JP3218779B2 - 耐中性子照射脆化に優れた構造部材及びそれに用いるオーステナイト鋼とその用途 - Google Patents
耐中性子照射脆化に優れた構造部材及びそれに用いるオーステナイト鋼とその用途Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は新規なオーステナイト鋼
からなる放射線照射下で高温高圧水に接する部材に関わ
り、特に耐粒界水素脆性に優れたオーステナイト鋼とそ
れを用いた新規な原子炉，核融合炉に関する。
からなる放射線照射下で高温高圧水に接する部材に関わ
り、特に耐粒界水素脆性に優れたオーステナイト鋼とそ
れを用いた新規な原子炉，核融合炉に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在、軽水炉の炉心構造物や機器のため
の構造部材にはＪＩＳ規格の３０４または３１６ステン
レス鋼が用いられており、これらには使用環境中での耐
食性や耐粒界割れ感受性向上のための施策がなされてい
る。例えば、高温水中で使用される鋼中の粒界腐食や粒
界型応力腐食割れ（以下まとめて粒界腐食と呼ぶ）に起
因する粒界割れを軽減又は防止する方法として特公平1
−18143号，特開昭62−238355号，特開昭62−238353号
に開示されているようにステンレス鋼中に含まれる炭素
量を低減し、ＮｂやＴｉなどのような炭化物安定元素を
添加し、粒界近傍のＣｒ枯渇現象を抑制，防止するもの
がある。また特開昭62−107047号には、中性子照射に起
因する粒界腐食を防止する方法に関して、ＳｉやＰを低
減し、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉなどの安定な炭化物を生成する
元素を添加し、Ｃｒ炭化物の形成を抑制することが開示
されている。さらに特開平3−72054号には、ステンレス
鋼中において母相の平均原子体積に対するＣｒの原子体
積の比が0.900〜1.030となるように成分配置を調整し、
照射誘起粒界Ｃｒ欠乏層の発生メカニズムを抑制するこ
とが開示されている。これらの技術は、粒界近傍のＣｒ
欠乏層の発生を抑制し、高温高圧水中における耐粒界腐
食性向上を目的に開発され、特に原子炉炉心構造部品
用，核融合炉第一壁用ステンレス鋼に考えられている。
の構造部材にはＪＩＳ規格の３０４または３１６ステン
レス鋼が用いられており、これらには使用環境中での耐
食性や耐粒界割れ感受性向上のための施策がなされてい
る。例えば、高温水中で使用される鋼中の粒界腐食や粒
界型応力腐食割れ（以下まとめて粒界腐食と呼ぶ）に起
因する粒界割れを軽減又は防止する方法として特公平1
−18143号，特開昭62−238355号，特開昭62−238353号
に開示されているようにステンレス鋼中に含まれる炭素
量を低減し、ＮｂやＴｉなどのような炭化物安定元素を
添加し、粒界近傍のＣｒ枯渇現象を抑制，防止するもの
がある。また特開昭62−107047号には、中性子照射に起
因する粒界腐食を防止する方法に関して、ＳｉやＰを低
減し、Ｍｏ，Ｎｂ，Ｔｉなどの安定な炭化物を生成する
元素を添加し、Ｃｒ炭化物の形成を抑制することが開示
されている。さらに特開平3−72054号には、ステンレス
鋼中において母相の平均原子体積に対するＣｒの原子体
積の比が0.900〜1.030となるように成分配置を調整し、
照射誘起粒界Ｃｒ欠乏層の発生メカニズムを抑制するこ
とが開示されている。これらの技術は、粒界近傍のＣｒ
欠乏層の発生を抑制し、高温高圧水中における耐粒界腐
食性向上を目的に開発され、特に原子炉炉心構造部品
用，核融合炉第一壁用ステンレス鋼に考えられている。
【０００３】ところが、これらのステンレス鋼を原子炉
炉心に装荷したところ、高温高圧水環境や中性子照射環
境に起因してステンレス鋼中で発生または侵入した水素
が粒界に集積して粒界脆化を誘発し、粒界割れ感受性を
高めていることがわかった。原子炉炉心で使用されるス
テンレス鋼中には次のようなプロセスに起因して水素が
発生または侵入する。
炉心に装荷したところ、高温高圧水環境や中性子照射環
境に起因してステンレス鋼中で発生または侵入した水素
が粒界に集積して粒界脆化を誘発し、粒界割れ感受性を
高めていることがわかった。原子炉炉心で使用されるス
テンレス鋼中には次のようなプロセスに起因して水素が
発生または侵入する。
【０００４】(1）鋼中不純物の中性子による（ｎ，ｐ）
核反応。
核反応。
【０００５】(2）γ線による炉水の分解（ラジオリシ
ス）。
ス）。
【０００６】(3）高温高圧水による腐食反応。
【０００７】これらのステンレス鋼中水素が粒界に集積
すると、いわゆる水素誘起粒界脆化が生じて部材の粒界
割れ感受性が増大し、耐中性子照射脆性が悪化する。
すると、いわゆる水素誘起粒界脆化が生じて部材の粒界
割れ感受性が増大し、耐中性子照射脆性が悪化する。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】上記の従来技術は、ス
テンレス鋼中の水素粒界脆化による粒界割れ感受性の増
加に対する配慮がなされておらず、中性子照射下高温高
圧水中での耐粒界割れ性の点で問題がある。
テンレス鋼中の水素粒界脆化による粒界割れ感受性の増
加に対する配慮がなされておらず、中性子照射下高温高
圧水中での耐粒界割れ性の点で問題がある。
【０００９】本発明の目的は、耐中性子照射脆性に優れ
たオーステナイト鋼を提供することにある。
たオーステナイト鋼を提供することにある。
【００１０】さらに、本発明の他の目的は、中性子の
（ｎ，ｐ）核反応で発生する水素量を抑制するように化
学成分を調整した中性子照射下で使用されるオーステナ
イト系ステンレス鋼を提供することにある。
（ｎ，ｐ）核反応で発生する水素量を抑制するように化
学成分を調整した中性子照射下で使用されるオーステナ
イト系ステンレス鋼を提供することにある。
【００１１】本発明の他の目的は、原子炉環境下で鋼中
に発生・侵入した水素を粒内にトラップして、粒界への
集積を抑制するように化学成分を調整したステンレス鋼
を提供することにある。
に発生・侵入した水素を粒内にトラップして、粒界への
集積を抑制するように化学成分を調整したステンレス鋼
を提供することにある。
【００１２】本発明の他の目的は、軽水炉，重水炉，核
融合炉の炉心およびその周辺機器において、１０23ｎ／
ｍ2 以上の高速中性子または同等の粒子線照射損傷を受
け、かつ高温水に接する環境下で耐水素脆化粒界割れ感
受性に優れたオーステナイト鉄基合金によって構成され
た上記構造物または機器を提供することにある。
融合炉の炉心およびその周辺機器において、１０23ｎ／
ｍ2 以上の高速中性子または同等の粒子線照射損傷を受
け、かつ高温水に接する環境下で耐水素脆化粒界割れ感
受性に優れたオーステナイト鉄基合金によって構成され
た上記構造物または機器を提供することにある。
【００１３】
【課題を解決するための手段】本発明は、水と接触し、
中性子照射下で使用される部材の少なくとも表面にＰｄ
およびＰｔの少なくとも一つを含むオーステナイト鋼か
らなることを特徴とし、具体的には重量で、Ｃ：０.０
２％以下，Ｓｉ：１％以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：
０.０２％以下，Ｍｎ：０.５〜１６％，Ｃｒ：９〜２６
％，Ｎｉ：８〜２０％，Ｍｏ：０.５〜３％と、Ｐｔ：
０.１〜１６％またはＰｄ：０.１ 〜１６％の少なくと
も一種類、および５０％以上のＦｅを有するオーステナ
イト鋼からなり、該鋼に水素化物を形成しやすい元素を
０.１〜１６％ 固溶することを特徴とする耐性子照射に
よる耐粒界水素脆性に優れるオーステナイト鋼にある。
中性子照射下で使用される部材の少なくとも表面にＰｄ
およびＰｔの少なくとも一つを含むオーステナイト鋼か
らなることを特徴とし、具体的には重量で、Ｃ：０.０
２％以下，Ｓｉ：１％以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：
０.０２％以下，Ｍｎ：０.５〜１６％，Ｃｒ：９〜２６
％，Ｎｉ：８〜２０％，Ｍｏ：０.５〜３％と、Ｐｔ：
０.１〜１６％またはＰｄ：０.１ 〜１６％の少なくと
も一種類、および５０％以上のＦｅを有するオーステナ
イト鋼からなり、該鋼に水素化物を形成しやすい元素を
０.１〜１６％ 固溶することを特徴とする耐性子照射に
よる耐粒界水素脆性に優れるオーステナイト鋼にある。
【００１４】本発明は、重量で、Ｃ：０.０２％以下，
Ｓｉ：１％以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：０.０２％以
下，Ｍｎ：０.５〜１６％，Ｃｒ：９〜２６％，Ｎｉ：
８〜２０％，Ｍｏ：０.５〜３％と、Ｐｔ：０.１〜１６
％またはＰｄ：０.１ 〜１６％の少なくとも一種類、お
よび５０％以上のＦｅを有するオーステナイト鋼であっ
て、該鋼の母相の平均原子体積に対するＣｒの原子体積
の比が0.900〜1.030であることを特徴とする耐中性子照
射脆性に優れたオーステナイト鋼にある。
Ｓｉ：１％以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：０.０２％以
下，Ｍｎ：０.５〜１６％，Ｃｒ：９〜２６％，Ｎｉ：
８〜２０％，Ｍｏ：０.５〜３％と、Ｐｔ：０.１〜１６
％またはＰｄ：０.１ 〜１６％の少なくとも一種類、お
よび５０％以上のＦｅを有するオーステナイト鋼であっ
て、該鋼の母相の平均原子体積に対するＣｒの原子体積
の比が0.900〜1.030であることを特徴とする耐中性子照
射脆性に優れたオーステナイト鋼にある。
【００１５】さらに、本発明は重量で、Ｃ：０.０２％
以下，Ｓｉ：１％以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：０.０
２％以下，Ｍｎ：０.５〜１５％，Ｃｒ：９〜２６％，
Ｎｉ：８〜２０％，Ｍｏ：０.５〜３％，Ｐｔ：０.１〜
１６％またはＰｄ：０.１ 〜１６％の少なくとも一種
類、および５０％以上のＦｅを有するオーステナイト鋼
からなることを特徴とする。
以下，Ｓｉ：１％以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：０.０
２％以下，Ｍｎ：０.５〜１５％，Ｃｒ：９〜２６％，
Ｎｉ：８〜２０％，Ｍｏ：０.５〜３％，Ｐｔ：０.１〜
１６％またはＰｄ：０.１ 〜１６％の少なくとも一種
類、および５０％以上のＦｅを有するオーステナイト鋼
からなることを特徴とする。
【００１６】本発明は、前述の鋼にＮｂ，Ｔｉ，Ｈｆ，
Ｖ及びＺｒの一種又は二種以上を合計で１％以下含有す
ることを特徴とする。
Ｖ及びＺｒの一種又は二種以上を合計で１％以下含有す
ることを特徴とする。
【００１７】更に、本発明は全オーステナイト組織を有
するオーステナイト鋼からなり、３００℃で５×１０26
ｎ／ｍ2 の中性子照射を受けたのち３００℃で２４時間
高圧水中にて水素を強制注入した上で、室温大気中又は
高温高圧水中で３×１０-7／秒の歪速度で引張試験した
ときの粒界破断の面積率が３０％を上回らないように
し、特に１０％以下とするのが好ましく、前記Ｐｄ量又
はＰｔ量の少なくとも一方を１６％以下添加することを
