JP4176546B2 - 原子炉構成材料 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、新規な原子炉内構造物用金属構造材料及びそれを用いた原子炉に係わり、特に腐食環境かつ応力が負荷される部位に適用される金属材料において、環境助長割れが問題となる環境下で使用するに好適な金属構造材料とその用途に関する。
【０００２】
【従来の技術】
原子炉圧力容器内などの、高温高圧水に接触するプラント構造材料において、応力の存在下において環境助長割れがしばしば生じている。環境助長割れは、環境、応力、材料の３要素が重畳して発生するとされており、それぞれの要素について環境助長割れを防ぐための検討がなされてきた。材料についてはこれまで、結晶粒界でのクロム炭化物析出に伴いクロム欠乏域が生成し耐食性を失う現象、すなわち鋭敏化が、環境助長割れ因子とされてきた。そして、鋭敏化を抑えるため、低炭素化、またはＴｉやＮｂの合金化により炭素をＴｉＣやＮｂＣとして固定（安定化）する対策がなされてきた。しかしながら、近年、炭素量を重量で０．０２０％以下にした非鋭敏化オーステナイト系ステンレス鋼においても、沸騰水型原子力発電プラントで環境助長割れの事例が顕在化しており、新たな対策が要求されている。
【０００３】
材料因子として、従来は化学成分を中心に耐食性の改良が検討されてきたが、近年、材料組織そのものの制御が検討されるようになった。非特許文献１には、鋭敏化３０４ステンレス鋼の結晶粒径を１μｍまで微細化することにより粒界腐食が低減されることが報告されている。また、粒界の性格とその構成に着目し、これを変化させることによって、腐食特性を改善する試みが検討されるようになった。例えば、非特許文献２には、３０４ステンレス鋼において、全粒界長さに対する、Σ値が２９以下の粒界長さの和の割合を増加させることにより、鋭敏化による粒界腐食量が低減されることが報告されている。
【０００４】
ここで、Σ値とは、粒界で隣接する二つの結晶粒の結晶格子が作る対応格子点密度の逆数で定義され、粒界における原子配列の規則性に関係する。また一般に、Σ値が小さいほど粒界の原子配列の乱れが小さく、粒界エネルギーが低いと考えられている。この中でΣ値が２９以下の粒界は、粒界腐食を免れ、その長さの和の割合が増加することにより結果的に粒界腐食量が低減することが明らかにされつつある。特許文献１では、結晶粒径が３０μｍを超えないで、全粒界長さに対するΣ値が２９以下の粒界長さの和の割合を６０％以上にすることにより、Ｆｅ基およびＮｉ基合金の耐食性が改善されることが示されつつある。
【０００５】
また、この公知例では蒸気発生器等の伝熱管への適用を目的としているため、アニーリング工程の温度が９００℃〜１０５０℃と高温であるので、大型の構造物への適用に際しては、成形加工後の熱変形を伴うという適用上の課題があるとともに、特殊な熱処理炉が必要でありかつ、熱処理による熱エネルギーの消費が多大となる課題があった。
【０００６】
特許文献２では、Σ値が２９以下の粒界の存在を許容したオーステナイト系ステンレス鋼単結晶が、高い耐食性を示すことが示された。特許文献３では、全粒界長さに対する、Σ値が２９以下の粒界の長さの和の割合を５０％以上のＮｉ基合金で、ＣＢＢ試験による粒界割れ感受性が低減することが示された。
【０００７】
しかしながら、上記の従来知見を用いても、多結晶の非鋭敏化ステンレス鋼における環境助長割れ発生に対応するために、鋭敏化による粒界腐食量を低減したとしても、必ずしも原子炉構成材料の環境助長割れを抑えられるとはいえず、特に、環境割れに対するより耐性のある原子炉構造材料が求められている。
【０００８】
【特許文献１】
特表平８−５０７１０４号公報（請求の範囲）
【特許文献２】
特開平１１−８０９０５号公報（要約）
【特許文献３】
特開２００２−３０９３５５号公報（要約）
【非特許文献１】
Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ，第４０巻，１９８４年，３７１〜３７４頁。
【０００９】
【非特許文献２】
Ａｃｔａ Ｍｅｔａｒｉａｌｉａ，第５０巻，２００２年，２３３１〜２３４１頁。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、環境助長割れ耐久性に優れた金属材料と、それによって構成される金属部品ならびにその用途を提供することにある。これらの材料にするには微小き裂が合体・進展しにくい組織を有する材料を提供することであるが、その製造過程すなわち、アニーリング工程の温度が従来知見では９００℃〜１０５０℃と高温であるので、大型の構造物への適用に際しては、成形加工後の熱変形を伴うという適用上の課題があるとともに、特殊な熱処理炉が必要であり、かつ熱処理による熱エネルギーの消費が多大となる課題があった。
【００１１】
これらの熱エネルギーの損失や材料への熱的影響が無視できないため、可能な限りアニーリングの温度は低いことが望ましく、そこで、本発明においては、アニーリング温度を最適化する条件を見出し、かつ、環境割れに強く、万一、微小き裂が発生しても合体・進展しにくい組織を有する材料を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の典型例は、クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼として、例えば、Ｃ０．０３０％以下、Ｓｉ１．００％以下、Ｍｎ２．００％以下、Ｎｉ９．００〜１３．００％、Ｃｒ１８．００〜２０．００％を含みオーステナイト系ステンレス鋼において、固溶化熱処理後に、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与した後、８４０℃〜９００℃未満でアニーリングすることにより、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすること、即ち、６５％以上の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有しかつ、結晶粒径が２００μｍを越えない組成を実現することからなる原子炉構成材料により達成される。なお、低ΣＣＳＬ粒界頻度は金属材料の試料を用いて、電子線後方散乱解析（ＥＢＳＰ）で、測定、解析することができる。
【００１３】
また、本発明においては、クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、固溶化熱処理後、材料表面に負荷塑性ひずみを導入する方法としてピーニングを行い少なくとも表層部５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングすることを特徴とする材料において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることすなわち、Σ値が２９以下の場合の粒界の数の生成割合を低ΣＣＳＬ（対応部位格子）粒界頻度と定義すると、この値が６５％以上を有しかつ、結晶粒径が２００μｍを越えないことを特徴とする原子炉構成材料を達成する。
【００１４】
【発明の実施の形態】
［１］本発明者らはクロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングすることにより達成できることを見出した。
【００１５】
