JP2013208627A

JP2013208627A - 高耐食Ｎｉ基溶接金属並びにこれを用いた溶接構造物及び原子力発電プラント

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Publication number: JP2013208627A
Application number: JP2012079100A
Authority: JP
Inventors: Makoto Ishibashi; 良石橋; You Wang; ゆう王; Masato Koshiishi; 正人越石; Kyoji Obata; 亨司小畠; Takeshi Obana; 健尾花; Katsuto Takahashi; 克仁高橋
Original assignee: Hitachi GE Nuclear Energy Ltd
Current assignee: Hitachi GE Nuclear Energy Ltd
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2012-03-30
Publication date: 2013-10-10

Abstract

【課題】軽水炉内などの高温高圧水環境下で構造材料として使用しても応力腐食割れを抑制でき、かつ、製造性に優れたNi基溶接金属を提供する。
【解決手段】質量基準でCr：18.0〜22.0%を含む高耐食Ni基溶接金属において、質量基準でC：0.040%以下、Si：0.50%以下、Mn：2.5〜3.5%、P：0.020%以下、S：0.015%以下、Cu：0.50%以下、Fe：3.0%以下、Nb：2.0〜3.0%、Ti：0.19%以下、残部をNi及び不可避不純物とし、Ti含有量は、下記式（式中、C_Cは、Cの含有量（質量%）である。）で算出されるTの値以下とする。
T＝0.19−4.6×C_C
【選択図】なし

Description

本発明は、厳しい腐食環境にさらされ、応力腐食割れが問題となる構造物の材料に係り、特に、原子力発電プラントの炉内構造物、圧力容器及び配管の応力腐食割れを防止する技術に関する。

原子力発電プラントの原子炉の炉底部における炉内構造物の支持部、圧力容器貫通部及び配管ノズル部の溶接部には、Ni基溶接金属が用いられている。

Ni基溶接金属には、溶接の際や溶接後熱処理の際にCr炭化物析出に伴って粒界近傍にCr欠乏が生じる粒界鋭敏化、溶接施工の際に溶接金属部の凝固収縮により溶接部周辺に発生する引張残留応力、及び、原子炉運転温度の高温水における酸化性環境が重畳して、応力腐食割れが生じることが知られている。

Cr炭化物析出に伴う粒界鋭敏化を抑制するため、例えば、特許文献１、特許文献２及び特許文献３に開示されているように、Cと親和力の強いNbやTiといった安定化元素をC含有量に対して所定の含有量以上添加する炭素安定化という対策がとられている。

特許文献４、特許文献５及び特許文献６には、Crを27重量%以上含むニッケル合金が開示されている。

特許文献１には、C含有量に対して添加するNb及びTiの含有量を規定する安定化パラメータとして、下記計算式（１）で表されるN値（エヌバー値）が７以上となる、耐腐食性に優れたインコネル系溶着金属部が開示されている。

N＝0.13（C_Nb＋2C_Ti）／C_C …計算式（１）
また、特許文献７には、応力腐食割れ（SCC）に対する感受性を評価する指数として、下記計算式（２）で表される応力腐食割れ抵抗指数（SCRI）が記載されている。

SCRI＝C_Cr＋5C_Nb＋10C_Ti−116.5C_C …計算式（２）
ここで、C_C、C_Nb、C_Ti及びC_Crはそれぞれ、C、Nb、Ti及びCrの含有量（質量%）である。

特開昭５７−２５３００号公報特開昭６１−２６２４８６号公報特開昭６１−２６２４８７号公報特表２００３−５０１５５７号公報国際公開２００５／０７０６１２号特表２００８−５２８８０６号公報特開平１１−１９２５５６号公報

これまでのところ、実際に運転されている沸騰水型原子炉において、Cと親和力の強いNb、Ti等による炭素安定化を図ったNi基溶接金属を用いた場合に応力腐食割れが発生したという報告はなされていない。

しかしながら、近年、実験室での加速条件による応力腐食割れ発生試験において、表面を切削加工やグラインダ研削加工といった強冷間加工した試験片や冷間圧延した試験片の場合に、Nb、Ti等による炭素安定化を図ったNi基溶接金属でも応力腐食割れが発生することが報告されるようになってきている。

