JPH0649915B2 - Stainless steel for nuclear reactor core equipment and manufacturing method thereof - Google Patents
Stainless steel for nuclear reactor core equipment and manufacturing method thereofInfo
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、原子炉内にあつて、高温水に接する機器にお
いて、材料中から溶出したニツケルが放射化されて生ず
るコバルト58の生成量を減少せしめるためニツケルを
合金組成上必要最少限に抑えた原子炉炉心機器材料およ
びその製造方法に関する。DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION [Industrial field of application] The present invention relates to the amount of cobalt 58 produced by the activation of nickel eluted from a material in a reactor in a reactor in contact with high temperature water. The present invention relates to a reactor core material material in which nickel is suppressed to the minimum necessary in terms of alloy composition in order to reduce the amount and a manufacturing method thereof.
従来の原子炉炉心機器材料には耐食性に優れた各種のオ
ーステナイト系ステンレス鋼が使用されている。一般に
原子炉用としては、オーステナイト系ステンレス鋼が多
く用いられている。Various austenitic stainless steels having excellent corrosion resistance are used for conventional nuclear reactor core material. Generally, austenitic stainless steel is often used for nuclear reactors.
とくに、原子炉炉心機器材料の場合には、C含有量
(%)をはじめとして、Ni(%),Cr(%)および
微量元素としてN(%)に注目せねばならない。In particular, in the case of nuclear reactor core material, attention must be paid to C content (%), Ni (%), Cr (%), and N (%) as a trace element.
この中でニツケルは、オーステナイトの安定化元素であ
り、オーステナイト系ステンレス鋼の基本元素として例
えば、JIS規格G4304のSUS304鋼では大略6wt%〜1
0.5wt%程度が含有されているのが通例である。他の
オーステナイト系ステンレス鋼では、ニツケルを、16
wt%あるいは22wt%も含むものさえある。更に、ニツ
ケル基系ではNCF600のように、Ni72wt%含有
のものもある。Among these, nickel is a stabilizing element of austenite, and as a basic element of austenitic stainless steel, for example, in JIS standard G4304 SUS304 steel, approximately 6 wt% to 1 wt.
It is customary to contain about 0.5 wt%. In other austenitic stainless steels, nickel is
Some even include wt% or 22 wt%. Further, some nickel-based systems, such as NCF600, contain 72 wt% of Ni.
これらの合金材料から構成される機器においては、高温
水などの原子炉冷却材との接液部が、その冷却によつて
腐食されて、合金の組成元素の一部が冷却材中へ溶して
腐食生成物として蓄積されることがある。In equipment composed of these alloy materials, the parts that come into contact with the reactor coolant such as high-temperature water are corroded by the cooling, and some of the alloy composition elements are dissolved in the coolant. May be accumulated as corrosion products.
これらの腐食生成物が、原子炉炉心を通過すると、熱中
性子によつて照射を受け、腐食生成物中に含まれている
コバルトやニツケルは、放射性のコバルト60及びコバ
ルト58にそれぞれ核変換される。これらの放射性元素
が原子炉炉心内各所や配管に沈着するγ線を長期間にわ
たつて放出するため、原子炉機器の保守点検,修理等の
作業における従事者の放射線防護対策が必要となり、作
業効率が低下することがあつた。When these corrosion products pass through the reactor core, they are irradiated with thermal neutrons, and the cobalt and nickel contained in the corrosion products are transmuted into radioactive cobalt 60 and cobalt 58, respectively. . Since these radioactive elements emit gamma rays deposited in various parts of the reactor core and pipes over a long period of time, it is necessary to take radiation protection measures for workers in maintenance and inspection and repair work of reactor equipment. The efficiency may decrease.
