JP2014005509A - 高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼及び溶接継手構造 - Google Patents

Abstract

【課題】粒界腐食抵抗をさらに増大でき、脆化を抑制できる高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Cr17〜26％、Ni14〜24％、C0.001〜0.020％、Si0.1〜1.0％、Mn0.1〜2.0％、P0.030％未満、S0.015％以下、Mo0.001〜3.0％、N0.001〜0.04％、Ta0.01〜1.0％を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなり、C1値及びC2値がC1値≧(20×C2値+24)の関係にあり、DSC値が15.1未満、DR値が12未満、SR値が20.0未満になっている。
【選択図】図８

Description

本発明は、高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼及び溶接継手構造に係り、特に、原子力発電プラントの、厳しい腐食環境に曝され応力腐食割れが問題となる構造部材に適用するのに好適な高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼及び溶接継手構造に関する。

沸騰水型原子力発電プラントの、原子炉に用いられる炉内構造物及び再循環系配管には、近年、ＳＵＳ３１６Ｌ鋼といった炭素含有量の低い、耐応力腐食割れ性の高いオーステナイト系ステンレス鋼（低炭素ステンレス鋼）が用いられている。

しかしながら、これらの炉内構造物及び再循環系配管、特に、それらの機械加工が施された表面が残留した部位では、炉水に接する表面に引張残留応力が存在する位置で、炉水の酸化性環境の作用により、プラントの運転中に応力腐食割れを引き起こす損傷事例が顕在化しつつある。このような引張残留応力は、製造過程、特に、溶接施工時に、溶接金属部の凝固収縮により溶接部周辺に発生するほか、機械加工によって施工表面に発生することもある。

応力腐食割れは、材料、応力及び環境（水質）のすべての要因が重なった条件下で発生するとされている。それぞれの要因を緩和する対策が施行され、原子力プラントの構造部材の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。応力対策としては、溶接及び加工によって発生した引張応力の緩和もしくは圧縮応力化を指向して熱処理及び表面処理が提案され、提案の一部が実施されている。また、環境対策としては、炉水の、不純物低減、導電率及び溶存酸素量の厳格な管理が提案され、腐食電位の引き下げを指向する水素注入及び貴金属注入が適用されている。他方、材料対策としては、製造時にグラインダ研削などで生じた、構造部材の表面加工層を研磨によって除去するなどの、冷間加工の影響の低減が図られている。しかしながら、長期間にわたる健全性を担保するためには、耐食性に対してより一層の信頼性の高い材料が求められている。

従来から、高温水中での応力腐食割れ抑制のため、その素過程の一つである粒界腐食を抑制する方法が検討されてきた。例えば、Ｃｒ及びＭｏといった耐食性に有効な元素の含有量を最適化したり、Ｃの添加量を低減してＣｒ炭化物の粒界析出によるＣｒ欠乏領域の生成を防止したりしている。さらには、耐粒界腐食性に有害な元素であるＰ及びＳの含有量を低減する手法がある。これらの知見の多くは既に実施されている。近年では、例えば、特開平６−１２２９４６号公報に記載されているように、低炭素ステンレス鋼の粒界腐食の要因としてラーベス相及びχ相の粒界析出を特定し、これらの析出を抑制する化学成分が提案されている。

近年、顕在化しつつある低炭素ステンレス鋼の応力腐食割れは、製造時における機械加工との関わりが指摘されている。強加工を受けた構造部材の表面で貫粒型の応力腐食割れも観察されるため、応力腐食割れに対して信頼性の高い材料を得るには粒界腐食抵抗だけでなく、基材そのものの耐食性向上も必要である。例えば、特開２００６−２９１３２５号公報及び特開２００９−１６１８０２号公報には、応力腐食割れへの機械加工の影響を想定し、Ｃｒ濃度を高くするなど化学成分組成を限定して応力腐食割れを抑制するオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。特開２００９−７９２４０号公報では、固溶ＣならびにＮ濃度を低減したＳＣＣ進展速度の遅いオーステナイト系ステンレス鋼が記載されている。

基材そのものの一般的な耐食性が高いステンレス鋼として、化学プラント等で使用されている、Ｃｒ及びＮｉ濃度の高い３１０Ｓステンレス鋼、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｏ濃度の高い８３６Ｌステンレス鋼などがある。しかしながら、製造性及び経済性の懸念から、これらの材料の大型構造部材への適用は進んでいない。このようなＣｒ及びＭｏ濃度の高いステンレス鋼は、熱間加工性が３０４ステンレス鋼及び３１６ステンレス鋼に比べて低く、熱処理及び元素の添加によって脆化相を生成しやすい。また、Ｃｒ及びＭｏ濃度の高いステンレス鋼は、粒界腐食に対して必ずしも高い抵抗を示すわけではない。例えば、２５％Ｃｒ−２０％Ｎｉの３１０ステンレス鋼では、Ｐの偏析、熱鋭敏化などによって粒界腐食が生じることがある。

この粒界腐食抵抗を微量元素の添加により改善したステンレス鋼が開発されている。このステンレス鋼は、例えば、特公平５−２５９４５号公報、特開平５−２６３１３１号公報及び特開平６−３０６５４８号公報に記載されている。特公平５−２５９４５号公報は、粒界腐食の原因となるＰ及びＣと親和力の強いＭｏを０．５％までもしくはＮｂを０．１％まで添加することによって粒界応力腐食割れを低減させたステンレス鋼を開示している。使用済核燃料再処理設備のような、高温の硝酸溶液にさらされる環境で使用するのに好適な、粒界腐食の発生原因であるＣを固着させるためにＮｂを添加したステンレス鋼が、特開平５−２６３１３１号公報及び特開平６−３０６５４８号公報などに開示されている。しかしながら、このようなＭｏ及びＮｂの添加は脆化相の生成、さらには熱間加工性及び溶接性の低下を招くことがある。

原子炉内では、炉内構造物が中性子照射環境にさらされるため、長期間の使用で炉内構造物の材質が変化して応力腐食割れ感受性が上昇し、照射誘起応力腐食割れを生じる可能性が指摘されている。したがって、長期間使用される炉内構造物には、耐照射誘起応力腐食割れ性の高いステンレス鋼が求められている。応力腐食割れ感受性の上昇を引き起こす有力な要因の一つとして、放射線照射により粒界のＳｉ及びＰ濃度が増加し、Ｃｒ濃度が低下する照射誘起偏析が考えられている。特開昭６２−１０７０４７号公報では、３０４Ｌステンレス鋼においてＳｉ及びＰ濃度を低減し照射誘起偏析による粒界の耐食性低下を防ぎ、Ｃ濃度を０．０２％以下に低減しＭｏを１％まで添加することによりＣｒ炭化物の生成を抑制したステンレス鋼が記載されている。特公平７−１００８４２号公報では、３０４Ｌステンレス鋼及び３１６Ｌステンレス鋼に、Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｚｒを添加することにより水素イオン照射に伴う粒界応力腐食割れ感受性を低下させることが説明されている。また、特開平５−５９４９４号公報では、３１６Ｌステンレス鋼に、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｚｒを添加することにより電子線照射に伴う粒界のＣｒ濃度を低下させることが開示されている。また、特開平８−１６５５４５号公報には、３０４Ｌ及び３１６Ｌステンレス鋼において、照射による硬化及び照射誘起偏析現象を加速するＮ、及び粒界偏析により粒界の耐食性を低下するＰを低減したステンレス鋼が記載されている。

近年、ステンレス鋼の材料組織に着目して、耐応力腐食割れ性を向上させる手法が提案されている。結晶粒径に着目し、結晶の粗粒化もしくは細粒化を指向したものがある。例えば、特開平８−２４６１０６号公報及び特開平８−３３７８５３号公報には結晶の細粒化によって、特開２００５−２３３４３号公報には結晶の粗粒化によって、さらには特許第２８９７６９４号公報には結晶の単結晶化によって、応力腐食割れ及びその素過程の一つである粒界腐食を抑制できることがそれぞれ示されている。また、ステンレス鋼の粒界構造に着目して、耐食性に有効な構造を有する粒界の比率を増やすことにより、応力腐食割れの素過程の一つである粒界腐食の抑制を指向したものがある。例えば、特許第２９８３２８９号公報、特許第４１７６５４６号公報、特開２００３−２５３４０１号公報、及び特開２００５−１５８９６公報には、オーステナイト系ステンレス鋼を対象に耐食性に有効な低エネルギー粒界（双晶粒界などの特殊粒界）の比率を増やすことにより耐粒界腐食性が向上することが記載されている。

