DE69602395T2

DE69602395T2 - Hochfester, korrosionsbeständiger austenitischer Stahl geeignet für Kernreactorteile, dessen Herstellung und deren Verwendung

Info

Publication number: DE69602395T2
Application number: DE69602395T
Authority: DE
Inventors: Yasuhisa Aono; Masahiko Arai; Tatsumi Hirano; Shigeki Kasahara; Takahiko Kato; Kiyotomo Nakata
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 1995-06-09
Filing date: 1996-06-03
Publication date: 1999-09-23
Anticipated expiration: 2016-06-04
Also published as: EP0747497A1; JPH08337853A; KR970001582A; EP0747497B1; DE69602395D1

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

Die vorliegende Erfindung betrifft einen neuen austenitischen Stahl und insbesondere einen austenitischen Baustahl sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung und dessen Verwendung mit Eignung unter einer korrosiven Umgebung und einer Hochbeanspruchungslastumgebung. Die vorliegende Erfindung betrifft einen neuen austenitischen Stahl und insbesondere einen austenitischen Baustahl sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung und dessen Verwendung mit Eignung zum Einsatz in einer Strahlungsumgebung, wie z. B. in einem Kern eines Kernreaktors.
Ein austenitischer nichtrostender Stahl hat geeignete Eigenschaften für ein Baumaterial im Hinblick auf Korrosionsbeständigkeit, Verformbarkeit und Wirtschaftlichkeit und wird in weitem Umfang als ein Material für Bauteile verwendet. Jedoch hat der austenitische nichtrostende Stahl einen Nachteil, indem seine Festigkeit im Vergleich mit anderen Baustählen unzureichend ist. Als ein Verfahren zum Erhalten der Korrosionsbeständigkeit und zur Verbesserung der Festigkeit ohne Änderung der Legierungszusammensetzungen des austenitischen Stahls gibt es ein sog. Kristallkornverfeinerungsverfahren, durch das eine große Zahl von Verformungsbeständigkeits-Korngrenzen im Material gebildet werden. Die Korngrenze ist eine Grenze zwischen Einzelkristallen mit verschiedenen Kristallausrichtungen, und die Korngrenze hat eine zufällige Kirstallstruktur im Gegensatz zum Kristallgitter einer regelmäßigen Anordnung von Atomen innerhalb des Korns. Obwohl die eine Versetzung aufweisende Verformung unter Beanspruchung in einem Korn unter Verfor mung des Korns bewegt wird, verursacht eine Korngrenze eine Wechselwirkung mit der Versetzung und zeigt einen großen Widerstand, wenn die Versetzung durch die Zufallskorngrenze verläuft. Es ist gut bekannt, daß die Verformungsbeständigkeit als eine Funktion der Kristallkorngröße ausgedrückt wird und proportional zur -1/2-Potenz der Kristallkorngröße wächst, d. h. der sog. Hall-Petch's Regel folgt.
In den letzten Jahren wird eine Untersuchung fortgesetzt. In der Untersuchung wird die Austenitkristallkorngröße durch Einführen einer verformungsinduzierten Martensitumwandlung und einer Umkehrumwandlung bei einer hohen Temperatur in einem austenitischen Stahl beim Walzprozess auf Submikrometer verfeint. Beispiele eines solchen Herstellungsverfahrens werden in "Iron and Steel", The Iron and Steel Institute of Japan, Vol. 80, Seiten 529-535 (1994) und The Journal of the Japan Institute of Metals of Japan, Vol. 27, No. 5, Seiten 400-402 (1988) beschrieben.
Eine große Menge austenitischen Stahls wird als ein Material zur Herstellung von Bauteilen verwendet, die beispielsweise in einem Kernreaktor eingesetzt werden, da der austenitische Stahl korrosionsbeständiges Cr enthält und eine Beständigkeit gegen eine korrosive Umgebung aufweist. Jedoch wird ein für ein Bauteil in einem Kern eines Leichtwasserreaktors verwendeter austenitischer Stahl einer Strahlungsbestrahlung während des Reaktorbetriebs für eine lange Zeit ausgesetzt, und dadurch tritt eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaft des austenitischen Stahls, wie z. B. eine Ausscheidung von Verunreinigungen an Kristallkorngrenzen oder ein Rückgang seiner Duktilität, auf. Beispielsweise wird bei einem austenitischen nichtrostenden Stahl, dessen Kristallkorngröße durch übliche Lösungswärmebehandlung zu einigen Zehnern um Vielkristallen geformt wurde, seine gleichmäßige Dehnung geringer als 1%, wenn der austenitische nichtrostende Stahl mit einer Neutronendosis von mehr als 4 · 10²&sup5; n/m² in einem Kern bestrahlt wird. Der metallurgische Mechanismus einer solchen Festigkeitsverschlechterungserscheinung unter Strahlungsumgebung wird dadurch erklärt, daß elementare Fehler, wie z. B. Leerstellen, Zwischengitteratome, durch die Bestrahlung eingeführt werden und sich unter Bildung sekundärer Fehler verbinden, die die Verformungsbeständigkeit steigern.
Jedoch hängt im obigen Herstellungsverfahren bei dem Umkehrumwandlungs-Wärmebehandlungsverfahren oder dem Heißverformungsverfahren, bei dem Festlösungsmaterialien alle auf einmal gewalzt werden, die Kristallkorngröße stark von der Wirkung der Verformung ab, d. h. hängt stark von den Graden der Verformung in der Walzrichtung und der Dickenrichtung ab, und dementsprechend neigt die Kristallkorngröße allgemein dazu, in diesen Richtungen ungleichmäßig zu werden. Weiter gibt es bei dem Verfahren eine Begrenzung des Verformungsgrades, und demgemäß ist es schwierig, ultrafeine Kristalle in einem Bereich von Submikrometergrößen zu Nanometergrößen zu erhalten.
Ein austenitischer nichtrostender Stahl mit Kristallen von Nanometergrößen erreicht aufgrund seiner ultrafeinen Kristallkörner eine hohe Festigkeitseigenschaft sowie eine hohe Korrosionsbeständigkeit aufgrund seiner Zusammensetzungen. Weiter hat er einen Vorteil durch einen Verdünnungseffekt der Verunreinigungen an den Korngrenzen und besonders durch eine Beständigkeit des Gefüges gegen Strahlungsschädigung dank seiner ultrafeinen Kristalle.
Die Herstellung eines Nanometerkristallgrößen-Kompaktmaterials mit austenitischen Stahlzusammensetzungen hat die folgenden Probleme. Die Nanometergrößen-Kristallisation von Kristallkörnern erfordert ein Verfahren, bei dem die Austenitphase unter Raumtemperatur stärker verformt wird. Weiter ist es, um die Kristallkorngrößen gleichmäßig zu machen, erforderlich, ein anderes Verfahren als das Verfahren des starken Walzens eines Festlösungsmaterials zu wählen, bei dem ein stark gewalztes Gefüge verbleibt. Ein erfolgversprechendes Herstellungsverfahren, das sich zur Überwindung der obigen Probleme eignet, ist die Anwendung eines mechanischen Mahlverfahrens. Bei diesem Verfahren wird Materialpulver in eine feinere verformungsinduzierte Martensitphase als die durch das Walzverfahren umgewandelt. Daher werden die Kristalle an einer Vergröberung in einem Heißverdichtungsbehandlungsverfahren des verformten Pulvers verhindert und leicht zu Nanometergrößen-Kristallkörnern kristallisiert. Weiter wird bei diesem Verfahren erwartet, daß die Nichtgleichmäßigkeit in der Kristallkorngröße beim Heißverdichtungsbehandlungsverfahren des verformten Pulvers und beim folgenden Heißverformungsbehandlungsverfahren wesentlich gering im Vergleich mit dem Walzverfahren ist.
WO 93/01318 offenbart einen austenitischen Stahl für Kernreaktorbauteile, welcher Stahl (Gew.-%) bis zu 0,06% C, bis zu 0,1% Si, etwa 1,5 - 1,8% Mn, etwa 10 - 11,4% Ni, etwa 17 - 19% Cr, bis zu 0,9% Nb und weniger als 0,03% P + S enthält und ein Gefüge feiner Körner mit einem Durchschnittskorndurchmesser unter etwa 20 um, vorzugsweise unter etwa 18 um hat, wobei der niedrigste Wert der Ausführungsbeispiele 6 um ist.
Gleichfalls offenbart WO 94/14992 einen austenitischen Stahl für Bauteile, die in Strahlungszonen von Kernreaktoren zu verwenden sind, welcher Stahl (Gew.-%) bis zu 0,06% C, bis zu 0,1% Si, etwa 1,5 - 1,8% Mn, etwa 10 - 11,4% Ni, etwa 17 - 19% Cr, 0,4 - 0,9% Nb und weniger als 0,03% P + S enthält und ein Gefüge mit feinen Körnern hat, deren Durchschnittskorndurchmesser unter 20 um, vorzugsweise unter 18 um als Ergebnis einer gesteuerten Wärmebehandlung ist, wobei der niedrigste Wert der Ausführungsbeispiele 6 um ist.