負荷塑性ひずみが２％未満では、ステンレス鋼の微細構造における最も高度に欠陥のある粒界の位置で生ずる選択的再結晶化及び結晶格子自体のそれに近づく、より大きい原子配列を有するものとの高エネルギーの不規則化された粒界の連続的置換の可能性からなる粒界における低ΣＣＳＬ粒界頻度の向上が見込めないために、それ以上の塑性ひずみの存在が不可欠であるとの新しい知見によるものである。また、８４０℃未満の温度では、大型の構造物等への適用に際しては、成形加工後の熱変形を伴うという適用上の課題や、特殊な熱処理炉が必要であり、かつ熱処理による熱エネルギーの消費が多大となるという課題が軽減される。
【００１６】
しかし、が前述に示す原理と同様に低温条件では、ステンレス鋼の微細構造における最も高度に欠陥のある粒界の位置で生ずる選択的再結晶化及び結晶格子自体のそれに近づく、より大きい原子配列を有するものとの高エネルギーの不規則化された粒界の連続的置換の可能性からなる粒界における低ΣＣＳＬ粒界頻度の向上が見込めないために、８４０℃以上の温度及び保持時間の設定が不可欠であることを見出したものである。
【００１７】
［２］また、本発明においては、耐環境割れ性をよくするための結晶粒界の性格分布を最適化するとともに材料製造プロセスにおけるアニーリングを行なうための加熱温度を８４０℃から９００℃未満の温度に下げることに成功したので熱処理に伴う熱エネルギーを合理的に低減することができる方法を達成できた。
【００１８】
［３］クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、炭素含有量は０．０８％から０．０１０％について、検討したところ、いずれの範囲においても、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングすることにより６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有しかつ、結晶粒径が２００μｍを越えない組織を達成できた。
【００１９】
結晶粒径が２００μｍを越えないことはこれ以下の微細粒を達成することが粒界性格分布の制御の効果を発揮するために、必要であるとの知見によるものである。すなわち、２００μｍ以上の大きな結晶粒径では、粒界の不純物の偏析を助長するとともに、仮に、粒界整合性のよい低ΣＣＳＬ粒界が出来たとしても、ある頻度ではそれ以外の整合性の劣る粒界面が存在する確率があるため、粒界制御深さを管理するために、結晶粒サイズが２００μｍを越えないことを設定したものである。
【００２０】
［４］クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、Ｃ０．０８％以下、Ｓｉ１．００％以下、Ｍｎ２．００％以下、Ｎｉ１２．００〜１５．００％、Ｃｒ１６．００〜１８．００％、Ｍｏ２．００〜３．００％において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与した後、８４０℃から９００℃未満の温度範囲で、アニーリングすることにより達成できることを見出した。
【００２１】
［５］クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、Ｃ０．０８％以下、Ｓｉ１．００％以下、Ｍｎ２．００％以下、Ｎｉ９．００〜１３．００％、Ｃｒ１７．００〜１９．００％、Ｎｂ１０×Ｃ％以上において、結晶粒界内及び結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与した後、８４０℃から９００℃未満の温度でアニーリングすることにより達成できることを見出した。
【００２２】
［６］本発明者らはクロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与する手法としての材料表面ピーニングを行い、少なくとも表層部５０μｍから２００μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングすることにより達成できることを見出した。
【００２３】
材料表面にピーニングを行い少なくとも表層部５０μｍの必要性は原子炉の運転年数を４０年とすると、その間に、材料表面が全面均一腐食により減肉するため、耐環境割れ性の機能を有する部位を確保するためには５０μｍ以上が必要であるとの検討結果に基づくものである。また、２００μｍ以上の塑性変形層を形成の必要性は粒界性格の制御された材料組織であっても、少なくとも１粒界は低ΣＣＳＬ粒界でない部位の生成確率があるため、１結晶粒の最大サイズより大きな値として、２００μｍ以上の有効深さが必要であることを見出した。
【００２４】
［７］本発明者らはクロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与する手法として、レーザーピーニング、ウオータジェットピーニング、ショットピーニング及びサンドブラストのいずれかにより、材料表面に少なくとも表層部５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングすることにより達成できることを見出した。
【００２５】
［８］本発明者らはクロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与する手法として、レーザーピーニング、ウオータジェットピーニング、ショットピーニング及びサンドブラストのいずれかにより、材料表面に少なくとも表層部５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃以上の温度で、局所熱注入としてレーザー照射加熱及び誘導加熱及びアーク加熱による加熱より達成できることを見出した。
【００２６】
なお、局所熱注入法によれば、被処理構造物の熱による変形を防止できるとともに、熱エネルギーの大量消費が低減できるので、省エネルギー工法となった。また、加熱温度の上限は加熱源の能力に依存するが、好ましくは８４０℃〜９５０℃の領域において低ΣＣＳＬ粒界頻度を６５％以上の高めにできる。
【００２７】
［９］本発明者らはクロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与する手法としてのレーザーピーニング、ウオータジェットピーニング、ショットピーニング及びサンドブラストのいずれかにより、材料表面に少なくとも表層部５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の塑性変形層を形成する。
【００２８】
その後、８４０℃以上の温度で、局所熱注入する方法を原子炉構成材料として沸騰水型原子炉及び加圧水型原子炉の炉水に接する炉内構造物及び原子炉圧力容器及び原子炉一次系配管及び制御棒及び中性子計装管及び制御棒並びにその駆動装置等の炉水に接する１００℃以上の領域に適用する。これは、１００℃以上の高温炉水環境でのステンレス鋼の環境割れが顕在化しており、そのような領域に、本発明の組織を有する材料を適用することにより、健全で信頼性のある原子炉を提供することができるものである。
【００２９】
〔実施例１〕
表１に供試材の化学成分値（質量％）を示す。表中のＴ１〜１５は化学成分が本規定の範囲のステンレス鋼である。Ａは比較材である。これらの鋼を１０５０℃で固溶化熱処理を行い、水冷にて急冷した。室温の状態で、冷間圧延により、２％から３０％の負荷塑性ひずみを付与した。その後に、８９９℃で２．５９２×１０5ｓ保持し、その後急冷した。図１は供試材Ｔ２を用いて、本発明の処理を施した材料の電子線後方散乱解析（ＥＢＳＰ）による結晶粒界性格分布図である。図１の中で１は結晶粒を示し、２は結晶粒界を示す。