特開平６−１２２９４６号公報 特開２００６−２９１３２５号公報 特開２００９−１６１８０２号公報 特開２００９−７９２４０号公報 特公平５−２５９４５号公報 特開平５−２６３１３１号公報 特開平６−３０６５４８号公報 特開昭６２−１０７０４７号公報 特公平７−１００８４２号公報 特開平５−５９４９４号公報 特開平８−１６５５４５号公報 特開平８−２４６１０６号公報 特開平８−３３７８５３号公報 特開２００５−２３３４３号公報 特許第２８９７６９４号公報 特許第２９８３２８９号公報 特許第４１７６５４６号公報 特開２００３−２５３４０１号公報 特開２００５−１５８９６号公報

特許第２９８３２８９号公報、特許第４１７６５４６号公報、特開２００３−２５３４０１号公報及び特開２００５−１５８９６公報等に記載された材料組織を制御したオーステナイト系ステンレス鋼は、素材製造プロセスにおいて複雑かつ高度な制御が必要であるため製造可能な寸法が小さくなるほか、プラントの製造工程を考慮すると、成形加工及び溶接により当初の制御組織が維持されない恐れがあり、プラントへの適用のために解決すべき課題も多い。

また、Ｃｒ濃度の高いステンレス鋼にＶ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｔｉ，Ｈｆ，Ｚｒを添加した場合における照射誘起偏析現象を報告した文献はほとんどない。このような元素の添加によって脆化相の生成、熱間加工性及び溶接性の低下を招く恐れがあるため、特に、大型構造物を製造する場合において熱間加工性及び溶接性を確保するためには、主要成分も含めて相安定性を踏まえたステンレス鋼の成分設計が必要である。

本発明の目的は、粒界腐食抵抗をさらに増大させることができ、脆化を抑制することができる高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼及び溶接継手構造を提供することにある。

上記した目的を達成する本発明の特徴は、質量％で、Ｃｒを１７〜２６％、Ｎｉを１４〜２４％、Ｃを０．００１〜０．０２０％、Ｓｉを０．１〜１．０％、Ｍｎを０．１〜２．０％、Ｐを０．０３０％未満、Ｓを０．０１５％以下、Ｍｏを０．００１〜３．０％、Ｎを０．００１〜０．０４％、及びＴａを０．０１〜１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
下記の（１）式で示されるＣ１値と下記の（２）式で示されるＣ２値がＣ１値≧２０×Ｃ２値＋２４の関係にあり、下記の（３）式で示されるＤＳＣ値が１５．１未満、下記の（４）式で示されるＤＲ値が１２未満及び下記の（５）式で示されるＳＲ値が２０．０未満であることにある。
Ｃ１値＝Ｃｒ＋Ｍｏ …（１）
Ｃ２値＝１５×Ｃ―２×Ｎｂ―Ｔａ …（２）
ＤＳＣ値＝Ｃｒ−０．５５×Ｎｉ＋０．９９×Ｍｏ …（３）
ＤＲ値＝Ｃｒ−０．７２×Ｎｉ＋０．８４×Ｍｏ …（４）
ＳＲ値＝Ｃｒ−０．３８×Ｎｉ＋０．１７×Ｍｏ＋０．０９１×Ｍｏ×Ｎｉ＋１．５８×Ｓｉ＋０．３１×Ｍｎ＋１．２×Ｎｂ＋１．７×Ｔａ …（５）
ただし、（１）式〜（５）式に記載された各元素記号は各元素の質量％である。

Ｃ１値≧２０×Ｃ２値＋２４を満足するので、オーステナイト系ステンレス鋼の粒界腐食抵抗を向上させることができ、ＤＳＣ値が１５．１未満、ＤＲ値が１２未満及びＳＲ値が２０．０未満であるので、オーステナイト系ステンレス鋼の脆化を抑制することができる。さらに、Ｃ２値が０以下になるようにＴａが含まれており、炭素と結びつかない固溶Ｔａが存在するので、粒界におけるＣｒの照射誘起偏析を抑制することができる。

上記した目的は、質量％で、Ｃｒを１７〜２６％、Ｎｉを１４〜２４％、Ｃを０．００１〜０．０２０％、Ｓｉを０．１〜１．０％、Ｍｎを０．１〜２．０％、Ｐを０．０３０％未満、Ｓを０．０１５％以下、Ｍｏを０．００１〜３．０％、及びＮを０．００１〜０．０４％を含有し、且つ０．０１〜０．４％のＮｂ及び０．０１〜１．０％のＴａのうち少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
上記の（１）式で示されるＣ１値と上記の（２）式で示されるＣ２値がＣ１値≧２０×Ｃ２値＋２４の関係にあり、上記の（３）式で示されるＤＳＣ値が１５．１未満、上記の（４）式で示されるＤＲ値が１２未満、及び上記の（５）式で示されるＳＲ値が２０.０未満であり、下記の（６）式で示されるＤＬ値が６．６を超えていることによっても達成できる。
ＤＬ値＝Ｃｒ−０．９４×Ｎｉ＋１．４×Ｍｏ …（６）
ただし、（６）式に記載された各元素記号は各元素の質量％である。

この特徴によれば、オーステナイト系ステンレス鋼における粒界腐食抵抗の向上、脆化の抑制及び粒界におけるＣｒの照射誘起偏析の抑制を図ることができ、ＤＬ値が６．６を超えているので、オーステナイト系ステンレス鋼の溶接割れを抑制することができる。粒界におけるＣｒの照射誘起偏析の抑制は、Ｃ２値が０以下になるようにＴａ及びＮｂの少なくとも一種が含まれており、炭素と結びつかない固溶Ｔａ及び固溶Ｎｂの少なくとも一種が存在することによって達成できる。

上記した目的は、質量％で、Ｃｒを１７〜２６％、Ｎｉを１４〜２４％、Ｃを０．００１〜０．０２０％、Ｓｉを０．１〜１．０％、Ｍｎを０．１〜２．０％、Ｐを０．０３０％未満、Ｓを０．０１５％以下、Ｍｏを０．４〜３．０％、及びＮを０．００１〜０．０４％を含有し、且つ０．０１〜０．４％のＮｂ及び０．０１〜１．０％のＴａのうち少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
上記の（１）式で示されるＣ１値と上記の（２）式で示されるＣ２値がＣ１値≧２０×Ｃ２値＋２４の関係にあり、上記の（３）式で示されるＤＳＣ値が１５．１未満、上記の（４）式で示されるＤＲ値が１２未満及び上記の（５）式で示されるＳＲ値が２０．０未満であることによっても達成できる。

この特徴によっても、オーステナイト系ステンレス鋼における粒界腐食抵抗の向上、脆化の著しい抑制及び粒界におけるＣｒの照射誘起偏析の抑制を図ることができる。粒界におけるＣｒの照射誘起偏析の抑制は、Ｃ２値が０以下になるようにＴａ及びＮｂの少なくとも一種が含まれており、炭素と結びつかない固溶Ｔａ及び固溶Ｎｂの少なくとも一種が存在することによっても達成できる。Ｍｏを０．４〜３．０％含んでいるので、オーステナイト系ステンレス鋼の、粒界鋭敏化及び照射環境下での照射誘起偏析をそれぞれ抑制することができ、耐食性を向上させることができる。

発明者らは、粒界腐食抵抗をさらに増大させることができ、脆化を抑制することができる高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼について検討を行った。この検討結果に基づいて上記した本発明の特徴点を見出したのである。その検討内容を以下に説明する。

現行の原子力プラントの製造プロセスでは、製造時において原子力プラントの構造部材に対する機械加工は避けることができない。この機械加工時に構造部材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もしくは応力圧縮化対策、水質改善対策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、オーステナイト系ステンレス鋼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、応力腐食割れに対する総合的なリスクのさらなる低減を図るものである。

応力腐食割れに対する万全な健全性を確保するため、Ｃｒ濃度を高くし、さらにＭｏを添加することにより、オーステナイト系ステンレス鋼自体の耐食性を従来のオーステナイト系ステンレス鋼よりも向上させる。さらに、粒界型応力腐食割れに対する施策も必要である。Ｃｒ炭化物析出に伴う粒界鋭敏化を抑制するために、Ｃ濃度の低減と共に鋭敏化抑制元素であるＭｏ、もしくはＣ安定化元素であるＮｂ及びＴａの少なくとも１つを添加することが望ましい。Ｎｂ、Ｔａは、また、オーステナイト相の平均原子直径に対して大きな直径を有する元素であり、放射線照射によって生じた空孔の粒界移動を妨げ、照射誘起偏析を抑制することができる。Ｎｂ，ＴａがＣを安定化し、粒界腐食抵抗を高めるには、含有するＣ濃度に対応した一定濃度以上のＮｂ，Ｔａを含有する必要がある。また、粒界で欠乏することにより粒界耐食性を損なうＣｒ及びこのＣｒ欠乏を抑制するＭｏの濃度も、このＮｂ、ＴａのＣ安定化による粒界腐食抵抗の向上に影響する。

ここで、発明者らは、以上のことを考慮し、本発明の高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼の組成について検討した。