特徴とする。
するオーステナイト鋼からなり、３００℃で５×１０26
ｎ／ｍ2 の中性子照射を受けたのち３００℃で２４時間
高圧水中にて水素を強制注入した上で、室温大気中又は
高温高圧水中で３×１０-7／秒の歪速度で引張試験した
ときの粒界破断の面積率が３０％を上回らないように
し、特に１０％以下とするのが好ましく、前記Ｐｄ量又
はＰｔ量の少なくとも一方を１６％以下添加することを
特徴とする。
【００１８】本発明は、水と接触し、中性子照射下で使
用されるオーステナイト鋼からなる構造部材において、
該部材はその内部に吸収する水素を粒内に形成するよう
にすることが好ましい。
用されるオーステナイト鋼からなる構造部材において、
該部材はその内部に吸収する水素を粒内に形成するよう
にすることが好ましい。
【００１９】本発明は、原子炉圧力容器内に中性子源パ
イプ，炉心支持板，中性子計装管，制御棒挿入パイプ，
シュラウド，上部格子板，燃料集合体用被覆管及びチャ
ンネルボックスの各構成部品を備えた原子炉において、
該原子炉の前記構成部品の少なくとも一つを前述の本発
明に係わるオーステナイト鋼又は中性子照射を受け高温
高圧水に接する表面を前述の本発明の鋼によって構成し
たことを特徴とする原子炉及びその原子炉内構成部品に
ある。
イプ，炉心支持板，中性子計装管，制御棒挿入パイプ，
シュラウド，上部格子板，燃料集合体用被覆管及びチャ
ンネルボックスの各構成部品を備えた原子炉において、
該原子炉の前記構成部品の少なくとも一つを前述の本発
明に係わるオーステナイト鋼又は中性子照射を受け高温
高圧水に接する表面を前述の本発明の鋼によって構成し
たことを特徴とする原子炉及びその原子炉内構成部品に
ある。
【００２０】本発明は、原子炉圧力容器内に中性子源パ
イプ，炉心支持板，中性子計装管，制御棒挿入パイプ，
シュラウド，上部格子板，燃料集合体用被覆管及びチャ
ンネルボックスの各構成部品を備えた原子炉において、
前記構成部品の少なくとも１つが全オーステナイト組織
を有するオーステナイト鋼からなり、３００℃で５×１
０26ｎ／ｍ2 の中性子照射後、３００℃の高温高圧水中
で２４時間保持し、室温大気中又は高温高圧水中で３×
１０-7／秒の歪速度で引張試験したときの粒界破断の面
積率が３０％以下の特性を有することが好ましい。
イプ，炉心支持板，中性子計装管，制御棒挿入パイプ，
シュラウド，上部格子板，燃料集合体用被覆管及びチャ
ンネルボックスの各構成部品を備えた原子炉において、
前記構成部品の少なくとも１つが全オーステナイト組織
を有するオーステナイト鋼からなり、３００℃で５×１
０26ｎ／ｍ2 の中性子照射後、３００℃の高温高圧水中
で２４時間保持し、室温大気中又は高温高圧水中で３×
１０-7／秒の歪速度で引張試験したときの粒界破断の面
積率が３０％以下の特性を有することが好ましい。
【００２１】本発明は、原子炉圧力容器内に収納された
原子燃料によって得られた熱出力で蒸気タービンを回
し、該蒸気タービンの回転によって発電機を駆動し、そ
れによって電気出力を得る原子力発電プラントにおい
て、前記原子炉の熱出力が3200MW以上，原子炉圧力７.
０ＭＰａ 以上，原子炉温度２８８℃以上、前記電気出
力が1100MW以上であり、前記原子炉圧力容器内に設けら
れた中性子源パイプ，炉心支持板，中性子計装管，制御
棒挿入パイプ，シュラウド及び上部格子板の各構成部品
の少なくとも１つを３０年以上無交換で使用可能にする
ことが好ましい。
原子燃料によって得られた熱出力で蒸気タービンを回
し、該蒸気タービンの回転によって発電機を駆動し、そ
れによって電気出力を得る原子力発電プラントにおい
て、前記原子炉の熱出力が3200MW以上，原子炉圧力７.
０ＭＰａ 以上，原子炉温度２８８℃以上、前記電気出
力が1100MW以上であり、前記原子炉圧力容器内に設けら
れた中性子源パイプ，炉心支持板，中性子計装管，制御
棒挿入パイプ，シュラウド及び上部格子板の各構成部品
の少なくとも１つを３０年以上無交換で使用可能にする
ことが好ましい。
【００２２】本発明は、原子炉圧力容器内に収納された
原子燃料によって得られた熱出力で蒸気タービンを回
し、該蒸気タービンの回転によって発電機を駆動し、そ
れによって電気出力を得る原子力発電プラントにおい
て、前記原子炉の熱出力が4300MW以上，原子炉圧力が
７.２ＭＰａ 以上，原子炉温度が２８８℃以上，前記電
気出力が1,500MW 以上であることが好ましい。
原子燃料によって得られた熱出力で蒸気タービンを回
し、該蒸気タービンの回転によって発電機を駆動し、そ
れによって電気出力を得る原子力発電プラントにおい
て、前記原子炉の熱出力が4300MW以上，原子炉圧力が
７.２ＭＰａ 以上，原子炉温度が２８８℃以上，前記電
気出力が1,500MW 以上であることが好ましい。
【００２３】本発明における原子炉及び原子力発電プラ
ントは前述のオーステナイト鋼との組合せは勿論であ
る。更に、原子力発電の高効率化には蒸気条件を高める
ことが必須であり、そのためには原子炉によって得た蒸
気をガスタービンとの複合サイクルとし、その排熱を用
いて３００〜５００℃の蒸気とする過熱蒸気を得ること
によって達成される。
ントは前述のオーステナイト鋼との組合せは勿論であ
る。更に、原子力発電の高効率化には蒸気条件を高める
ことが必須であり、そのためには原子炉によって得た蒸
気をガスタービンとの複合サイクルとし、その排熱を用
いて３００〜５００℃の蒸気とする過熱蒸気を得ること
によって達成される。
【００２４】本発明は、水冷構造を有する真空容器内に
プラズマ側にセラミックスタイルが設けられ水冷構造を
有するダイバータ、およびプラズマ側にセラミックスタ
イルが設けられ水冷構造を有する第一壁を備えた核融合
炉において、該核融合炉の前記構成部品の少なくとも一
つ、さらに、水冷構造を有する真空容器，セラミックス
タイルが設けられ水冷構造を有するダイバータ、および
プラズマ側にセラミックスタイルが設けられた水冷構造
を有する第一壁の少なくとも一つを、前述の本発明に係
るオーステナイト鋼によって構成したこと、又は中性子
照射を受け高温高圧水に接する表面を前述の本発明の鋼
によって構成したことを特徴とする核融合炉又は核融合
炉内構成部品にある。
プラズマ側にセラミックスタイルが設けられ水冷構造を
有するダイバータ、およびプラズマ側にセラミックスタ
イルが設けられ水冷構造を有する第一壁を備えた核融合
炉において、該核融合炉の前記構成部品の少なくとも一
つ、さらに、水冷構造を有する真空容器，セラミックス
タイルが設けられ水冷構造を有するダイバータ、および
プラズマ側にセラミックスタイルが設けられた水冷構造
を有する第一壁の少なくとも一つを、前述の本発明に係
るオーステナイト鋼によって構成したこと、又は中性子
照射を受け高温高圧水に接する表面を前述の本発明の鋼
によって構成したことを特徴とする核融合炉又は核融合
炉内構成部品にある。
【００２５】
【作用】ＰｔおよびＰｄは、本発明に係わる合金の母相
内に全率固溶する水素を吸蔵する元素であるため、添加
することにより鋼中に発生・侵入した水素と粒内で結合
して粒界への拡散を抑制する。また、いずれの元素もオ
ーステナイト相を安定化する働きがあるが、多量の添加
は加工性の悪化につながる場合がある。また多量の水素
化物を粒内に形成することにより粒内で水素割れを誘発
する恐れがある。よって、ＰｔおよびＰｄの過剰の添加
は避けるべきであり、これらの問題がない範囲として、
０.１ 〜１６％とした。５〜１２％が好ましく、特に７
〜１０％が好ましい。さらに、ＰｔおよびＰｄの原子体
積比は４１〜４５％(ただしＮｉ中)とオーバーサイズ原
子であるため、母相の平均原子体積を上昇させる作用が
あり、Ｃｒの原子体積比を０.９００〜１.０３０に調整
して照射誘起粒界Ｃｒ欠乏層発生メカニズムの抑制に寄
与する。
内に全率固溶する水素を吸蔵する元素であるため、添加
することにより鋼中に発生・侵入した水素と粒内で結合
して粒界への拡散を抑制する。また、いずれの元素もオ
ーステナイト相を安定化する働きがあるが、多量の添加
は加工性の悪化につながる場合がある。また多量の水素
化物を粒内に形成することにより粒内で水素割れを誘発
する恐れがある。よって、ＰｔおよびＰｄの過剰の添加
は避けるべきであり、これらの問題がない範囲として、
０.１ 〜１６％とした。５〜１２％が好ましく、特に７
〜１０％が好ましい。さらに、ＰｔおよびＰｄの原子体
積比は４１〜４５％(ただしＮｉ中)とオーバーサイズ原
子であるため、母相の平均原子体積を上昇させる作用が
あり、Ｃｒの原子体積比を０.９００〜１.０３０に調整
して照射誘起粒界Ｃｒ欠乏層発生メカニズムの抑制に寄
与する。
【００２６】Ｃｒは高温水中での粒界の耐食性を向上す
る働きがあるが、９％未満では不十分であり、２６％を
越えるとσ相を形成しやすく機械的性質が悪化するの
で、９％〜２６％とすべきである。１４.５％ 〜２２％
が好ましく、特に１７％〜20.6％が好ましい。
る働きがあるが、９％未満では不十分であり、２６％を
越えるとσ相を形成しやすく機械的性質が悪化するの
で、９％〜２６％とすべきである。１４.５％ 〜２２％
が好ましく、特に１７％〜20.6％が好ましい。
【００２７】ＮｉとＭｎは合金中でオーステナイト組織
を得るために必要な元素であり、中性子照射下で用いる
合金は照射脆化の観点から、オーステナイト相安定であ
ることが望ましい。特にＮｉは最低８％が必要であり、
Ｍｎは１６％以下で添加すべきである。ただし、過剰の
Ｎｉ，Ｍｎの添加は強度低下や脆化相の析出を誘発する
ため好ましくない。よって、先に述べた母材のオーステ
ナイト組織安定の効果を満たす添加量としてＮｉ：８〜
２０％，Ｍｎ０.５ 〜１６％が好ましく、特にＮｉは１
０〜１４％が好ましい。
を得るために必要な元素であり、中性子照射下で用いる
合金は照射脆化の観点から、オーステナイト相安定であ
ることが望ましい。特にＮｉは最低８％が必要であり、
Ｍｎは１６％以下で添加すべきである。ただし、過剰の
Ｎｉ，Ｍｎの添加は強度低下や脆化相の析出を誘発する
ため好ましくない。よって、先に述べた母材のオーステ
ナイト組織安定の効果を満たす添加量としてＮｉ：８〜
２０％，Ｍｎ０.５ 〜１６％が好ましく、特にＮｉは１
０〜１４％が好ましい。
【００２８】ＭｎとＰｄ及びＰｔ量とは相互関係があ
り、図６に示すようにこれらはＡ(0.5％，１６％）,Ｂ
（０.５％，１０％）,（１０％，０.１％），Ｄ（１６
％，0.1％），Ｅ（１６％，７％），Ｆ（６％，１６
％）で囲まれた範囲が好ましく、更にＭｎ量３〜１２％
とＰｄ又はＰｔ量４〜１２％とし、更にＭｎ３〜７％と
Ｐｄ又はＰｔ８〜１２％，Ｍｎ８〜１２％とＰｄ又はＰ
ｔ３〜７％との組合せが好ましい。
り、図６に示すようにこれらはＡ(0.5％，１６％）,Ｂ
（０.５％，１０％）,（１０％，０.１％），Ｄ（１６
％，0.1％），Ｅ（１６％，７％），Ｆ（６％，１６
％）で囲まれた範囲が好ましく、更にＭｎ量３〜１２％
とＰｄ又はＰｔ量４〜１２％とし、更にＭｎ３〜７％と
Ｐｄ又はＰｔ８〜１２％，Ｍｎ８〜１２％とＰｄ又はＰ
ｔ３〜７％との組合せが好ましい。
【００２９】Ｆｅは本合金のベースとなる元素で、今ま
での炉心材料の使用実績から５０〜７０％が好ましく、