【００３０】
本図の中で６６％が結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位で占めており６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有しかつ、結晶粒径が２００μｍを越えないことを達成した例である。この組織を有する材料の耐環境性を評価した。図２は、き裂進展抵抗評価試験に用いた予き裂付きのラウンドコンパクトテンション試験片（ＲＣＴ）３を示しており、この試験片を沸騰水型原子炉の炉水水質を模擬した２８８℃の、導電率０．０８μＳ／ｃｍから０．０８５μＳ／ｃｍの領域で、溶存酸素濃度が２ｐｐｍの高温純水中で、最大荷重３．１５ｋＮを負荷し、き裂先端部の応力拡大係数を制御して試験を行なった。
【００３１】
その結果を図３に示す。横軸は試験時間であり、縦軸は応力腐食割れ（ＳＣＣ）の発生環境下でのき裂の開口変位を示している。き裂開口変位の増加は、き裂の進展があることを示している。従来技術の材料である高炭素量の通常ＳＵＳ３０４ステンレス鋼４のき裂進展特性を示す線図であり、時間経過とともに、開口変位計の読み値が増加しており、応力腐食割れき裂が進んでいることを示している。
【００３２】
一方、本発明の実施例である高炭素粒界制御材５は、き裂進展特性を示す線図であり、初期のわずかな増加が認められるが開口変位は極めてわずかな変化を示すのみであり、応力腐食割れのき裂進展速度が極めて小さいことを示している。これらの結果より、本発明の材料は沸騰水型原子炉の炉水環境でも、耐環境割れ性が高いことが示された。
【００３３】
【表１】
【００３４】
〔実施例２〕
表１に示す供試材の化学成分値（質量％）のステンレス鋼を用いた他の実施例である。これらの鋼を１０５０℃で固溶化熱処理を行い、水冷により急冷した。室温の状態で、冷間圧延により、表２に示す２％から３０％の負荷塑性ひずみを付与した。その後に、８４０℃から８９９℃で１０ｓから６．０４８×１０5ｓ間、保持し、その後急冷した。表２にはこれら供試材を用いて、本発明の処理を施した材料の電子線後方散乱解析（ＥＢＳＰ）による結晶粒界性格分布解析結果を示す。本発明の範囲の鋼は表中に示すように６５％が結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位で占めており６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有していた。
【００３５】
なお、結晶粒径はいずれも２００μｍを越えない粒径を達成した例である。これらの供試材は低ΣＣＳＬ粒界頻度が６５％以上を達成しており、実施例１のき裂進展抵抗評価試験結果からも推定できるように、耐環境割れ性が良好であると評価される。
【００３６】
【表２】
【００３７】
〔実施例３〕
図４は本発明の実施例を説明する図であり、材料に与える負荷塑性ひずみを冷間圧延ではなく、ピーニングにより、塑性ひずみを導入した実施例である。固溶化熱処理を１０５０℃で実施し、急令したステンレス鋼ＳＵＳ３０４ステンレス鋼６の表面にショットピーニングを施し、表面の５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の範囲に塑性変形層７を形成し、塑性ひずみを２％から３０％程度付与する。その後、表面に、レーザー照射の吸収性を確保するために、例えば、ＳｉＯ２皮膜８を塗布しておく。その後、レーザーを照射し、加熱する。加熱時間は材料表層に熱を十分浸透させるために少なくとも１０ｓ以上とする。
【００３８】
ショットピーニングの条件はショット粒径０．６８ｍｍ、投射速度７８．５ｍ／ｓ、ショット量９０ｋｇ／ｍｉｎ，ショット時間１０ｓを施し、試料表面に塑性変形を与えた。レーザー照射はＣＯ2レーザー（８００Ｗ）を照射した。この処理により、塑性ひずみを有した加工層はレーザー照射によるアニーリングにより、６５％が結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位で占めており６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有した粒界制御層９を形成できた。
【００３９】
なお、結晶粒径はいずれも１０μｍから２００μｍを越えない粒径を達成した。これらの表層部は低ΣＣＳＬ粒界頻度が６５％以上を達成しており、実施例１のき裂進展抵抗評価試験結果からも推定できるように、耐環境割れ性が良好であると評価される。
【００４０】
なお、本実施例ではレーザー照射を行なったが、その他の加熱方法、例えば、高周波等の誘導加熱及びアーク加熱であることにより、本発明の温度範囲を満足するアニーリングを施す方法も適用できる。
【００４１】
〔実施例４〕
図５は本発明の更に他の実施例である。ショットピーニングとレーザー照射を施して、耐粒界腐食性の改善に成功した例である。ＳＵＳ３０４Ｌステンレス鋼１０を固溶化熱処理（１１００℃、１ｈ）し６００℃、２４ｈで強鋭敏化熱処理を施し、表面にショットピーニング（ノズルと試料の距離２２８ｍｍ、ショット径Ｍａｒｔｅｎ ｓｈｏｔ ＭＳ１００（Ｓ３３０），圧力５ｋｇｆ／ｃｍ2、ショット時間３０ｓ、６０ｓ）を施し、塑性変形層１１を形成したのち、ＹＡＧレーザーで照射した。
【００４２】
表面厚さ１７０μｍ（ショット時間３０ｓ）〜２００μｍ（ショット時間６０ｓ）程度の表面再結晶層１２が形成されていた。結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位は６６％を占めており６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有していた。なお、結晶粒径はいずれも１０μｍから２００μｍを越えない粒径を達成した。これらの表層部は低ΣＣＳＬ粒界頻度が６５％以上を達成しており、実施例１のき裂進展抵抗評価試験結果からも推定できるように、耐環境割れ性が良好であると評価される。
【００４３】
〔実施例５〕
図６は本発明の良好な適用例を示すものである。沸騰水型原子炉の炉心シュラウド番号１３に適用した例である。その他の原子炉圧力容器１４のステンレス鋼部位及びシュラウドサポートシリンダ１５、シュラウドサポートレグ１６、シュラウドサポートプレート１７に適用した例を示す。図７の１８に示すような従来技術での溶接部位に、本発明の実施例を示す溶接継手１９のように接液表面を粒界制御層で覆った例である。
【００４４】
クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼として、ＳＵＳ３１６Ｌを用いて、固溶化熱処理後、材料表面にピーニングを行い少なくとも表層部５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングする事を特徴とする材料において、６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有しかつ、結晶粒径が２００μｍを越えないことを特徴とする原子炉構成材料である。
【００４５】