Ｃは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度を確保する上で必要な元素であり、０．００１％以上でその強度を確保することができる。０．０２０％を超えると、Ｃｒ炭化物の粒界析出による粒界鋭敏化が顕著となり、耐粒界腐食性が損なわれる。そこで、Ｃの含有量の範囲を０．００１〜０．０２０％とした。

Ｓｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の素材製造工程で脱酸材として必要な元素であり、０．１％以上で脱酸の効果を得ることができる。しかし、１．０％を超えると靭性が低下する。そこで、Ｓｉの含有量の範囲を０．１〜１．０％とした。

Ｍｎは、オーステナイト系ステンレス鋼の素材製造工程で脱酸に有効な元素であり、０．１％以上で脱酸の効果を得ることができるが、２．０％を超えると耐食性が低下する。そこで、Ｍｎの含有量の範囲を０．１〜２．０％とした。

Ｐは、オーステナイト系ステンレス鋼中の不純物元素であり、結晶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。このため、Ｐの含有量は極力低減することが望ましい。しかし、Ｐの含有量を低減するには素材製造コストが高くなるため、経済性を考慮し、現行の通常の製造プロセスの水準である０．０３０％未満とした。

Ｓも、オーステナイト系ステンレス鋼中の不純物元素である。Ｓは、結晶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、Ｓの含有量は極力低減することが望ましく、その含有量は０．０１５％以下とした。

Ｃｒは、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を向上するのに必要な元素であり、高温水環境では１７％以上で耐食性向上の効果を得ることができる。しかし、Ｃｒの含有量が２６％を超えると、熱間加工性を低下させ、経済性を損ねる。そこで、Ｃｒ含有量の範囲を１７％〜２６％とした。

Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性の向上及びオーステナイト相の形成に有効な元素であり、１４％以上でこれらの効果を得ることができる。Ｎｉの含有量が２４％を超えると、オーステナイト相の安定度が増し、オーステナイト系ステンレス鋼の加工性及び溶接性を低下させるので、経済性を損ねる。そこで、Ｎｉの含有量の範囲を１４％〜２４％とした。

Ｍｏは、オーステナイト系ステンレス鋼の、粒界鋭敏化及び照射環境下での照射誘起偏析をそれぞれ抑制し、耐食性を向上させる作用を有する。Ｍｏを０．４％以上含有させることでその効果が得られるが、３．０％を超えると、金属間化合物が粒界析出し、耐粒界腐食性が劣化する。そこで、Ｍｏの含有量を３％以下にした。

Ｎは、オーステナイト系ステンレス鋼の強度を確保する上で必要な元素であり、０．００１％以上で十分な強度を得ることができる。しかしながら、Ｎの含有量を０．０４％よりも大きくすると、オーステナイト系ステンレス鋼の照射誘起応力腐食割れ感受性が増加する。このため、Ｎの範囲は０．００１％〜０．０４％にした。

Ｎｂ及びＴａは、少量の含有量からＣと炭化物を形成し、粒界鋭敏化を抑制する。さらに照射環境下でＣｒの照射誘起偏析を抑制し、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を向上させる作用を有する。オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性の向上が要求される場合には、Ｎｂ及びＴａの少なくとも１つを０．０１％以上含有させる。Ｎｂ及びＴａの少なくとも１つを０．０１％以上含むことによって、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性が向上する。Ｎｂは０．４％を超えると、Ｔａは１．０％を超えると、オーステナイト系ステンレス鋼の耐食性の向上が飽和する。そこで、Ｎｂ及びＴａの少なくとも１つをオーステナイト系ステンレス鋼に含有させるとき、Ｎｂの場合には０．０１％〜０．４％の範囲で、Ｔａの場合には０．０１〜１．０％の範囲で含有させる。

Ｔｉは、Ｎｂ及びＴａと同様に少量の含有量からＣと炭化物を形成し、オーステナイト系ステンレス鋼の粒界鋭敏化を抑制する。一方、Ｔｉは、照射環境下でのＣｒの照射誘起偏析抑制効果がＮｂ及びＴａよりも小さく、Ｎｂ及びＴａとともにオーステナイト系ステンレス鋼に多量に含ませると脆化相の析出を促進する。このため、Ｔｉの含有量は０．０２％以下とする。

Ｚｒは、Ｎｂ及びＴａと同様に少量の含有量からＣと炭化物を形成し、オーステナイト系ステンレス鋼の粒界鋭敏化を抑制する。しかしながら、Ｎｂ及びＴａとともに多量のＺｒをオーステナイト系ステンレス鋼に含ませると脆化相の析出を促進する。このため、Ｚｒの含有量は０．０２％以下まで含有してもよい。

本発明の高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼は、上記した組成を有している。

発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼の粒界腐食抵抗の向上について、検討を行った。オーステナイト系ステンレス鋼の粒界でのＣｒ欠乏に関わるＣ１値が、（１）式で表され、オーステナイト系ステンレス鋼に含まれるＣｒ及びＭｏの各質量％を（１）式に代入することによって求められる。

Ｃ１値＝Ｃｒ＋Ｍｏ（質量％） …（１）
オーステナイト系ステンレス鋼内でのＣｒ炭化物の形成に影響を与える固溶Ｃ濃度に関わるＣ２値が、（２）式で表され、オーステナイト系ステンレス鋼に含まれるＣ、Ｎｂ及びＴａの各質量％を（２）式に代入することによって求められる。

Ｃ２値＝１５×Ｃ―２×Ｎｂ―Ｔａ（質量％） …（２）
（１）式及び(２)式に記載された各元素記号は各元素の質量％である。

発明者らは、（１）式で示されるＣ１値が、（２）式で示されるＣ２値を考慮し、Ｃ１≧（２０×Ｃ２＋２４）を満足すれば、オーステナイト系ステンレス鋼が、Ｎｂ及びＴａの少なくとも１つによるＣ安定化により高い粒界腐食抵抗が得られることを新たに見出した（図８参照）。

さらに、発明者らは、本発明の上記した組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼（便宜的に本発明材という）の試験片、及び３１６Ｌステンレス鋼の試験片を用いて、Ｎｂ及びＴａによるＣｒの照射誘起偏析の抑制を実験により確認した。これらの試験片に、照射温度３００℃でＮｉイオンを５ｄｐａ照射し、Ｃｒの偏析量とＣ２値の関係を調べた。Ｎｉイオンの照射は、試験片への中性子照射の代用として行っている。３１６Ｌステンレス鋼はＮｂ及びＴａを含んでいない。Ｎｂ及びＴａによるＣｒの照射誘起偏析の抑制効果を、図１を用いて説明する。（２）式で示されるＣ２値の負値は、Ｃと結合しない固溶Ｎｂまたは固溶Ｔａの、含有量に対応する量であり、図１のように、Ｃ２値が負値を示す場合、Ｎｉイオン照射後における本発明材の粒界Ｃｒ偏析量（低下量）は、３１６Ｌステンレス鋼の点線で示された粒界Ｃｒ偏析量（低下量）よりも小さくなった。このように、固溶Ｎｂ（Ｎｂ：０．０１％〜０．４％）または固溶Ｔａ（Ｔａ：０．０１〜１．０％）が存在する本発明材は、照射誘起Ｃｒ偏析を抑制することができる。上記のそれぞれの含有量の範囲でＮｂ及びＴａが固溶している本発明材でも同様な効果が得られる。

一方で、Ｃｒ及びＭｏのそれぞれの含有量を多くし、Ｎｂ，Ｔａを添加するとオーステナイト系ステンレス鋼においてσ相が析出しやすくなり、材料が脆化するほか、σ相の析出は耐食性も低下させる。そこで、発明者らは、σ相に関わる相平衡の化学成分依存性について鋭意検討を行った。この結果、Ｃｒ含有量が多く、Ｍｏを添加した場合でもオーステナイト系ステンレス鋼が脆化せず、耐食性も向上できる組成範囲を見出した。

オーステナイト系ステンレス鋼の脆化を抑制するためには、オーステナイト系ステンレス鋼の製造過程で熱間鍛造及び圧延といった熱加工プロセスが行われる９５０〜１２５０℃の温度域（この温度域を熱加工プロセス温度領域という）において、速度論的に、望ましくは平衡論的にσ相を析出させないことが必要である。σ相の生成には２つのケースがあり、第１のケースはσ相がオーステナイト母相から析出する場合、第２のケースはσ相が析出もしくは晶出したδ−フェライト相から析出する場合である。オーステナイト母相と比べて、δ−フェライト相はＣｒ及びＭｏの各濃度が高く、σ相も同じくＣｒ及びＭｏの各濃度が高いので、δ−フェライト相が存在するとσ相は析出しやすくなる。