冷間加工した場合においても、炭素安定化を図っていない従来のNi基溶接金属と比べて、依然として応力腐食割れ発生に対する裕度を有しているものの、応力腐食割れ発生に対する耐食性を向上したNi基溶接金属が要望される。

従来の原子力発電プラントに適用されているNi基溶接金属のCr含有量は14〜22%であることから、耐食性を向上させるためにCr含有量が30%のNi基溶接金属が検討され、加圧水型軽水炉に最近適用されるようになった。

Cr含有量が高いNi基溶接金属は、一般に溶接時の高温割れ感受性が高く、これを改善したものが、例えば、特許文献４、特許文献５及び特許文献６に開示されている。

しかしながら、沸騰水型原子炉においては、溶接性に関する問題点を残しており、直ちに現行のNi基溶接金属に置き換わるものではない。

本発明の目的は、軽水炉内などの高温高圧水環境下で構造材料として使用しても応力腐食割れを抑制でき、かつ、製造性に優れたNi基溶接金属を提供することにある。

本発明は、質量基準でCr：18.0〜22.0%を含むNi基溶接金属において、質量基準でC：0.040%以下、Si：0.50%以下、Mn：2.5〜3.5%、P：0.020%以下、S：0.015%以下、Cu：0.50%以下、Fe：3.0%以下、Nb：2.0〜3.0%、Ti：0.19%以下とし、残部をNi及び不可避不純物とし、Ti含有量は、C含有量の関数で表される所定値以下としたことを特徴とする。

本発明によれば、質量基準でCr：18.0〜22.0%を含むNi基溶接金属においてTi及びCの含有量を低減することにより、耐腐食性を向上することができる。

Ni基溶接金属の粒界腐食試験及び応力腐食割れ試験の結果を示すグラフである。実施例のNi基溶接金属を用いた沸騰水型原子炉の炉心を示す部分断面斜視図である。実施例のNi基溶接金属を用いた改良型沸騰水型原子炉の炉心を示す断面図である。ＣＲＤハウジングの構造を示す断面図である。ＩＣＭハウジングの構造を示す断面図である。差圧検出配管及びほう酸水注入配管を示す断面斜視図である。ほう酸水注入配管の溶接部を示す拡大断面図である。レグ型のシュラウドサポートシリンダ及びシュラウドサポートプレートの溶接部を示す断面斜視図である。ブラケット型のシュラウドサポートシリンダ及びシュラウドサポートプレートの溶接部を示す断面斜視図である。

以下、本発明の実施形態に係る高耐食Ni基溶接金属並びにこれを用いた溶接構造物及び原子力発電プラントについて説明する。

前記高耐食Ni基溶接金属は、質量基準でCr：18.0〜22.0%を含むNi基合金であって、質量基準でC：0.040%以下、Si：0.50%以下、Mn：2.5〜3.5%、P：0.020%以下、S：0.015%以下、Cu：0.50%以下、Fe：3.0%以下、Nb：2.0〜3.0%、Ti：0.19%以下を含み、残部がNi及び不可避不純物であり、Ti含有量は、下記計算式（３）で算出されるTの値以下（含有量の単位は質量%である。）であることを特徴とする。

T＝0.19−4.6×C_C …計算式（３）
ここで、C_Cは、Cの含有量（質量%）である。

前記高耐食Ni基溶接金属は、質量基準でC：0.025%以下、P：0.010%以下、S：0.005%以下、Nb：2.5〜3.0%を含むことが望ましい。

前記溶接構造物は、前記高耐食Ni基溶接金属を用いた溶接継手部を含むことが望ましい。

前記溶接構造物は、成形のため、表面部に機械加工又はグラインダ研削加工を施した後、研磨剤を用いて研摩することにより前記表面部の強加工部を除去したものであることが望ましい。

前記溶接構造物は、ピーニング処理又は研磨剤を用いた研摩処理を施すことにより、表面部の残留応力を圧縮化したものであることが望ましい。ここで、ピーニング処理には、ショットピーニング、ウォータジェットピーニングなどが好適に用いられる。

前記原子力発電プラントは、前記高耐食Ni基溶接金属を用いた溶接継手部を含むことが望ましい。

本発明は、原子炉構造物の材料として用いられるNi基溶接金属の化学成分を規定することによって粒界腐食抵抗をより一層高め、応力腐食割れを抑制し、原子炉構造物の健全性を維持するものである。