ピーニングはレーザーピーニングの他にウオータジェットピーニング及びショットピーニング及びサンドブラストが適用できる。レーザーピーニングは水中での施工や局所的な部位に施工することが効果的である。ウオータジェットピーニングも水中での施工となるが、幅広い領域を一度に施工できることや狭隘部にも施工できるので、むらなく塑性ひずみを導入できるとともに圧縮残留応力を付与できる。
【００４６】
ショットピーニングはショット材にステンレス鋼の鋼球を使用するものである。空気でショットを投射する方法と水を同伴させて投射する方法がある。いずれもショット材を回収する必要があるが、塑性ひずみの導入は他のピーニングと同様に可能である。サンドブラストがショット材に珪砂を用いたものである。ショット材を回収する必要があるが、塑性ひずみの導入は他のピーニングと同様に可能である。
【００４７】
ピーニングが完了した後に局所熱注入を施す。局所熱注入はレーザー照射加熱及び高周波等誘導加熱及びアーク加熱のいずれかを用いることにより原子炉構成材料にΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度として６５％以上を達成し、かつ、結晶粒径が２００μｍを越えない組織を得ることができる。
【００４８】
炉心シュラウド番号１３は円筒の原子炉構造物であり、溶接により製作される。従来の材料では、炉水環境下での環境割れは溶接線の近傍に多く顕在化している。本発明では、このような溶接線を含む近傍に、ピーニングを施し、その後、局所熱注入を施すことにより、構造部の熱変形をもたらすことなく、より高い耐環境割れ性のある原子炉構造物にすることができる。
【００４９】
このような表面処理は原子炉構成材料に適用した例として、図６には明記されていないが、沸騰水型原子炉及び加圧水型原子炉の炉水に接する炉内構造物及び原子炉圧力容器及び原子炉一次系配管及び制御棒及び中性子計装管及び制御棒構成部品並びにその駆動装置構成部品等の炉水に接する１００℃以上の領域に適用することにより、環境割れの進展速度の極めてゆるやかな特性を達成できるものである。
【００５０】
〔実施例６〕
実施例５では構造物表面に塑性ひずみを付与する手段として、ピーニングを施工した例を示したが、構造物によっては、旋盤やフライス盤による切削や平面研削盤やグラインダーによる研削がある。これらの加工層は局所的であるが大きな残留応力を有しているとともに、塑性変形にともない塑性ひずみが存在していることが明らかになった。
【００５１】
そこで、この塑性ひずみを有効に活用し、この加工層にアニーリング及び局所熱注入を施すことにより、再結晶化にともなう、結晶粒の微細化と本発明で示すところの粒界性格分布の制御すなわち、Σ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を６５％以上に達成でき、かつ、結晶粒径が２００μｍを越えない組織を得ることができる。これにより、これらの表層部は低ΣＣＳＬ粒界頻度が６５％以上を達成しており、実施例１のき裂進展抵抗評価試験結果からも推定できるように、耐環境割れ性が良好であると評価される。
【００５２】
なお、本発明の実施時期は原子炉の構造物の製造時点にのみならず、一度、運転に入ってから、環境割れの予防保全対策として、実施することもできるものである。
【００５３】
【発明の効果】
以上のように、本発明では、原子炉等構造物に使用される従来のステンレス鋼の化学成分のままで、ステンレス鋼に対して、材料に塑性ひずみを付与する工程とその後のアニーリング熱処理又は局所熱注入処理を組み合わせることにより、材料の結晶粒界性格分布の制御を行なうことにより、原子炉炉水環境下で生ずる環境割れを抑制できるものである。
【００５４】
特に、１００℃以上の材料表層部接水部は低ΣＣＳＬ粒界頻度が６５％以上を達成することで、環境割れき裂進展抵抗の増大をもたらし、良好な耐環境割れ性が得られることとなった。環境き裂の進展速度が極めて小さい特性が得られるので、結果として、機器の寿命を伸長でき、原子炉の健全性に大きく寄与するものとなる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の処理を施した材料の電子線後方散乱解析（ＥＢＳＰ）による結晶粒界性格分布を示す顕微鏡写真。
【図２】き裂進展抵抗評価試験に用いた予き裂付きのラウンドコンパクトテンション試験片（ＲＣＴ）の側面ス（ａ）と平面図（ｂ）。
【図３】予き裂付きのラウンドコンパクトテンション試験片（ＲＣＴ）を用いた沸騰水型原子炉の炉水水質模擬環境下におけるき裂進展抵抗評価試験結果を示すグラフ。
【図４】ピーニングにより材料に与える負荷塑性ひずみを導入する方法を示すフロー図。
【図５】ピーニングにより構造物表面に塑性ひずみを付与する方法を示すフロー図。
【図６】本発明を適用する沸騰水型原子炉の炉心シュラウドの構造を示す断面斜視図。
【図７】本発明を従来の溶接継ぎ手に適用した溶接継ぎ手の構造を説明する図。
【符号の説明】
１…結晶粒、２…結晶粒界、３…ラウンドＣＴ試験片、４…従来技術の材料である高炭素Ｃ通常多結晶材のき裂進展特性を示す線図、５…本発明の実施例である高炭素Ｃ粒界制御材のき裂進展特性を示す線図、６…ステンレス鋼、７…ショットピーニングにより塑性変形した層、８…吸収剤ＳｉＯ2を塗布した層、９…レーザー照射により粒界制御した表面処理層、１０…低炭素系ステンレス鋼、１１…塑性変形層、１２…粒界制御表面処理層、１３…炉心シュラウド、１４…原子炉圧力容器、１５…シュラウドサポートシリンダ、１６…シュラウドサポートレグ、１７…シュラウドサポートプレート、１８…従来技術での溶接継手、１９…本発明の実施例を示す溶接継手部。
【発明の属する技術分野】
本発明は、新規な原子炉内構造物用金属構造材料及びそれを用いた原子炉に係わり、特に腐食環境かつ応力が負荷される部位に適用される金属材料において、環境助長割れが問題となる環境下で使用するに好適な金属構造材料とその用途に関する。
【０００２】
【従来の技術】
原子炉圧力容器内などの、高温高圧水に接触するプラント構造材料において、応力の存在下において環境助長割れがしばしば生じている。環境助長割れは、環境、応力、材料の３要素が重畳して発生するとされており、それぞれの要素について環境助長割れを防ぐための検討がなされてきた。材料についてはこれまで、結晶粒界でのクロム炭化物析出に伴いクロム欠乏域が生成し耐食性を失う現象、すなわち鋭敏化が、環境助長割れ因子とされてきた。そして、鋭敏化を抑えるため、低炭素化、またはＴｉやＮｂの合金化により炭素をＴｉＣやＮｂＣとして固定（安定化）する対策がなされてきた。しかしながら、近年、炭素量を重量で０．０２０％以下にした非鋭敏化オーステナイト系ステンレス鋼においても、沸騰水型原子力発電プラントで環境助長割れの事例が顕在化しており、新たな対策が要求されている。
【０００３】
材料因子として、従来は化学成分を中心に耐食性の改良が検討されてきたが、近年、材料組織そのものの制御が検討されるようになった。非特許文献１には、鋭敏化３０４ステンレス鋼の結晶粒径を１μｍまで微細化することにより粒界腐食が低減されることが報告されている。また、粒界の性格とその構成に着目し、これを変化させることによって、腐食特性を改善する試みが検討されるようになった。例えば、非特許文献２には、３０４ステンレス鋼において、全粒界長さに対する、Σ値が２９以下の粒界長さの和の割合を増加させることにより、鋭敏化による粒界腐食量が低減されることが報告されている。
【０００４】