上記した組成を有するオーステナイト系ステンレス鋼において、σ相が析出するケースとして、以下に示す（Ａ）、（Ｂ）及び（Ｃ）の３つのケースがある。（Ａ）オーステナイト系ステンレス鋼の融点近傍で析出もしくは晶出したδ−フェライト相が平衡状態で熱加工プロセス温度域まで安定であり、σ相とδ−フェライト相が共存する温度域が存在する。（Ｂ）オーステナイト系ステンレス鋼の融点近傍で析出もしくは晶出したδ−フェライト相が平衡状態で熱加工プロセス温度領域まで安定である。熱加工プロセス中もδ−フェライト相が残留してＣｒ及びＭｏの各濃度が高まり、温度が低下した状態での熱加工プロセス及び冷却中にオーステナイト母相ではなく、残留したδ−フェライト相からσ相が析出する。（Ｃ）オーステナイト系ステンレス鋼の熱加工プロセス温度域までσ相が安定な場合は、σ相がオーステナイト母相から析出する可能性がある。上記の３つのケースのうち、最もσ相が析出しやすいのはケースＡであり、次にσ相が析出しやすいのはケースＢである。

発明者らは、これらの３つのケースにおいて、σ相の析出を抑制できる対策を検討した。この検討の結果、発明者らは、ケースＡのσ相の析出はＤＳＣ値を１５．１未満にすることにより回避でき、ケースＢのσ相の析出はＤＲ値を１２未満にすることにより回避でき、ケースＣのσ相の析出はＳＲ値を２０．０未満にすることにより回避できるという新たな知見を得ることができた。これらの知見を以下に説明する。

融点近傍で析出もしくは晶出したδ−フェライト相が平衡状態で熱加工プロセス温度領域まで安定であり、σ相とδ−フェライト相が共存する温度域が存在する場合（ケースＡ）を回避するためには、下記の（３）式で示されるＤＳＣ値を１５．１未満にする必要がある。

ＤＳＣ値＝Ｃｒ−０．５５×Ｎｉ＋０．９９×Ｍｏ（質量％） …（３）
（３）式に記載された各元素記号は各元素の質量％である。

ＤＳＣ値が１５．１以上になるケース（Ａケース）では、図２（Ａ）に示すように、オーステナイト系ステンレス鋼において、σ相とδ−フェライト相が共存する温度域が存在している。両方の相が共存する温度域では、δ−フェライト相からσ相が析出しやすい。図２において、縦軸はオーステナイト系ステンレス鋼におけるσ相及びδ−フェライト相の存在率を示し、横軸はオーステナイト系ステンレス鋼の温度を示している。以下に述べる図３から図５のそれぞれの縦軸および横軸も、図２と同じである。

ＤＳＣ値が１５．１未満になると、図２(Ｂ)に示すように、σ相とδ−フェライト相が共存する温度域が無くなり、この温度域で生じるδ−フェライト相からσ相の析出を回避することができる。このため、オーステナイト系ステンレス鋼でのσ相の析出を大幅に抑制することができ、オーステナイト系ステンレス鋼の脆化を著しく抑制することができる。

融点近傍で析出もしくは晶出したδ−フェライト相が平衡状態で熱加工プロセス温度域まで安定である場合（ケースＢ）を回避するためには、下記の（４）式で示されるＤＲ値を１２未満にする必要がある。

ＤＲ値＝Ｃｒ−０．７２×Ｎｉ＋０．８４×Ｍｏ（質量％） …（４）
（４）式に記載された各元素記号は各元素の質量％である。

ＤＲ値が１２以上になるケース（ケースＢ）では、図３（Ａ）に示すように、オーステナイト系ステンレス鋼において、熱加工プロセス温度領域（９５０〜１２５０℃）の上限の温度（１２５０℃）より下方で熱加工プロセス温度領域の一部の温度領域に、安定なδ−フェライト相が存在する。このため、σ相が、オーステナイト系ステンレス鋼の製造過程における熱間鍛造及び圧延といった熱加工プロセスにおいて、熱加工プロセス温度領域で存在するδ−フェライト相から析出する。

ＤＲ値が１２未満になると、図３（Ｂ）に示すように、熱加工プロセス温度領域でδ−フェライト相が存在しなくなる。このため、オーステナイト系ステンレス鋼に対して熱加工プロセスを実施したときに、σ相が熱加工プロセス温度領域に存在するδ−フェライト相から析出することを回避することができる。オーステナイト系ステンレス鋼でのσ相の析出を抑制することができ、オーステナイト系ステンレス鋼の脆化を抑制することができる。

ＤＳＣ値を１５．１未満にし、さらに、ＤＲ値を１２未満にすることによって、ＤＳＣ値を１５．１未満にすることによって達成できるオーステナイト系ステンレス鋼の脆化抑制を、さらに促進させることができる。

オーステナイト系ステンレス鋼の熱加工プロセス温度域までσ相が安定な場合（ケースＣ）を回避するためには、下記の（５）式で示されるＳＲ値を２０．０未満にする必要がある。

ＳＲ値＝Ｃｒ−０．３８×Ｎｉ＋０．１７×Ｍｏ＋０．０９１×Ｍｏ×Ｎｉ＋１．５８×Ｓｉ＋０．３１×Ｍｎ＋１．２×Ｎｂ＋１．７×Ｔａ（質量％） …（５）
（５）式に記載された各元素記号は各元素の質量％である。ケースＣにおいて、熱加工プロセス後に速やかに冷却される肉厚の薄い構造部材では、構造部材の化学組成によっては、安定なσ相が熱加工プロセス温度域内に存在する状態を回避できることもある。

ＳＲ値が２０．０以上になるケース（ケースＣ）では、図４（Ａ）に示すように、オーステナイト系ステンレス鋼において、熱加工プロセス温度領域（９５０〜１２５０℃）の下限の温度（９５０℃）より上方で熱加工プロセス温度領域の一部の温度領域に、安定なσ相が存在する。このため、σ相がオーステナイト母相から析出する可能性がある。

ＳＲ値が２０．０未満になると、図４（Ｂ）に示すように、熱加工プロセス温度領域でσ相が存在しなくなる。このため、オーステナイト系ステンレス鋼に対して熱加工プロセスを実施したときに、σ相がオーステナイト母相から析出することを回避することができる。オーステナイト系ステンレス鋼でのσ相の析出を抑制することができ、オーステナイト系ステンレス鋼の脆化を抑制することができる。

ＤＳＣ値を１５．１未満にし、さらに、ＳＲ値を２０．０未満にすることによって、ＤＳＣ値を１５．１未満にすることによって達成できるオーステナイト系ステンレス鋼の脆化抑制を、さらに促進させることができる。なお、ＤＳＣ値を１５．１未満にし、ＤＲ値を１２未満にし、さらに、ＳＲ値を２０．０未満にすることによって、オーステナイト系ステンレス鋼の脆化を最も抑制することができる。

３１０Ｓステンレス鋼などのＣｒ及びＮｉの各濃度が高いオーステナイト系ステンレス鋼では、溶接時に高温割れと呼ばれる溶接割れを生じやすく、特に、肉厚の厚い構造部材の溶接継手を作製する際に困難を生じる。溶接割れは、Ｐ及びＳが凝固時に粒界に濃縮されて、粒界部の融点を低下させ、粒界の結合力を弱めるために生じるので、Ｐ及びＳの各濃度を低減することによって、溶接割れ抵抗の向上が図られてきた。一方、現行の製鋼プロセスでは不純物、特にＰを低減することは製造コストを高める要因である。

３０４Ｌステンレス鋼及び３１６Ｌステンレス鋼では、融点近傍でδ−フェライト相が析出または晶出し、このδ−フェライト相がＰ及びＳを吸収することによって溶接割れを抑制している。しかし、上述のように、δ−フェライト相からσ相が析出することにより、オーステナイト系ステンレス鋼の脆化を招き、特に、Ｃｒ濃度が高いとσ相が析出しやすくなる。そこで、発明者らは、δ−フェライト相ならびにσ相に関わる相平衡の化学成分依存性について鋭意検討を行った結果、Ｃｒ及びＮｉ濃度が高い場合でも溶接割れを抑制できる組成範囲を見出した。溶接割れを抑制するためには、（ａ）現行の通常製鋼プロセスで可能な範囲でＰ及びＳのそれぞれの含有量を低減する、及び（ｂ）オーステナイト系ステンレス鋼の融点近傍でδ−フェライト相が析出または晶出し、かつδ−フェライト相が平衡状態で熱加工プロセス温度域まで安定であることを回避することが必要である。溶接割れを抑制するためには、（ａ）及び（ｂ）のいずれかの条件を満足すればよい。