ÜBERBLICK ÜBER DIE ERFINDUNG

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, einen austenitischen Stahl mit einer hohen Korrosionsbeständigkeit, einer hohen Festigkeit und einer hohen Beständigkeit gegen Strahlungsschädigung durch Gleichmäßig- und Ultrafeinmachen der Kristallkorngröße und ein Herstellungsverfahren sowie dessen Verwendungen für einen Kernreaktor, einen Kernfusionsreaktor und deren Bestandteile anzugeben.
Diese Aufgabe wird, gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung, durch einen hochkorrosionsbeständigen und hochfesten austenitischen gesinterten Stahl, wie im Anspruch 1 beansprucht, gelöst.
Weitere vorteilhafte Merkmale dieses Stahls werden in den Ansprüchen 2 bis 4 beansprucht.
Die obige Aufgabe wird, gemäß einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung, durch ein Verfahren zur Herstellung dieses hochkorrosionsbeständigen und hochfesten austenitischen gesinterten Stahls, wie im Anspruch 5 beansprucht, gelöst. Ein weiteres vorteilhaftes Merkmal dieses Verfahrens wird im Anspruch 6 beansprucht.
Gemäß einem dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung besteht ein Kernreaktor-Innenbauteil aus einem austenitischen gesinterten Stahl, wie im Anspruch 1 beansprucht.
Ebenfalls kann ein Befestigungsbauteil aus einem austenitischen gesinterten Stahl, wie im Anspruch 1 beansprucht, bestehen.
Gemäß einem vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung werden mehrere Verwendungen des Stahls nach Anspruch 1 vorgesehen, wie in den Ansprüchen 9 bis 13 beansprucht.
Um den Wirkungsgrad der nuklearen elektrischen Stromerzeugung zu verbessern, ist es unvermeidlich, ihren Dampfzustand zu verbessern. Dieses Ziel kann durch Aufbau eines kombinierten Systems des Kernreaktors und einer Gasturbinenanlage und durch Erhitzen von im Kernreaktor erzeugtem Dampf zu überhitztem Dampf von 300ºC bis 500ºC unter Verwendung von aus der Gasturbinenanlage abgegebenem Gas erreicht werden.
Es wird bevorzugt, daß der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung eine Streckgrenze von nicht unter 300 MPa und einen Dehnungsprozentsatz von nicht unter 0,5%, noch bevorzugter eine Streckgrenze von 400 bis 600 MPa und einen Dehnungsprozentsatz von 10 bis 30% hat.
Durch Verwendung des vorerwähnten Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung für Reaktor-Innenbauteile eines BWR (Siedewasserreaktors) kann der BWR für 30 Jahre oder länger ohne Austausch der Reaktor-Innenbauteile verwendet werden und kann insbesondere für 40 Jahre ohne Austausch der Reaktor- Innenbauteile verwendet werden. Weiter ist der vorerwähnte Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung für Langzeitverwendung in einem Kernreaktor großer Kapazität mit einer Wärmeausgangsleistung von 3200 MW oder mehr, einem Reaktordruck von 7,0 MPa oder höher und einer Temperatur von 288ºC oder höher wirksam.
Durch Verwendung des vorerwähnten Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung für Reaktor-Innenbauteile eines ABWR (fortgeschrittenen Siedewasserreaktors) kann der ABWR eine hohe Kapazität einer Wärmeausgangsleistung von 4300 MW oder mehr, einen Reaktordruck von 7,2 MPa oder höher und eine Temperatur von 288ºC oder höher erreichen. Weiter kann der ABWR für 30 Jahre oder länger ohne Austausch der Reaktor- Innenbauteile verwendet werden.
Besonders ist es durch Verwendung des vorerwähnten Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung möglich, eine Strahlungsdosis während einer planmäßigen Inspektion von 20 mSv/Mann- Jahr oder weniger, eine planmäßige Inspektionszeitperiode von 30 Tagen oder weniger, eine Verfügbarkeit von 90% oder mehr, einen Wärmewirkungsgrad von 35% oder mehr, einen Aussparungsfaktor von -2,8 bis -4,2% und ein abgegebenes Aufbrennen von 45 bis 70 GWd/t zu erreichen.
Die Verfestigung eines hochkorrosionsbeständigen austenitischen Stahls, die durch die vorliegende Erfindung erreicht werden soll, läßt sich erreichen, indem man seine Kristallkorngröße ultrafein macht. Der Grund dafür läßt sich dadurch erklären, daß, da eine Kristallkorngrenze ein Hindernis gegen eine Gleitbewegung einer eine Versetzung aufweisenden plastischen Verformung ist, die Beständigkeit gegen eine plastische Verformung wesentlich gesteigert werden kann, indem die Dichte der Korngrenzen so hoch wie möglich gesteigert wird.
Um die Korngröße eines austenitischen Stahls zu einer ultrafeinen Größe im Nanometerbereich zu senken, ist es wirksam, Eigenschaften einer verformungsinduzierten Martensitumwandlung austenitischen nichtrostenden Stahls durch Verformen und Umkehrumwandlung zur austenitischen Phase bei hoher Temperatur auszunutzen. Ein bekanntes Walzverfahren hat eine obere Grenze des Verformungsgrades, und daher kann feiner verforungsinduzierter Martensit nicht ausreichend angesammelt werden. Es wird ein pulvermetallurgisches Verfahren zur Ultraverfeinerung der Korngröße zur Erzielung einer sehr starken Verformung angewendet, und ein mechanisches Mahlen wird zur Kombination mit dem Legierungsverfahren angewendet. Zur starken Verformung des Pulvermaterials ist es zweckmäßig, einen Zerreiber oder eine Planetenkugelmühle zu verwenden, mit denen eine Massenproduktion von verarbeitetem Pulver zu erwarten ist. Das anfängliche Kristallgefüge des Pulvers wird von der Austenitphase (γ) des flächenzentrierten kubischen Gefüges in Martensitphase (α') des raumzentrierten kubischen Gefüges durch das Verformen umgewandelt. Jedoch wird, um eine Ultrafeinkorn-γ-Phase von wenigstens einigen Zehnern Nanometern durch Umkehrumwandlung zu erhalten, bevorzugt, die Korngröße der α'-Phase auf wenigstens 15 nm oder kleiner zu bringen.
Im vorliegenden Stadium ist eine geeignete Technologie der Verdichtung des obigen verarbeiteten Pulvers HIP oder Heißextrusion, die sich zum leichten Erhalten eines großen Bauteils eignen. Die Verdichtungstemperatur hängt von einer benötigten Endkorngröße ab und ist vorzugsweise über einem Temperaturbereich, der sich zum Sintern des bearbeiteten Pulvers eignet, d. h. über 700ºC. Insbesondere in einem Fall, wo ein Nanometerbereich der Korngröße benötigt wird, ist es besser, eine Bedingung einer niedrigeren Temperatur als der Rekristallisationstemperatur, d. h. unter 900ºC, hinzuzufügen. Über der Rekristallisationstemperatur wird eine atomare Diffusion unter Verursachung eines Kornwachstums aktiv. Jedoch kann in einem Fall des Erhaltens von Körnern eines Submikrometerbereichs eine Verarbeitung über 900ºC möglich sein. Im verarbeiteten Pulver ist eine atomare Diffusion aufgrund der Wirkung einer großen Menge von Gitterfehlern (Punktfehlern) aktiv, die durch Verformung eingeführt wurden. Wenn es in einem verfestigten Material Teile gibt, die durch das Verdichtungsverfahren bei einer Temperatur nahe der vorerwähnten unteren Grenztemperatur nicht gesintert werden, können die ungesinterten Teile durch den folgenden Heißverformungsprozeß beseitigt werden, der bei einer Temperatur über der vorerwähnten Grenztemperatur durchgeführt wird. In jedem Fall ist es, um die Körner auf eine schließlich benötigte Korngröße und auf ein homogenes Gefüge einzustellen, zweckmäßig, eine Heißverformung, wie z. B. ein Walzen bei einer Temperatur von 700ºC bis 1050ºC durchzuführen. Im Fall der Herstellung eines Werkstücks mit einer Form, wie z. B. eines stangen-, platten-, band- oder rohrförmigen Bauteils, wird die Formgebung vorzugsweise beim vorerwähnten Endkorngrößen-Einstellverfahren durchgeführt.
Die vorliegenden austenitischen Stähle hängen von einer Bedingung ab, die den Anforderungen an die Korrosionsbeständigkeit, Festigkeit, Strahlungsbeständigkeit usw. genügt, und die Durchschnittskorngrößen liegen vorzugsweise im Bereich von 10 mm bis 1000 mm, und insbesondere können die durch Verformungsverhalten von austenitischen Ultrafeinkornstählen benötigten Korngrößen in drei Bereiche aufgeteilt werden. Nach einer allgemeinen Charakteristik hat die Beziehung zwischen Korngröße bis zum Nanometerbereich und der Streckgrenze eines Metalls oder einer Legierung eine Korngröße A, die einem Spitzenpunkt der Streckgrenze entspricht, wie in Fig. 1 gezeigt ist. Die Streckgrenze nimmt ab, wenn die Korngröße abnimmt. Die Korngrößen können auf drei Bereiche aufgeteilt werden: einen Bereich, wo Verformung aufgrund von Versetzung kaum auftritt (geringe Dehnung), d. h. den Bereich I von 10 nm bis A, wo der maximale Streckgrenzenwert gezeigt wird; einen Kornbereich, wo die Streckgrenze entsprechend der vorerwähnten Hall-Petch-Regel ansteigt, Verformungsfortschritte durch Gleitbewegung von Versetzungen im Kristallkorn und eine plastische Dehnung verhältnismäßig hoch sind, d. h. den Bereich II von A bis 500 nm; den Bereich III von 500 nm bis 1000 nm. Der Grund, die untere Grenze 10 nm des Bereichs I festzusetzen, ist, daß die Verfeinung der vorerwähnten α'-Phase mit Eignung zum Erhalten der endgültigen γ-Phasenkorngröße schätzungsweise maximal im Bereich von 5 nm bis 10 nm liegt. Andererseits ist der Grund zum Festsetzen der oberen Grenze von 1000 nm der, daß die Obergrenze als untere Grenze des gegenwärtigen Trends der Ultrafeinkorntechnologie betrachtet wird. Die Stähle in diesem Bereich haben eine superplastische Wirkung aufgrund des Korngleitens bei hoher Temperatur und haben einen Vorteil der Verbesserung der Verformbarkeit bei hoher Temperatur. Der Bereich II ist der geeignetste Bereich bezüglich der Festigkeit und eignet sich für ein Bauteil, das am meisten Einsatzfestigkeit benötigt. Der Bereich III eignet sich für ein Bauteil mit guter Zähigkeit.
Die Korrosionsbeständigkeit des austenitischen Stahls im obigen Bereich kann durch weiteres Homogenisieren und Verfeinern der Kristalle sowie durch Vorsehen einer chemischen Zusammensetzung für Korrosionsbeständigkeit erhalten werden. Im Vergleich mit einem durch Schmelzen-Erstarren hergestellten Stahl hat ein durch mechanisches Mahlen hergestellter Stahl ein Gefüge mit geringer Ausscheidung und Abscheidung von korrosionsbeeinflussenden Atomen, die in Körnern gelöst sind, dank der Herstellung verarbeiteten Pulvers von Nichtgleichgewichts-Festlösung und Verfestigung bei niedriger Temperatur. Dies hängt vom Wegfall eines Schmelzprozesses ab. Weiter werden korrosive Verunreinigungen auf atomarem Niveau in einer großen Zahl von Korngrenzen mit durch Kornverfeinerung erzeugtem erweiterten Gitterintervall gehalten und werden kaum ausgeschieden. Weiter beeinflußt die Verfeinung der Körner die Bildung von Grüb chenkorrosion und die Zahl von Grübchen unter Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit.