現行のプラント製造プロセスにおいては、製造時の機械加工を避けることはできない。この際に生じる加工表面が応力腐食割れの要因として考えられており、研磨による表面加工層除去、熱処理、及びピーニングによる応力緩和若しくは応力圧縮化対策と、水質改善対策とを併せて実施することにより、応力腐食割れに対する総合的なリスク低減を図っている。

本発明は、材料そのものの応力腐食割れ発生感受性を低下させることにより、一層のリスク低減を図るものである。

溶接の施工性や高温割れ抵抗において実績のあるCr含有量が18.0〜22.0質量%のNi基溶接金属を基材とし、従来のNi基溶接金属よりも粒界腐食抵抗を高める。粒界での耐食性の低下は、溶接の際や溶接後熱処理の際にCr炭化物析出に伴い、粒界近傍にCr欠乏が生じる粒界鋭敏化が原因である。

これを抑制するには、Cr炭化物を構成するCを低減するとともに、CをMC型炭化物として固定して安定化するNbやTiを添加することが有効である。

従来、上記計算式（１）で表されるN値（エヌバー値）又は上記計算式（２）で表されるSCRIを用いて化学組成を規定することにより、効果的に応力腐食割れ発生を抑制することができるため、当該化学組成が適用されている。

しかしながら、実験室での応力腐食割れ発生試験では、安定化パラメータで化学組成を規定したNi基溶接金属においても、強い冷間加工によって応力腐食割れを発生している。

そこで、この応力腐食割れの発生挙動と原因を調査した結果、強い冷間加工によって応力腐食割れが発生する状況においても、応力腐食割れ感受性を抑制できる化学組成範囲を見出した。

強加工表面で発生した応力腐食割れは、表面では粒内割れを呈しているが、深部では粒界割れに遷移していることから、表層で発生したき裂が深部に進展するかどうかは粒界腐食性に関わっているといえる。安定化パラメータで化学組成を規定したNi基溶接金属においても、安定化パラメータの規定条件を満たしていないNi基溶接金属と比べれば程度は極めて低いものの、Cr炭化物が粒界に生成し、粒界近傍にCr欠乏が生じる。このCr欠乏の幅は10nm以下であり、安定化パラメータの規定条件を満たしていないNi基溶接金属におけるCr欠乏の幅50〜300nmと比べれば極めて小さい。このようにCr欠乏の幅が小さいと、強い冷間加工など極端に厳しい条件に置かれなければ応力腐食割れを発生することはないが、一旦発生した応力腐食割れが粒界に沿って成長する場合、その成長はCr欠乏の程度に影響される。

Cr欠乏は、粒界でのCr炭化物析出により生じる。ここで、Cr炭化物析出の決定要因について述べる。

安定化パラメータは、Cの原子濃度に対する安定化元素Nb及びTiの原子含有量の比又は差で表されたものであり、Cの原子濃度に対して安定化元素Nb及びTiの原子濃度を高くすることによってCr炭化物の析出を抑制する思想のもと、実験結果やCr濃度の影響を踏まえて規定値が設定されている。

しかしながら、Cの原子濃度に対して安定化元素Nb及びTiの原子濃度を高くしてMC型炭化物を形成させても、固溶Cを完全になくすことはできず、M₂₃C₆型Cr炭化物は低温になると安定に存在しうるため、平衡論上は Cr炭化物の析出を完全に抑制することはできない。このようなCr炭化物の析出は、溶接の際の冷却過程や溶接後熱処理及び冷却過程で生じていると考えられ、その熱処理や冷却過程の限られた時間で析出量が決定される。

平衡論上のCr炭化物の析出量は、Ni基溶接金属に含まれる全てのCの量によって決定される。したがって、C含有量を下げることは、Cr炭化物の析出量を低減するのに有効である。

安定化パラメータの規定値に従ってNb及びTiを添加すると、MC型炭化物を形成して溶接後熱処理が実施される888〜923KでのCr炭化物の析出を抑制する。これは、M₂₃C₆型Cr炭化物の析出開始（上限）温度が溶接後熱処理温度よりも低くなっているからである。この場合、M₂₃C₆型Cr炭化物の析出は、溶接や溶接後熱処理の冷却過程で温度が析出開始（上限）温度に低下してから開始する。