特に５０〜６５％、より５２〜６０％が好ましい。
での炉心材料の使用実績から５０〜７０％が好ましく、
特に５０〜６５％、より５２〜６０％が好ましい。
【００３０】Ｍｏは高温水中での耐食性向上の見地か
ら、３％以下添加するとよい。しかし、３％を越えると
σ相の生成を促進して機械的性質を著しく損なう。特
に、1.0〜２.５％ が好ましい。
ら、３％以下添加するとよい。しかし、３％を越えると
σ相の生成を促進して機械的性質を著しく損なう。特
に、1.0〜２.５％ が好ましい。
【００３１】Ｔｉ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ，Ｖ，Ｚｒのこれ
らの元素は中性子照射かでの耐食性，耐照射脆性に有効
である。特に微細な炭化物を形成して、Ｃｒ炭化物の析
出を防止し、粒界近傍のＣｒ濃度低下を防止できる。し
かしこれらの元素のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金への固溶限界
を考慮し、かつ十分な添加効果が得られる添加量とし
て、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｈｆ，ＶおよびＺｒの一種また
は二種以上を１.０ ％以下添加することが好ましく、特
に０.１〜０.６％が好ましい。
らの元素は中性子照射かでの耐食性，耐照射脆性に有効
である。特に微細な炭化物を形成して、Ｃｒ炭化物の析
出を防止し、粒界近傍のＣｒ濃度低下を防止できる。し
かしこれらの元素のＦｅ−Ｎｉ−Ｃｒ合金への固溶限界
を考慮し、かつ十分な添加効果が得られる添加量とし
て、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｔａ，Ｈｆ，ＶおよびＺｒの一種また
は二種以上を１.０ ％以下添加することが好ましく、特
に０.１〜０.６％が好ましい。
【００３２】Ｃは中性子照射および加熱によりＣｒと反
応して粒界近傍にＣｒ炭化物を析出し、粒界のＣｒ濃度
を低下させる。粒界Ｃｒ欠乏層の形成は粒界の耐食性を
低め、応力腐食割れを生じるので、できるだけ低い方が
よいが、強度を高める0.03％以下とすべきである。しか
し、０.００２％ 以下の非常に低いものでは強度を低
め、耐照射脆性が悪化するので、好ましくない。従っ
て、０.００３％ 以上含めるのが好ましく、特に０.０
０８〜０.０２０％が好ましい。
応して粒界近傍にＣｒ炭化物を析出し、粒界のＣｒ濃度
を低下させる。粒界Ｃｒ欠乏層の形成は粒界の耐食性を
低め、応力腐食割れを生じるので、できるだけ低い方が
よいが、強度を高める0.03％以下とすべきである。しか
し、０.００２％ 以下の非常に低いものでは強度を低
め、耐照射脆性が悪化するので、好ましくない。従っ
て、０.００３％ 以上含めるのが好ましく、特に０.０
０８〜０.０２０％が好ましい。
【００３３】Ｐ，Ｓのこれらの元素は不可避な不純物と
して含有される。これらの不純物は照射誘起粒界偏析メ
カニズムにより粒界に集積し、粒界の耐食性を著しく損
なう。よってＰは０.０５％以下，Ｓは０.００３％以下
が好ましい。Ｓｉは中性子照射，高温高圧水環境下です
き間腐食感受性を抑制する働きがあり、さらに製鋼の工
程で脱酸素剤として働くため１％以下とし、特に０.０
５〜１.０％とすることが好ましい。以上、中性子照射
による照射脆化や工業的プロセスを考慮すると、Ｓｉは
０.３〜０.６％、Ｐは０.０１％以下、Ｓは０.００２％
以下がより好ましい。
して含有される。これらの不純物は照射誘起粒界偏析メ
カニズムにより粒界に集積し、粒界の耐食性を著しく損
なう。よってＰは０.０５％以下，Ｓは０.００３％以下
が好ましい。Ｓｉは中性子照射，高温高圧水環境下です
き間腐食感受性を抑制する働きがあり、さらに製鋼の工
程で脱酸素剤として働くため１％以下とし、特に０.０
５〜１.０％とすることが好ましい。以上、中性子照射
による照射脆化や工業的プロセスを考慮すると、Ｓｉは
０.３〜０.６％、Ｐは０.０１％以下、Ｓは０.００２％
以下がより好ましい。
【００３４】Ｎは熱中性子による（ｎ，ｐ）で、ステン
レス鋼中の水素の発生源として働くためこれら水素が粒
界に集積し、中性子照射下での耐照射脆性の点で好まし
くない。しかし、０.００３％ 以下の非常に低いもので
は強度を低め、耐照射脆性が悪化するので、好ましくな
い。従って、０.０２％以下が好ましく、特に０.０１％
以下、より０.００５〜０.００８％が好ましい。
レス鋼中の水素の発生源として働くためこれら水素が粒
界に集積し、中性子照射下での耐照射脆性の点で好まし
くない。しかし、０.００３％ 以下の非常に低いもので
は強度を低め、耐照射脆性が悪化するので、好ましくな
い。従って、０.０２％以下が好ましく、特に０.０１％
以下、より０.００５〜０.００８％が好ましい。
【００３５】以上のような成分を有するオーステナイト
鋼は溶解，鍛造，鋳造および溶体化処理を経て製造され
るが、溶解の雰囲気は真空が好ましい。また製造の工程
で、粗大な析出相、例えば炭化物やσ相等が形成する。
これを抑制するために、1050℃前後の温度で溶体化した
後、５０％以下の冷間圧延と９５０〜１０５０℃の温度
で焼鈍を一回以上繰り返すことで粗大な析出相の形成を
抑制することができ、加工性の向上が計れる。本発明に
係る鋼は全オーステナイト相の均一な固溶体とすること
が好ましい。
鋼は溶解，鍛造，鋳造および溶体化処理を経て製造され
るが、溶解の雰囲気は真空が好ましい。また製造の工程
で、粗大な析出相、例えば炭化物やσ相等が形成する。
これを抑制するために、1050℃前後の温度で溶体化した
後、５０％以下の冷間圧延と９５０〜１０５０℃の温度
で焼鈍を一回以上繰り返すことで粗大な析出相の形成を
抑制することができ、加工性の向上が計れる。本発明に
係る鋼は全オーステナイト相の均一な固溶体とすること
が好ましい。
【００３６】さらに軽水炉，重水炉，核融合炉の炉心構
造物を作製する過程においても950〜１０５０℃の温度
で焼鈍を１回以上繰り返すことで粗大な析出相の形成を
抑制することが出きる。
造物を作製する過程においても950〜１０５０℃の温度
で焼鈍を１回以上繰り返すことで粗大な析出相の形成を
抑制することが出きる。
【００３７】以上のような鋼中に発生する水素を鋼の結
晶粒内に形成する合金元素を含有させることにより耐中
性子照射性の高いオーステナイト鋼を用いて作製された
構造物や機器は、軽水炉，重水炉，核融合炉炉心中で１
０23ｎ／ｍ2 以上の中性子照射を受け、高温高圧純水に
接する環境に置かれた場合、従来のJIS304,316系ステン
レス鋼に比べ、優れた耐食性を示すことが期待される。
晶粒内に形成する合金元素を含有させることにより耐中
性子照射性の高いオーステナイト鋼を用いて作製された
構造物や機器は、軽水炉，重水炉，核融合炉炉心中で１
０23ｎ／ｍ2 以上の中性子照射を受け、高温高圧純水に
接する環境に置かれた場合、従来のJIS304,316系ステン
レス鋼に比べ、優れた耐食性を示すことが期待される。
【００３８】本発明の鋼はその成分にＰｔやＰｄといっ
た、鋼中で水素との結合力の強い元素を固溶させたもの
である。また、母相の平均原子体積に対するＣｒの原子
体積の比を０.９００〜１.０３０とすることにより粒界
でのＣｒ量の低下を防止できる。０.９００ 以下ではＰ
ｔもしくはＰｄを大量に含むこととなり、核置性，機械
的強度および靭性が低下するので好ましくなく、加えて
大量のＰｔもしくはＰｄは水素の粒内への過剰な蓄積を
引き起こすため、粒内での水素割れを誘発する恐れがあ
る。一方、１.０３０ を越えると中性子照射によって粒
界Ｃｒ濃度が母相の濃度を下回り、応力腐食割れを生じ
るので好ましくなく、加えて水素の粒内へのトラップ効
果が期待できない。上記の条件を満たすためにＰｔまた
はＰｄを０.１ 〜１６％添加すべきである。
た、鋼中で水素との結合力の強い元素を固溶させたもの
である。また、母相の平均原子体積に対するＣｒの原子
体積の比を０.９００〜１.０３０とすることにより粒界
でのＣｒ量の低下を防止できる。０.９００ 以下ではＰ
ｔもしくはＰｄを大量に含むこととなり、核置性，機械
的強度および靭性が低下するので好ましくなく、加えて
大量のＰｔもしくはＰｄは水素の粒内への過剰な蓄積を
引き起こすため、粒内での水素割れを誘発する恐れがあ
る。一方、１.０３０ を越えると中性子照射によって粒
界Ｃｒ濃度が母相の濃度を下回り、応力腐食割れを生じ
るので好ましくなく、加えて水素の粒内へのトラップ効
果が期待できない。上記の条件を満たすためにＰｔまた
はＰｄを０.１ 〜１６％添加すべきである。
【００３９】本発明の鋼は室温における耐力が１８kg／
mm2 以上，引張強さが４９kg／mm2以上，伸び率４０％
以上，絞り率６０％以上，ヴィッカース硬さ２００以下
が好ましく、特に、耐力２５〜５０kg／mm2，引張強さ
５５〜８０kg／mm2，伸び率４０〜７５％が好ましい。
mm2 以上，引張強さが４９kg／mm2以上，伸び率４０％
以上，絞り率６０％以上，ヴィッカース硬さ２００以下
が好ましく、特に、耐力２５〜５０kg／mm2，引張強さ
５５〜８０kg／mm2，伸び率４０〜７５％が好ましい。
【００４０】本発明に係る鋼を前述のＢＷＲ原子炉内構
造物に用いることにより原子炉内構造物を交換すること
なく３０年以上使用することができ、特に４０年間同様
に使用できる。特に、原子炉として熱出力3,200MW以
上，炉圧力７.０ＭＰａ以上，温度２８８℃以上である
大容量に対して長期にわたる使用において有効である。
造物に用いることにより原子炉内構造物を交換すること
なく３０年以上使用することができ、特に４０年間同様
に使用できる。特に、原子炉として熱出力3,200MW以
上，炉圧力７.０ＭＰａ以上，温度２８８℃以上である
大容量に対して長期にわたる使用において有効である。
【００４１】更に、本発明に係る鋼を同様に用いたＡＢ
ＷＲ原子炉においては熱出力4300MW以上，炉圧力７.２
ＭＰａ 以上，温度２８８℃以上とし、電気出力を1500M
W以上の大容量化が達成できるものである。更に、この
ＡＢＷＲにおいても前述の構造材を無交換で３０年以上
の使用が可能となるものである。
ＷＲ原子炉においては熱出力4300MW以上，炉圧力７.２
ＭＰａ 以上，温度２８８℃以上とし、電気出力を1500M
W以上の大容量化が達成できるものである。更に、この
ＡＢＷＲにおいても前述の構造材を無交換で３０年以上
の使用が可能となるものである。
【００４２】特に、本発明に係る鋼を用いることにより
定検時被曝量を２０ msv／人年以下，定検期間を３０日
以内，稼働率９０％以上，熱効率３５％以上，ボイド係
数−２.８〜−４.２％，取出燃焼度４５〜７０ＧＷｄ／
ｔとすることが可能である。
定検時被曝量を２０ msv／人年以下，定検期間を３０日
以内，稼働率９０％以上，熱効率３５％以上，ボイド係
数−２.８〜−４.２％，取出燃焼度４５〜７０ＧＷｄ／
ｔとすることが可能である。
【００４３】
実施例１ 表１は本発明及び従来鋼に係わる合金の化学組成（重量
％）を示し、これらについて(1）〜(5）の実験を行っ
た。これらの鋼は、真空溶解後、熱間鍛造および熱間圧
延を施し、１０５０℃で溶体化処理後、所望の試験片厚
