isü eine teilgeschnittene Draufsicht der oberen Gitterplatte. Fig. 7 ist eine schematische Schnittansicht in der Ebene VII-VII in Fig. 6, und Fig. 8 ist eine vergrößerte Schnittansicht des Teils VIII in Fig. 7. Eine erfindungsgemäße Legierung wurde für den in Fig. 8 dargestellten Bolzen 23 verwendet. Der erfindungsgemäße Bolzen 23 wurde dazu verwendet, den Umrandungskörper 21 und den oberen Flansch 22 zu fixieren, und er wurde durch eine spanabhebende Bearbeitung für eine Gewindeschraube an einem stabförmigen Material hergestellt. Hinsichtlich der Ausbildung einer polykristallinen Phase an der Oberfläche nach dem Einschneiden des Gewindes, wobei die Längsrichtung des Bolzens 100 war, wurde eine Lösungsbehandlung bei 1200 ºC für 30 Minuten in nicht oxidierender Atmosphäre für einige der Bolzen ausgeführt.
Fig. 9 ist eine teilvergrößerte Ansicht des oberen Gitters, Fig. 10 ist eine teilvergrößerte Ansicht von X in Fig. 9, und Fig. 11 ist eine teilvergrößerte Ansicht von XI in Fig. 10. Der Bolzen und die Mutter zum Anziehen und Fixieren der Gitterplatte 21 und der Trägerplatte 32 der oberen Gitterplatte 56, sowie der Bolzen 36 und die Mutter 37 zum Anzie hen der Gitterplatte 31 und der Trägerplatte 32, sowie die Trägerplatte 32 und die Gitterplatte 25 bestanden aus Einkristallen, die durch dasselbe Verfahren, wie es oben beschrieben ist, auf zwei Arten hergestellt wurden, und zwar durch das Verfahren als solches sowie dadurch, dass nach der Schneidarbeit eine Lösungsbehandlung erfolgte.
Fig. 12 ist eine schematische Schnittansicht der Reaktorkern-Trägerplatte 52, die mit dem in Fig. 13 dargestellten Brennelement-Halterungsbeschlag, dem in Fig. 14 dargestellten äußeren Brennelement-Haiterungsbeschlag 44 und dem in Fig. 15, die eine vergrößerte Ansicht von XV in Fig. 12 ist, dargestellten Augenbolzen 42 versehen ist. Die in den Fig. 13 bis 15 dargestellten Elemente wurden aus einem Gussstück aus dem erfindungsgemäßen einkristallinen austenitischen Stahl hergestellt, wie er oben als Legierung Nr. 4 beschrieben ist. Ferner wurden auch der Stift der Reaktorkern-Trägerplatte, der an dieser Reaktorkern-Trägerplatte 41 befestigt wurde und die in Fig. 15 dargestellte Unterlegscheibe 43 aus Einkristallen unter Verwendung der Legierung Nr. 4 hergestellt. Die in den Fig. 13 und 14 dargestellten Elemente waren Gussstücke, die auf die oben beschriebene Weise lösungsbehandelt wurden, und das in Fig. 15 dargestellte Element wurde nach der Bearbeitung zum Einschneiden des Gewindes als solches verwendet.
Die durch das erfindungsgemäße, oben beschriebene Verfahren erhaltenen Elemente wurden mit einer Neutronendosis von 1 x 10²² n/cm² (> 1 MV) unter Bedingungen bestrahlt, die die Innenbedingungen eines Kernreaktors vom Siedewassertyp simulierten.
Im Ergebnis wurde an keinem der Bolzen und Muttern eine Spannungskorrosions-Rissbildung beobachtet, wie sie durch Bestrahlung hervorgerufen werden kann. Das Ergebnis bedeutet, dass die Elemente für 40 Jahre verwendet werden können, ohne dass sich die obere Gitterplatte und die Reaktorkern- Trägerplatte ändern. Insbesondere ist es wichtig, Komponenten, wie sie bei einer hohen neutralen Bestrahlungsdosis von 2 x 10²¹ n/cm² bei hohen Spannungen, wie der Bolzen und die Mutter, an Orten verwendet werden, an denen die Oberfläche der Komponente auf keinen Fall unmittelbar beobachtet werden kann, aus Elementen aufzubauen, die hohe Beständigkeit gegen Spannungskorrosions-Rissbildung haben, wie sie durch Versprödung durch Bestrahlung hervorgerufen wird. Darüber hinaus ist es erforderlich, Elemente mit nahezu derselben oder ähnlicher chemischer Zusammensetzung der Materialien hinsichtlich gemeinsam existierender Konstruktionen zu verwenden, um in Wasserumgebung auf hoher Temperatur und mit hohem Druck dasselbe Potential beizubehalten.
Obwohl beim vorliegenden Ausführungsbeispiel ein Einkristall für den Bolzen und die Mutter verwendet ist, ist es von beachtlicher Wirkung, einen Einkristall aus denselben Materialien für die Gitterplatte 35 der oberen Gitterplatte und die Reaktorkern-Trägerplatte 52 zu verwenden.