（ａ）に関しては、Ｐ及びＳのそれぞれの含有量を現行の通常製鋼プロセスで可能な範囲で低減し、Ｐを０．０３０％未満、Ｓを０．０１５％以下とする。

融点近傍でδ−フェライト相を析出または晶出させるためには、下記の（６）式で示されるＤＬ値が６．６を超える必要がある。

ＤＬ値＝Ｃｒ−０．９４×Ｎｉ＋１．４×Ｍｏ（質量％） …（６）
（６）式に記載された各元素記号は各元素の質量％である。δ−フェライト相が平衡状態で熱加工プロセス温度域まで安定であることを回避するためには、前述したように、（４）式で表されるＤＲ値を１２未満にする必要がある。

ＤＬ値が６．６以下になる場合には、図５（Ａ）に示すように、オーステナイト系ステンレス鋼にδ−フェライト相が存在しない。このため、オーステナイト系ステンレス鋼を溶接すると、溶接割れが発生しやすくなる。ＤＬ値が６．６を超える場合には、図５（Ｂ）に示すように、オーステナイト系ステンレス鋼にδ−フェライト相が形成される。これにより、オーステナイト系ステンレス鋼を溶接しても、オーステナイト系ステンレス鋼における溶接割れの発生が抑制される。

粒界性格によって隣り合う結晶粒の結合性及び耐食性が異なることが知られている。加工熱処理によって、エネルギーの低い対応粒界の割合を増やし、ランダム粒界からなる粒界網を分断すると、腐食及び応力腐食割れは対応粒界を回避してエネルギーの高いランダム粒界に沿って進むことが多い。超音波探傷によるき裂の検出限界が２ｍｍ程度であることを考慮すると、発生した応力腐食割れの進展を、オーステナイト系ステンレス鋼製の構造部材の表面から深さ２ｍｍ以内で止めることができれば、検査上は応力腐食割れの発生を抑えたことになる。また、十分な厚さをもつ構造部材であれば強度上も問題がない。構造部材に対する表面強加工による加工影響層の深さは３００〜４００μｍであり、観察されている粒内型応力腐食割れは深さ２００〜３００μｍまで達しているものもある。さらに、構造部材の深部では粒界型応力腐食割れが進展するが、その進展を１．５ｍｍ程度以内で止めることができれば、全体でみると深さ２ｍｍ以内で止めたことになる。三次元分布を考慮したランダム粒界網の深さ方向長さを１．５ｍｍ以内とすることにより、ランダム粒界に沿った粒界型応力腐食割れを確率的に止めることができる。

上記の条件を満たすオーステナイト系ステンレス鋼を用いることにより、腐食性の高い環境及び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もしくは応力圧縮化対策、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力プラントの構造部材（例えば、炉構造物）の健全性を維持できる。

本発明によれば、オーステナイト系ステンレス鋼の粒界腐食抵抗を高め、照射誘起偏析を抑制することができ、脆化を抑制することができる。これにより、応力腐食割れを抑制でき、原子力プラントの構造部材の健全性を維持することができる。

Ｃ２値とＣｒ偏析量の関係を示す説明図である。 オーステナイト系ステンレス鋼の温度とσ相及びδ−フェライト相の関係を示す説明図であり、（Ａ）はＤＳＣ値≧１５．１におけるσ相及びδ−フェライト相の存在状態を示す説明図、（Ｂ）はＤＳＣ値＜１５．１におけるσ相及びδ−フェライト相の存在状態を示す説明図である。 オーステナイト系ステンレス鋼の温度とδ−フェライト相の関係を、熱加工プロセス温度領域を考慮して示す説明図であり、（Ａ）はＤＲ値≧１２におけるδ−フェライト相の存在状態を示す説明図、（Ｂ）はＤＲ値＜１２におけるδ−フェライト相の存在状態を示す説明図である。 オーステナイト系ステンレス鋼の温度とσ相の関係を、熱加工プロセス温度領域を考慮して示す説明図であり、（Ａ）はＳＲ値≧２０．０におけるσ相の存在状態を示す説明図、（Ｂ）はＤＲ値＜２０．０におけるσ相の存在状態を示す説明図である。 ＤＬ値を考慮した、オーステナイト系ステンレス鋼の温度とσ相の関係を示す説明図であり、（Ａ）はＤＬ値≧６．６におけるδ−フェライト相の存在状態を示す説明図、（Ｂ）はＤＬ値＜６．６におけるδ−フェライト相の存在状態を示す説明図である。 本発明の実施例であるオーステナイト系ステンレス鋼（本発明材と記述）及び比較材であるオーステナイト系ステンレス鋼のそれぞれの、６５％硝酸腐食試験での平均腐食度を示す説明図である。 粒界性格制御熱処理を施した本発明の実施例であるオーステナイト系ステンレス鋼（本発明材と記述）及び比較材であるオーステナイト系ステンレス鋼のそれぞれの、６５％硝酸腐食試験での平均腐食度を示す説明図である。 本発明の実施例であるオーステナイト系ステンレス鋼（本発明材と記述）及び比較材であるオーステナイト系ステンレス鋼のそれぞれの、６５％硝酸腐食試験を、Ｃ１値及びＣ２値で整理した結果を示す説明図である。 Ｎｉイオンを照射した本発明の実施例であるオーステナイト系ステンレス鋼（本発明材と記述）及び比較材であるオーステナイト系ステンレス鋼のそれぞれのランダム粒界でのＣｒ濃度を示す説明図である。 Ｎｉイオンを照射した本発明の実施例であるオーステナイト系ステンレス鋼（本発明材と記述）及び比較材であるオーステナイト系ステンレス鋼のそれぞれのランダム粒界でのＣｒ偏析量を示す説明図である。 固溶化熱処理を行った材料番号５の、電子線後方散乱図形法にて測定した粒界性格分布を示す顕微鏡写真である。 粒界性格分布制御を行った材料番号５の、電子線後方散乱図形法にて測定した粒界性格分布を示す顕微鏡写真である。 本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を適用した沸騰水型原子炉の縦断面図である。 本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を用いた炉内構造物の溶接継手部の一例における縦断面図である。 本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を用いた炉内構造物の溶接継手部の他の例における縦断面図である。 本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を用いた炉内構造物の溶接継手部のさらに他の例における縦断面図である。 本発明のオーステナイト系ステンレス鋼を適用した改良型沸騰水型原子炉の縦断面図である。

本発明の実施例を以下に説明する。

本発明の実施例であるオーステナイト系ステンレス鋼の化学成分を表１に示す。表１において、本実施例のオーステナイト系ステンレス鋼は、材料番号４〜７及び１１〜２０で示される各化学成分を有している各オーステナイト系ステンレス鋼である。材料番号４〜７及び１１〜２０で示されるこれらの本実施例のオーステナイト系ステンレス鋼は、便宜的に、「本発明材」と記述されている。材料番号４〜７及び１７〜２０の各オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０１〜０．４％の範囲内のＮｂを含んでいる。材料番号１１〜1６および１８〜２０の各オーステナイト系ステンレス鋼は、０．０１〜１．０％の範囲内のＴａを含んでいる。

表１には、比較例である、材料番号１〜３，８〜１０及び２１〜２３で示される各化学成分を有している各オーステナイト系ステンレス鋼が示されている。これらの比較例の各オーステナイト系ステンレス鋼は、便宜的に、「比較材」と記述されている。

表１に示された各本発明材及び各比較材について、表１に記載された化学成分を基に（１）〜（６）式により算出したＣ１値、Ｃ２値、ＤＳＣ値、ＤＲ値、ＳＲ値及びＤＬ値を表２に示す。

材料番号４〜７及び１１〜２０の各本発明材は、Ｃ１≧（２０×Ｃ２＋２４）を満足し、ＤＳＣ値が１５．１未満、ＤＲ値が１２未満、及びＳＲ値が２０．０未満である。さらに、材料番号４〜７、１１〜１５、１８及び１９の各本発明材は、ＤＬ値が６．６を超えている。ただし、材料番号１６、１７及び２０の各本発明材のＤＬ値は６．６未満になっている。

これに対し、材料番号１〜３，８〜１０及び２１〜２３の各比較材は、Ｃ１≧（２０×Ｃ２＋２４）を満足していなく、ＤＬ値が６．６を超えている。各比較材において、ＤＳＣ値は材料番号１〜３を除いて１５．１未満になっており、ＤＲ値は材料番号１〜３を除いて１２未満になっており、さらに、ＳＲ値は材料番号２及び３を除いて２０．０未満になっている。

表１に示された各本発明材及び各比較材は、インゴットを溶解後、加熱温度１２００℃、加工下限温度９５０℃で熱間鍛造及び熱間圧延にて加工し、１０９０℃の固溶化熱処理を経て、厚さ３０ｍｍの板材に作製した。

表３は、現行の製鋼プロセスで作製された３１６Ｌステンレス鋼について、主要成分を除いた不可避不純物の濃度を示している。表１に示された各本発明材も、現行の通常製鋼プロセスを考慮したとき、表３に示された不可避不純物相当の不可避不純物を含んでいる。