さまで冷間圧延と焼鈍を繰り返し、最終的に１０５０℃
３０分の溶体化処理を行ったものである。また、Ｎo.１
５，１６，１７はそれぞれJIS304,316ステンレス鋼およ
びＦｅ−１５％Ｍｎ−１０％Ｎｉ−２３％Ｃｒ鋼の従来
の材料である。
％）を示し、これらについて(1）〜(5）の実験を行っ
た。これらの鋼は、真空溶解後、熱間鍛造および熱間圧
延を施し、１０５０℃で溶体化処理後、所望の試験片厚
さまで冷間圧延と焼鈍を繰り返し、最終的に１０５０℃
３０分の溶体化処理を行ったものである。また、Ｎo.１
５，１６，１７はそれぞれJIS304,316ステンレス鋼およ
びＦｅ−１５％Ｍｎ−１０％Ｎｉ−２３％Ｃｒ鋼の従来
の材料である。
【００４４】(1）１０５０℃，３０分間の溶体化処理し
た供試材を温度３００℃で照射量５×１０26ｎ／ｍ2 ま
で中性子照射し、オートクレーブを用いて温度３００℃
×２４ｈ高温高圧水にて水素を強制注入した。その後、
室温大気中雰囲気で、３×１０-7／秒の歪速度で引張試
験した。試験後、走査型電子顕微鏡を用いて破断面を観
察し、粒界破断した部位の面積の小さいものを高温高圧
水中での耐食性と耐水素割れ感受性に優れる供試材とし
た。
た供試材を温度３００℃で照射量５×１０26ｎ／ｍ2 ま
で中性子照射し、オートクレーブを用いて温度３００℃
×２４ｈ高温高圧水にて水素を強制注入した。その後、
室温大気中雰囲気で、３×１０-7／秒の歪速度で引張試
験した。試験後、走査型電子顕微鏡を用いて破断面を観
察し、粒界破断した部位の面積の小さいものを高温高圧
水中での耐食性と耐水素割れ感受性に優れる供試材とし
た。
【００４５】(2）(1）と同様の溶体化，中性子照射およ
び水素の強制注入を施した供試材を、２８８℃高温高圧
水雰囲気で、３×１０-7／秒の歪速度で引張試験した
後、走査型電子顕微鏡を用いて破断面を観察し、粒界破
断した部位の面積の小さいものを高温高圧水中での耐食
性と耐水素割れ感受性に優れる供試材とした。
び水素の強制注入を施した供試材を、２８８℃高温高圧
水雰囲気で、３×１０-7／秒の歪速度で引張試験した
後、走査型電子顕微鏡を用いて破断面を観察し、粒界破
断した部位の面積の小さいものを高温高圧水中での耐食
性と耐水素割れ感受性に優れる供試材とした。
【００４６】(3）母相の平均原子体積に対するＣｒの原
子体積の比（Volume Size Factor：ＶＳＦ）の計算を行
った。やり方は次のとおりである。γ−Ｆｅ，Ｃｒ，Ｎ
ｉ，Ｍｎ,Ｐｄの各々の原子半径は１.２６，１.２９，
１.２５，１.４９，１.３６Ａであり、これらの各元素
の原子１個の体積を求め、この値に各元素の含有量（重
量％）をかけた総和を１００で割って母材の平均原子半
径とした。Ｎｉは５〜１０％の範囲とし、全オーステナ
イト組織となるように、Ｎｉ当量とＣｒ当量とのシェフ
ラー状態図で示されるフェライト量０％線上のＮｉ当量
となるようなＮｉ当量とした。Ｃ，Ｓｉ，ＳおよびＰは
微量不純物元素であるので、計算上は考慮しなかった。
子体積の比（Volume Size Factor：ＶＳＦ）の計算を行
った。やり方は次のとおりである。γ−Ｆｅ，Ｃｒ，Ｎ
ｉ，Ｍｎ,Ｐｄの各々の原子半径は１.２６，１.２９，
１.２５，１.４９，１.３６Ａであり、これらの各元素
の原子１個の体積を求め、この値に各元素の含有量（重
量％）をかけた総和を１００で割って母材の平均原子半
径とした。Ｎｉは５〜１０％の範囲とし、全オーステナ
イト組織となるように、Ｎｉ当量とＣｒ当量とのシェフ
ラー状態図で示されるフェライト量０％線上のＮｉ当量
となるようなＮｉ当量とした。Ｃ，Ｓｉ，ＳおよびＰは
微量不純物元素であるので、計算上は考慮しなかった。
【００４７】
【表１】
【００４８】(4）１０５０℃，３０分間の溶体化処理し
た供試材を温度３００℃で照射量５×１０26ｎ／ｍ2 ま
で中性子照射し、照射後、粒界のＣｒ濃度をエネルギー
分散型Ｘ線分析装置を用いて分析した。
た供試材を温度３００℃で照射量５×１０26ｎ／ｍ2 ま
で中性子照射し、照射後、粒界のＣｒ濃度をエネルギー
分散型Ｘ線分析装置を用いて分析した。
【００４９】(5）本発明鋼と従来鋼のオーステナイト相
安定性はフェライトスコープを用いて比較した。
安定性はフェライトスコープを用いて比較した。
【００５０】図１及び図３は(1）の実験の結果を、粒界
破断面の面積率とＰｄ及びＰｔ添加量の相関でまとめた
ものである。照射材・未照射材ともにＰｄ及びＰｔ添加
量の増加に伴って粒界破断面の面積率が低下しているこ
とがわかる。これは、従来鋼では鋼中に侵入した水素が
粒界に集積したため高い水素割れ感受性を呈したが、本
発明鋼では鋼中のＰｄもしくはＰｔが水素を粒内にトラ
ップし、粒界への拡散と集積を抑制したため粒界割れが
低下したことを示す。
破断面の面積率とＰｄ及びＰｔ添加量の相関でまとめた
ものである。照射材・未照射材ともにＰｄ及びＰｔ添加
量の増加に伴って粒界破断面の面積率が低下しているこ
とがわかる。これは、従来鋼では鋼中に侵入した水素が
粒界に集積したため高い水素割れ感受性を呈したが、本
発明鋼では鋼中のＰｄもしくはＰｔが水素を粒内にトラ
ップし、粒界への拡散と集積を抑制したため粒界割れが
低下したことを示す。
【００５１】図２及び図４は(2）の実験の結果を、粒界
破断面の面積率とＰｄもしくはＰｔ添加量の相関でまと
めたものである。図１及び図３と同様、照射材・未照射
材ともにＰｄもしくはＰｔ添加量の増加に伴って粒界破
断面の面積率が低下していることがわかる。これは前述
に示した粒界水素割れ感受性の低下とともに、照射によ
る粒界Ｃｒ欠乏層の発生が抑制されたため、従来鋼より
もよい耐食性を呈したことを示す。
破断面の面積率とＰｄもしくはＰｔ添加量の相関でまと
めたものである。図１及び図３と同様、照射材・未照射
材ともにＰｄもしくはＰｔ添加量の増加に伴って粒界破
断面の面積率が低下していることがわかる。これは前述
に示した粒界水素割れ感受性の低下とともに、照射によ
る粒界Ｃｒ欠乏層の発生が抑制されたため、従来鋼より
もよい耐食性を呈したことを示す。
【００５２】これらの図からＰｄの添加量が２％以下で
の明確な効果はあらわれていないが、０.５％ で十分な
効果を有し、１％では相当大きな効果を有する。特に、
Ｐｔでは０.１％ でも大きく効果を有する。
の明確な効果はあらわれていないが、０.５％ で十分な
効果を有し、１％では相当大きな効果を有する。特に、
Ｐｔでは０.１％ でも大きく効果を有する。
【００５３】図５は(3）の実験の典型的な結果の例とし
てＮo.６および１０の供試材と比較材としてのJIS304ス
テンレス鋼の粒界のＣｒ濃度の結果を示す。従来材では
粒界近傍で生地１８％から１２％まで約６％のＣｒ欠乏
が生じている。一方、本発明のＰｄ添加鋼Ｎo.６および
１０ではＣｒ欠乏層の発生は観察されず、むしろＮo.１
０では粒界でＣｒの濃化が生じていることがわかる。Ｎ
o.６および１０は、Ｐｄの添加効果によりＣｒのＶＳＦ
が０.９９７および０.９５４といずれも１以下となった
ため、照射欠陥の形成と拡散にともなって粒界にＣｒが
集積したからである。
てＮo.６および１０の供試材と比較材としてのJIS304ス
テンレス鋼の粒界のＣｒ濃度の結果を示す。従来材では
粒界近傍で生地１８％から１２％まで約６％のＣｒ欠乏
が生じている。一方、本発明のＰｄ添加鋼Ｎo.６および
１０ではＣｒ欠乏層の発生は観察されず、むしろＮo.１
０では粒界でＣｒの濃化が生じていることがわかる。Ｎ
o.６および１０は、Ｐｄの添加効果によりＣｒのＶＳＦ
が０.９９７および０.９５４といずれも１以下となった
ため、照射欠陥の形成と拡散にともなって粒界にＣｒが
集積したからである。
【００５４】表２は、(1）〜(5）の実験を表１に記載し
た供試材に施した結果を示す。本発明鋼への水素割れ感
受性試験において、中性子照射前および照射後いずれに
おいても従来鋼の結果に比べ良好であった。さらに、高
温水中における耐食性試験において、中性子照射前およ
び照射後いずれにおいても従来鋼の結果に比べ良好であ
った。以上のことよりＰｄもしくはＰｔはステンレス鋼
の粒界水素割れ感受性を低減する働きがあり、したがっ
て原子炉炉心環境下での中性子照射脆化改善効果が期待
できる。
た供試材に施した結果を示す。本発明鋼への水素割れ感
受性試験において、中性子照射前および照射後いずれに
おいても従来鋼の結果に比べ良好であった。さらに、高
温水中における耐食性試験において、中性子照射前およ
び照射後いずれにおいても従来鋼の結果に比べ良好であ
った。以上のことよりＰｄもしくはＰｔはステンレス鋼
の粒界水素割れ感受性を低減する働きがあり、したがっ
て原子炉炉心環境下での中性子照射脆化改善効果が期待
できる。
【００５５】
【表２】
【００５６】表１に示すとおり、本発明鋼Ｎo.１〜１４
はＶＳＦ値が１.０３ 以下と小さく、従来鋼のＮo.１５
および１６のそれはいずれも１.０５６ 以上の高い値を
示している。
はＶＳＦ値が１.０３ 以下と小さく、従来鋼のＮo.１５
および１６のそれはいずれも１.０５６ 以上の高い値を
示している。
【００５７】ＶＳＦが０.９９５ 以下である本発明鋼Ｎ
o.７〜１１及び１３，１４は粒界におけるＣｒ濃度が約
２重量％増加していることから、中性子照射下における
耐ＳＣＣに関する改善が期待できる。また、ＶＳＦが
０.９９７〜１.０１５の本発明鋼Ｎo.１〜６は粒界のＣ
ｒ濃度変化がわずかで、中性子照射下におけるＳＣＣ感
受性の改善が期待できるが、ほんのわずか低下する傾向
が見られる。したがって、照射下で粒界のＣｒ欠乏層を
確実に抑制するためにはＶＳＦ値を０.９９５以下にす
ることが望ましい。従来鋼のＶＳＦ値が１.０５ 以上の
ものはいずれも粒界のＣｒ濃度が７重量％減少してお
り、中性子照射下・高温高圧水環境下でＳＣＣを生じる
と考えられる。
o.７〜１１及び１３，１４は粒界におけるＣｒ濃度が約
２重量％増加していることから、中性子照射下における
耐ＳＣＣに関する改善が期待できる。また、ＶＳＦが
０.９９７〜１.０１５の本発明鋼Ｎo.１〜６は粒界のＣ
ｒ濃度変化がわずかで、中性子照射下におけるＳＣＣ感
受性の改善が期待できるが、ほんのわずか低下する傾向
が見られる。したがって、照射下で粒界のＣｒ欠乏層を
確実に抑制するためにはＶＳＦ値を０.９９５以下にす
ることが望ましい。従来鋼のＶＳＦ値が１.０５ 以上の
ものはいずれも粒界のＣｒ濃度が７重量％減少してお
り、中性子照射下・高温高圧水環境下でＳＣＣを生じる
と考えられる。
【００５８】相安定性試験では、本発明鋼はSUS304また
は３１６鋼などの従来鋼と同程度にオーステナイト相が
安定であり、照射脆化や機械的性質の点で従来材と同程
度かそれ以上の特性が期待できる。
は３１６鋼などの従来鋼と同程度にオーステナイト相が
安定であり、照射脆化や機械的性質の点で従来材と同程
度かそれ以上の特性が期待できる。
【００５９】本実施例に関わる鋼の室温における耐力は
１８kg／mm2 以上，引張強さは４９kg／mm2 以上，伸び
率は４０％以上，絞り率は６０％以上，ヴィッカース硬
さは２００以下であった。
１８kg／mm2 以上，引張強さは４９kg／mm2 以上，伸び
率は４０％以上，絞り率は６０％以上，ヴィッカース硬
さは２００以下であった。