M₂₃C₆型Cr炭化物の析出開始（上限）温度が高ければ、析出の素過程である拡散の速度が高い状態で析出が開始するので、平衡論上の最大析出量が同じでも、析出開始温度が低い場合と比べて析出量が多くなる。一方で、M₂₃C₆型Cr炭化物の析出開始（上限）温度が低くなると、拡散速度が低くなるため、溶接や溶接後熱処理の冷却過程の限られた時間では実質無視できる程度の析出量となりうる。

このM₂₃C₆型Cr炭化物の析出開始（上限）温度は、Nb含有量が高くなると低下するのに対して、C及びTiの含有量が高くなると上昇する。Nbは、主要な安定化元素であるが、その含有量が高いと異相の生成を招くので、含有量の範囲が限定される。したがって、Nb含有量を一定として考えると、C及びTiの含有量を低くすれば、この析出開始温度を低下させることができるため、M₂₃C₆型Cr炭化物の析出量を低減するのに有効である。

一方で、C含有量が高いと、Ti含有量を低くしても、この析出開始温度を十分に低下させることができないことから、Ti含有量を低くすることで効果を得るための上限のC含有量が存在することがわかる。言い換えれば、C含有量に対して、溶接や溶接後熱処理の冷却過程の限られた時間で実質無視できる程度の析出量とするまでに低減すべきTi含有量の範囲が決まる。

検討の結果、質量%で、C含有量に対してTi含有量を上記計算式（３）に示されるTの値以下とすれば、この効果で得られることがわかった。Ti含有量がTの値を超えると、M₂₃C₆型Cr炭化物の析出量が増加し、粒界腐食抵抗が低下する。

Cは、溶接凝固組織でCr炭化物を生成し、耐粒界腐食性が損なわれることから、不可避不純物として含まれるC含有量を0.040%以下、好ましくは0.025%以下とした。

Siは、脱酸材として添加することにより、合金内の清浄度を高め、酸化物系の不純物を抑制し、溶接部の耐曲げ割れ性を向上する。0.01%以上で脱酸の効果が得られるが、0.50%を超えると靭性が低下する。そこで、Si含有量の範囲を0.01〜0.50%とした。

Mnは、Ni−オーステナイト相を安定化させ、P、S、Siなどの低融点化合物形成元素の固溶化を促進することにより、溶接凝固部における低融点化合物の生成を抑制する効果がある。2.5%以上でその効果を得られる。3.5%を超えると逆に溶接性が低下する。そこで、Mn含有量の範囲を2.5〜3.5%とした。

Pは、鋼中の不純物元素であり、粒界の耐食性を低下させ、溶接時の高温割れの原因となるので、極力含有量を低減するのが望ましく、P含有量を0.020%以下、望ましくは0.010%以下とした。

Sは、溶接金属中の不純物元素であり、粒界の耐食性を低下させ、溶接時の高温割れの原因となるので、含有量を低減するのが望ましく、S含有量を0.015%以下、望ましくは0.005%以下とした。

Crは、耐食性を向上するのに必要な元素であるとともに、溶接部における強度を向上させる元素である。18%以上で効果が得られるが、22%を超えると溶接性を低下させる。そこで、Cr含有量の範囲を18〜22%とした。

Feは、溶接部における強度を向上させる元素であるが、3.0%を超えると耐食性が低下する。そこで、Fe含有量の範囲を3.0%以下とした。

Cuは、不純物として存在する元素である。0.5%を超えると耐食性が低下することがある。そこで、Cu含有量の範囲を0.5%以下とした。

Nbは、CとMC型炭化物を形成することによってCr炭化物の生成を抑制し、粒界鋭敏化を抑制する。2.0%以上でその効果が得られ、3.0%を超えると異相を形成し耐食性が低下する。そこで、Nb含有量の範囲を2.0%〜3.0%、好ましくは2.5%〜3.0%とした。

Tiは、CとともにMC型炭化物を形成することによってCr炭化物の生成を抑制し、粒界鋭敏化を抑制する。少量の含有量からその効果が得られるが、過剰に含有すると逆にCr炭化物が生成する。そのため、含有量は0.19%を上限としてC含有量から上記計算式（３）にて決まるTの値以下とする。