Bezüglich der Materialfehler durch Neutronenbestrahlung verringert eine äußerste Verfeinung der Korngröße eine Ansammlung von Ausscheidungen, die von einer strahlungsinduzierten Diffusion begleitet wird, die in einem austenitischen nichtrostenden Stahl mit üblicher Korngröße von einigen Zehnern Nanometer erzeugt wird, und plastische Verformung hindernde Bestrahlungsfehler. Die Verfeinung der Korngröße steigert das Besetzungsverhältnis als Massenvolumenprozentsatz der Korngrenzen mit erweitertem Gitterintervall, wodurch das Auftreten von Ausscheidungen unterdrückt wird. Weiter kann, da eine Annäherung der Korngröße dichter an die Abmessung eines Bestrahlungsfehlers die Wechselwirkung zwischen dem Fehler und der Korngrenze unter Steigerung der Unterscheidungsfrequenz der Fehler an der Korngrenze steigert, die Menge der eine plastische Verformung hindernden Fehler innerhalb des Korns verringert werden.
Wie oben beschrieben, wird durch Verfeinung der Kristallkörner eines Materials und Einführung einer großen Zahl von Korngrenzen die Festigkeit gesteigert, und die Korrosionsbeständigkeit und die Beständigkeit gegen Spannungskorrosionsrisse werden gesteigert, und weiter wird die Beständigkeit gegen Bestrahlungsfehler verbessert. Die Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, einen austenitischen Stahl vorzusehen, bei dem die Festigkeit gesteigert wird, das Auftreten von Rissen vermieden wird und die Korrosionsbeständigkeit sowie die Beständigkeit gegen Bestrahlungsfehler verbessert werden.
Ni stabilisiert die Austenitphase und wird über 9% zugesetzt, um die Korrosionsbeständigkeit zu steigern. Eine hohe Ni-Konzentration verbessert die Korrosionsbeständigkeit.
In einem Fall, wo ein Stahl hoher Ni-Konzentration zusammen mit einer anderen Legierung unter der gleichen korrosiven Umgebung verwendet wird, tritt eine elektrochemische Reaktion am Kontaktbereich auf, so daß die Korrosion der anderen Legierung beschleunigt wird. Daher ist die obere Grenze der Konzentration 30%.
Cr wird in einer Menge von 14% oder mehr benötigt, um die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern. Jedoch wird, wenn die Konzentration 20% übersteigt, die Austenitphase destabilisiert und ergibt a-Phase, so daß der Stahl spröde wird. Daher ist die Konzentration 14 bis 20%.
Si und Mn werden als Desoxidationsmittel beim Herstellen von Rohstahlpulver zugesetzt, und Mn wird als Entschwefelungsmittel zugesetzt. Der Si-Gehalt ist 1% oder weniger, und die Mn-Konzentration ist 2% oder weniger entsprechend dem JIS-Standard für die handelsüblichen Sorten SUS 304 und SUS 316 usw. Vorzugsweise setzt man 0,2 bis 0,5% Si und 0,5 bis 1,5% Mn zu.
P und S sind beim Herstellen von Rohstahlpulver enthalten und haben eine ungünstige Korrosionsbeständigkeitswirkung. Vorzugsweise ist der P-Gehalt 0,045% oder weniger und ist die S-Konzentration 0,03% oder weniger entsprechend dem JIS-Standard für die handelsüblichen Sorten SUS 304 und SUS 316 usw.
Mo ist ein Zusatzelement für die Korrosionsbeständigkeit und die Festlösungsverstärkung. Jedoch erzeugt ein Zusatz von mehr als 3% α-Phase, wodurch das Material spröde wird. Daher ist, um eine gewünschte Korrosionsbeständigkeit und Festigkeit vorzusehen, die Mo-Konzentration wahlweise 3% oder weniger, vorzugsweise 2 bis 3%.
In einem Fall, wo ein Material für eine Schweißverbindung verwendet wird, bevorzugt man, daß C so niedrig wie möglich gesenkt wird, um eine Verschlechterung der Korrosionsbeständigkeit in einem hitzebeeinflußten Bereich zu vermeiden, und die C-Konzentration im Material hängt von der C- Konzentration in einem verfügbaren Rohpulvermaterial ab. Jedoch wird in einem Fall, wo ein Material für ein Nichtschweißbauteil verwendet wird, bevorzugt, C eher in einer hohen Konzentration zuzusetzen, um das Material zu verfestigen und die Korngrenzen zu verfestigen. Die obere Grenzkonzentration ist 0,1%. Wenn die Konzentration die obere Grenze übersteigt, können sich Carbide ausscheiden, und Eigenschaften der austenitischen Stähle verschwinden.
Ti, Zr, Nb sind carbid- und nitridbildende Elemente. Da Ti, Zr, Nb überdimensionierte Atome im Festlösungszustand sind, verbessert ein Zusatz dieser Elemente die Beständigkeit gegen Bestrahlung durch Fixierung von durch Bestrahlung eingeführten Atomleerstellen. Da ein Zusatz dieser Elemente eine große Menge von diese Elemente enthaltenden Carbiden erzeugt, wobei der Stahl als Hochkohlenstoffstahl mit über 0,1% C spröde wird, ist ein Zusatz dieser Elemente nicht zweckmäßig. Ein Rohpulvermaterial enthält allgemein nahezu 0,2% Sauerstoff. Unter Berücksichtigung der vorliegenden C-Menge sind die wahlweisen Maximalmengen von Ti, Zr, Nb I,0 bzw. 2,0 bzw. 1,0 im Fall eines Zusatzes eines einzelnen Elements und 2,0%, vorzugsweise 1,5% maximal in einem Fall des Zusatzes mehrerer Arten der Elemente. Die Zugabe der Zusatzelemente gelangt in Festlösung, um die vorerwähnte Wirkung auszuüben.
Wie oben beschrieben, wird durch Verfeinung der Kristallkörner eines Materials und Einführung einer großen Zahl von Korngrenzen, die Festigkeit gesteigert, und die Korrosionsbeständigkeit und die Beständigkeit gegen Spannungskorrosi onsrisse werden gesteigert, und weiter wird die Beständigkeit gegen Strahlungsschäden verbessert.
Der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung kann für ein verfestigtes Bauteil eingesetzt werden, das unter einer Umgebung verwendet wird, in der die Korngrenzen allgemein Ursache einer Verschlechterung des Materials werden. Weiter kann der Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung nicht nur für ein Nuklearreaktorkern-Bauteil, sondern auch für ein Bauteil eingesetzt werden, das einer Strahlungsschädigung ausgesetzt und unter Wasserkühlungsumgebung oder einer Wasserstoff enthaltenden Umgebung verwendet wird.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Fig. 1 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Durchschnittskorngröße und der Streckgrenze und dem Dehnungsprozentsatz eines austenitischen Ultrafeinkornstahls gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
Fig. 2 ist eine Darstellung, die den Aufbau einer Vorrichtung zeigt, die zur Herstellung eines austenitischen Ultrafeinkornstahls gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet wird.
Fig. 3 ist eine Übersicht, die die Beziehung zwischen der Mahlzeit und der Stärke eines gebeugten Röntgenstrahls von mechanisch legierten Pulvern zeigt, die zur Herstellung eines austenitischen Ultrafeinkornstahls gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet werden.
Fig. 4 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Mahlzeit und der Durchschnittskorngröße von mechanisch legierten Pulvern zeigt, die zur Herstellung eines austeniti schen Ultrafeinkornstahls gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet werden.
Fig. 5 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Mahlzeit und der Phasenumwandlung zeigt, die von der Stärke des gebeugten Röntgenstrahls der mechanische legierten Pulver erhalten wurde, die zur Herstellung eines austenitischen Ultrafeinkornstahls gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet wurden.
Fig. 6 ist eine Darstellung, die den Aufbau einer Vorrichtung zeigt, die zur Herstellung eines austenitischen Ultrafeinkornstahls gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet wurde.
Fig. 7 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Wärmebehandlungstemperatur und der Durchschnittskorngröße eines austenitischen Stahls No. 5 gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
Fig. 8 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Wärmebehandlungsdauer und der Durchschnittskorngröße eines austenitischen Stahls No. 5 gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
Fig. 9 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Durchschnittskorngröße und der Streckgrenze für einen austenitischen Stahl No. 5 gemäß der vorliegenden Erfindung und einen erreichbaren bekannten Stahl 316L zeigt.
Fig. 10 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der 0,2%-Streckgrenze und der Durchschnittskorngröße zeigt.
Fig. 11 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der 0,2%-Streckgrenze und dem Dehnungsprozentsatz zeigt.
Fig. 12 ist ein Diagramm, das die (Belastung gegen Deformation)-Kurven für einen vakuumgeglühten Stahl und einen walzen abgeschreckten Stahl aus einem austenitischen Stahl No. 5 gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
Fig. 13 ist eine Perspektivdarstellung, die ein Spannungskorrosionsriß-Testverfahren veranschaulicht.
Fig. 14 ist eine Perspektivdarstellung, die einen Nuklearreaktorkern mit Verwendung eines austenitischen Stahls mit ultrafeiner Korngröße gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt.
Fig. 15 ist eine Draufsicht, die eine obere Gitterplatte zeigt.
Fig. 16 ist eine Querschnittsdarstellung, die den Schnitt VII-VII der Fig. 15 zeigt.
Fig. 17 ist eine vergrößerte Darstellung, die den Teil VIII der Fig. 16 zeigt.
Fig. 18 ist eine vergrößerte Darstellung, die eine obere Gitterplatte zeigt.
Fig. 19 ist eine vergrößerte Darstellung, die den Teil X der Fig. 18 zeigt.
Fig. 20 ist eine vergrößerte Darstellung, die den Teil XI der Fig. 18 zeigt.
Fig. 21 ist eine Querschnittsdarstellung, die eine Kernträgerplatte zeigt.
Fig. 22 ist eine Perspektivdarstellung, die ein Brennstoffträgerbauteil zeigt.
Fig. 23 ist eine Querschnittsdarstellung, die ein Umfangsbrennstoffträgerbauteil zeigt.
Fig. 24 ist eine vergrößerte Darstellung, die den Teil XV der Fig. 21 zeigt.
Fig. 25 ist eine Darstellung, die ein Ausbesserungsverfahren eines fehlerhaften Teils veranschaulicht.
Fig. 26 ist eine Querschnittsdarstellung, die einen ausgebesserten Teil unter Verwendung eines verjüngungslosen Bolzens zeigt.
Fig. 27 ist eine Querschnittsdarstellung, die einen ausgebesserten Teil unter Verwendung eines konischen Bolzens zeigt.
Fig. 28 ist eine Ansicht, die eine obere Gitterplatte zeigt.
Fig. 29 ist eine Ansicht, die eine Kernträgerplatte zeigt.
Fig. 30 ist eine Querschnittsdarstellung, die ein Neutronendetektorrohr zeigt.
Fig. 31 ist eine teilweise weggeschnittene Perspektivdarstellung, die einen Steuerstab zeigt.
Fig. 32 ist eine Querschnittsdarstellung, die eine Brennstoffbaugruppe zeigt.
Fig. 33 ist eine teilweise weggeschnittene Darstellung eines Brennstoffstabs.
Fig. 34 ist eine teilweise weggeschnittene Darstellung eines Neutronenquellenhalters.
Fig. 35 ist eine Querschnittsdarstellung, die einen fortgeschrittenen Siedewasserreaktor (ABWR) zeigt.
Fig. 36 ist eine teilweise weggeschnittene perspektivische Darstellung, die einen Kernaufbau eines PWR zeigt.
Fig. 37 ist eine Querschnittsdarstellung, die einen Kernfusionsreaktor zeigt.
Fig. 38 ist eine Perspektivdarstellung, die einen Diverter zeigt.

BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSBEISPIELE

Beispiel 1

Ein Beispiel eines Herstellungsverfahrens eines austenitischen Ultrafeinkornstahls gemäß der vorliegenden Erfindung wird im folgenden beschrieben. In diesem Beispiel wurde ein in Fig. 2 gezeigter Zerreiber für den mechanischen Legierungsprozeß verwendet. Diese Vorrichtung besteht aus einem nichtrostendem Zerkleinerungstank 1 mit dem Volumen von 25 Litern, einer Kühlwassereinlaßöffnung 2 des Tanks 1, einer Kühlwasserauslaßöffnung 3, einer Gasdichtung 4 zum Abdichten eines Austauschgases, wie z. B. Argon- oder Stickstoffgases, einem gemischten Pulver 5 mit einem Gewicht von 5 kg, Stahlkugeln 6 mit 10 mm Durchmesser innerhalb des Zerkleinerungstanks und einem Rührarm 7. Die Drehung von einem äußeren Antriebssystem wird auf eine Armwelle 8 über tragen, und der Rührarm 7 wird in Drehung versetzt. Die Kugeln 6 wurden durch den Rührarm 7 vermischt, um gegenseitige Zusammenstöße zwischen den Kugeln 6 sowie zwischen den Kugeln 6 und der Innenwand des Tanks 1 zu erzeugen, und dadurch wurde das gemischte Pulver 5 verfestigungs-verarbeitet, um ein Legierungspulver mit einer feinen Kristallkorngröße zu erhalten. Die Drehzahl des Arms 8 war 170 U/min. No. 1 bis 8 der Tabelle 1 zeigen hauptsächliche chemische Zusammensetzungen (Gew.-%) verschiedener austenitischer Ultrafeinkornstähle in Verbindung mit der vorliegenden Erfindung. Fig. 3, Fig. 4 und Fig. 5 zeigen die Beziehung zwischen der Mahlzeit und der durch das Röntgenstrahlenbeugungsverfahren gemessenen Beugungsspitze, die Beziehung zwischen der Mahlzeit und der Durchschnittskorngröße und die Beziehung zwischen der Mahlzeit und der Phasenumwandlung für einen Stahl No. 5 als ein typisches Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung. Eine Durchschnittskorngröße unter 100 nm wurde durch das Röntgenstrahlenbeugungsverfahren gemessen, und eine Durchschnittskorngröße über 100 nm wurde unter Verwendung eines Elektronenmikroskops gemessen. Wenn das Mahlen über 30 Stunden durchgeführt wurde, sättigte sich die Durchschnittskorngröße bei 8 nm, und die Umwandlung von γ zu α' wurde vollendet. Das für 60 Stunden gemahlene Pulver wurde durch ein heißisostatisches Preßverfahren (HIP) [Bedingung 1 : 850ºC · 0,5 h, 2000 kgf/cm²] zu einem kompakten Bauteil geformt. Die Tabelle 2 zeigt die Bedingung des HIP-Verfahrens. Tabelle 1 Chemische Zusammensetzung (Gew.-%) Tabelle 2

Beispiel 2

Ein Beispiel eines Herstellungsverfahrens eines austenitischen Stahls ultrafeiner Korngröße gemäß der vorliegenden Erfindung wird nun beschrieben. In diesem Beispiel wurde eine in Fig. 6 gezeigte planetarische Kugelmühle für den mechanischen Legierungsprozeß verwendet. Diese Vorrichtung besteht aus einer nichtrostenden Abdeckung 12 mit einem Vakuumpumpventil 9, einem Austauschventil 10 für Ar-Gas oder Stickstoffgas, einem kleinen Loch 11 zur Temperaturmessung, einem nichtrostendem Behälter 13 mit einem Volumen von 500 cm³, einem gemischten Pulver 14 mit einem Gewicht von 300 g und Stahlkugeln 15 mit einem Durchmesser von 10 mm innerhalb des Behälters 13. Die Rotation von einem äußeren Antriebssystem wurde auf eine rotierende Scheibe 16 übertragen, und dadurch wurde eine Zentrifugalkraft für vier Behälter 13 erzeugt, die in Kreuzform auf der rotierenden Scheibe 16 angeordnet waren, und jeder der Behälter 13 selbst wurde in Drehung versetzt, um gegenseitige Zusammenstöße zwischen den Kugeln 15 sowie zwischen den Kugeln 15 und der Innenwand des Behälters 13 zu erzeugen, und dadurch wurde das gemischte Pulver 14 verfestigungs-verarbeitet, um ein Legierungspulver mit einer feinen Kristallkorngröße zu erhalten. Die Drehzahl der rotierenden Scheibe war 150 U/min. No. 1 bis 24 der Tabelle 1 zeigen chemische Hauptzusammensetzungen verschiedener austenitischer Ultrafeinkornstähle in Verbindung mit der vorliegenden Erfindung. Das Pulver wurde durch einen heißisostatischen Preß prozeß (HIP) [Bedingung 1 : 850ºC · 0,5 h, 2000 kgf/cm²] zu einem kompakten Bauteil geformt.

Beispiel 3

Die kompakten Materialien, die durch den HIP-Prozeß aus den austenitischen Ultrafeinkornstählen mit den in der Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen erhalten wurden, wurden für 0,5 h bei Temperaturen von 900ºC, 950ºC, 1000ºC und 1050ºC vakuumgeglüht. Die Kompaktmaterialien wurden auch bei einer Temperatur von 1050ºC für 0,25, 0,5, 1,0, 2,0, 5,0 und 10,0 h vakuumgeglüht. Ein Zugtest (Deformationsgrad: -10&supmin;&sup4;/s) wurde unter Verwendung dieser Proben bei Raumtemperatur durchgeführt. In Stählen mit hoher C-Konzentration und in Stählen mit Zusätzen von Ti, Zr, Nb war das Kornwachstum geringer im Vergleich zu Stählen niedriger C-Konzentration und den Stählen ohne Ti-, Zr- und Nb-Zusätze. Daher hatten C, Ti, Zr und Nb einen Unterdrückungseffekt für Kornwachstum. Fig. 7 zeigt die Beziehung zwischen der Wärmebehandlungstemperatur und der Durchschnittskorngröße des austenitischen Stahls No. 5 als eines typischen Beispiels gemäß der vorliegenden Erfindung im Fall einer Glühdauer von 30 min. Fig. 8 zeigt die Beziehung zwischen der Wärmebehandlungsdauer und der Durchschnittskorngröße des austenitischen Stahls No. 5 im Fall einer Glühtemperatur von 1050ºC. Fig. 9 zeigt die Beziehung zwischen der Durchschnittskorngröße und der Streckgrenze für den austenitischen Stahl No. 5 zusammen mit der für einen erreichbaren bekannten Stahl 316L. Die Tabelle 3 zeigt die Beziehung zwischen der Durchschnittskorngröße und der Streckgrenze und dem Dehnungsprozentsatz. Die Tabelle 4 zeigt Durchschnittskorngrößen, Streckgrenzen und Dehnungsprozentsätze im Fall einer Glühtemperatur von 1050ºC und einer Glühdauer von 0,5 h für die Stähle No. 5, No. 7 und No. 17 gemäß der vorliegenden Erfindung. Die Durchschnitts korngröße unter 100 nm wurde durch das Röntgenstrahlenbeugungsverfahren gemessen, und die Durchschnittskorngröße über 100 nm wurde unter Verwendung eines Elektronenmikroskops gemessen. Das HIP-Verfahren wurde bei höheren Temperaturen als in den Beispielen 1 und 2 unter Verwendung der durch mechanisches Legieren bearbeiteten Pulver mit den in der Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen durchgeführt [Bedingung 2 : 900ºC · 0,5 h, 2000 kgf/cm²; Bedingung 3: 950ºC · 0,5 h, 2000 kgf/cm²]. Bei der Bedingung 2 wird die Durchschnittskorngröße höher als die in den Beispielen 1 und 2, und bei der Bedingung 3 wurden Durchschnittskorngrößen eines Submikrometerniveaus erhalten. Die Tabelle 5 zeigt die unter diesen Bedingungen für den austenitischen Stahl No. 5 als eines typischen Beispiels gemäß der vorliegenden Erfindung erhaltenen Korngrößen. Tabelle 3 Tabelle 4 Tabelle 5
Fig. 10 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Durchschnittskorngröße (d) in natürlichem Logarithmus und der 0,2%-Streckgrenze (y) zeigt. Da Fig. 9 die Beziehung zwischen der Korngröße und der Streckgrenze im Feinabmessungsbereich nicht klar ausdrücken kann, wird die Beziehung, wie in Fig. 10 gezeigt, ausgedrückt. Wie in der Figur gezeigt ist, wächst die Streckgrenze, wenn die Korngröße abnimmt. Jedoch kann die Beziehung zwischen Streckgrenze und Korngröße durch mehrere Linien ausgedrückt werden. Wenn die Korngröße durch die Beziehung der Wärmebehandlungstemperatur und der Erhitzungszeit eingestellt wird, ist anzunehmen; daß die Linien zu der Abhängigkeit in enger Beziehung stehen. Jede der Gleichungen in der Figur drückt jede der Linien aus. Gesinterter Stahl aus austenitischem Stahl, der 0,02% C und 2,1% Mo enthält, kommt zwischen den unteren Grenzwert von y = -177 logd+936 und den oberen Grenzwert von y = 1240 logd+1233. Die untere Grenze für gesin terten Stahl aus Mo-freiem austenitischem Stahl ist um nahezu 50 MPa bei einer Durchschnittskorngröße von 400 nm niedriger, und die Obergrenze für gesinterten Stahl aus austenitischem Stahl, der Ti, Zr, Nb enthält, ist um nahezu 100 MPa bei einer Durchschnittskorngröße von 400 nm höher.
Fig. 11 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Dehnungsprozentsatz (%) δ als natürlichem Logarithmus und der 0,2%-Streckgrenze (y) zeigt. Wie in der Figur gezeigt, wird die Beziehung zwischen der 0,2%-Streckgrenze und dem Dehnungsprozentsatz durch mehrere Linien, wie gleichfalls in Fig. 10, ausgedrückt. Die Beziehung für den gesinterten Stahl im Beispiel kommt zwischen den unteren Grenzwert von y = -2901ogδ+720 und den oberen Grenzwert von y = -6701ogd+1375. In Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung, wie auch zuvor, ist die Untergrenze der Streckgrenze um nahezu 50 MPa bei einem Dehnungsprozentsatz von 20% niedriger, und die Obergrenze ist um 100 MPa höher.
Die in diesem Beispiel und in den Beispielen 1 und 2 verdichteten kompakten Materialien wurden bei 700ºC bis 1050ºC auf einen Reduktionsgrad von 5% bis 40% warmgewalzt und abgeschreckt. Dann wurde ein Zugtest (Verformungsrate: -10&supmin;&sup4;/s) unter Raumtemperatur durchgeführt. Die Streckgrenze und der Dehnungsprozentsatz wurden im Vergleich mit den Materialien verbessert, die nach der Verdichtung durch den HIP-Prozeß vakuumgeglüht wurden. Fig. 12 zeigt die Belastungs/Deformations-Kurven für den bei 700ºC auf einen Reduktionsgrad von 20% warmgewalzten Stahl des austenitischen Stahls No. 5 als typisches Beispiel gemäß der vorliegenden Erfindung. Die Tabelle 6 zeigt Durchschnittskorngrößen, die beim Warmwalzverfahren bei 700ºC erhalten wurden.