固溶化熱処理を行った、表１に示す各本発明材及び各比較材に対し、室温、及び高温（２８８℃）のそれぞれで引張試験を行った。これらの引張試験結果を表４に示す。

さらに、材料番号１〜２０の各オーステナイト系ステンレス鋼に対して、オーステナイト相粒界の内、Σ値が２９以下となる粒界の比率が７５％以上となる加工熱処理（粒界性格制御熱処理）を施した。粒界性格制御熱処理では、材料に、３〜１０％の圧延加工を行った後、この圧延加工に引き続いて、９５０〜１２００℃に保持後急冷の熱処理を施した。粒界性格制御熱処理を施した材料番号１〜２０の各オーステナイト系ステンレス鋼に対して、室温、及び高温（２８８℃）のそれぞれで引張試験を行った。これらの引張試験結果を表５に示す。表５において、括弧付の材料番号は、粒界性格制御熱処理を施したことを意味している。脆化の原因となるσ相の析出しやすさを示すＳＤＣ値、ＤＲ値及びＳＲ値のそれぞれの値が、表２で最も高くなっている材料番号３のオーステナイト系ステンレス鋼において延性が低下している。

表１に示す各本発明材及び各比較材のそれぞれの試験片を加熱して７００±１０℃で３０分保持した後、水冷の熱処理を行い、この熱処理の後でそれらの試験片に対して６５％硝酸による腐食試験を行った。この６５％硝酸腐食試験では、各試験片を沸騰した６５％硝酸溶液中に４８時間浸漬させ、４８時間の浸漬が終了した後、各試験片の、質量減で示される腐食度（ｇ／ｍ^２／ｈ）を測定した。６５％硝酸腐食試験では、試験片のＣｒ欠乏層、クロム炭化物及びσ相を硝酸で溶解し、粒界を腐食させた。上記のような腐食試験を５サイクル繰り返して行い、各試験片について５サイクルの腐食度の平均値を求めた。さらに、粒界性格制御熱処理を施した、材料番号１〜２３の各オーステナイト系ステンレス鋼のそれぞれの試験片に対しても、上記した６５％硝酸腐食試験を行った。

上記した各試験片に対する６５％硝酸腐食試験結果を図６に示す。粒界性格制御熱処理を施した各試験片に対する６５％硝酸腐食試験結果を図７に示す。３１６Ｌステンレス鋼相当の材料番号２２の比較材と比較すると、Ｎｂ及びＴａを添加していない材料番号１〜３の各比較材、及びＣｒ含有量が少ない材料番号８〜１０の各比較材での腐食度が大きくなっている。Ｎｂ及びＴａと同じＣ安定化元素であるＺｒを含んだ材料番号８の比較材では、平均腐食度が顕著に大きくなっている。Ｔａを含みＣｒ含有量が多いオーステナイト系ステンレス鋼においても、Ｔａ含有量が少ない場合には平均腐食度が大きくなる。

６５％硝酸腐食試験を行った各本発明材及び各比較材のそれぞれの腐食試験結果を、Ｃ１値及びＣ２値でまとめた。この結果を図８に示す。ＮｂもしくはＴａ原子１個にＣ原子１個が固着されるため、固着されないＣ原子数の指標を（２）式で示すＣ２値で表すことができ、粒界腐食の要因であるＣｒ欠乏層形成と耐食性に関わるＣｒとＭｏ濃度の指標を（１）式によって示されるＣ１値で表わすことができる。表１に示された全ての本発明材は、Ｃ１値が（２０×Ｃ２＋２４）以上であって、平均腐食度が０．１８ｇ／（ｍ２・ｈ）以下であった。このような各本発明材は、粒界腐食抵抗が高められた。また、表１に示された全ての比較材は、Ｃ１値が（２０×Ｃ２＋２４）未満であって、平均腐食度が０．１８ｇ／（ｍ２・ｈ）より大きくなった。

本発明材と比較材の一部について，高温水中ですきま付定ひずみ曲げ試験により応力腐食割れ試験を実施した。試験片は、溶体化処理後、９７３Ｋで１．８ｋｓの熱処理を施した供試材からグラインダ研削表面を評価面として作製した。その試験片を治具に組み込んでグラファイトファイバウールによるすきまと１％の曲げひずみを付与した状態で、５６１Ｋ、入口導電率０．３×１０^−２μS/ｍ、溶存酸素濃度８ｐｐｍの高温水中に１．８ｋｓ浸漬した。応力腐食割れ試験を実施した後に、試験片の長手方向に平行な中央断面を観察した結果を表６に示す。このような厳しい条件では、ＳＵＳ３１６Ｌ相当の比較材２２は試験片すべてに応力腐食割れが発生し、最大でき裂が深さ１８６μｍに達した。Ｃｒ濃度が２１．５％の本発明材１６では試験片すべてに応力腐食割れが発生したものの、最大き裂深さは９８μｍと比較材２２と比べて小さく、応力腐食割れ感受性が低減されていた。さらに、Ｃｒ濃度が２５％の本発明材４、５、１３、１４では試験片すべてに応力腐食割れの発生は確認されず、応力腐食割れ感受性が極めて低いことが確認された。

表１に示した各本発明材及び各比較材のそれぞれの試験片に対してＮｉイオンを照射温度３００℃で５ｄｐａ照射した。この照射後における各試験片のそれぞれのランダム粒界でのＣｒ濃度を図９に示す。また、その照射後における各試験片のそれぞれのランダム粒界でのＣｒ偏析量を図１０に示す。イオン照射によって発生する損傷領域は試験片の表面近傍に限定され、深さ方向に損傷量の分布を有するため、イオン照射面から深さ０．６μｍの位置を観察できるように、イオン研磨で研磨深さを制御しながら各試験片を薄膜化した。これらの薄膜試験片を、フィールドエミッション型電子銃及びエネルギー分散型Ｘ線分光装置を装備した透過電子顕微鏡により観察した。試験片の結晶粒界がランダム粒界であることを回折像による結晶方位解析で確認した後、試験片の粒界上の位置及び粒界から所定の距離離れた位置で、エネルギー分散型Ｘ線分光装置を用いて化学成分組成を分析した。粒界偏析が確認された場合には、粒界から序々に距離を置いて分析した化学組成に変化がなくなった位置での化学組成を基材の化学組成とし、粒界でのＣｒ濃度及びＣｒ偏析量を決定した。３１６Ｌステンレス鋼相当の材料番号２２の比較材と比較すると、各本発明材は照射誘起偏析による粒界でのＣｒ濃度の低下を抑制し、５ｄｐａ照射後も１５％以上の粒界Ｃｒ濃度を示した。

原子力プラントの保全では、応力腐食割れによる損傷は定期点検時に目視または超音波探傷により検査される。超音波探傷によるき裂の検出限界が２ｍｍ程度であることを考慮すると、発生した応力腐食割れの進展を、原子力プラントの構造部材の表面から深さ２ｍｍ以内で止めることができれば、検査上は応力腐食割れの発生を抑えたことになる。また、超音波探傷による検査が必要とされる厚みのある構造部材では、深さ２ｍｍ程度のき裂は強度上問題ない。構造部材の表面加工により形成される加工影響層は表面から３００〜４００μｍの範囲であり、これまで観察されている粒内型応力腐食割れの深さは深いものでも表面から２００〜３００μｍの範囲である。このことから、深部での粒界型応力腐食割れを１．５ｍｍ程度に抑えれば、全体で深さ２ｍｍ以内に抑えることができる。

固溶化熱処理を施した材料番号５の本発明材の断面組織、及び加工熱処理によって粒界性格分布制御を施した材料番号５の本発明材の断面組織を、それぞれ、電子線後方散乱回折法によって解析した粒界性格分布の顕微鏡写真を、図１１及び図１２に示す。固溶化熱処理を施した材料番号５の本発明材の断面組織を便宜的に通常組織といい、粒界性格分布制御を施した材料番号５の本発明材の断面組織を便宜的に粒界性格分布制御組織という。ここで、粒界性格は、隣り合う結晶粒の結晶方位関係で決定されるΣ値を採用し、Σ値が１〜２９までの粒界を対応粒界とし、それ以外の粒界をランダム粒界として取り扱った。図１１及び図１２において、黒線で示された粒界がランダム粒界であり、白色で示された粒界は対応粒界である。通常組織ではランダム粒界がネットワーク状に分布している（図１１）が、粒界性格分布制御組織ではランダム粒界のネットワークが分断されている（図１２）。粒界性格分布制御を施すため、固溶化熱処理材に対して２〜５％の冷間圧延後、１２５０〜１３５０Ｋで０．５〜５０時間の熱処理からなる加工熱処理を実施した。