ここで、Σ値とは、粒界で隣接する二つの結晶粒の結晶格子が作る対応格子点密度の逆数で定義され、粒界における原子配列の規則性に関係する。また一般に、Σ値が小さいほど粒界の原子配列の乱れが小さく、粒界エネルギーが低いと考えられている。この中でΣ値が２９以下の粒界は、粒界腐食を免れ、その長さの和の割合が増加することにより結果的に粒界腐食量が低減することが明らかにされつつある。特許文献１では、結晶粒径が３０μｍを超えないで、全粒界長さに対するΣ値が２９以下の粒界長さの和の割合を６０％以上にすることにより、Ｆｅ基およびＮｉ基合金の耐食性が改善されることが示されつつある。
【０００５】
また、この公知例では蒸気発生器等の伝熱管への適用を目的としているため、アニーリング工程の温度が９００℃〜１０５０℃と高温であるので、大型の構造物への適用に際しては、成形加工後の熱変形を伴うという適用上の課題があるとともに、特殊な熱処理炉が必要でありかつ、熱処理による熱エネルギーの消費が多大となる課題があった。
【０００６】
特許文献２では、Σ値が２９以下の粒界の存在を許容したオーステナイト系ステンレス鋼単結晶が、高い耐食性を示すことが示された。特許文献３では、全粒界長さに対する、Σ値が２９以下の粒界の長さの和の割合を５０％以上のＮｉ基合金で、ＣＢＢ試験による粒界割れ感受性が低減することが示された。
【０００７】
しかしながら、上記の従来知見を用いても、多結晶の非鋭敏化ステンレス鋼における環境助長割れ発生に対応するために、鋭敏化による粒界腐食量を低減したとしても、必ずしも原子炉構成材料の環境助長割れを抑えられるとはいえず、特に、環境割れに対するより耐性のある原子炉構造材料が求められている。
【０００８】
【特許文献１】
特表平８−５０７１０４号公報（請求の範囲）
【特許文献２】
特開平１１−８０９０５号公報（要約）
【特許文献３】
特開２００２−３０９３５５号公報（要約）
【非特許文献１】
Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ，第４０巻，１９８４年，３７１〜３７４頁。
【０００９】
【非特許文献２】
Ａｃｔａ Ｍｅｔａｒｉａｌｉａ，第５０巻，２００２年，２３３１〜２３４１頁。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、環境助長割れ耐久性に優れた金属材料と、それによって構成される金属部品ならびにその用途を提供することにある。これらの材料にするには微小き裂が合体・進展しにくい組織を有する材料を提供することであるが、その製造過程すなわち、アニーリング工程の温度が従来知見では９００℃〜１０５０℃と高温であるので、大型の構造物への適用に際しては、成形加工後の熱変形を伴うという適用上の課題があるとともに、特殊な熱処理炉が必要であり、かつ熱処理による熱エネルギーの消費が多大となる課題があった。
【００１１】
これらの熱エネルギーの損失や材料への熱的影響が無視できないため、可能な限りアニーリングの温度は低いことが望ましく、そこで、本発明においては、アニーリング温度を最適化する条件を見出し、かつ、環境割れに強く、万一、微小き裂が発生しても合体・進展しにくい組織を有する材料を提供することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明の典型例は、クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼として、例えば、Ｃ０．０３０％以下、Ｓｉ１．００％以下、Ｍｎ２．００％以下、Ｎｉ９．００〜１３．００％、Ｃｒ１８．００〜２０．００％を含みオーステナイト系ステンレス鋼において、固溶化熱処理後に、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与した後、８４０℃〜９００℃未満でアニーリングすることにより、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすること、即ち、６５％以上の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有しかつ、結晶粒径が２００μｍを越えない組成を実現することからなる原子炉構成材料により達成される。なお、低ΣＣＳＬ粒界頻度は金属材料の試料を用いて、電子線後方散乱解析（ＥＢＳＰ）で、測定、解析することができる。
【００１３】
また、本発明においては、クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、固溶化熱処理後、材料表面に負荷塑性ひずみを導入する方法としてピーニングを行い少なくとも表層部５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングすることを特徴とする材料において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることすなわち、Σ値が２９以下の場合の粒界の数の生成割合を低ΣＣＳＬ（対応部位格子）粒界頻度と定義すると、この値が６５％以上を有しかつ、結晶粒径が２００μｍを越えないことを特徴とする原子炉構成材料を達成する。
【００１４】
【発明の実施の形態】
［１］本発明者らはクロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングすることにより達成できることを見出した。
【００１５】
負荷塑性ひずみが２％未満では、ステンレス鋼の微細構造における最も高度に欠陥のある粒界の位置で生ずる選択的再結晶化及び結晶格子自体のそれに近づく、より大きい原子配列を有するものとの高エネルギーの不規則化された粒界の連続的置換の可能性からなる粒界における低ΣＣＳＬ粒界頻度の向上が見込めないために、それ以上の塑性ひずみの存在が不可欠であるとの新しい知見によるものである。また、８４０℃未満の温度では、大型の構造物等への適用に際しては、成形加工後の熱変形を伴うという適用上の課題や、特殊な熱処理炉が必要であり、かつ熱処理による熱エネルギーの消費が多大となるという課題が軽減される。
【００１６】
しかし、が前述に示す原理と同様に低温条件では、ステンレス鋼の微細構造における最も高度に欠陥のある粒界の位置で生ずる選択的再結晶化及び結晶格子自体のそれに近づく、より大きい原子配列を有するものとの高エネルギーの不規則化された粒界の連続的置換の可能性からなる粒界における低ΣＣＳＬ粒界頻度の向上が見込めないために、８４０℃以上の温度及び保持時間の設定が不可欠であることを見出したものである。
【００１７】
［２］また、本発明においては、耐環境割れ性をよくするための結晶粒界の性格分布を最適化するとともに材料製造プロセスにおけるアニーリングを行なうための加熱温度を８４０℃から９００℃未満の温度に下げることに成功したので熱処理に伴う熱エネルギーを合理的に低減することができる方法を達成できた。
【００１８】
［３］クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、炭素含有量は０．０８％から０．０１０％について、検討したところ、いずれの範囲においても、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングすることにより６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有しかつ、結晶粒径が２００μｍを越えない組織を達成できた。
【００１９】