上記の条件を満たすNi基溶接金属を用いることにより、原子力発電プラントなどの腐食性の高い環境において粒界腐食を抑制でき、応力腐食割れ発生に対するポテンシャルを低減できる。さらに、研磨による表面加工層除去、熱処理やピーニングによる応力緩和若しくは応力圧縮化、水質改善対策といった諸対策と併せて実施することにより、応力腐食割れに対する総合的なリスク低減を図り、長期間における原子炉構造物の健全性を維持できる。

表１は、供試材の化学成分を示したものである。表中には、上記計算式（３）で計算したTの値も示している。

製造工程では、まず、真空高周波誘導溶解にて鋳塊を作製し、これを1423Kで7.2〜10.8ks（キロ秒）加熱後、1273〜1423Kの範囲で熱間鍛造、さらに1423Kで3.6〜5.4ks加熱後1273〜1423Kの範囲で熱間圧延して、板厚16mm、板幅150mm程度の板材に加工した。次に、表面の酸化皮膜を削除するために、表面をフライス盤で研削して仕上げて供試材とした。

この供試材に対して、ノンフィラーTIGビードオン溶接を施した。溶接後、表面の外観観察及び浸透探傷法により溶接割れのないことを確認した。続いて、圧力容器の応力緩和を目的とした溶接後熱処理を模擬し、熱処理（896±2Kで86.4ks保持後炉冷）を実施した。

一部の供試材に対して、熱間鍛造により棒材に成形した後、焼鈍、冷間スウェージング及びダイス伸線を繰り返して減径し、伸線した。さらに、それを溶接材料としてNCF600合金を母材にTIG溶接を実施し、溶接金属部を得た。溶接後、同様に表面の外観観察及び浸透探傷法により溶接割れのないことを確認し、圧力容器の応力緩和を目的とした溶接後熱処理を模擬し、熱処理（896±2Kで86.4ks保持後炉冷）を実施した。

粒界腐食性評価試験においては、各供試材のビードオン溶接部より寸法50×15×3(mm)の試験片を採取し、JIS G0572（硫酸・硫酸第二鉄腐食試験法）を準用して、添加する硫酸第二鉄を２倍とした50％硫酸・硫酸第二鉄改良腐食液を用いてストライカ試験を実施した。試験片を沸騰させた腐食液中に86.4ks浸漬し、浸漬前後の重量変化を測定するとともに、浸漬後に曲率半径50mmに曲げて試験片の板幅方向に垂直な中央断面で切断し、中央断面の粒界腐食の測定を実施した。

表２は、粒界腐食性評価試験の結果を示したものである。

本表より、比較例の最大粒界腐食深さは、20μm以上であり、100μmを超えるものもあることがわかる。

また、この粒界腐食性評価試験の条件では、従来の粒界鋭敏化したNi基溶接金属の場合、最大粒界腐食深さが500μmを超える。

これらに対して、実施例は、最大粒界腐食深さが20μm未満と、高い粒界腐食抵抗を示すことがわかる。

表１の供試材の一部に対してSCC発生感受性試験を実施した。

供試材のビードオン溶接部及び溶接金属部より寸法50×10×2(mm)の試験片を採取し、561K、8MPaの高温高圧純水（酸素飽和条件、入口導電率0.1μS/cm未満）中にて試験時間7.2Ms（メガ秒）の隙間付定ひずみ曲げ（CBB）試験を実施した。

以下、隙間付定ひずみ曲げ（CBB）試験の手順を示す。

各供試材に対して50×10(mm)の評価面がフェイスミル切削表面の試験片を作製した。各試験片は、0.2mmのグラファイトウールによる隙間を付与して試験治具に取り付け、評価面に1%曲げひずみを負荷した状態で高温高圧純水中に浸漬した。浸漬した後、試験片の板幅方向に垂直な中央部で切断し、この切断面について応力腐食割れの測定を実施した。

図１は、SCC発生感受性試験の結果を粒界腐食性評価試験の結果とともに示したものである。横軸は表１に示す材料番号であり、縦軸は最大深さの平均値である。

フェイスミル切削加工により、いずれの供試材にもSCCが発生しているものの、実施例は、比較例に比べて最大き裂深さが小さい。この傾向は、粒界腐食性評価試験の結果とも対応しており、粒界腐食抵抗を向上することがSCC発生感受性を低減する要因となっていることを示す。