図１１及び図１２において上下方向を材料番号５の本発明材の深さ方向と捉えると、図中に記載しているようにランダム粒界が連続しているネットワークについて深さ方向の長さを求めることができる。１０視野から各視野における深さ方向の最大長さを計測し、最大長さの分布の最頻値を求めると４８０μｍであった。表６に示すようにこの材料番号５の本発明材を含む表１に示す本発明材を用いて応力腐食割れ試験を実施したが、厳しい試験条件としてみても深いき裂を得ることが難しかった。

そこで、材料番号２１の比較材の化学成分において炭素量を０．０６％に増やしたオーステナイト系ステンレス鋼を製作し、このオーステナイト系ステンレス鋼の試験片に同様に粒界性格分布制御を施した。粒界性格分布制御を施したその試験片を鋭敏化して応力腐食割れ試験を実施した。さらに、炭素量を０．０６％に増やした上記オーステナイト系ステンレス鋼の、通常組織を有する別の試験片に対しても、同様な応力腐食割れ試験を行った。これらの応力腐食割れ試験の結果を表７に示す。

これらの試験結果を比較した。粒界性格分布制御を施して粒界性格分布制御組織を有する試験片では、最大き裂深さが、通常組織を有する試験片（最大き裂深さ：１１８０μｍ）に比べて小さく、８７０μｍであった。また、応力腐食割れは概ねランダム粒界に沿って進展していた。この粒界性格分布制御組織を有する試験片のランダム粒界深さ方向における長さの最大値分布最頻値は４６０μｍであった。この結果を考慮すると、ランダム粒界は３次元的に結合していて迂回して進展している。しかし、その深さは、本試験結果では高々最大値分布最頻値の２倍程度である。このため、き裂がその３倍に進展する確率は低く、き裂がその３倍に進展するためには長時間を要するといえる。

以上の結果によれば、このような粒界性格分布制御された組織が表面から２ｍｍ以上存在し、ランダム粒界が連続しているネットワークの深さ方向長さについて、その最大値分布最頻値の３倍の値が１．５ｍｍ以下であれば、粒界型応力腐食割れが１．５ｍｍ進展する確率はかなり低くなると考えられる。

表１に示す材料番号４〜７及び１１〜２０のオーステナイト系ステンレス鋼（本発明材）は、Ｃ１≧（２０×Ｃ２＋２４）を満足しているので、Ｃ１≧（２０×Ｃ２＋２４）を満足していない各比較材に比べて粒界腐食抵抗が向上する。材料番号４〜７及び１１〜１７の各本発明材は、ＤＳＣ値が１６未満、ＤＲ値が１２未満、及びＳＲ値が２０．０未満であるので、前述の（Ａ）、（Ｂ）及び（Ｃ）におけるそれぞれのσ相の析出の問題を解消することができ、オーステナイト系ステンレス鋼の脆化を著しく抑制することができる。材料番号４〜７及び１７〜２０の各本発明材が表１に示す含有量のＮｂを含んでおり、材料番号１１〜１６及び１８〜２０の各本発明材が表１に示す含有量のＴａを含んでいるので、これらの本発明材は、粒界におけるＣｒの照射誘起偏析を抑制することができる。また、材料番号４〜７、１１〜１５、１８及び１９の各本発明材は、ＤＬ値が６．６を超えているので、オーステナイト系ステンレス鋼を溶接したときにおけるオーステナイト系ステンレス鋼の溶接割れを抑制することができる。材料番号１６、１７及び２０の各本発明材は、ＤＬ値が６．６以下になっており、δ−フェライト相析出による溶接割れ抑制効果を得ることができないが、Ｃｒ濃度が低くなっている分、溶接割れが抑制できると推定される。

表１に示す本実施例の各オーステナイト系ステンレス鋼（本発明材）は、図１３に示す沸騰水型原子力プラントの構造部材に適用することができる。この沸騰水型原子力プラントは、原子炉１０を有しており、原子炉１０で発生する蒸気の温度が２８６℃及び圧力が７０．７ａｔｇになるように運転される。この沸騰水型原子力プラントは、発電出力が５００ＭＷ、８００ＭＷ及び１１００ＭＷとなる３つのタイプがある。

原子炉１０は、原子炉圧力容器（以下、ＲＰＶという）１１、炉心１３、炉心シュラウド１４、上部格子板１５．炉心支持板１６、ジェットポンプ１７、シュラウドヘッド１８、気水分離器１９及び蒸気乾燥器２０等を有する。上蓋１２がＲＰＶ１１の上端に取り付けられる。複数の燃料集合体２３が装荷された各炉心１３がＲＰＶ１１内に配置され、ＲＰＶ１１内に配置された炉心シュラウド１４で取り囲まれている。炉心１３の上方に位置する上部格子板１５が炉心シュラウド１４の上端部に設置され、炉心１３の下方に位置する炉心支持板１６が炉心シュラウド１４に設置される。シュラウドヘッド１８が、上部格子板１５の上方に配置されて炉心シュラウド１４の上端に設置される。複数の気水分離器１９が、シュラウドヘッド１８に取り付けられて上方に向かって伸びている。これらの気水分離器１９の上方に配置された蒸気乾燥器２０が、ＲＰＶ１１内でＲＰＶ１１に設置される。

炉心シュラウド１４は、シュラウドサポートシリンダ２５及び複数のシュラウドサポートレグ２７を介してＲＰＶ１１の底部に設置される。環状のバッフルプレート２６が、ＲＰＶ１１とシュラウドサポートシリンダ２５の間に配置され、これらに取り付けられる。複数のジェットポンプ１７が、ＲＰＶ１１と炉心シュラウド１４の間に形成された環状のダウンカマ３０内に配置され、バッフルプレート２６に設置される。複数の制御棒駆動機構ハウジング２９が、ＲＰＶ１１の底部を貫通してＲＰＶ１１に設置される。各制御棒駆動機構ハウジング２９から炉心支持板１６に向かって制御棒案内管３１が伸びている。制御棒２４が、炉心１３内で燃料集合体２３の相互間に挿入され、沸騰水型原子力プラントの運転時において制御棒案内管３１内に引き抜かれる。制御棒案内管３１の間には、炉内核計装案内管２８が配置されている。

ＲＰＶ１１には給水入口ノズル２１が形成されており、ＲＰＶ１１内に配置された給水スパージャ２２が給水入口ノズル２１に接続される。非常用炉心冷却系のスプレイスパージャ３２も、ＲＰＶ１１内に設置されている。図示されていないが、ＲＰＶ１１内には、中性子源パイプが設置されている。

材料番号４〜７及び１１〜２０のいずれかの本発明材を用いて熱間圧延ないし熱間鍛造により所定の厚さと形状に成形し、溶体化処理を施して製造された鋼板及び管を使用し、切断、曲げ及び溶接等により、炉心シュラウド１４、上部格子板１５．炉心支持板１６、ジェットポンプ１７、シュラウドヘッド１８、給水スパージャ２２及びスプレイスパージャ３２等を作製した。それぞれの溶接部に対しては、溶接後、余盛部の研削及び研磨を行った。また、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。

沸騰水型原子力プラントの本発明材製の構造部材である炉内構造物、例えば、炉心シュラウド１４の溶接継手部を、図１４を用いて説明する。一方向に湾曲した板材である本発明材製の構造部材１が溶接金属部２で接合されている。構造部材１の溶接金属部２近傍の接水面に、内面機械加工及び溶接による引張残留応力に起因した応力腐食割れが発生するポテンシャルがある。しかしながら、前述した粒界腐食抵抗が向上し、脆化、及び粒界におけるＣｒの照射誘起偏析を抑制できる効果を生じる本発明材を構造部材１に用いているので、炉心シュラウド１４での応力腐食割れの発生を抑制することができる。

図１４に示す溶接継手部の構造は、図１３において図示されていない再循環系配管（構造部材）に適用することができる。再循環系配管は、ＲＰＶ１１に接続されてジェットポンプ１７に駆動水を供給する機能を有する。この再循環系配管を本発明材で構成し、再循環系配管の溶接継手部を図１４に示す溶接継手部の構造にする。

図１４に示す溶接継手部の構造の他の例を図１５及び図１６を用いて説明する。図１５に示す溶接継手部について説明する。溶接するそれぞれの構造部材１の接水面に冷間加工を施し、引き続いて熱処理する加工熱処理により、接水面における粒界性格分布を変化させた。接水面から２ｍｍ以上の深さまで、ランダム粒界からなる連続粒界網の深さ方向の長さが１．５ｍｍ以下の粒界性格分布制御組織層３を形成することができた。粒界性格分布制御組織層３を接水面に形成した隣り合う構造部材１を溶接金属部２で接合した。

図１６に示す溶接継手部について説明する。従来の原子力用低炭素ステンレス鋼を母材４とし、この母材４の両側の表面にそれぞれライニング層５を形成して構造部材１Ａを構成する。ライニング層５は、材料番号４〜７及び１１〜２０の各本発明材のいずれかを用いて形成される。隣り合う構造部材１Ａは溶接金属部２により接合されている。構造部材１Ａは、母材４が従来の原子力用低炭素ステンレス鋼であるが、接水面が本発明材を用いたライニング層５で形成されるので、本発明材の作用により溶接金属部２近傍での応力腐食割れを抑制することができる。