結晶粒径が２００μｍを越えないことはこれ以下の微細粒を達成することが粒界性格分布の制御の効果を発揮するために、必要であるとの知見によるものである。すなわち、２００μｍ以上の大きな結晶粒径では、粒界の不純物の偏析を助長するとともに、仮に、粒界整合性のよい低ΣＣＳＬ粒界が出来たとしても、ある頻度ではそれ以外の整合性の劣る粒界面が存在する確率があるため、粒界制御深さを管理するために、結晶粒サイズが２００μｍを越えないことを設定したものである。
【００２０】
［４］クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、Ｃ０．０８％以下、Ｓｉ１．００％以下、Ｍｎ２．００％以下、Ｎｉ１２．００〜１５．００％、Ｃｒ１６．００〜１８．００％、Ｍｏ２．００〜３．００％において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与した後、８４０℃から９００℃未満の温度範囲で、アニーリングすることにより達成できることを見出した。
【００２１】
［５］クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、Ｃ０．０８％以下、Ｓｉ１．００％以下、Ｍｎ２．００％以下、Ｎｉ９．００〜１３．００％、Ｃｒ１７．００〜１９．００％、Ｎｂ１０×Ｃ％以上において、結晶粒界内及び結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与した後、８４０℃から９００℃未満の温度でアニーリングすることにより達成できることを見出した。
【００２２】
［６］本発明者らはクロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与する手法としての材料表面ピーニングを行い、少なくとも表層部５０μｍから２００μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングすることにより達成できることを見出した。
【００２３】
材料表面にピーニングを行い少なくとも表層部５０μｍの必要性は原子炉の運転年数を４０年とすると、その間に、材料表面が全面均一腐食により減肉するため、耐環境割れ性の機能を有する部位を確保するためには５０μｍ以上が必要であるとの検討結果に基づくものである。また、２００μｍ以上の塑性変形層を形成の必要性は粒界性格の制御された材料組織であっても、少なくとも１粒界は低ΣＣＳＬ粒界でない部位の生成確率があるため、１結晶粒の最大サイズより大きな値として、２００μｍ以上の有効深さが必要であることを見出した。
【００２４】
［７］本発明者らはクロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与する手法として、レーザーピーニング、ウオータジェットピーニング、ショットピーニング及びサンドブラストのいずれかにより、材料表面に少なくとも表層部５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングすることにより達成できることを見出した。
【００２５】
［８］本発明者らはクロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与する手法として、レーザーピーニング、ウオータジェットピーニング、ショットピーニング及びサンドブラストのいずれかにより、材料表面に少なくとも表層部５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃以上の温度で、局所熱注入としてレーザー照射加熱及び誘導加熱及びアーク加熱による加熱より達成できることを見出した。
【００２６】
なお、局所熱注入法によれば、被処理構造物の熱による変形を防止できるとともに、熱エネルギーの大量消費が低減できるので、省エネルギー工法となった。また、加熱温度の上限は加熱源の能力に依存するが、好ましくは８４０℃〜９５０℃の領域において低ΣＣＳＬ粒界頻度を６５％以上の高めにできる。
【００２７】
［９］本発明者らはクロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼において、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位の占める割合が６５％以上とすることを達成する手法として、固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から３０％を付与する手法としてのレーザーピーニング、ウオータジェットピーニング、ショットピーニング及びサンドブラストのいずれかにより、材料表面に少なくとも表層部５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の塑性変形層を形成する。
【００２８】
その後、８４０℃以上の温度で、局所熱注入する方法を原子炉構成材料として沸騰水型原子炉及び加圧水型原子炉の炉水に接する炉内構造物及び原子炉圧力容器及び原子炉一次系配管及び制御棒及び中性子計装管及び制御棒並びにその駆動装置等の炉水に接する１００℃以上の領域に適用する。これは、１００℃以上の高温炉水環境でのステンレス鋼の環境割れが顕在化しており、そのような領域に、本発明の組織を有する材料を適用することにより、健全で信頼性のある原子炉を提供することができるものである。
【００２９】
〔実施例１〕
表１に供試材の化学成分値（質量％）を示す。表中のＴ１〜１５は化学成分が本規定の範囲のステンレス鋼である。Ａは比較材である。これらの鋼を１０５０℃で固溶化熱処理を行い、水冷にて急冷した。室温の状態で、冷間圧延により、２％から３０％の負荷塑性ひずみを付与した。その後に、８９９℃で２．５９２×１０5ｓ保持し、その後急冷した。図１は供試材Ｔ２を用いて、本発明の処理を施した材料の電子線後方散乱解析（ＥＢＳＰ）による結晶粒界性格分布図である。図１の中で１は結晶粒を示し、２は結晶粒界を示す。
【００３０】
本図の中で６６％が結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位で占めており６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有しかつ、結晶粒径が２００μｍを越えないことを達成した例である。この組織を有する材料の耐環境性を評価した。図２は、き裂進展抵抗評価試験に用いた予き裂付きのラウンドコンパクトテンション試験片（ＲＣＴ）３を示しており、この試験片を沸騰水型原子炉の炉水水質を模擬した２８８℃の、導電率０．０８μＳ／ｃｍから０．０８５μＳ／ｃｍの領域で、溶存酸素濃度が２ｐｐｍの高温純水中で、最大荷重３．１５ｋＮを負荷し、き裂先端部の応力拡大係数を制御して試験を行なった。
【００３１】
その結果を図３に示す。横軸は試験時間であり、縦軸は応力腐食割れ（ＳＣＣ）の発生環境下でのき裂の開口変位を示している。き裂開口変位の増加は、き裂の進展があることを示している。従来技術の材料である高炭素量の通常ＳＵＳ３０４ステンレス鋼４のき裂進展特性を示す線図であり、時間経過とともに、開口変位計の読み値が増加しており、応力腐食割れき裂が進んでいることを示している。
【００３２】