Claims

1. Austenitischer Stahl mit einer einkristallinen austenitischen Phase und gegebenenfalls einer ferritischen Phase bei Raumtemperatur, bestehend in Gewichtsprozent aus:

max. 0,1% C

max. 1 % Si

max. 2% Nn

10 bis 23% Cr

9 bis 15% Ni

gegebenenfalls 1 bis 3 % Mo

gegebenenfalls 0,1 bis 1,5% Nb

gegebenenfalls 0,05 bis 1% Ti,

wobei der Rest Fe und unwesentliche Verunreinigungen ist,

wobei die Mengen an Cr und Ni ausreichend sind, im Gleichgewichtsdiagramm bei 700ºC eine Vollständig austenitische Struktur zu bilden.

2. Stahl nach Anspruch 1 mit sowohl einer austenitischen Phase als auch einer ferritischen Phase.

3. Stahl nach Anspruch 1 mit 15 bis 18,5 Gew.-% Cr.

4. Stahl nach Anspruch 1 mit 16 bis 18,5 Gew.-% Cr und im Flächenanteil mindestens 80% einer austenitischen Phase und 0,1 bis 20% einer ferritischen Phase.

5. Verfahren zur Herstellung eines austenitischen Stahls, in Gewichtsprozent bestehend aus:

max. 0,1% C

max. 1% Si

max. 2% Mn

10 bis 23% Cr

9 bis 15% Ni

gegebenenfalls 1 bis 3 % Mo

gegebenenfalls 0,1 bis 1,5% Nb

gegebenenfalls 0,05 bis 1% Ti,

wobei der Rest Fe und unwesentliche Verunreinigungen ist,

wobei die Mengen an Cr und Ni ausreichend sind, im Gleichgewichtsdiagramm bei 700ºC eine vollständig austenitische Struktur zu bilden,

mit folgenden Schritten:

Bilden einer Metallschmelze des austenitischen Stahls mit einer vollständig austenitischen Struktur im Gleichge-

Bilden eines in eine Richtung orientierten erstarrten Bereichs, indem die Metallschmelze aus austenitischem Stahl in einem einleitenden Erstarrungsschritt in eine Richtung erstarren gelassen wird,

Ausbilden eines ausgewählten erstarrten Bereichs, in den nahe bei den erstarrten Bereich auf ausgewählte Weise ein Einkristall erstarrt ist, und

Erhalten eines einkristallinen Gußstücks austenitischer Phase durch fortlaufendes Erstarrenlassen in eine Richtung entlang der Richtungsorientierung des Einkristalls.

6. Verfahren nach Anspruch 5 mit einem weiteren Schritt zur Lösungsbehandlung unter Homogenisierung der Legierungszusammensetzung des einkristallinen Gußstücks.

7. Verfahren nach Anspruch 5 mit der Durchführung einer Lösungsbehandlung des einkristallinen Gußstücks nach einer schneidenden oder spanenden Bearbeitung.

8. Element eines Reaktorkerns eines Kernreaktors, das aufgrund einer Kernbrennstoff-Reaktion einer Neutronenstrahlung sowie Wasser mit hoher Temperatur und unter hohen Druck ausgesetzt ist, gekennzeichnet durch eine Zusammensetzung aus einen austenitischen Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4.

9. Gegenstand mit hohen Widerstand gegen Spannungskorrosionsriß, gekennzeichnet durch eine Zusammensetzung aus einem austenitischen Stahl nach einen der Ansprüche 1 bis 4.

10. Bolzen mit einem austenitischem Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4.

11. Reaktorkern eines Kernreaktors mit einer oberen Gitterplatte und einer Kernträgerplatte, dadurch gekennzeichnet,

daß die obere Gitterplatte und die Kernträgerplatte aus einem austenitischen Stahl mit jeweils im wesentlichen gleicher Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 4 aufgebaut sind, und

daß alle für den Zusammenbau der oberen Gitterplatte verwendeten Bolzen, für die Kernträgerplatte verwendete Augbolzen, Metallbeschläge für die Brennelementhalterung und Metallbeschläge für die äußere Brennelementhalterung aus einem austenitischen Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4 mit im wesentlichen der gleichen Zusammensetzung wie der austenitische Stahl der oberen Gitterplatte aufgebaut sind.

12. Reaktorkern eines Kernreaktors mit einer oberen Gitterplatte und einer Kernträgerplatte, dadurch gekennzeichnet, daß alle für den Zusammenbau der oberen Gitterplatte verwendeten Bolzen, für die Kernträgerplatte verwendete Augbolzen, Metallbeschläge für die Halterung von Brennelementen und Metallbeschläge für die äußere Brennelementhalterung aus einem austenitischen Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4 aufgebaut sind.