【００６０】実施例２ 軽水炉の炉心で用いられている部材は、中性子照射を受
け、さらに炉水と接している表面部分から腐食反応が進
行して照射脆化を加速することが考えられる。そこで、
オーステナイトステンレス鋼や低合金鋼などの原子炉を
構成している既存の鉄鋼材料の表面から深さ０.１ 〜１
mmの領域を、次にあげるような方法で改質または合金化
することによって、既存材料の表面部分の耐照射脆性を
改善することができ、既存材料の照射脆化を表面部分で
食い止めることができる。
け、さらに炉水と接している表面部分から腐食反応が進
行して照射脆化を加速することが考えられる。そこで、
オーステナイトステンレス鋼や低合金鋼などの原子炉を
構成している既存の鉄鋼材料の表面から深さ０.１ 〜１
mmの領域を、次にあげるような方法で改質または合金化
することによって、既存材料の表面部分の耐照射脆性を
改善することができ、既存材料の照射脆化を表面部分で
食い止めることができる。
【００６１】(1）改質したい材料の表面に本発明鋼もし
くはＰｔ，Ｐｄの箔をはり付け、かつレーザー光を用い
た局所的に入熱する方法で表面から１mm以内の領域を溶
融して所望の合金成分に改質する。
くはＰｔ，Ｐｄの箔をはり付け、かつレーザー光を用い
た局所的に入熱する方法で表面から１mm以内の領域を溶
融して所望の合金成分に改質する。
【００６２】(2）所望の成分の合金で溶接棒を作製し、
ＴＩＧ溶接法により改質したい材料の表面から１mm以内
の厚さに均一に肉盛して所望の合金成分領域を形成す
る。
ＴＩＧ溶接法により改質したい材料の表面から１mm以内
の厚さに均一に肉盛して所望の合金成分領域を形成す
る。
【００６３】(3）改質したい材料の表面に１mm以内の厚
さとなるようにメッキを施し、熱処理による拡散接合，
溶融によって表面を合金化する。
さとなるようにメッキを施し、熱処理による拡散接合，
溶融によって表面を合金化する。
【００６４】軽水炉炉心構造物のうち、シュラウドは燃
料棒や中性子計装管，制御棒などの炉心機器を保持する
機能を果たしており、構造上取り替え施工のむずかしい
最も重量な構造物の一つである。軽水炉ではシュラウド
は３０４もしくは３１６Ｌステンレス鋼で製造されてい
るが、これらが長期間にわたって中性子照射量を受ける
高温高圧水中下で用いられるうちに、炉水と接する表面
から中性子照射による脆化が進行することが懸念され
る。そこで前述に示したように、シュラウドの全部また
は特に脆化の著しい一部分の表面に本発明鋼もしくはＰ
ｔ，Ｐｄの箔をはり付け、かつレーザー光を用いた局所
的に入熱する方法で表面から１mm以内の領域を溶融して
所望の合金成分に改質することで、従来から使用されて
いる取り替え施工のできない構造物の耐食性を向上する
ことができる。また中性子源パイプは中性子源パイプの
比較的容易に取り替えることのできる構造物や機器につ
いても、従来の材料の表面に本発明鋼もしくはＰｔ，Ｐ
ｄの箔をはり付け、かつレーザー光を用いた局所的に入
熱する方法で表面から１mm以内の領域を溶融して所望の
合金成分に改質することにより、本発明に関わる合金で
製造したのと同様の耐食性の向上が計れる。この方法は
シュラウドや中性子源パイプの外，炉心支持板，中性子
計装管，制御棒，上部格子板，燃料集合体用チャンネル
ボックス，スプレイノズル，ベントノズル，圧力容器
蓋，圧力容器フランジ，計測用ノズル，気水分離器，シ
ュラウドヘッド，給水入口ノズル，ジェットポンプ，再
循環水出口ノズル，蒸気乾燥器，蒸気出口ノズル，給水
スパージャ，炉心スプレイノズル，下部格子板，再循環
水入口ノズル，バッフル板，制御棒案内管などの軽水炉
々心構造物，炉心機器にも適用でき、同様の耐食性の向
上が計れる。併せて、水冷却方法を用いたトカマク型核
融合炉の炉心構造物，炉心機器であるダイバータ，第１
壁，冷却パネル，真空容器などにも適用でき、同様の耐
食性の向上が計れる。また、前述の(2），(3）の施工方
法は(1）の方法と等価な耐食性向上の効果が期待でき
る。
料棒や中性子計装管，制御棒などの炉心機器を保持する
機能を果たしており、構造上取り替え施工のむずかしい
最も重量な構造物の一つである。軽水炉ではシュラウド
は３０４もしくは３１６Ｌステンレス鋼で製造されてい
るが、これらが長期間にわたって中性子照射量を受ける
高温高圧水中下で用いられるうちに、炉水と接する表面
から中性子照射による脆化が進行することが懸念され
る。そこで前述に示したように、シュラウドの全部また
は特に脆化の著しい一部分の表面に本発明鋼もしくはＰ
ｔ，Ｐｄの箔をはり付け、かつレーザー光を用いた局所
的に入熱する方法で表面から１mm以内の領域を溶融して
所望の合金成分に改質することで、従来から使用されて
いる取り替え施工のできない構造物の耐食性を向上する
ことができる。また中性子源パイプは中性子源パイプの
比較的容易に取り替えることのできる構造物や機器につ
いても、従来の材料の表面に本発明鋼もしくはＰｔ，Ｐ
ｄの箔をはり付け、かつレーザー光を用いた局所的に入
熱する方法で表面から１mm以内の領域を溶融して所望の
合金成分に改質することにより、本発明に関わる合金で
製造したのと同様の耐食性の向上が計れる。この方法は
シュラウドや中性子源パイプの外，炉心支持板，中性子
計装管，制御棒，上部格子板，燃料集合体用チャンネル
ボックス，スプレイノズル，ベントノズル，圧力容器
蓋，圧力容器フランジ，計測用ノズル，気水分離器，シ
ュラウドヘッド，給水入口ノズル，ジェットポンプ，再
循環水出口ノズル，蒸気乾燥器，蒸気出口ノズル，給水
スパージャ，炉心スプレイノズル，下部格子板，再循環
水入口ノズル，バッフル板，制御棒案内管などの軽水炉
々心構造物，炉心機器にも適用でき、同様の耐食性の向
上が計れる。併せて、水冷却方法を用いたトカマク型核
融合炉の炉心構造物，炉心機器であるダイバータ，第１
壁，冷却パネル，真空容器などにも適用でき、同様の耐
食性の向上が計れる。また、前述の(2），(3）の施工方
法は(1）の方法と等価な耐食性向上の効果が期待でき
る。
【００６５】実施例３ 図７は沸騰水型軽水炉（ＢＷＲ）炉心部の概略断面斜視
図である。図において、１：中性子源パイプ、２：炉心
支持板、３：中性子計装管、４：制御棒、５：炉心シュ
ラウド、６：上部格子板である。これらの構造物および
機器は軽水炉々心を構成するもので、中性子照射量が多
く、また、２８８℃，７ＭＰａの高温高圧水中下で用い
られている。これらの構造物および機器を本発明に関わ
る鋼で作製することにより、中性子照射下での粒界水素
割れ感受性を低減することができ、耐照射脆性の向上が
計れる。これら構造物および機器に使用する部品等に本
発明に関わる鋼を使用することで、同様の効果が期待で
きる。さらに沸騰水型以外の加圧水型原子炉の炉心部用
構造物および炉心機器に本発明に関わる鋼を用いること
で、同様の効果が期待できる。
図である。図において、１：中性子源パイプ、２：炉心
支持板、３：中性子計装管、４：制御棒、５：炉心シュ
ラウド、６：上部格子板である。これらの構造物および
機器は軽水炉々心を構成するもので、中性子照射量が多
く、また、２８８℃，７ＭＰａの高温高圧水中下で用い
られている。これらの構造物および機器を本発明に関わ
る鋼で作製することにより、中性子照射下での粒界水素
割れ感受性を低減することができ、耐照射脆性の向上が
計れる。これら構造物および機器に使用する部品等に本
発明に関わる鋼を使用することで、同様の効果が期待で
きる。さらに沸騰水型以外の加圧水型原子炉の炉心部用
構造物および炉心機器に本発明に関わる鋼を用いること
で、同様の効果が期待できる。
【００６６】炉心は上述の機器により構成される他、以
下の構成を有する。７：燃料集合体、８：スプレイノズ
ル、９：ベントノズル、１０：圧力容器蓋、１１：圧力
容器フランジ、１２：計測用ノズル、１３：気水分離
器、１４：シュラウドヘッド、１５：給水入口ノズル、
１６：ジェットポンプ、１７：再循環水出口ノズル、１
８：蒸気乾燥器、１９：蒸気出口ノズル、２０：給水ス
パージャ、２１：炉心スプレイノズル、２２：下部格子
板、２３：再循環水入口ノズル、２４：バッフル板、２
５：制御棒案内管。
下の構成を有する。７：燃料集合体、８：スプレイノズ
ル、９：ベントノズル、１０：圧力容器蓋、１１：圧力
容器フランジ、１２：計測用ノズル、１３：気水分離
器、１４：シュラウドヘッド、１５：給水入口ノズル、
１６：ジェットポンプ、１７：再循環水出口ノズル、１
８：蒸気乾燥器、１９：蒸気出口ノズル、２０：給水ス
パージャ、２１：炉心スプレイノズル、２２：下部格子
板、２３：再循環水入口ノズル、２４：バッフル板、２
５：制御棒案内管。
【００６７】図８は中性子源パイプの一部断面斜視図
で、本実施例では表１に示すＮo.９の合金を用いて製造
した。本パイプはパイプ部分は熱間にてシームレス管と
し、上部の棒の部分と下部の厚肉部分は熱間鍛造及び熱
処理とも実施例１と同じ製造工程によって得た。接合部
はいずれも電子ビーム溶接によって接合した。
で、本実施例では表１に示すＮo.９の合金を用いて製造
した。本パイプはパイプ部分は熱間にてシームレス管と
し、上部の棒の部分と下部の厚肉部分は熱間鍛造及び熱
処理とも実施例１と同じ製造工程によって得た。接合部
はいずれも電子ビーム溶接によって接合した。
【００６８】図９は円形の上部格子板６の切断面の断面
図及び図１０は円形の炉心支持板２の切断面の断面図で
ある。これらの構造物は同じく表１に示すＮo.９の合金
を用い、実施例１に示す製造法による熱間圧延及び熱処
理によって得た板を用いて溶接によって製造したもので
ある。
図及び図１０は円形の炉心支持板２の切断面の断面図で
ある。これらの構造物は同じく表１に示すＮo.９の合金
を用い、実施例１に示す製造法による熱間圧延及び熱処
理によって得た板を用いて溶接によって製造したもので
ある。
【００６９】図１１は中性子計装管３を示す炉心部断面
拡大図である。中性子計装管は原子炉圧力容器下鏡に溶
接接続されたハウジングに溶接によって接続される。本
実施例では同じく表１に示すＮo.９の合金を用い、シー
ムレスの中性子計装管が熱間によって製造され、実施例
１に記載の最終熱処理が施されたものである。
拡大図である。中性子計装管は原子炉圧力容器下鏡に溶
接接続されたハウジングに溶接によって接続される。本
実施例では同じく表１に示すＮo.９の合金を用い、シー
ムレスの中性子計装管が熱間によって製造され、実施例
１に記載の最終熱処理が施されたものである。
【００７０】図１２は制御棒の斜視図であり、本実施例
ではシース及びＢ4Ｃ チューブに表１に示すＮo.９の合
金を用いた。Ｂ4Ｃ チューブは熱間によって素管を作っ
た後、ピルガーミルによって冷間圧延と焼鈍とを繰返し
て得た。またシースは冷間圧延と焼鈍を繰返し薄板とし
た後、溶接によって得た。
ではシース及びＢ4Ｃ チューブに表１に示すＮo.９の合
金を用いた。Ｂ4Ｃ チューブは熱間によって素管を作っ
た後、ピルガーミルによって冷間圧延と焼鈍とを繰返し
て得た。またシースは冷間圧延と焼鈍を繰返し薄板とし
た後、溶接によって得た。
【００７１】図１３は燃料集合体７の部分断面図であ
る。燃料集合体７の主な構成は燃料棒５１，ウォータロ
ッド５２，チャンネルボックス５４，上部タイプレート