一方、本発明の実施例である高炭素粒界制御材５は、き裂進展特性を示す線図であり、初期のわずかな増加が認められるが開口変位は極めてわずかな変化を示すのみであり、応力腐食割れのき裂進展速度が極めて小さいことを示している。これらの結果より、本発明の材料は沸騰水型原子炉の炉水環境でも、耐環境割れ性が高いことが示された。
【００３３】
【表１】
〔実施例２〕
表１に示す供試材の化学成分値（質量％）のステンレス鋼を用いた他の実施例である。これらの鋼を１０５０℃で固溶化熱処理を行い、水冷により急冷した。室温の状態で、冷間圧延により、表２に示す２％から３０％の負荷塑性ひずみを付与した。その後に、８４０℃から８９９℃で１０ｓから６．０４８×１０5ｓ間、保持し、その後急冷した。表２にはこれら供試材を用いて、本発明の処理を施した材料の電子線後方散乱解析（ＥＢＳＰ）による結晶粒界性格分布解析結果を示す。本発明の範囲の鋼は表中に示すように６５％が結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位で占めており６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有していた。
【００３５】
なお、結晶粒径はいずれも２００μｍを越えない粒径を達成した例である。これらの供試材は低ΣＣＳＬ粒界頻度が６５％以上を達成しており、実施例１のき裂進展抵抗評価試験結果からも推定できるように、耐環境割れ性が良好であると評価される。
【００３６】
【表２】
〔実施例３〕
図４は本発明の実施例を説明する図であり、材料に与える負荷塑性ひずみを冷間圧延ではなく、ピーニングにより、塑性ひずみを導入した実施例である。固溶化熱処理を１０５０℃で実施し、急令したステンレス鋼ＳＵＳ３０４ステンレス鋼６の表面にショットピーニングを施し、表面の５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の範囲に塑性変形層７を形成し、塑性ひずみを２％から３０％程度付与する。その後、表面に、レーザー照射の吸収性を確保するために、例えば、ＳｉＯ２皮膜８を塗布しておく。その後、レーザーを照射し、加熱する。加熱時間は材料表層に熱を十分浸透させるために少なくとも１０ｓ以上とする。
【００３８】
ショットピーニングの条件はショット粒径０．６８ｍｍ、投射速度７８．５ｍ／ｓ、ショット量９０ｋｇ／ｍｉｎ，ショット時間１０ｓを施し、試料表面に塑性変形を与えた。レーザー照射はＣＯ2レーザー（８００Ｗ）を照射した。この処理により、塑性ひずみを有した加工層はレーザー照射によるアニーリングにより、６５％が結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位で占めており６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有した粒界制御層９を形成できた。
【００３９】
なお、結晶粒径はいずれも１０μｍから２００μｍを越えない粒径を達成した。これらの表層部は低ΣＣＳＬ粒界頻度が６５％以上を達成しており、実施例１のき裂進展抵抗評価試験結果からも推定できるように、耐環境割れ性が良好であると評価される。
【００４０】
なお、本実施例ではレーザー照射を行なったが、その他の加熱方法、例えば、高周波等の誘導加熱及びアーク加熱であることにより、本発明の温度範囲を満足するアニーリングを施す方法も適用できる。
【００４１】
〔実施例４〕
図５は本発明の更に他の実施例である。ショットピーニングとレーザー照射を施して、耐粒界腐食性の改善に成功した例である。ＳＵＳ３０４Ｌステンレス鋼１０を固溶化熱処理（１１００℃、１ｈ）し６００℃、２４ｈで強鋭敏化熱処理を施し、表面にショットピーニング（ノズルと試料の距離２２８ｍｍ、ショット径Ｍａｒｔｅｎ ｓｈｏｔ ＭＳ１００（Ｓ３３０），圧力５ｋｇｆ／ｃｍ2、ショット時間３０ｓ、６０ｓ）を施し、塑性変形層１１を形成したのち、ＹＡＧレーザーで照射した。
【００４２】
表面厚さ１７０μｍ（ショット時間３０ｓ）〜２００μｍ（ショット時間６０ｓ）程度の表面再結晶層１２が形成されていた。結晶方位差角１５°以上かつΣ値２９以下である粒界で構成される部位は６６％を占めており６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有していた。なお、結晶粒径はいずれも１０μｍから２００μｍを越えない粒径を達成した。これらの表層部は低ΣＣＳＬ粒界頻度が６５％以上を達成しており、実施例１のき裂進展抵抗評価試験結果からも推定できるように、耐環境割れ性が良好であると評価される。
【００４３】
〔実施例５〕
図６は本発明の良好な適用例を示すものである。沸騰水型原子炉の炉心シュラウド番号１３に適用した例である。その他の原子炉圧力容器１４のステンレス鋼部位及びシュラウドサポートシリンダ１５、シュラウドサポートレグ１６、シュラウドサポートプレート１７に適用した例を示す。図７の１８に示すような従来技術での溶接部位に、本発明の実施例を示す溶接継手１９のように接液表面を粒界制御層で覆った例である。
【００４４】
クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼として、ＳＵＳ３１６Ｌを用いて、固溶化熱処理後、材料表面にピーニングを行い少なくとも表層部５０μｍ以上、好ましくは２００μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングする事を特徴とする材料において、６５％以上のΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を有しかつ、結晶粒径が２００μｍを越えないことを特徴とする原子炉構成材料である。
【００４５】
ピーニングはレーザーピーニングの他にウオータジェットピーニング及びショットピーニング及びサンドブラストが適用できる。レーザーピーニングは水中での施工や局所的な部位に施工することが効果的である。ウオータジェットピーニングも水中での施工となるが、幅広い領域を一度に施工できることや狭隘部にも施工できるので、むらなく塑性ひずみを導入できるとともに圧縮残留応力を付与できる。
【００４６】
ショットピーニングはショット材にステンレス鋼の鋼球を使用するものである。空気でショットを投射する方法と水を同伴させて投射する方法がある。いずれもショット材を回収する必要があるが、塑性ひずみの導入は他のピーニングと同様に可能である。サンドブラストがショット材に珪砂を用いたものである。ショット材を回収する必要があるが、塑性ひずみの導入は他のピーニングと同様に可能である。
【００４７】
ピーニングが完了した後に局所熱注入を施す。局所熱注入はレーザー照射加熱及び高周波等誘導加熱及びアーク加熱のいずれかを用いることにより原子炉構成材料にΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度として６５％以上を達成し、かつ、結晶粒径が２００μｍを越えない組織を得ることができる。
【００４８】
炉心シュラウド番号１３は円筒の原子炉構造物であり、溶接により製作される。従来の材料では、炉水環境下での環境割れは溶接線の近傍に多く顕在化している。本発明では、このような溶接線を含む近傍に、ピーニングを施し、その後、局所熱注入を施すことにより、構造部の熱変形をもたらすことなく、より高い耐環境割れ性のある原子炉構造物にすることができる。
【００４９】