実施例では、従来の材料と比べてTi含有量を低減していることから、溶接の際の高温割れ感受性についてトランス・バレストレイン試験を用いて評価した。

この試験は、溶接時に過度なひずみを加えることによって故意に高温割れを発生させて、溶接金属間の比較を行うものである。供試材を溶接材料としてNCF600合金を母材にTIG溶接を実施して溶接継手を作製し、溶接金属部が中央部となる寸法150×50×5(mm)の試験片を切り出した。この試験では、試験片の中央の溶接金属部にノンフィラーTIG溶接を施工し、溶接中に溶接線方向に垂直に2%の曲げひずみを加えた。その後、表面観察を実施し、溶接ビード部において溶融プール端部に発生している割れを凝固割れとし、溶融プール端部から離れた位置に発生している割れを延性低下割れとして区別し、測定を行った。

表３は、トランス・バレストレイン試験の結果を示したものである。

本表より、実施例は、従来材として示す比較例と比べて、凝固割れおよび延性凝固割れともに同程度であることがわかる。したがって、実施例における化学成分の限定が、溶接の際の高温割れ感受性に影響を及ぼすことはないと考える。

図２は、実施例の高耐食Ni基溶接金属を用いた沸騰水型原子炉炉心用の各種構造用部材を示したものである。

本原子炉は、蒸気温度286℃、蒸気圧力70.7atg（ゲージ圧）で運転され、発電出力として500、800及び1100MWの発電が可能である。

本図に示す原子炉は、下記の構成を有する。

すなわち、中性子源パイプ５１、炉心支持板５２、中性子計装検出管５３、制御棒５４、炉心シュラウド５５、上部格子板５６、燃料集合体５７、上鏡スプレイノズル５８、ベントノズル５９、圧力容器蓋６０、フランジ６１、計測用ノズル６２、気水分離器６３、シュラウドヘッド６４、給水入口ノズル６５、ジェットポンプ６６、再循環水出口ノズル６７、蒸気乾燥器６８、蒸気出口ノズル６９、給水スパージャ７０、炉水スプレイ用ノズル７１、下部炉心格子７２、再循環水入口ノズル７３、バッフル板７４及び制御棒案内管７５である。

実施例の高耐食Ni基溶接金属は、圧力容器底部の中性子計装検出管５３、制御棒案内管７５に繋がる貫通部の肉盛部及び管接合部、下鏡部のクラッド部、炉心シュラウド５５の支持部、計測用ノズル６２、給水入口ノズル６５並びに再循環水入口ノズル７３の溶接に使用可能である。溶接部に対しては、溶接後、余盛部を研削し、研磨し、必要に応じてピーニングによる残留応力圧縮化処理を行う。

図３は、実施例の高耐食Ni基溶接金属を用いた改良型沸騰水型原子炉炉心用の各種構造用部材を示したものである。

本原子炉は、発電出力として1350MWの発電が可能である。

本図に示す原子炉は、下記の構成を有する。

すなわち、シュラウドヘッド１１４、炉心支持板１５２、圧力容器底部の中性子計装検出管１５３、制御棒１５４、炉心シュラウド１５５、上部格子板１５６、燃料集合体１５７、計測用ノズル１６２、気水分離器１６３、給水入口ノズル１６５、蒸気乾燥器１６８、蒸気出口ノズル１６９、制御棒案内管１７５及びインターナルポンプ２２６である。

実施例の高耐食Ni基溶接金属は、圧力容器底部の中性子計装検出管１５３、制御棒案内管１７５に繋がる貫通部の肉盛部及び管接合部、下鏡部のクラッド部、炉心シュラウド１５５の支持部、計測用ノズル１６２、給水入口ノズル１６５並びに蒸気出口ノズル１６９の溶接に使用可能である。溶接部に対しては、溶接後、余盛部を研削し、研磨し、必要に応じてピーニングによる残留応力圧縮化処理を行う。

以下、溶接構造物の例であるＣＲＤハウジング、ＩＣＭハウジング等について図を用いて説明する。ここで、ＣＲＤは、制御棒駆動機構であり、Control Rod Driveの略称である。また、ＩＣＭは、炉心中性子モニタであり、In-Core Monitorの略称である。