材料番号４〜７及び１１〜２０の各本発明材は、図１７に示す改良型沸騰水型原子力プラントの構造部材にも適用できる。改良型沸騰水型原子力プラントの原子炉１０Ａは、図１３に示す原子炉１０においてジェットポンプ１７及びバッフルプレート２６をインターナルポンプ３３に替えた構成を有する。原子炉１０Ａにおいても、原子炉１０と同様に、炉心シュラウド１４、上部格子板１５．炉心支持板１６、シュラウドヘッド１８、給水スパージャ２２、スプレイスパージャ３２及びインターナルポンプ３３等を、材料番号４〜７及び１１〜１７のいずれかの本発明材を用いて作製した。改良型沸騰水型原子力プラントのこれらの構造部材も、本発明材で生じる各効果により、応力腐食割れを抑制することができる。

図１３に示す沸騰水型原子力プラント及び図１７に示す改良型沸騰水型原子力プラントでは、本発明材で作製した各構造部材は、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対策と組み合わせることにより、制御棒２４及び燃料集合体２３といった交換機器を除き、３０年以上無交換で使用可能になることが見込まれる。

表１に示す本発明材であるオーステナイト系ステンレス鋼を用いることにより、沸騰水型原子力プラント及び改良型沸騰水型原子力プラントにおいて、腐食性の高い環境及び照射環境で構造部材の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、熱処理及びピーニングによる応力緩和もしくは応力圧縮化対策、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、沸騰水型原子力プラント及び改良型沸騰水型原子力プラントのそれぞれの構造部材の健全性を維持できる。

各本発明材は、加圧水型原子力プラント等の他のタイプの原子力プラントの構造部材、さらには、開発中の次世代原子炉に対しても適用することができる。

本発明は、原子力プラントの構造部材に適用することができる。

１，１Ａ…構造部材、２…溶接金属部、３…粒界性格分布制御組織層、４…母材、５…ライニング層、１０，１０Ａ…原子炉、１１…原子炉圧力容器、１３…炉心、１４…炉心シュラウド、１５…上部格子板、１６…炉心支持板、１７…ジェットポンプ、１８…シュラウドヘッド、１９…気水分離器、２０…蒸気乾燥器、２１…給水入口ノズル、２２…給水スパージャ、２３…燃料集合体、２４…制御棒、２５…シュラウドサポートシリンダ、２６…バッフルプレート、２７…シュラウドサポートレグ、２８…炉内計装案内管、２９…制御棒駆動機構ハウジング、３０…ダウンカマ、３１…制御棒案内管、３２…スプレイスパージャ、３３…インターナルポンプ。

Claims (7)

1. 質量％で、Ｃｒを１７〜２６％、Ｎｉを１４〜２４％、Ｃを０．００１〜０．０２０％、Ｓｉを０．１〜１．０％、Ｍｎを０．１〜２．０％、Ｐを０．０３０％未満、Ｓを０．０１５％以下、Ｍｏを０．００１〜３．０％、Ｎを０．００１〜０．０４％、及びＴａを０．０１〜１．０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
   下記の（１）式で示されるＣ１値と下記の（２）式で示されるＣ２値がＣ１値≧２０×Ｃ２値＋２４の関係にあり、下記の（３）式で示されるＤＳＣ値が１５．１未満、下記の（４）式で示されるＤＲ値が１２未満及び下記の（５）式で示されるＳＲ値が２０．０未満であることを特徴とする高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼。
   Ｃ１値＝Ｃｒ＋Ｍｏ …（１）
   Ｃ２値＝１５×Ｃ―２×Ｎｂ―Ｔａ …（２）
   ＤＳＣ値＝Ｃｒ−０．５５×Ｎｉ＋０．９９×Ｍｏ …（３）
   ＤＲ値＝Ｃｒ−０．７２×Ｎｉ＋０．８４×Ｍｏ …（４）
   ＳＲ値＝Ｃｒ−０．３８×Ｎｉ＋０．１７×Ｍｏ＋０．０９１×Ｍｏ×Ｎｉ＋１．５８×Ｓｉ＋０．３１×Ｍｎ＋１．２×Ｎｂ＋１．７×Ｔａ …（５）
   ただし、（１）式〜（５）式に記載された各元素記号は各元素の質量％である。
2. 質量％で、Ｃｒを１７〜２６％、Ｎｉを１４〜２４％、Ｃを０．００１〜０．０２０％、Ｓｉを０．１〜１．０％、Ｍｎを０．１〜２．０％、Ｐを０．０３０％未満、Ｓを０．０１５％以下、Ｍｏを０．００１〜３．０％、及びＮを０．００１〜０．０４％を含有し、且つ０．０１〜０．４％のＮｂ及び０．０１〜１．０％のＴａのうち少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
   下記の（１）式で示されるＣ１値と下記の（２）式で示されるＣ２値がＣ１値≧２０×Ｃ２値＋２４の関係にあり、下記の（３）式で示されるＤＳＣ値が１５．１未満、下記の（４）式で示されるＤＲ値が１２未満、及び下記の（５）式で示されるＳＲ値が２０．０未満であり、下記の（６）式で示されるＤＬ値が６．６を超えていることを特徴とする高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼。
   Ｃ１値＝Ｃｒ＋Ｍｏ …（１）
   Ｃ２値＝１５×Ｃ―２×Ｎｂ―Ｔａ …（２）
   ＤＳＣ値＝Ｃｒ−０．５５×Ｎｉ＋０．９９×Ｍｏ …（３）
   ＤＲ値＝Ｃｒ−０．７２×Ｎｉ＋０．８４×Ｍｏ …（４）
   ＳＲ値＝Ｃｒ−０．３８×Ｎｉ＋０．１７×Ｍｏ＋０．０９１×Ｍｏ×Ｎｉ＋１．５８×Ｓｉ＋０．３１×Ｍｎ＋１．２×Ｎｂ＋１．７×Ｔａ …（５）
   ＤＬ値＝Ｃｒ−０．９４×Ｎｉ＋１．４×Ｍｏ …（６）
   ただし、（１）式〜（６）式に記載された各元素記号は各元素の質量％である。
3. 質量％で、Ｃｒを１７〜２６％、Ｎｉを１４〜２４％、Ｃを０．００１〜０．０２０％、Ｓｉを０．１〜１．０％、Ｍｎを０．１〜２．０％、Ｐを０．０３０％未満、Ｓを０．０１５％以下、Ｍｏを０．４〜３．０％、及びＮを０．００１〜０．０４％を含有し、且つ０．０１〜０．４％のＮｂ及び０．０１〜１．０％のＴａのうち少なくとも１種を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、
   下記の（１）式で示されるＣ１値と下記の（２）式で示されるＣ２値がＣ１値≧２０×Ｃ２値＋２４の関係にあり、下記の（３）式で示されるＤＳＣ値が１５．１未満、下記の（４）式で示されるＤＲ値が１２未満及び下記の（５）式で示されるＳＲ値が２０．０未満であることを特徴とする高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼。
   Ｃ１値＝Ｃｒ＋Ｍｏ …（１）
   Ｃ２値＝１５×Ｃ―２×Ｎｂ―Ｔａ …（２）
   ＤＳＣ値＝Ｃｒ−０．５５×Ｎｉ＋０．９９×Ｍｏ …（３）
   ＤＲ値＝Ｃｒ−０．７２×Ｎｉ＋０．８４×Ｍｏ …（４）
   ＳＲ値＝Ｃｒ−０．３８×Ｎｉ＋０．１７×Ｍｏ＋０．０９１×Ｍｏ×Ｎｉ＋１．５８×Ｓｉ＋０．３１×Ｍｎ＋１．２×Ｎｂ＋１．７×Ｔａ …（５）
   ただし、（１）式〜（５）式に記載された各元素記号は各元素の質量％である。
4. 腐食環境に接する表面から少なくとも２ｍｍ以上の深さまで、Σ値２９以下の粒界を除いたランダム粒界からなる連続粒界網の深さ方向の長さが１．５ｍｍ以下である請求項１ないし３のいずれか１項に記載の高耐食性オーステナイト系ステンレス鋼。
5. 請求項１ないし４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼で製作した構造部材を溶接して構成されたことを特徴とする溶接継手構造。
6. 前記構造部材の表面に粒界性格分布制御組織層が形成されている請求項５に記載の溶接継手構造。
7. 母材、及び前記母材の表面に設けられた、請求項１ないし４のいずれか１項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼で構成されたライニング層を有する構造部材を溶接して構成されたことを特徴とする溶接継手構造。

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