Tabelle 6

Reduktionsverhältnis (%) Durchschnittskorngröße (nm)

20 40
40 38
60 40
40 32

Beispiel 4

Ein CBB-Test wurde als Spannungskorrosionsriß-Test unter Verwendung von Kompaktmaterialien durchgeführt, die HIPbearbeitete austenitische Ultrafeinkornstähle mit in der Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen waren. Fig. 13 ist eine Perspektivdarstellung, die das CBB-Testverfahren veranschaulicht. Ein Teststück 17 zusammen mit einer Glasfaserwolle 18 für einen gegebenen Abstand zum Teststück wurde zwischen Haltern 19 eingefügt, Bolzen wurden in die Bolzenlöcher 20 eingesetzt, und das Teststück wurde zwischen den Haltern 19 befestigt und gebogen. Dann wurde das Teststück für den Spannungskorrosionsriß-Test in einem Autoklav angeordnet. Das Teststück wurde in ein reines Hochtemperatur- und Hochdruckwasser (Konzentration gelösten Sauerstoffs 8 ppm) von 288ºC, 85 kg/cm² für 500 h eingetaucht. Dann wurde nach der Entnahme des Teststücks die Gegenwart oder Abwesenheit eines Auftretens von Rissen durch Beobachtung des Querschnitts des Teststücks unter Verwendung eines optischen Mikroskops überprüft. In sämtlichen Teststücken wurden keine Risse beobachtet.

Beispiel 5

Der austenitische Ultrafeinkornstahl No. 5 gemäß der vorliegenden Erfindung, der im Beispiel 3 hergestellt war, wurde bei einer Temperatur von 800ºc zur Bildung einer Stange mit 20 mm Durchmesser und 300 mm Länge und einer Platte mit 50 mm Breite, 200 mm Länge und 5 mm Dicke als Bauteile für allgemeine Industrie warmgeschmiedet. Weiter wurden die austenitischen Ultrafeinkornstähle No. 2, No. 5 und No. 17 gemäß der vorliegenden Erfindung, die im Beispiel 3 hergestellt worden waren, bei einer Temperatur von 800ºC zur Bildung verschiedener Arten von Bauteilen für einen Atomreaktorkern eines Siedewasserreaktors, wie in Fig. 14 gezeigt, warmgeschmiedet. Der Kernreaktor wird bei einer Dampftemperatur von 286ºc und einem Dampfdruck von 70,7 atg betrieben und kann elektrische Leistungen von 500, 800 oder 1100 MW erzeugen. Die Bezeichnungen der Bestandteile sind folgende. Ein Neutronenquellenrohr 51, eine Kernträgerplatte 52, ein Neutronendetektorrohr 53, ein Steuerstab 54, eine Kernummantelung 55, eine obere Gitterplatte 56, eine Brennstoff-Baugruppe 57, eine obere Kopfsprühdüse 58, eine Lüftungsdüse 59, ein Druckbehälterkopf 60, ein Flansch 61, eine Meßdüse 62, ein Dampftrenner 63, ein Ummantelungskopf 64, eine Speisewassereinlaßdüse 65, eine Strahlpumpe 66, ein Dampftrockner 68, eine Dampfauslaßdüse 69, ein Speisewasserverteiler 70, eine Kernsprühdüse 71, ein unteres Kerngitter 72, eine Umlaufwassereinlaßdüse 73, eine Leitplatte 74 und ein Steuerstabführungsrohr 75.
Die vorerwähnte obere Gitterplatte 56 hat eine Schenkelbuchse 21, einen Flansch 22 und Gitterplatten 35, die aus einem gewalzten Vielkristallmaterial aus SUS316-Stahl bestehen. Die Gitterplatten 35 kreuzen einander, sind jedoch nicht miteinander verschweißt. Die Kernträgerplatte 52 besteht auch aus einem gewalzten Vielkristallmaterial aus SUS316-Stahl und wird aus einer einzelnen gewalzten Platte hergestellt, zur Bildung von Löchern zum Anbringen von Brennstoffträgerteilen gebohrt und am Reaktorbehälter an der Umfangsfläche befestigt. Daher werden diese Platten so aufgebaut, daß sie in den zentralen Teilen, auf die Neutronen eingestrahlt werden, keinen geschweißten Teil aufweisen.
Fig. 15 ist eine Draufsicht, die einen Teil der oberen Gitterplatte zeigt. Fig. 16 ist eine Querschnittsdarstellung entsprechend der Ebene der Linie VII-VII von Fig. 15. Fig. 17 ist eine vergrößerte Darstellung entsprechend der Ebene der Linie VIII-VIII der Fig. 16. Die vorerwähnte Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung wird für den Bolzen 23 der Fig. 17 verwendet. Der Bolzen 23 gemäß der vorliegenden Erfindung dient zur Befestigung der Schenkelbuchse 21 und des oberen Flansches 22 und wird durch Schneiden von Gewindegängen an einer runden Stange durch Schneidbearbeitung hergestellt.
Fig. 18 ist eine vergrößerte Darstellung, die die obere Gitterplatte zeigt. Fig. 19 ist eine vergrößerte Darstellung, die den Teil X der Fig. 18 zeigt. In Fig. 19 bedeutet die Ziffer 33 den Bolzen und die Ziffer 34 die Mutter. Fig. 20 ist eine vergrößerte Darstellung, die den Teil XI der Fig. 18 zeigt. Bolzen und Muttern zum Befestigen und Fixieren der Gitterplatte 31 der oberen Gitterplatte 56 und der Trägerplatte 32 sowie Bolzen 36 und Muttern 37 zum Befestigen der Gitterplatte 31 und der Trägerplatte 32 und zum Befestigen der Gitterplatte 32 und der Gitterplatte 35 wurden unter Verwendung der austenitischen Ultrafeinkornstähle No. 2, No. 5 und No. 17 gemäß der vorliegenden Erfindung wie auch zuvor hergestellt.
Fig. 21 ist eine Querschnittsdarstellung, die die Kernträgerplatte 52 zeigt, und die in Fig. 22 gezeigten Brennstoffträgerteile 44 und die in Fig. 23 gezeigten Umfangsbrennstoffträgerteile werden auf der Kernträgerplatte ange ordnet. Fig. 24 ist eine vergrößerte Darstellung, die den Teil XV der Fig. 21 zeigt. Augbolzen 42 sind in der Kernträgerplatte 41 über Dichtungsscheiben 43 vorgesehen. Die Bauteile der Fig. 22 bis Fig. 24 wurden unter Verwendung des vorerwähnten austenitischen Ultrafeinkornstahls gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt. Weiter wurden Kernträgerplattenstifte, die an der Kernträgerplatte 41 angebracht waren, und Dichtungsscheiben 43 der Fig. 24 auch unter Verwendung des austenitischen Ultrafeinkornstahls gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt.
Weiter zeigt Fig. 25 ein Ausbesserungsverfahren verschiedener Bauteile in einem Kern eines Siedewasserreaktors, wobei man beim Ausbesserungsverfahren eine Klammer 77 zum mechanischen Schutz eines einen fehlerhaften Teil enthaltenden Bereichs, z. B. eines Teils eines in der Kernummantelung 55 gebildeten Spannungskorrosionsrisses, Ausbesserungsbolzen 78 und Ausbesserungsmuttern 79 verwendet. Fig. 26 ist eine Querschnittsdarstellung, die einen unter Verwendung eines verjüngungslosen Bolzens 80 ausgebesserten Teil zeigt. Fig. 27 ist eine Querschnittsdarstellung, die einen unter Verwendung eines konischen Bolzens 81 ausgebesserten Teil zeigt. Der konische Bolzen 81 fixiert die Kernummantelung 55 und die Klammer 77 durch eine Hülse 82 mit Schlitz. Die obigen Bolzen und die Muttern wurden im Beispiel 1 unter Verwendung der austenitischen Ultrafeinkornstähle No. 2, No. 5 und No. 17 gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt.
Die vorerwähnten, gemäß dem Verfahren nach der vorliegenden Erfindung hergestellten Materialien wurden mit Neutronen bis zu einer Neutronendosierung von 1 · 10²² n/cm² (> 1 MeV) unter einem in einem Siedewasserreaktor erzeugten simulierten Zustand bestrahlt. Ein Zugtest (Verformungsrate: -10&supmin;&sup4;/s) wurde bei Raumtemperatur unter Verwendung nicht bestrahlter Materialien und der bestrahlten Materialien durchgeführt. Der Anstieg der Streckgrenze und der Abfall der Dehnung, typische Anzeichen einer Bestrahlungsverschlechterung des Materials, für den austenitischen Stahl untrafeiner Korngröße gemäß der vorliegenden Erfindung waren wesentlich gering im Vergleich zu einem bekannten erhältlichen Stahltyp 316L. Weiter zeigten unter den Stählen gemäß der vorliegenden Erfindung die Materialien mit Zusätzen von Ti, Zr, Nb eine bessere Beständigkeit gegen Strahlungsschädigung. Die Tabelle 7 zeigt die Streckgrenze und den Dehnungsprozentsatz vor und nach Bestrahlung für die Stähle No. 2, No. 5 und No. 17 in der Tabelle 1 gemäß der vorliegenden Erfindung und für den bekannten erhältlichen Stahltyp 316L. Tabelle 7 obere Reihe: unbestrahlter Stahl untere Reihe: bestrahlter Stahl
Es ist wichtig, ein Material mit einer hohen Beständigkeit gegen Strahlungsschädigung für ein Bauteil zu verwenden, das an einer Stelle verwendet wird, die eine so hohe Neu tronenbestrahlung wie eine Strahlungsdosis von 1 · 10²² n/cm², wie oben beschrieben, erleidet, einer hohen Belastung als Bolzen oder Mutter ausgesetzt ist und von außen an seiner Oberfläche nicht direkt beobachtet werden kann. Es ist erforderlich, daß das Bauteil aus einem Material mit einer ähnlichen oder der nahezu gleichen Zusammensetzung besteht, die zur Bildung der Bauteile um dieses Bauteil herum verwendet wird, um die elektrischen Potentiale in einem reinen Hochtemperaturwasser einander gleich zu machen. Weiter kann, da eine große Menge von im austenitischen Ultrafeinkornstahl enthaltenen Korngrenzen als Stellen zur Unterscheidung von Strahlungsfehlern dienen, eine Ansammlung von Bestrahlungsfehlern in der Mutterphase unterdrückt werden, und daher sind die Unterdrückungswirkungen der sog. Bestrahlungssprödigkeit und des Bestrahlungskriechens groß.
Obwohl Bolzen und Muttern im Beispiel hergestellt wurden, ist es sehr wirksam, das gleiche Material des austenitischen Ultrafeinkornstahls für die Gitterplatten 35 der oberen Gitterplatte und die Kernträgerplatte 52 zu verwenden. Da ein großes Bauteil nach dem heißisostatischen Sinterverfahren hergestellt werden kann, können alle Bauteile der verschiedenen, in den Fig. 15 bis Fig. 27 gezeigten Kerninnenstrukturen durch Auswahl der Zusammensetzungen entsprechend den Arten der Bauteile hergestellt werden.
Fig. 28 ist eine Querschnittsdarstellung, die einen Querschnitt der scheibenförmigen oberen Gitterplatte 56 zeigt, und Fig. 29 ist eine Querschnittsdarstellung, die einen Querschnitt der scheibenförmigen Kernträgerplatte 52 zeigt. Diese Strukturen wurden auch unter Verwendung der in der Tabelle 1 gezeigten Legierung No. 5 und Schweißen der durch das im Beispiel gezeigte Verfahren des Warmwalzens und der Wärmebehandlung erhaltenen Platten hergestellt.
Fig. 30 ist eine vergrößerte Querschnittsdarstellung, die das Neutronendetektorrohr 53 zeigt. Das Neutronendetektorrohr 53 wird zur Verbindung mit einem Gehäuse geschweißt, das zur Verbindung mit dem Bodenkopf des Reaktordruckbehälters verschweißt wird. In diesem Beispiel wurde das Neutronendetektorrohr 53 auch unter Verwendung der in der Tabelle 1 gezeigten Legierung No. 5 und unter Verwendung eines nahtlosen Rohres hergestellt, das nach dem Verfahren des Warmwalzens und der Endwärmebehandlung, wie im Beispiel 1 beschrieben, erhalten wurde.
Fig. 31 ist eine Perspektivdarstellung, die einen Steuerstab zeigt. In diesem Beispiel wurde die in der Tabelle 1 gezeigte Legierung No. 5 für die Hülle und die B&sub4;C-Rohre verwendet. Die B&sub4;C-Rohre wurden erhalten, indem man ein Rohrohr durch Heißextrusion und danach durch wiederholtes Kaltwalzen unter Verwendung eines Pilgerwalzwerkes und Glühen herstellte. Die Hülle wurde durch wiederholtes Kaltwalzen und Glühen zur Bildung einer dünnen Platte und anschließendes Schweißen der dünnen Platte erhalten.
Fig. 32 ist eine Teilquerschnittsdarstellung, die die Brennstoff-Baugruppe 57 zeigt. Die Brennstoff-Baugruppe 57 besteht hauptsächlich aus Brennstoffstäben 151, einer Wasserstange 152, einem Kanalkasten 154, einer oberen Unterlageplatte 155, einer unteren Unterlageplatte 156, Abstandstücken 157 und einem Griffbügel 161, und es werden eine erhebliche Zahl von Bolzen und Muttern zur Verbindung verwendet. Die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung kann für diese Bauteile verwendet werden. In Fig. 32 ist die Bezugsziffer 153 eine Wasserstangenbefestigungsschraube, 158 ein Kanalkastenkupplungspielraum, 159 ein Brennstoffstabausdehnungsspielraum und 160 ein Brennstabdurchgangsloch. Die Baumaterialien für den Griffbügel, die obere und die untere Unterlageplatte werden nach dem Heißschmieden einem Festlösungsprozeß unterworfen, die dünnen Platten des Kanalkastens und die Abstandsstücke werden hergestellt, indem sie einem Festlösungsprozeß nach dem Heißschmieden und wiederholten Kaltwalz- und Glühschritten unterworfen werden, und die Rohre geringer Dicke der Brennstoffplattierung und der Wasserstange werden unter Verwendung eines Pilgerwalzwerks hergestellt.
Fig. 33 ist eine teilweise weggeschnittene Darstellung eines Brennstabs. Die Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung kann für ein Plattierrohr 164 und Endkappen 167 verwendet werden.
Fig. 34 ist eine teilweise weggeschnittene Darstellung eines Neutronenquellenrohres. Das Neutronenquellenrohr wurde unter Verwendung der in der Tabelle 1 gezeigten Legierung No. 5 hergestellt. Ein durch Heißverformung hergestelltes nahtloses Rohr wurde für den Rohrteil des Rohres verwendet, und der obere Stangenteil und der untere Teil erheblicher Dicke wurden durch Heißschmieden und Wärmebehandlung nach dem gleichen Herstellungsverfahren wie in Beispiel 1 erhalten. Jedes der Verbindungsteile wurde durch Elektronenstrahlschweißen geschweißt.
Die Tabelle 8 zeigt eine Hauptaufstellung der, wie oben beschrieben, aufgebauten BWR-Anlage zur Erzeugung elektrischen Stroms. Gemäß dem Beispiel kann erwartet werden, daß jedes der unter Verwendung der Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellten Bauteile für 30 Jahre ohne Ersatz verwendet werden kann und weiter 40 Jahre ohne Ersatz durch Inspektionsdurchführung verwendet werden kann. Die Reaktortemperatur ist 280ºC, die planmäßige Inspektion wird zur Durchführung innerhalb von 50 Tagen je Inspektion, vorzugsweise innerhalb von 40 Tagen je Inspektion, nach bevorzugter in 30 Tagen je Inspektion nach 12-Monats-Betrieb wiederholt, die Anlagenbetreibbarkeit ist 85% oder mehr, vorzugsweise 90% oder mehr, nach bevorzugter 92%, und der Wärmewirkungsgrad ist 35%.