図４は、ＣＲＤハウジングの構造を示す断面図である。

本図において、圧力容器の下鏡部４０１には、ＣＲＤハウジング４０２が設けてある。ＣＲＤハウジング４０２は、下鏡部４０１を貫通した状態であり、下鏡部４０１の内側に設けたスタブチューブ４０３を溶接することによって固定してある。溶接部は、ハウジング／スタブチューブ溶接部４１１及びスタブチューブ／下鏡溶接部４１２であり、これらは、実施例の高耐食Ni基溶接金属を適用する部位である。

ＣＲＤハウジング４０２の上端部には、炉心支持板４０６に設置されたＣＲ案内管４０５が接続してある。ＣＲ案内管４０５は、燃料支持金具４０７を有している。ここで、ＣＲは、制御棒であり、Control Rodの略称である。

ＣＲＤハウジング４０２の下端部には、フランジ４０４が溶接によって固定してある。この溶接部は、ハウジング／フランジ溶接部４１３である。

さらに、下鏡部４０１の内面部には、クラッド４１４が施されている。このクラッド４１４は、実施例の高耐食Ni基溶接金属を適用して溶接肉盛を施したものである。

図５は、ＩＣＭハウジングの構造を示す断面図である。

本図において、圧力容器の下鏡部５０１には、ＩＣＭハウジング５０３が設けてある。ＩＣＭハウジング５０３は、下鏡部５０１を貫通した状態であり、下鏡部５０１の内側で溶接することによって固定してある。溶接部は、ハウジング取付け溶接部５１１及び肉盛座５０７である。ハウジング取付け溶接部５１１は、実施例の高耐食Ni基溶接金属を適用する部位である。

ＩＣＭハウジング５０３は、ＩＣＭ案内管５０２に接続されている。ＩＣＭ案内管５０２は、炉心支持板５０６及びスタビライザ５０５によって支持されている。

ＩＣＭハウジング５０３の下端部には、フランジ５０４が溶接によって固定してある。この溶接部は、ハウジング／フランジ溶接部５１２である。

さらに、下鏡部５０１の内面部には、クラッド５１３が施されている。このクラッド５１３は、実施例の高耐食Ni基溶接金属を適用して溶接肉盛を施したものである。

図６Ａは、差圧検出配管及びほう酸水注入配管を示す断面斜視図である。

本図において、圧力容器６０１には、ほう酸水注入配管６０３及び差圧検出配管６０４が設けてある。これらは、シュラウド６０２に設けられた複数のサポート６０５によって支持されている。差圧検出配管６０４は、炉心支持板６０６にも支持されている。

図６Ｂは、ほう酸水注入配管の溶接部を示す拡大断面図である。

本図は、圧力容器６０１を貫通したほう酸水注入配管６０３がノズル取り付け溶接部６１３及び肉盛座６１２によって固定されている状態を示したものである。ほう酸水注入配管６０３は、ノズル６１１を有する。肉盛座６１２は、実施例の高耐食Ni基溶接金属を適用する部位である。

図７は、レグ型のシュラウドサポートシリンダ及びシュラウドサポートプレートの溶接部を示す断面斜視図である。

本図において、圧力容器７０１には、シュラウド７０５及びシュラウドサポートシリンダ７０３が設けてある。シュラウドサポートシリンダ７０３は、シュラウドサポートレグ７０４及びシュラウドサポートプレート７０２によって支持されている。

溶接部７１１、７１２、７１３、７１４、７１５には、実施例の高耐食Ni基溶接金属を適用する。

なお、溶接部７１１は、Ni基合金製のシュラウドサポートシリンダ７０３とステンレス鋼製のシュラウド７０５とを接合した異材溶接継手部である。

図８は、ブラケット型のシュラウドサポートシリンダ及びシュラウドサポートプレートの溶接部を示す断面斜視図である。

本図において、圧力容器８０１には、シュラウドサポートシリンダ８０２が設けてある。シュラウドサポートシリンダ８０２は、シュラウドサポートブラケット８０４及びシュラウドサポートプレート８０３によって支持されている。

溶接部８１１、８１４、８１５、８１６には、実施例の高耐食Ni基溶接金属を適用する。このほか、符号８１２、８１３、８１７の部位にも溶接が施されている。符号８１７は、実施例の高耐食Ni基溶接金属による溶接肉盛である。