５５，下部タイプレート５６，スペーサ５７及びハンド
ル６１からなり、結合するためのボルト及びナットが多
数使用される。これらの構成部品に本発明の合金を用い
ることができる。ハンドル，上部及び下部タイプレート
の構造材は熱間鍛造後に溶体化処理が施され、チャンネ
ルボックス及びスペーサの薄板は熱間圧延後に溶体化処
理し、冷間圧延と焼鈍をくり返し製造され、燃料棒の被
覆管及びウォータロッドの薄肉管はピルガーミルによっ
て製造される。
る。燃料集合体７の主な構成は燃料棒５１，ウォータロ
ッド５２，チャンネルボックス５４，上部タイプレート
５５，下部タイプレート５６，スペーサ５７及びハンド
ル６１からなり、結合するためのボルト及びナットが多
数使用される。これらの構成部品に本発明の合金を用い
ることができる。ハンドル，上部及び下部タイプレート
の構造材は熱間鍛造後に溶体化処理が施され、チャンネ
ルボックス及びスペーサの薄板は熱間圧延後に溶体化処
理し、冷間圧延と焼鈍をくり返し製造され、燃料棒の被
覆管及びウォータロッドの薄肉管はピルガーミルによっ
て製造される。
【００７２】図１４は燃料棒の部分断面図であり、被覆
管６４及び端栓６７ともに本発明に係る合金が用いられ
る。
管６４及び端栓６７ともに本発明に係る合金が用いられ
る。
【００７３】以上の構成によって得られるＢＷＲ発電プ
ラントの主な仕様は表３に示す通りである。本実施例に
よれば、本発明に係る合金によって構成した各部材はい
ずれも３０年無交換で使用可能となり、更に検査によっ
て４０年で無交換で使用できる見通しが得られた。原子
炉温度は２８８℃であり、１２ケ月運転で５０日以内で
の定期点検がくり返し実施される。
ラントの主な仕様は表３に示す通りである。本実施例に
よれば、本発明に係る合金によって構成した各部材はい
ずれも３０年無交換で使用可能となり、更に検査によっ
て４０年で無交換で使用できる見通しが得られた。原子
炉温度は２８８℃であり、１２ケ月運転で５０日以内で
の定期点検がくり返し実施される。
【００７４】
【表３】
【００７５】実施例４ 図１４は改良型沸騰水型原子炉（ＡＢＷＲ）の断面図で
ある。
ある。
【００７６】原子炉圧力容器は、原子力発電所の中心機
器であるが、ＡＢＷＲでは、特にインターナルポンプ２
６を取り付けるノズルの構造がＢＷＲにはないものであ
る。このノズル部は、原子炉圧力容器内に温度および圧
力変化が生じても、インターナルポンプ２６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、スリーブ型の最適形状としている。
器であるが、ＡＢＷＲでは、特にインターナルポンプ２
６を取り付けるノズルの構造がＢＷＲにはないものであ
る。このノズル部は、原子炉圧力容器内に温度および圧
力変化が生じても、インターナルポンプ２６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、スリーブ型の最適形状としている。
【００７７】炉心流量の計測については、インターナル
ポンプ２６の部分運転の状態をも考慮して、実験による
検証も含めて精度の確保が図られている。また、タービ
ンに流れる蒸気流量の計測は、原子炉圧力容器の主蒸気
ノズル部に設けたベンチュリ構造によって行うが、計測
精度が十分確保される、２７は支持スカート(円錐型)、
２８は高圧炉心注水スパージャである。
ポンプ２６の部分運転の状態をも考慮して、実験による
検証も含めて精度の確保が図られている。また、タービ
ンに流れる蒸気流量の計測は、原子炉圧力容器の主蒸気
ノズル部に設けたベンチュリ構造によって行うが、計測
精度が十分確保される、２７は支持スカート(円錐型)、
２８は高圧炉心注水スパージャである。
【００７８】ＲＰＶ（原子炉圧力容器）は、冷却材の圧
力バウンダリを構成するとともに、炉心および圧力容器
内部構造物を内蔵し保持する機能を持つものである。
力バウンダリを構成するとともに、炉心および圧力容器
内部構造物を内蔵し保持する機能を持つものである。
【００７９】(1）圧力容器内径の増大 ＢＷＲのＲＰＶでは、燃料集合体７６４体，ジェットポ
ンプおよび内部構造物を収納して内径約６.４ｍ となっ
ていたが、ＡＢＷＲでは燃料集合体が８７２体に増えた
こと、インターナルポンプの炉内取り扱いスペースを確
保したことから、内径が約７.１ｍ となっている。
ンプおよび内部構造物を収納して内径約６.４ｍ となっ
ていたが、ＡＢＷＲでは燃料集合体が８７２体に増えた
こと、インターナルポンプの炉内取り扱いスペースを確
保したことから、内径が約７.１ｍ となっている。
【００８０】(2）圧力容器内高の縮小 ＢＷＲのＲＰＶの内高は約２２ｍであるのに対し、ＡＢ
ＷＲでは次に示す(a）〜(b）の要因によって約２１ｍに
なっている。
ＷＲでは次に示す(a）〜(b）の要因によって約２１ｍに
なっている。
【００８１】(a）高効率汽水分離器の採用によって、ス
タンドパイプ長さが短くなったこと。
タンドパイプ長さが短くなったこと。
【００８２】(b）ＦＭＣＲＤの採用により、制御棒落下
速度制限器が不要になったこと。
速度制限器が不要になったこと。
【００８３】(c）上ぶた・主フランジ構造変更による上
ぶた高さの減少。
ぶた高さの減少。
【００８４】(d）下鏡の皿型形状採用による高さの減
少。
少。
【００８５】(3）下鏡形状の変更 インターナルポンプの採用に伴い、インターナルポンプ
の圧力容器下部への据付け必要スペースを確保するこ
と、および冷却水の循環流路を考慮して下鏡形状をＢＷ
Ｒの半球型から皿型にしている。また、インターナルポ
ンプノズルを一体鍛造とし、溶接線数の増大のない設計
としている。
の圧力容器下部への据付け必要スペースを確保するこ
と、および冷却水の循環流路を考慮して下鏡形状をＢＷ
Ｒの半球型から皿型にしている。また、インターナルポ
ンプノズルを一体鍛造とし、溶接線数の増大のない設計
としている。
【００８６】表４に炉内構造物の項目を前述のＢＷＲと
対比して示す。
対比して示す。
【００８７】炉内構造物は、ＲＰＶ内にあって、炉心の
支持と冷却材の流路の形成、および炉心で発生した熱
水，蒸気を汽水分離する機能などの主要な役目のほか、
仮想事故下での冷却水の炉心注水路の確保など、その性
格上十分な健全性と信頼性が要求されている。
支持と冷却材の流路の形成、および炉心で発生した熱
水，蒸気を汽水分離する機能などの主要な役目のほか、
仮想事故下での冷却水の炉心注水路の確保など、その性
格上十分な健全性と信頼性が要求されている。
【００８８】
【表４】
【００８９】ＡＢＷＲについて前述のＢＷＲに対して異
なる点を述べたが、本実施例のＡＢＷＲにおける他の構
成部品は前述のＢＷＲと同様に製造した。
なる点を述べたが、本実施例のＡＢＷＲにおける他の構
成部品は前述のＢＷＲと同様に製造した。
【００９０】以上の構成によって得られるＡＢＷＲ発電
プラントの主な仕様は表５に示す通りである。本実施例
によれば、本発明に係る合金によって構成した各部材は
いずれも大容量化に対応でき、各部材はいずれも３０年
無交換で使用可能の見通しが得られた。原子炉の温度は
２８８℃であり、１２ケ月運転で４０日以内での定期点
検がくり返し実施され、４０年での無交換運転も可能で
あると考えられる。
プラントの主な仕様は表５に示す通りである。本実施例
によれば、本発明に係る合金によって構成した各部材は
いずれも大容量化に対応でき、各部材はいずれも３０年
無交換で使用可能の見通しが得られた。原子炉の温度は
２８８℃であり、１２ケ月運転で４０日以内での定期点
検がくり返し実施され、４０年での無交換運転も可能で
あると考えられる。
【００９１】
【表５】
【００９２】実施例５ 実施例４のＡＢＷＲのさらに大容量化を図った例であ
り、基本構造はほぼ同じである。容量の主な仕様は、炉
熱出力４５００ＭＷ，電気出力1600MW，炉圧力7.3MPa，
温度２８８℃である。本実施例に示すようにより高圧化
に伴って水素吸収による脆化が問題になるが、前述と同
様に圧力容器内の各部材を実施例１と同様の合金を用い
ることによって脆化の心配がなく長期にわたって安全に
運転が可能である。
り、基本構造はほぼ同じである。容量の主な仕様は、炉
熱出力４５００ＭＷ，電気出力1600MW，炉圧力7.3MPa，
温度２８８℃である。本実施例に示すようにより高圧化
に伴って水素吸収による脆化が問題になるが、前述と同
様に圧力容器内の各部材を実施例１と同様の合金を用い
ることによって脆化の心配がなく長期にわたって安全に
運転が可能である。
【００９３】実施例６ 図１５は、本発明鋼を用いたトーラス型核融合装置の概
要を縦断面図にて示したものである。図において、ペー
ス３１上にプラズマ３３の加熱及び制御を行うポロイダ
ル磁場コイル３４とダイバータコイル３５、及びプラズ
マ３３を閉じ込めるトロイダル磁場コイル３６の内側に
中空ドーナッ型の真空容器３７内に、例えばヘリウムの
ような冷却剤を供給して熱交換するブランケット３８の
内側に、燃料として重水素若しくは三重水素を入れてプ
ラズマ３３を生成するとともに、上記真空容器３７の下
部３７ａに遮蔽筒体３９に嵌装し、この遮蔽筒体３９の
内側に上記ダイバータコイル３５に接続され、冷却管ヘ
ッダー４０に支持された各ダイバータ板４１にプラズマ
３３より引出されたプラズマの一部３３ａ（Ｈｅ等の不
純物）を当て、さらに上記遮蔽筒体３９の開口部３９ａ
に排気管４２を介して排気ポンプ４３を設け、上記排気
管４２の上位の上記真空容器７に中性粒子入射装置４４
を設置したものである。
要を縦断面図にて示したものである。図において、ペー
ス３１上にプラズマ３３の加熱及び制御を行うポロイダ
ル磁場コイル３４とダイバータコイル３５、及びプラズ
マ３３を閉じ込めるトロイダル磁場コイル３６の内側に
中空ドーナッ型の真空容器３７内に、例えばヘリウムの
ような冷却剤を供給して熱交換するブランケット３８の
内側に、燃料として重水素若しくは三重水素を入れてプ
ラズマ３３を生成するとともに、上記真空容器３７の下
部３７ａに遮蔽筒体３９に嵌装し、この遮蔽筒体３９の
内側に上記ダイバータコイル３５に接続され、冷却管ヘ
ッダー４０に支持された各ダイバータ板４１にプラズマ
３３より引出されたプラズマの一部３３ａ（Ｈｅ等の不
純物）を当て、さらに上記遮蔽筒体３９の開口部３９ａ
に排気管４２を介して排気ポンプ４３を設け、上記排気
管４２の上位の上記真空容器７に中性粒子入射装置４４
を設置したものである。
【００９４】核融合装置は水冷構造を有する真空容器３
７内に重水素等を入れておき、他方、上記ポロイダル磁
場コイル３４，ダイバータコイル３５及びトロイダル磁
場コイル３６に電流を供給し、上記真空容器３７内の重
水素等をプラズマ３３に置換すると共に、真空容器３７
内に中性粒子入射装置４４で中性粒子を照明してプラズ
マ３３を２次加熱し、このプラズマ３３に生じた熱エネ
ルギーをブランケット３８内に流れる冷却剤と熱交換
し、この熱交換した冷却剤を装置外に取出して、これに
より、例えばタービンを駆動し得るものである。また一
方、真空容器３７内のプラズマ３のスパッタリングによ
り生じる不純物は、プラズマ発生効率を低減させるばか
りでなく、真空容器３７の表面を高熱による損傷する原
因となるので、この損傷の原因となる不純物を除去する