Beispiel 6

Fig. 35 ist eine Querschnittsdarstellung, die einen Reaktor einer fortgeschrittenen Siedewasserreaktor(ABWR)-Anlage zur Stromerzeugung zeigt. In Fig. 35 ist die Bezugsziffer 52 eine Kernträgerplatte, 54 ein Steuerstab, 55 eine Kernummantelung, 56 eine obere Gitterplatte, 57 eine Brennstoff- Baueinheit, 63 ein Dampftrenner, 68 ein Dampftrockner und 126 eine innere Pumpe.
Ein Reaktordruckbehälter ist ein Hauptbestandteil einer elektrische Leistung erzeugenden Nuklearanlage. In einem ABWR ist ein Düsenteil zur Montage einer inneren Pumpe von einer optimalen Form des Hüllentyps, so daß die Rotationsfunktion der inneren Pumpe nicht beeinträchtigt wird, auch wenn eine Änderung der Temperatur und des Drucks im Reaktordruckbehälter auftritt, und der Wärmeübergang zum Motorteil gering genug ist.
Die Kerninnenteile sind so ausgelegt, um die Wirkung einer strömungsinduzierenden Schwingung aufgrund der Verwendung des inneren Pumpsystems zu verringern.
Eine Genauigkeit der Kernströmungsdurchsatzmessung versucht man aufrechtzuerhalten, wobei eine experimentelle Qualifizierung unter Berücksichtigung eines Teilbetriebs der inneren Pumpen eingeschlossen ist. Die Messung eines Dampfstromdurchsatzes zur Turbine wird durch einen Venturirohraufbau durchgeführt, der im Hauptdampfdüsenteil des Reaktordruckbehälters vorgesehen ist.
Der RPV (Reaktordruckbehälter) bildet eine Druckgrenze des Kühlmittels und hat eine Funktion, den Kern und die Druckbehälterinnenbauteile zu enthalten und zu bewahren.
Ein bekannter RPV enthält 764 Brennstoff-Baueinheiten, Strahlpumpen und Innenstrukturen, und der Innendurchmesser des RPV ist etwa 6,4 m. Andererseits wird beim ABWR-RPV die Zahl der enthaltenen Brennstoff-Baueinheiten auf 872 gesteigert, und es wird ein Raum zur Handhabung der inneren Pumpen vorgesehen. Daher ist der Innendurchmesser des ABWR- RPV etwa 7,1 m.
Die Höhe des bekannten RPV ist nahezu 22 m. Andererseits ist die Höhe des ABWR-RPV auf nahe 21 m wegen der folgenden Gründe a) bis d) ausgelegt.
(a) Durch Verwendung eines Hochwirkungsgrad-Dampftrenners wird die Länge des Standrohres verkürzt.
(b) Durch Verwendung eines FMCRD entfällt der Steuerstab- Geschwindigkeitsbegrenzer.
(c) Durch Änderung der Konstruktionen des oberen Kopfes und des Hauptflansches wird die Höhe des oberen Kopfes verringert.
(d) Durch Änderung der Form des Bodenkopfes wird die Höhe des Bodenkopfes verkürzt.
Die Form des Bodenkopfes wird von der bekannten Halbkugelform zu einer Tellerform verändert, um einen zur Installierung der inneren Pumpen im Boden des Druckbehälters erforderlichen Raum vorzusehen, begleitet von der Verwendung der inneren Pumpen, und um einen Strömungskanal für den Umlauf von Kühlwasser vorzusehen. Weiter wird die innere Pumpe so ausgelegt, um die Zahl der Schweißlinien durch Bilden des Gehäuses der inneren Pumpe in einem geschmiedeten Einstückaufbau zu verringern.
Die tragende Einfassung wird in einer Kegelstumpfform, die am zylindrischen Körper des Druckbehälters angebracht ist, ausgelegt, um einen erforderlichen Raum zur Handhabung der inneren Pumpe vorzusehen und um Wärmeaustauscher der inneren Pumpen im Untergestellraum zu installieren.
Die Verwendung der inneren Pumpe erübrigt die Kühlmittelumlaufeinlaß- und -auslaßdüsen, die in der bekannten Anlage vorgesehen sind. Es gibt keine Düse großen Durchmessers in einem Teil des zylindrischen Körpers des Druckbehälters unter dem Kernbereich, und folglich besteht keine Notwendigkeit, einen Störfall großen Kühlmittelverlusts anzunehmen, der durch einen Bruch eines Rohrs großen Durchmessers verursacht wird.
In der bekannten Anlage wird ein Strömungsbegrenzer in einem abwärts strömenden Teil des Hauptdampfrohres stromauf eines Isolationsventils installiert. Durch Installieren des Strömungsbegrenzers in der Hauptdampfdüse wird der Sicherheitsgrad hinsichtlich eines Hauptdampfrohr-Bruchzwischenfalls verbessert, und der Reaktorinhaltsraum wird optimiert.
Die Tabelle 8 zeigt Haupteinzelheiten der Kerninnenbauteile im Vergleich mit denen des BWR im Beispiel 5.
Die Kerninnenbauteile werden innerhalb des RPV installiert und müssen eine ausreichende Haltbarkeit und Verläßlichkeit nach ihrer Art, wie z. B. als Kernträger, Kühlmittelstromkanalbildner, Dampf-Wassertrennungsfunktion des heißen Wassers und des im Kern erzeugten Dampfes und Beibehaltung des Kerneinspritzströmungskanals für Kühlwasser bei einem hypothetischen Betriebsunfall aufweisen. Tabelle 8
Die Tabelle 9 zeigt die Hauptanlagenangaben der Dampfturbinen- und Generatorsysteme des ABWR und des BWR. Beim Vergleich der 50 Hz-Systeme ist der Wärmeausgang des ABWR 19,2% höher als der des BWR, während die elektrische Ausgangsleistung 23,3% größer als die des BWR ist. Daher zeigt sich, daß der ABWR eine Anlage mit höherem Wirkungsgrad ist.
Es ist nicht nötig zu erwähnen, daß es möglich sein kann, den Sinterstahl mit einer Durchschnittskorngröße von 10 bis 600 nm, wie in den Beispielen 1 bis 4 beschrieben, für Bolzen und Muttern zur Befestigung jedes der Kerninnenbauteile, wie schon im Beispiel 5, zu verwenden. Zusätzlich kann der gesinterte Stahl für die anderen im Beispiel 5 beschriebenen Kerninnenbauteile, wie schon im vorerwähnten Beispiel, verwendet werden. Tabelle 9
ABWR (fortgeschrittener Siedewasserreaktor)
BWR (Siedewasserreaktor)
TDRFP (turbinenangetriebene Speisewasserpumpe)
MDRFP (motorangetriebene Speisewasserpumpe)