改良型沸騰水型原子炉では、再循環方式を沸騰水型原子炉の外部再循環ポンプ及びジェットポンプからインターナルポンプに変更しており、再循環系配管が不要であることが特徴の一つである。インターナルポンプを取り付けるノズル部は、原子炉圧力容器内に温度及び圧力変化を生じても、インターナルポンプの回転機能へ影響を与えず、また、電動機部への熱の伝達が少なくなるようなスリーブ型最適形状とした。また、炉内構造物も、インターナルポンプ採用による流動振動への影響を少なくしている。

沸騰水型原子炉及び改良型沸騰水型原子炉において、実施例の高耐食Ni基溶接金属で作製した各部材は、応力腐食割れによる材料損傷に対して裕度が向上しており、応力腐食割れ要因である応力及び水質に対する施策と組み合わせることにより、制御棒や燃料集合体といった交換機器を除き、３０年以上無交換で使用可能となることが見込まれる。

本発明の高耐食Ni基溶接金属を用いることにより、腐食性の高い環境や照射環境で粒界腐食を抑制でき、応力腐食割れ発生に対するポテンシャルを低減できる。さらに、研磨による表面加工層除去、熱処理やピーニングによる応力緩和若しくは応力圧縮化、水質改善対策といった諸対策と併せて実施することにより、応力腐食割れに対する総合的なリスク低減を図り、原子炉構造物の健全性を維持できる。同様に、応力腐食割れ対策が必要となる加圧水型原子炉など、他の型の原子炉や開発中の次世代原子炉に対しても有効に機能することが期待される。

本発明によれば、原子炉構造物の高温高圧水にさらされる部材での応力腐食割れの発生を抑制することが可能である。本発明のNi基溶接金属は、原子炉構造物に対して適用するのに好適である。さらに、本発明のNi基溶接金属は、粒界腐食を生じやすい環境となる化学プラントに適用するのに好適である。

５１：中性子源パイプ、５２：炉心支持板、５３：中性子計装検出管、５４：制御棒、５５：炉心シュラウド、５６：上部格子板、５７：燃料集合体、５８：上鏡スプレイノズル、５９：ベントノズル、６０：圧力容器蓋、６１：フランジ、６２：計測用ノズル、６３：気水分離器、６４：シュラウドヘッド、６５：給水入口ノズル、６６：ジェットポンプ、６７：再循環水出口ノズル、６８：蒸気乾燥器、６９：蒸気出口ノズル、７０：給水スパージャ、７１：炉水スプレイ用ノズル、７２：下部炉心格子、７３：再循環水入口ノズル、７４：バッフル板、７５：制御棒案内管、１５３：中性子計装検出管、１７５：制御棒案内管、１５５：炉心シュラウド、１６２：計測用ノズル、１６５：給水入口ノズル、１６９：蒸気出口ノズル。

Claims

質量基準でCr：18.0〜22.0%を含むNi基合金であって、質量基準でC：0.040%以下、Si：0.50%以下、Mn：2.5〜3.5%、P：0.020%以下、S：0.015%以下、Cu：0.50%以下、Fe：3.0%以下、Nb：2.0〜3.0%、Ti：0.19%以下を含み、残部がNi及び不可避不純物であり、Ti含有量は、下記式（式中、C_Cは、Cの含有量（質量%）である。）で算出されるTの値以下であることを特徴とする高耐食Ni基溶接金属。
T＝0.19−4.6×C_C
質量基準でC：0.025%以下、P：0.010%以下、S：0.005%以下、Nb：2.5〜3.0%を含むことを特徴とする請求項１記載の高耐食Ni基溶接金属。
請求項１又は２に記載の高耐食Ni基溶接金属を用いた溶接継手部を含むことを特徴とする溶接構造物。
成形のため、表面部に機械加工又はグラインダ研削加工を施した後、研磨剤を用いて研摩することにより前記表面部の強加工部を除去したことを特徴とする請求項３記載の溶接構造物。
ピーニング処理又は研磨剤を用いた研摩処理を施すことにより、表面部の残留応力を圧縮化したことを特徴とする請求項３記載の溶接構造物。
請求項１又は２に記載の高耐食Ni基溶接金属を用いた溶接継手部を含むことを特徴とする原子力発電プラント。