ためにダイバータ板４１が設けられており、ダイバータ
板４１に不純物を当てて除去するものである。ブランケ
ット３８の内側には第１壁４６が設けられ、水冷却され
る金属ベース４７にセラミックタイル４８がメタル接合
されたものとなっている。
７内に重水素等を入れておき、他方、上記ポロイダル磁
場コイル３４，ダイバータコイル３５及びトロイダル磁
場コイル３６に電流を供給し、上記真空容器３７内の重
水素等をプラズマ３３に置換すると共に、真空容器３７
内に中性粒子入射装置４４で中性粒子を照明してプラズ
マ３３を２次加熱し、このプラズマ３３に生じた熱エネ
ルギーをブランケット３８内に流れる冷却剤と熱交換
し、この熱交換した冷却剤を装置外に取出して、これに
より、例えばタービンを駆動し得るものである。また一
方、真空容器３７内のプラズマ３のスパッタリングによ
り生じる不純物は、プラズマ発生効率を低減させるばか
りでなく、真空容器３７の表面を高熱による損傷する原
因となるので、この損傷の原因となる不純物を除去する
ためにダイバータ板４１が設けられており、ダイバータ
板４１に不純物を当てて除去するものである。ブランケ
ット３８の内側には第１壁４６が設けられ、水冷却され
る金属ベース４７にセラミックタイル４８がメタル接合
されたものとなっている。
【００９５】図１６はダイバータ板４１の概要を示すも
のである。図において、ダイバータ板４１はプラズマか
ら大きな熱負荷と、ダイバータ板４１に発生するうず電
流が大きな電磁力となって作用する。ダイバータ板４１
は、長尺の板が複数トーラス方向に並び、冷却管ヘッダ
ー４０とサブヘッダー４０ａ及びダイバータ板４１の下
面に取付けた支持架台４５により支持されている。ま
た、ダイバータ板４１は複数枚を１ブロックとし、トー
ラス方向に複数個のブロックにより構成されている。各
ブロックは水冷却される金属ベース４７にセラミックタ
イル４８が結合した構造を有する。セラミックスタイル
４８は０.２cal／cm・sec・℃ 以上の高熱伝導性を有す
るものが好ましく、特にＳｉＣにＢｅ又はＢｅ化合物を
０.２ 〜２重量％以下含む焼結体、ＡｌＮ又はこれに前
述のＢｅ化合物と同様に含む焼結体を用いるのが好まし
い。
のである。図において、ダイバータ板４１はプラズマか
ら大きな熱負荷と、ダイバータ板４１に発生するうず電
流が大きな電磁力となって作用する。ダイバータ板４１
は、長尺の板が複数トーラス方向に並び、冷却管ヘッダ
ー４０とサブヘッダー４０ａ及びダイバータ板４１の下
面に取付けた支持架台４５により支持されている。ま
た、ダイバータ板４１は複数枚を１ブロックとし、トー
ラス方向に複数個のブロックにより構成されている。各
ブロックは水冷却される金属ベース４７にセラミックタ
イル４８が結合した構造を有する。セラミックスタイル
４８は０.２cal／cm・sec・℃ 以上の高熱伝導性を有す
るものが好ましく、特にＳｉＣにＢｅ又はＢｅ化合物を
０.２ 〜２重量％以下含む焼結体、ＡｌＮ又はこれに前
述のＢｅ化合物と同様に含む焼結体を用いるのが好まし
い。
【００９６】本実施例において、ダイバータ４１，真空
容器３７及び第１壁４６はいずれも多量の中性子、およ
びプラズマから漏洩する種々の粒子線の照射を受け、ま
た冷却のために水と接する構造になっており、高温水と
接触することになる。これらの構造物の金属ベースに表
１のＮo.９に関わる鋼で作製することにより、中性子照
射下での粒界水素割れ感受性を低減することができ、耐
照射脆性の向上が計れる。
容器３７及び第１壁４６はいずれも多量の中性子、およ
びプラズマから漏洩する種々の粒子線の照射を受け、ま
た冷却のために水と接する構造になっており、高温水と
接触することになる。これらの構造物の金属ベースに表
１のＮo.９に関わる鋼で作製することにより、中性子照
射下での粒界水素割れ感受性を低減することができ、耐
照射脆性の向上が計れる。
【００９７】これらの構造物はいずれも実施例１に示す
熱間圧延した後、冷間圧延と焼鈍を繰返した後、同様に
１０５０℃，３０分の溶体化処理を行い、全オーステナ
イト相からなるものである。
熱間圧延した後、冷間圧延と焼鈍を繰返した後、同様に
１０５０℃，３０分の溶体化処理を行い、全オーステナ
イト相からなるものである。
【００９８】
【発明の効果】本発明によれば、１０23ｎ／ｍ2 以上の
高速中性子の照射を受け、かつ高温水または高温高圧水
に接する環境で使用する構造物または機器の粒界水素脆
化に起因する照射脆性を改善することができ、原子炉構
造物および機器、さらに核融合炉真空容器およびその中
の構造物および機器に本発明に関わる鋼を使用すること
により、高い信頼性が得られるとともに使用条件のアッ
プが計られる効果を有する。
高速中性子の照射を受け、かつ高温水または高温高圧水
に接する環境で使用する構造物または機器の粒界水素脆
化に起因する照射脆性を改善することができ、原子炉構
造物および機器、さらに核融合炉真空容器およびその中
の構造物および機器に本発明に関わる鋼を使用すること
により、高い信頼性が得られるとともに使用条件のアッ
プが計られる効果を有する。
【００９９】本発明によれば、原子炉及び核融合炉にお
いて長期の運転ができ、大容量原子力発電プラントが可
能となる。
いて長期の運転ができ、大容量原子力発電プラントが可
能となる。
【図１】Ｐｄ量と粒界破面率との関係を示す線図。
【図２】Ｐｄ量と粒界破面率との関係を示す線図。
【図３】Ｐｔ量と粒界破面率との関係を示す線図。
【図４】Ｐｔ量と粒界破面率との関係を示す線図。
【図５】粒界Ｃｒ濃度を示す線図。
【図６】Ｍｎ量とＰｄ又はＰｔ量との関係を示す線図。
【図７】ＢＷＲ原子炉の部分断面斜視図。
【図８】中性子源ホルダの部分断面図。
【図９】上部格子板の正面図。
【図１０】炉心支持板の正面図。
【図１１】中性子計装管の断面図。
【図１２】制御棒の部分断面斜視図。
【図１３】燃料集合体の断面図。
【図１４】燃料棒の部分断面図。
【図１５】ＡＢＷＲ原子炉の断面図。
【図１６】核融合炉の断面図。
【図１７】ダイバータの斜視図。
１…中性子源パイプ、２…炉心支持板、３…中性子計装
管、４…制御棒、５…炉心シュラウド、６…上部格子
板、７…燃料集合体、１３…気水分離器、１６…ジェッ
トポンプ、１８…蒸気乾燥器、２６…インターナルポン
プ、６４…燃料被覆管。
管、４…制御棒、５…炉心シュラウド、６…上部格子
板、７…燃料集合体、１３…気水分離器、１６…ジェッ
トポンプ、１８…蒸気乾燥器、２６…インターナルポン
プ、６４…燃料被覆管。
フロントページの続き (72)発明者 池田 伸三 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株式会社 日立製作所 日立研究所内 (72)発明者 菅野 正義 茨城県日立市大みか町七丁目１番１号 株式会社 日立製作所 日立研究所内 (56)参考文献 特開 平５−179407（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 G21B 1/00 G21C 5/00
Claims (7)
- 【請求項１】水と接触し、中性子照射下で使用される部
材の少なくとも表面が、重量でＣ：０.０２％以下，Ｓ
ｉ：１％以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：０.０２ ％以
下，Ｍｎ：０.５〜１５％，Ｃｒ：９〜２６％，Ｎｉ：
８〜２０％，Ｍｏ：０.５〜３％と、Ｐｔ：０.１〜１５
％及びＰｄ：０.１〜１５％の少なくとも一種類とを含
み、残部が５０％以上のＦｅからなり、全オーステナイ
ト組織を有し、母相の平均原子体積に対するＣｒの原子
体積の比が０.９００〜１.０３０であるオーステナイト
鋼で構成されていることを特徴とする耐中性子照射脆性
に優れた構造部材。 - 【請求項２】重量で、Ｃ：０.０２％以下，Ｓｉ：１％
以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：０.０２％以下，Ｍｎ：
０.５〜１５％，Ｃｒ：９〜２６％，Ｎｉ：８〜２０
％，Ｍｏ：０.５〜３％と、Ｐｔ：０.１〜１５％及びＰ
ｄ：０.１ 〜１５％の少なくとも一種類とを含み、残部
が５０％以上のＦｅからなり、全オーステナイト組織を
有し、母相の平均原子体積に対するＣｒの原子体積の比
が０.９００〜1.030であることを特徴とする耐中性子照
射脆性に優れたオーステナイト鋼。 - 【請求項３】重量で、Ｃ：０.０２％以下，Ｓｉ：１％
以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：０.０２％以下，Ｍｎ：
０.５〜１５％，Ｃｒ：９〜２６％，Ｎｉ：８〜２０
％，Ｍｏ：０.５〜３％と、Ｐｔ：０.１〜１５％及びＰ
ｄ：０.１〜１５％の少なくとも一種類と、Ｎｂ，Ｔ
ｉ，Ｚｒ，Ｔａ，ＨｆおよびＶの少なくとも一種類1.0
％以下とを含み、残部が５０％以上のＦｅからなり、全
オーステナイト組織を有し、母相の平均原子体積に対す
るＣｒの原子体積の比が０.９００〜１.０３０であるこ
とを特徴とする耐中性子照射脆性に優れたオーステナイ
ト鋼。 - 【請求項４】原子炉圧力容器内に中性子源パイプ，炉心
支持板，中性子計装管，制御棒挿入パイプ，シュラウ
ド，上部格子板，燃料集合体用被覆管及びチャンネルボ
ックスの構成部品を備えた原子炉において、前記構成部
品の少なくとも一つが、重量でＣ：０.０２％以下，Ｓ
ｉ：１％以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：０.０１ ％以
下，Ｍｎ：０.５〜１５％，Ｃｒ：９〜２６％，Ｎｉ：
８〜２０％，Ｍｏ：０.５〜３％と、Ｐｔ：０.１〜１５
％及びＰｄ：０.１ 〜１５％の少なくとも一種類と、Ｎ
ｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，ＨｆおよびＶの一種又は二種以
上の合計量１.０％以下（０％を含む）、および残部が
５０％以上のＦｅからなり、全オーステナイト組織を有
し、母相の平均原子体積に対するＣｒの原子体積の比が
０.９００ 〜１.０３０であるオーステナイト鋼からな
ることを特徴とする原子炉。 - 【請求項５】中性子源パイプ，炉心支持板，中性子計装
管，制御棒挿入パイプ，シュラウド，上部格子板，燃料
集合体用被覆管及びチャンネルボックスの構成部品を備
えた原子炉において、前記構成部品の少なくとも一つ
が、重量でＣ：０.０２ ％以下，Ｓｉ：１％以下，Ｐ：
０.０２％以下，Ｎ：０.０１％以下，Ｍｎ：０.５ 〜１
５％，Ｃｒ：９〜２６％，Ｎｉ：８〜２０％，Ｍｏ：
０.５〜３％と、Ｐｔ：０.１〜１５％及びＰｄ：０.１
〜１５％の少なくとも一種類と、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔ
ａ，ＨｆおよびＶの一種又は二種以上の合計量１.０％
以下（０％を含む）、および残部が５０％以上のＦｅか
らなり、全オーステナイト組織を有し、母相の平均原子
体積に対するＣｒの原子体積の比が０.９００〜１.０３
０であるオーステナイト鋼からなる表面層を有すること
を特徴とする原子炉。 - 【請求項６】水冷構造を有する真空容器内にプラズマ側
にセラミックスタイルが設けられ水冷構造を有するダイ