Beispiel 7

Fig. 36 ist eine Perspektivdarstellung, die einen Kernaufbau eines Druckwasserreaktors (PWR) zeigt.
Dabei gibt es einen Kernreaktor, Primärkühlkreise und Hilfssysteme, wie z. B. die Kernkraftbezugssysteme, und der Reaktor besteht aus einem Kernkraftdruckbehälter und einem Kern, Baueinheiten im Kern, Steuerstabgruppen, die im Kernkraftdruckbehälter enthalten sind, und Steuerstabantriebseinheiten.
Der Kern ist ein nahezu zylindrisch geformter Teil, in dem eine Gruppe von Brennstoffbaugruppen durch eine Kopf- und eine Bodenkernplatte und einen Schirm (eine Hülle) insgesamt befestigt werden.
Kühlmitteleinlaß- und Kühlmittelauslaßdüsen und eine Niederdruckeinspritzdüse sind im Reaktordruckbehälter auf einem weit höheren Niveau als der Oberseite des Kerns vorge sehen, so daß der Kern stets im Kühlmittel eingetaucht sein kann.
Primärkühlmittel, das in den Kernkraftreaktordruckbehälter durch die Düsen fließt, strömt abwärts in einem ringförmigen Teil zwischen einem Kerntrommelaufbau und dem Kernkraftreaktorbehälter und kehrt am Boden des Kernkraftreaktorbehälters zum Aufwärtsströmen um und tritt in den Boden des Kerns mit einer gleichmäßigen Strömungsverteilung durch eine Mischplatte ein. Das Hochtemperaturkühlmittel, das durch Absorption von durch Spaltung des Kernbrennstoffs erzeugter Hitze erhitzt wird, gelangt durch Düsen, die im oberen Teil des Kernkraftreaktorbehälters vorgesehen sind, zu Dampfgeneratoren.
Die Reaktivität des Kerns wird durch die folgenden zwei Methoden gesteuert.
(i) Steuerung einer verhältnismäßig schnellen Reaktivitätsänderung, wie z. B. eines Starts, Schnellstops oder Lastwechsels, wird unter Verwendung der Steuergruppen durchgeführt.
(ii) Steuerung einer langsamen Reaktivitätsänderung, wie z. B. einer Kompensation eines Reaktivitätsabfalls aufgrund eines Brennstoffabbrennens, einer Reaktivitätsänderung, die von einer Änderung der Mengen von Xe und Sm begleitet wird, einer Reaktivitätsänderung, die durch eine Temperaturänderung von Raumtemperatur auf eine Arbeitstemperatur verursacht wird, erfolgt durch Justieren der im Primärkühlmittel gelösten Borkonzentration.
Die Brennstoff-Baugruppen werden von nahezu Zylindergestalt insgesamt geformt, wobei die Kopf- und die Bodenkernplatte sowie der Schirm verwendet werden. Die Zahl der Brennstoff- Baugruppen wird in Abhängigkeit von der Ausgangsleistung des Kerns bestimmt. Die Beziehung zwischen dem elektrischen Leistungsausgang und der Zahl der Brennstoff-Baugruppen ist 121 Baugruppen für 300 bis 550 MWe, 157 bis 177 Baugruppen für 800 MWe und 193 bis 243 Baugruppen für 1100 MWe.
Das Gewicht des Kerns wird von einem Flansch des Kernkraftreaktorbehälters durch die Bodenkernträgerplatte, die Kerntrommel und die Kopfkernplatte getragen. Eine Schwingung des Kernteils in der seitlichen Richtung wird durch mehrere an der Seitenoberfläche des Bodenendes der Kerntrommel vorgesehen Vorsprünge und seitliche entsprechende, im Kernkraftreaktorbehälter angebrachte Aufnahmenuten unterdrückt.
Der Kern kann in drei konzentrische Zonen unterteilt werden, deren jede angenähert die Zahl der Brennstoff- Baugruppen hat. In einem Fall der anfänglichen Brennstoffbeschickung können unterschiedliche Anreicherungen der Brennstoff-Baugruppen hergestellt werden, und stärker angereicherte Brennstoff-Baugruppen werden in die Umfangszone eingebracht. Im Fall eines Brennstoffaustausches werden die Brennstoffbaugruppen in der mittleren Zone entnommen, Brennstoff-Baugruppen in den beiden äußeren Zonen werden nach innen bewegt, und neue Brennstoff-Baugruppen werden in die Umfangszone eingebracht. Dieses Brennstoffaustauschverfahren wird als Außen-Nach-Innen-Typ-Drei-Zyklus-Methode bezeichnet. Es gibt ein anderes Brennstoffaustauschverfahren, bei dem weit abgebrannte Brennstoff-Baugruppen in der mittleren Zone entnommen werden, Brennstoff-Baugruppen in der Umfangszone in die Zentralzone eingebracht und neue Brennstoff-Baugruppen in die Umfangszone eingebracht werden, welches Verfahren das sog. Schachbrettyp-Drei-Zyklen- Verfahren ist.
Durch diese Verfahren kann die Leistungsverteilung im Kern eingeebnet werden, und dementsprechend kann die Leistungsdichte gesteigert und das Durchschnittsabbrennen des Brennstoffs erhöht werden, wodurch die Brennstoffkosten gesenkt werden können. Im PWR ist die Brennstoffaustauschperiode ein Jahr oder länger, obwohl sie von der Art des Brennstoffs abhängt.
Der Abbrenngrad der entnommenen Brennstoff-Baugruppe wurde gesteigert, and es gibt einige Brennstoff-Baugruppen, die sich zum Erreichen von 33000 MWD/MT (das maximale Abbrennen ist 50000 MWD/MT) eignen.
In diesem Beispiel ist es auch möglich, den gesinterten Stahl mit einer Durchschnittskorngröße von 10 bis 600 nm, wie in den Beispielen 1 bis 5 beschrieben, als das Kernbaumaterial, so wie im Beispiel 6, zu verwenden. Als die Bestandteile, die das Kernbaumaterial verwenden, gibt es die Oberseitenkernabstützplatte, die Kerntrommel, die Oberkernplatte, die Brennstoff-Baugruppe, wie im Beispiel 5, sowie die Bodenkernabstützplatte, die Bodenkernplatte, die Schirmabstützplatte, den Kernschirm, die Steuerstabgruppe, die Trägerzwischenschicht, das Steuerstabgruppenführungsrohr und die Steuerstabgruppenantriebswelle. Weiter ist es besonders wirksam, den gesinterten Stahl für Bolzen und Muttern zur Befestigung jedes der Kerninnenbauteile zu verwenden.
Gemäß diesem Beispiel ist es möglich, die gleichen Werte der Anlagenbetriebslebensdauer, der Verfügbarkeit, der Betriebsperiode, der planmäßigen Inspektionsperiode und des Wärmewirkungsgrades, wie der des Beispiels 5, zu erzielen.