このような表面処理は原子炉構成材料に適用した例として、図６には明記されていないが、沸騰水型原子炉及び加圧水型原子炉の炉水に接する炉内構造物及び原子炉圧力容器及び原子炉一次系配管及び制御棒及び中性子計装管及び制御棒構成部品並びにその駆動装置構成部品等の炉水に接する１００℃以上の領域に適用することにより、環境割れの進展速度の極めてゆるやかな特性を達成できるものである。
【００５０】
〔実施例６〕
実施例５では構造物表面に塑性ひずみを付与する手段として、ピーニングを施工した例を示したが、構造物によっては、旋盤やフライス盤による切削や平面研削盤やグラインダーによる研削がある。これらの加工層は局所的であるが大きな残留応力を有しているとともに、塑性変形にともない塑性ひずみが存在していることが明らかになった。
【００５１】
そこで、この塑性ひずみを有効に活用し、この加工層にアニーリング及び局所熱注入を施すことにより、再結晶化にともなう、結晶粒の微細化と本発明で示すところの粒界性格分布の制御すなわち、Σ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界頻度を６５％以上に達成でき、かつ、結晶粒径が２００μｍを越えない組織を得ることができる。これにより、これらの表層部は低ΣＣＳＬ粒界頻度が６５％以上を達成しており、実施例１のき裂進展抵抗評価試験結果からも推定できるように、耐環境割れ性が良好であると評価される。
【００５２】
なお、本発明の実施時期は原子炉の構造物の製造時点にのみならず、一度、運転に入ってから、環境割れの予防保全対策として、実施することもできるものである。
【００５３】
【発明の効果】
以上のように、本発明では、原子炉等構造物に使用される従来のステンレス鋼の化学成分のままで、ステンレス鋼に対して、材料に塑性ひずみを付与する工程とその後のアニーリング熱処理又は局所熱注入処理を組み合わせることにより、材料の結晶粒界性格分布の制御を行なうことにより、原子炉炉水環境下で生ずる環境割れを抑制できるものである。
【００５４】
特に、１００℃以上の材料表層部接水部は低ΣＣＳＬ粒界頻度が６５％以上を達成することで、環境割れき裂進展抵抗の増大をもたらし、良好な耐環境割れ性が得られることとなった。環境き裂の進展速度が極めて小さい特性が得られるので、結果として、機器の寿命を伸長でき、原子炉の健全性に大きく寄与するものとなる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の処理を施した材料の電子線後方散乱解析（ＥＢＳＰ）による結晶粒界性格分布を示す顕微鏡写真。
【図２】き裂進展抵抗評価試験に用いた予き裂付きのラウンドコンパクトテンション試験片（ＲＣＴ）の側面ス（ａ）と平面図（ｂ）。
【図３】予き裂付きのラウンドコンパクトテンション試験片（ＲＣＴ）を用いた沸騰水型原子炉の炉水水質模擬環境下におけるき裂進展抵抗評価試験結果を示すグラフ。
【図４】ピーニングにより材料に与える負荷塑性ひずみを導入する方法を示すフロー図。
【図５】ピーニングにより構造物表面に塑性ひずみを付与する方法を示すフロー図。
【図６】本発明を適用する沸騰水型原子炉の炉心シュラウドの構造を示す断面斜視図。
【図７】本発明を従来の溶接継ぎ手に適用した溶接継ぎ手の構造を説明する図。
【符号の説明】
１…結晶粒、２…結晶粒界、３…ラウンドＣＴ試験片、４…従来技術の材料である高炭素Ｃ通常多結晶材のき裂進展特性を示す線図、５…本発明の実施例である高炭素Ｃ粒界制御材のき裂進展特性を示す線図、６…ステンレス鋼、７…ショットピーニングにより塑性変形した層、８…吸収剤ＳｉＯ2を塗布した層、９…レーザー照射により粒界制御した表面処理層、１０…低炭素系ステンレス鋼、１１…塑性変形層、１２…粒界制御表面処理層、１３…炉心シュラウド、１４…原子炉圧力容器、１５…シュラウドサポートシリンダ、１６…シュラウドサポートレグ、１７…シュラウドサポートプレート、１８…従来技術での溶接継手、１９…本発明の実施例を示す溶接継手部。
Claims (12)
- クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼を固溶化熱処理後、冷間状態で負荷塑性ひずみを２％から１０％付与する冷間加工を行い、８４０℃から９００℃未満の温度で、アニーリングし、結晶粒界の内、結晶粒間の相対方位関係において、結晶方位差角１５°以上かつΣ値が２９以下の低ΣＣＳＬ粒界の頻度を６７％以上有し、かつ結晶粒径が２００μｍを越えないことを特徴とする原子炉構成材料。
- 前記クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼に含まれるＣが０．０３％以下であることを特徴とする請求項１記載の原子炉構成材料。
- 前記クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼がＳＵＳ３１６Ｌ、ＳＵＳ３０４Ｌ及びＳＵＳ３４７Ｌのいずれかの低炭素系クロム含有鉄基オーステナイト系ステンレス鋼であり、前記アニーリングの保持時間が１０ｓ〜６．０４８×１０５ｓであることを特徴とする請求項２記載の原子炉構成材料。
- 前記冷間加工が、材料表面への旋盤もしくはフライス盤による切削、または平面研削盤もしくはグラインダーによる研削であり、少なくとも表層部深さ５０μｍ以上の塑性変形層を形成したことを特徴とする請求項１記載の原子炉構成材料。
- 前記冷間加工が、材料表面への旋盤もしくはフライス盤による切削、または平面研削盤もしくはグラインダーによる研削であり、少なくとも表層部深さ２００μｍ以上の塑性変形層を形成したことを特徴とする請求項１記載の原子炉構成材料。
- 前記冷間加工が材料表面へのピーニングであり、該ピーニングにより、少なくとも表層部５０μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、前記アニーリングとして局所的熱注入したことを特徴とする請求項１記載の原子炉構成材料。
- 前記ピーニングはレーザーピーニング、ウオータジェットピーニング、ショットピーニング及びサンドブラストのいずれかであることを特徴とする請求項６記載の原子炉構成材料。
- 前記局所的熱注入として、レーザー照射加熱、誘導加熱及びアーク加熱のいずれかを行ったことを特徴とする請求項６記載の原子炉構成材料。
- 前記冷間加工が、材料表面への旋盤もしくはフライス盤による切削、または平面研削盤もしくはグラインダーによる研削であり、少なくとも表層部深さ５０μｍ以上の塑性変形層を形成した後、８４０℃から９００℃未満の温度で、前記アニーリングである局所的熱注入としてレーザー照射加熱を行ったことを特徴とする請求項１記載の原子炉構成材料。
- 前記局所的熱注入として、前記レーザー照射加熱の代わりに、誘導加熱またはアーク加熱を行ったことを特徴とする請求項９記載の原子炉構成材料。
- 請求項８記載の原子炉構成材料を、沸騰水型原子炉又は加圧水型原子炉の炉水に接する炉内構造物、原子炉圧力容器、原子炉一次系配管、制御棒、中性子計装管、制御棒及びその駆動装置等の炉水に接する１００℃以上の領域の一部又は全部の材料として用いたことを特徴とする原子炉。
- 請求項１０記載の原子炉構成材料を、沸騰水型原子炉又は加圧水型原子炉の炉水に接する炉内構造物、原子炉圧力容器、原子炉一次系配管、制御棒、中性子計装管、制御棒及びその駆動装置等の炉水に接する１００℃以上の領域の一部又は全部の材料として用いたことを特徴とする原子炉。
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