バータ、およびプラズマ側にセラミックスタイルが設け
られ水冷構造を有する第一壁の構成部品を備えた核融合
炉において、前記構成部品の少なくとも一つが、重量で
Ｃ：０.０２％以下，Ｓｉ：１％以下，Ｐ：０.０２％以
下，Ｎ：０.０１％以下，Ｍｎ：０.５〜１５％，Ｃｒ：
９〜２６％，Ｎｉ：８〜２０％，Ｍｏ：０.５〜３％、
Ｐｔ：０.１ 〜１５％またはＰｄ：０.１〜１５％の少
なくとも一種類、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，Ｈｆおよび
Ｖの少なくとも一種１.０％以下（０％を含む）及び残
部が５０％以上のＦｅからなり、全オーステナイト組織
を有し、母相の平均原子体積に対するＣｒの原子体積の
比が0.900〜１.０３０であるオーステナイト鋼からなる
ことを特徴とする核融合装置。 - 【請求項７】水冷構造を有する真空容器，セラミックス
タイルが設けられ水冷構造を有するダイバータ、および
プラズマ側にセラミックスタイルが設けられ水冷構造を
有する第一壁の少なくとも一つが、重量でＣ：０.０２
％以下，Ｓｉ：１％以下，Ｐ：０.０２％以下，Ｎ：０.
０１％以下，Ｍｎ：０.５ 〜１５％，Ｃｒ：９〜２６
％，Ｎｉ：８〜２０％，Ｍｏ：０.５〜３％、Ｐｔ：０.
１〜１５％またはＰｄ：０.１ 〜１５％の少なくとも一
種類、Ｎｂ，Ｔｉ，Ｚｒ，Ｔａ，ＨｆおよびＶの一種又
は二種以上の合計量１.０％以下（０％を含む）及び残
部が５０％以上のＦｅからなり、全オーステナイト組織
を有し、母相の平均原子体積に対するＣｒの原子体積の
比が０.９００〜１.０３０であるオーステナイト鋼から
なる表面層を有することを特徴とする核融合装置。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05833093A JP3218779B2 (ja) | 1993-03-18 | 1993-03-18 | 耐中性子照射脆化に優れた構造部材及びそれに用いるオーステナイト鋼とその用途 |
| EP94103938A EP0616043A1 (en) | 1993-03-18 | 1994-03-14 | Austenic steel for structural members having superior resistance to neutron irradiation embrittlement, and use of the steel in nuclear reactors |
| US08/214,297 US5583900A (en) | 1993-03-18 | 1994-03-17 | Structural member having superior resistance to neutron irradiation embrittlement, austenitic steel for use in same, and use thereof |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
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Family
ID=13081297
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|---|---|---|---|
| JP05833093A Expired - Fee Related JP3218779B2 (ja) | 1993-03-18 | 1993-03-18 | 耐中性子照射脆化に優れた構造部材及びそれに用いるオーステナイト鋼とその用途 |
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| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5583900A (ja) |
| EP (1) | EP0616043A1 (ja) |
| JP (1) | JP3218779B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US6259758B1 (en) | 1999-02-26 | 2001-07-10 | General Electric Company | Catalytic hydrogen peroxide decomposer in water-cooled reactors |
| US6582652B2 (en) * | 2001-05-11 | 2003-06-24 | Scimed Life Systems, Inc. | Stainless steel alloy having lowered nickel-chromium toxicity and improved biocompatibility |
| JP3909700B2 (ja) * | 2003-03-04 | 2007-04-25 | 独立行政法人 日本原子力研究開発機構 | 原子炉容器の熱荷重緩和装置 |
| JP5208354B2 (ja) * | 2005-04-11 | 2013-06-12 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
| US20090229714A1 (en) * | 2008-03-13 | 2009-09-17 | General Electric Company | Method of mitigating stress corrosion cracking in austenitic solid solution strengthened stainless steels |
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| US9394908B2 (en) | 2011-05-17 | 2016-07-19 | Bwxt Nuclear Energy, Inc. | Pressurized water reactor with upper vessel section providing both pressure and flow control |
| US9593684B2 (en) | 2011-07-28 | 2017-03-14 | Bwxt Nuclear Energy, Inc. | Pressurized water reactor with reactor coolant pumps operating in the downcomer annulus |
| US9336908B2 (en) | 2011-10-26 | 2016-05-10 | Bwxt Nuclear Energy, Inc. | Pressurized water reactor with upper vessel section providing both pressure and flow control |
| US9558855B2 (en) | 2011-11-10 | 2017-01-31 | Bwxt Nuclear Energy, Inc. | Pressurized water reactor with upper plenum including cross-flow blocking weir |
| US9666313B2 (en) | 2012-04-17 | 2017-05-30 | Bwxt Mpower, Inc. | Small modular reactor refueling sequence |
| US10026511B2 (en) | 2012-04-17 | 2018-07-17 | Bwxt Mpower, Inc. | Integral vessel isolation valve |
| US9530525B2 (en) | 2012-04-18 | 2016-12-27 | Bwxt Nuclear Operations Group, Inc. | Locking fastener for securing components in a nuclear reactor |
| US9196389B2 (en) * | 2012-11-13 | 2015-11-24 | General Atomics | Systems and methods for efficiently preparing plutonium-238 with high isotopic purity |
| US20140185733A1 (en) * | 2012-12-28 | 2014-07-03 | Gary Povirk | Nuclear fuel element |
| CN104493431B (zh) * | 2014-11-19 | 2018-04-13 | 中国航空工业集团公司沈阳飞机设计研究所 | 一种飞机折叠机构抗应力腐蚀的方法 |
| CN108728724B (zh) * | 2018-06-05 | 2020-04-21 | 南京航空航天大学 | 一种通过添加微量Au提高铁素体钢抗辐照性能的方法 |
| CN111714786A (zh) * | 2019-03-18 | 2020-09-29 | 中硼(厦门)医疗器械有限公司 | 中子捕获治疗系统 |
| CN115491612A (zh) * | 2022-09-26 | 2022-12-20 | 中国科学院金属研究所 | 一种高强度低活化钢及其制备方法 |
| CN116377321A (zh) * | 2023-03-24 | 2023-07-04 | 鞍钢股份有限公司 | 一种无铁素体的超纯净尿素级奥氏体不锈钢板及制备方法 |
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| JPS62238355A (ja) * | 1986-04-09 | 1987-10-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 耐時効脆化性に優れた高強度オ−ステナイト鋼 |
| JPS62238353A (ja) * | 1986-04-09 | 1987-10-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高温強度の優れた高マンガンオ−ステナイト鋼 |
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-
1993
- 1993-03-18 JP JP05833093A patent/JP3218779B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1994
- 1994-03-14 EP EP94103938A patent/EP0616043A1/en not_active Withdrawn
- 1994-03-17 US US08/214,297 patent/US5583900A/en not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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