Beispiel 8

Fig. 37 ist eine Querschnittsdarstellung, die einen Umriß eines Ringkörperkernfusionsreaktors mit Verwendung des Stahls gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt. Der Kernfusionsreaktor weist ringförmige Feldspulen 134 und eine Diverterspule 135 zum Erhitzen und Steuern eines Plasmas 133, ringförmige Feldspulen 136, die über einer Basis 131 angeordnet sind, einen hohlen Ringkörpervakuumbehälter 137 innerhalb der ringförmigen Feldspulen 136, eine Decke 138 zum Wärmeaustausch durch Speisung mit einem Kühlmittel, wie z. B. Helium, die innerhalb des Vakuumbehälters 137 angeordnet ist, einen Schirmzylinder 139 zum Einführen von Deuterium oder Tritium als einem Brennstoff in die Decke 138 zur Erzeugung des Plasmas 133 in Verbindung mit dem Bodenteil 137a des Vakuumbehälters 137, Diverter 141, die von einem Kühlrohrkopfstück 140 abgestützt und mit der Diverterspule 135, die innerhalb des Schirmzylinders 139 angeordnet ist, verbunden sind, wobei ein Teil des Plasmas 133a (Verunreinigungen wie z. B. He) vom Plasma 133 zum Diverter 141 abgezogen wird, eine Absaugpumpe 143, die an einem Öffnungsausgang 139a des Schirmzylinders 139 durch ein Absaugrohr 142 angeordnet ist, und eine Neutralstrahlinjektionsvorrichtung 144 auf, die im Vakuumbehälter 137 über dem Absaugrohr 142 angebracht ist.
In der Kernfusionsreaktoranlage ist Deuterium od. dgl. innerhalb des Vakuumbehälters 137 mit einem Wasserkühlungsaufbau enthalten, und Strom wird den ringförmigen Feldspulen 134, der Diverterspule 135 und dem ringförmigen Feldspulen 136 zugeführt, um das Deuterium od. dgl. im Vakuumbehälter 137 in ein Plasma 133 umzuwandeln, und gleichzeitig werden neutrale Teilchen in den Vakuumbehälter 137 unter Verwendung der Neutralstrahlinjektionsvorrichtung 144 injiziert, um das Plasma 133 sekundär zu erhitzen. Im Plas ma erzeugte Wärmeenergie wird mit dem in der Decke 38 strömenden Kühlmittel ausgetauscht, das Kühlmittel wird nach dem Wärmeaustausch aus der Vorrichtung abgezogen, und dann wird beispielsweise eine Turbine durch die Wärme angetrieben. Andererseits senken die durch das Zerstäuben des Plasmas 133 innerhalb des Vakuumbehälters 137 erzeugten Verunreinigungen nicht nur den Plasmaerzeugungswirkungsgrad, sondern werden auch ein Grund zur Schädigung der Oberfläche des Vakuumbehälters 137. Um die den Schaden verursachenden Verunreinigungen zu entfernen, wird der Diverter 141 vorgesehen, auf den die zu entfernenden Verunreinigungen auftreffen. Eine erste Wand 146 ist an der Innenseite der Decke 138 vorgesehen. Die erste Wand 146 wird durch Metallverbindung eines keramischen Ziegels 148 mit einer metallischen Basis 147 aufgebaut.
Fig. 38 ist eine Perspektivdarstellung, die einen Umriß des Diverters 141 zeigt. Gemäß dieser Figur wird der Diverter 141 durch eine hohe Wärmelast vom Plasma und eine starke elektromagnetische Kraft aufgrund des im Diverter 141 erzeugten Streustroms beeinflußt. Der Diverter 141 besteht aus einer Mehrzahl langer in der Ringrichtung ausgerichteter Platten und wird vom Kühlkopfstück 140 und vom Unterkopfstück 140a und von einem Trägergestell 145 abgestützt, das an der Unterseite des Diverters 141 angebracht ist. Eine Mehrzahl von Elementen des Diverters 141 bilden einen Block, und eine Mehrzahl der in der Ringrichtung angebrachten Blöcke bilden den Diverter 141. Jeder der Blöcke wird durch Verbinden eines keramischen Ziegels 148 mit einer metallischen Basis 147 hergestellt. Vorzugsweise hat der keramische Ziegel 148 eine Wärmeleitfähigkeit über 0,3 cal/cm·s·ºC. Ein bevorzugtes Material für den Ziegel ist ein gesintertes SiC-Material, das 0,2 bis 2 Gew.-% Be oder eine chemische Be-Verbindung enthält, oder ein gesin tertes AlN-Material, das 0,2 bis 2 Gew.-% einer chemischen Be-Verbindung enthält.
In diesem Beispiel werden der Diverter 141, der Vakuumbehälter 137 und die erste Wand 146 sämtlich durch verschiedene Partikelstrahlen bestrahlt, die vom Plasma austreten, und haben Formen, um Kühlwasser zu kontaktieren, d. h., ein Hochtemperaturwasser zu kontaktieren. Mittels Herstellens der metallischen Basen dieser Strukturen unter Verwendung des in der Tabelle 1 gezeigten Stahls No. 5 ist es möglich, die Empfindlichkeit gegen intergranuläre Wasserstoffrisse unter Neutronenbestrahlung zu senken und die Beständigkeit gegen Bestrahlungsversprödung zu verbessern.
Diese Strukturen werden aus dem im Beispiel 1 gezeigten Stahl hergestellt, der völlig aus austenitischer Phase besteht und durch Warmwalzen und wiederholtes Kaltwalzen und Glühen sowie danach Festlösungsbehandlung hergestellt wird.
Der austenitische Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung wird für ein verfestigtes Bauteil eingesetzt, das unter einer Umgebung verwendet wird, in der Korngrenzen allgemein ein Grund zur Verschlechterung des Materials werden. Da der austenitische Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung von hoher Korrosionsbeständigkeit und Festigkeit ist, gibt es die Wirkung, daß die Sicherheit und Verläßlichkeit des den austenitischen Stahl verwendenden Produkts erheblich verbessert werden können. Weiter wird der austenitische Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung nicht nur für ein Atomreaktorkernbauteil, sondern auch für ein Kernfusionsreaktorbauteil verwendet, das eine Strahlungsschädigung erleidet und in einer Wasserkühlumgebung oder in einer Wasserstoff enthaltenden Umgebung verwendet wird. Da der austenitische Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung eine hohe Strahlungsschadenwiderstandsfähigkeit hat, ergibt sich die Wir kung, daß die Sicherheit und die Verläßlichkeit des den austenitischen Stahl verwendenden Produktes wesentlich verbessert werden können.

Claims

1. Hochkorrosionsbeständiger und hochfester austenitischer gesinterter Stahl, der nicht mehr als 0,1% C, nicht mehr als 1% Si, nicht mehr als 2,0% Mn, 9 bis 30% Ni, 14 bis 20% Cr, wahlweise nicht mehr als 3 Gew.-% Mo und/oder wahlweise wenigstens eine Elementart, die aus der Gruppe von nicht mehr als 1,0 Gew.-% Ti, nicht mehr als 2,0 Gew.-% Zr, nicht mehr als 1,0 Gew.-% Nb gewählt ist, wobei der Gesamtgewichtsprozentsatz dieser gewählten Elemente nicht mehr als 2,0% ist, wenn mehr als eines der Elemente gewählt werden, und Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen einschließlich P und S enthält, wobei eine Durchschnittskristallkorngröße des Stahls nicht über 1 um ist und die Austenitphase bei Raumtemperatur nicht weniger als 90 Vol.% bildet.

2. Hochkorrosionsbeständiger und hochfester austenitischer gesinterter Stahl nach Anspruch 1, der nicht mehr als 0,045% P und nicht mehr als 0,03% S enthält und eine Durchschnittskristallkorngröße der Austenitphase von 10 nm bis 1000 nm hat.

3. Hochkorrosionsbeständiger und hochfester austenitischer gesinterter Stahl nach Anspruch 1, wobei die 0,2%- Streckgrenze Y (MPa) des austenitischen Stahls bei Raumtemperatur innerhalb eines Bereichs von Werten ist, die durch die folgenden Gleichungen (1) und (2) bei Verwendung einer Durchschnittskristallkorngröße d (nm), die nicht über 1000 nm ist, bestimmt werden:

Y = -177 log d + 936 ... Gleichung (1)

Y = -240 log d + 1233 ... Gleichung (2)

4. Hochkorrosionsbeständiger und hochfester austenitischer gesinterter Stahl nach Anspruch 1, wobei die 0,2%- Streckgrenze Y (MPa) des austenitischen Stahls bei Raumtemperatur innerhalb eines Bereichs von Werten ist, die durch die folgenden Gleichungen (3) und (4) bei Verwendung eines Dehnungsprozentsatzes δ (5), wobei die Durchschnittskristallkorngröße nicht über 1000 nm ist, bestimmt werden:

Y = -290 log δ + 720 ... Gleichung (3)

Y = -670 log δ + 1375 ... Gleichung (4).

5. Verfahren zur Herstellung eines hochkorrosionsbeständigen und hochfesten austenitischen gesinterten Stahls nach Anspruch 1, das die Schritte der Erzeugung eines verarbeiteten Pulvers mit einer Kristallkorngröße unter 20 nm und einer verformungsinduzierten Martensitumwandlungsphase durch mechanisches Zerkleinern oder Legieren eines Pulvers bei einer Temperatur von nicht über 100ºC für 30 bis 100 Stunden unter Verwendung eines Zerreibers oder einer Kugelmühle, welches Pulver ein zerstäubtes Pulver aus einem Stahlpulver ist, das gewichtsmäßig nicht mehr als 0,1% C, nicht mehr als 1% Si, nicht mehr als 2,0% Mn, 9 bis 30% Ni und 14 bis 20% Cr enthält, oder aus einem Stahlpulver ist, das gewichtsmäßig nicht mehr als 0,1% C, nicht mehr als 1% Si, nicht mehr als 2,0% Mn, 9 bis 30% Ni, 14 bis 20% Cr und wenigstens eine Art von gewichtsmäßig nicht mehr als 3% Mo, nicht mehr als 1,0% Ti, nicht mehr als 2,0% Zr, nicht mehr als 1,0% Nb oder nicht mehr als 2,0% von mehr als einem der Elemente Ti, Zr, Nb enthält, oder aus einem gemischten Pulver ist, das insgesamt dieser Zusammensetzung genügt; und durch Ausführung einer Heißverdichtungsbehandlung oder einer Heißverfestigungsbehandlung und einer Endheißverformungsbehandlung bei einer Temperatur im Bereich von 700ºC bis 1050ºC nach der Heißverdichtungsbehandlung durch heißisostatisches Sintern oder Heißextrusionsverformen des verarbeiteten Pulvers bei einer Temperatur im Bereich von 700ºC bis 1050ºC aufweist, so daß der verdichtete Stahl nicht weniger als 90 Vol.% Austenitphase bei Raumtemperatur enthält, wobei die Durchschnittskristallkorngröße dieser Phase 10 nm bis 1000 nm ist.

6. Verfahren nach Anspruch 5, wobei das verarbeitete Pulver eine Kristallkorngröße unter 15 nm hat.

7. Kernreaktorinnenbauteil, das aus einem austenitischen gesinterten Stahl, wie im Anspruch 1 definiert, besteht.

8. Befestigungsbauteil, das aus einem austenitischen gesinterten Stahl, wie im Anspruch 1 definiert, besteht.

9. Die Verwendung eines austenitischen Stahls, wie im Anspruch 1 definiert, für ein hochkorrosionsbeständiges und hochfestes Bauteil, das mit Wasser kontaktiert und mit Neutronen bestrahlt wird.

10. Die Verwendung eines austenitischen Stahls, wie im Anspruch 1 definiert, zur Herstellung wenigstens eines der Bauteile eines Kernreaktors, wie z. B. eines Neutronenquellenrohres (51), einer Reaktorkernträgerplatte (52), eines Überwachungsrohres für den Fluß im Kern, von Regelstabführungsrohren (75), einer Ummantelung (55), einer oberen Gitterplatte (56), von Brennstoffplattierrohren und Kanalkästen.

11. Die Verwendung eines austenitischen Stahls, wie im Anspruch 1 definiert, zur Herstellung, in einer nuklearen, elektrischen Strom erzeugenden Anlage, in der eine Dampfturbine durch Wäremausgangsleistung, die von in einem Kernreaktordruckbehälter enthaltenem Kernbrennstoff erhalten wird, rotiert, wobei ein elektrischer Stromgenerator durch Rotation der Dampfturbine angetrieben wird, wodurch elektrischer Strom erhalten wird, wobei der Wärmeausgang des Kernreaktors nicht unter 3200 MW ist, der Druck innerhalb des Reaktorbehälters nicht unter 7,0 MPa ist, die Wassertemperatur des Reaktors unter 288ºC ist und die elektrische Ausgangsleistung unter 1100 MW ist,

wenigstens eines der Bauteile aus der Gruppe eines Neutronenquellenrohres (51), einer Reaktorkernträgerplatte (52), eines Überwachungsrohres für den Fluß im Kern, von Regelstabführungsrohren (75), einer Ummantelung, einer oberen Gitterplatte (56) und einer oberen Gitterplatte, vorgesehen im Kernreaktordruckbehälter mit einer Kapazität zum Gebrauch für mehr als 30 Jahre ohne Auswechslung, wobei der Verfügbarkeitsfaktor der Anlage nicht unter 85% ist.

12. Die Verwendung nach Anspruch 11, wobei der Wärmeausgang des Kernreaktors nicht unter 4300 MW ist und eine planmäßige Inspektionszeitdauer je Inspektion der Anlage nach 12 Monaten Betrieb innerhalb von 50 Tagen vorgesehen wird.

13. Die Verwendung eines austenitischen Stahls, wie im Anspruch 1 definiert, zur Herstellung wenigstens eines der Bauteile eines Kernfusionsreaktors, der einen Vakuumbehälter (137) mit einem Wasserkühlungsaufbau, einen Diverter (141) mit einem Wasserkühlungsaufbau und Keramikziegeln (148) an der Plasmaseite und eine erste Wand (146) mit einem Wasserkühlungsaufbau und Keramikziegeln (148) an der Plasmaseite aufweist.