これに対処するため、半減期の長いコバルト60の低減
を主対象として、オーステナイト系ステンレス鋼中のコ
バルト含有量を通常の含有量0.2〜0.4wt%から、
0.01〜0.05wt%以下にまで制限するなどの対策
が採られていた。(例えば、特願昭51−26756号公報な
どである。) その結果、現在の原子炉内におけるコバルト60の発生
量は、大巾に低減されている。In order to deal with this, the cobalt content in the austenitic stainless steel is usually reduced from the normal content of 0.2 to 0.4 wt% mainly for the purpose of reducing cobalt 60 having a long half-life.
Measures have been taken such as limiting the content to 0.01 to 0.05 wt% or less. (For example, Japanese Patent Application No. 51-26756). As a result, the amount of cobalt 60 generated in the present nuclear reactor has been greatly reduced.
しかし、ニツケルについては、オーステナイト系ステン
レス鋼の基本元素であるため低減が困難であつた。この
ため、コバルト58の低減対策として、原子炉給水中に
微量の鉄イオンや鉄酸化物を注入し、炉内で生成したコ
バルト58を鉄の酸化物としてとりこんで、燃料棒の表
面に安定付着させる等の対策がとられつつある。しか
し、これらは、根本的にコバルト58を低減する方法と
はなり得ないので、燃料再処理などの工程では、放射能
の処理対策が必要となるという欠点を残していた。However, nickel has been difficult to reduce because it is a basic element of austenitic stainless steel. Therefore, as a measure to reduce the amount of cobalt 58, a small amount of iron ions and iron oxides are injected into the reactor feed water, and the cobalt 58 produced in the reactor is taken in as iron oxides and stably adhered to the surface of the fuel rod. Measures such as allowing them to be taken are being taken. However, these methods cannot be a method of fundamentally reducing the amount of cobalt 58, and therefore, there has been a drawback that radioactivity treatment measures are required in steps such as fuel reprocessing.
一方、コバルト58を抜本的に低減する方法としては、
オーステナイト系ステンレス鋼の代りに、フエライト系
ステンレス鋼により、ニツケルを含まないステンレス鋼
で原子炉炉心用機器を構成しようとする動きもみられ
る。しかし、フエライト系材料は、圧力容器用には用い
られているものの、熱中性子被照射量の大きい原子炉炉
心部の機器に対しては、耐照射脆性の観点から一般的に
は用いられていなかつた。On the other hand, as a method of drastically reducing cobalt 58,
In place of austenitic stainless steel, there is a movement to construct nickel core-free stainless steel for reactor core equipment by using ferrite stainless steel. However, although ferrite materials are used for pressure vessels, they are not generally used from the viewpoint of irradiation embrittlement resistance for the reactor core equipment with large thermal neutron irradiation dose. It was
また、不純物より以上のNを含有させることにより耐照
射性を改善する方法も検討されつつあるが、Nを0.0
8wt%以上にすると、溶接性が低下するため、溶接部の
ある機器には適用が難しいという欠点があつた。Further, a method of improving the irradiation resistance by containing N more than impurities is being studied, but N is 0.0
If it is 8 wt% or more, the weldability is deteriorated, so that there is a drawback that it is difficult to apply to equipment having a welded portion.
上記従来技術は、オーステナイト系ステンレス鋼につい
ては、Ni含有量が多いためコバルト58の低減に対し
て効果的な対策がなく、フエライト系ステンレス鋼の場
合は、溶接性などの施工性に問題があつた。The above-mentioned prior art does not have an effective measure for reducing the amount of cobalt 58 in the austenitic stainless steel because the Ni content is large, and in the case of the ferrite stainless steel, there is a problem in workability such as weldability. It was
本発明の目的は、原子炉炉心機器材料に、必要最小限の
ニツケル含有量に抑えた低ニツケル型ステンレス鋼を用
いることにより、冷却材中へのニツケルの溶出を抑制
し、放射化によるコバルト58の発を抑制せしめた原子
炉炉心用機器材料とその製造方法を提供することにあ
る。An object of the present invention is to suppress the elution of nickel in the coolant by using a low nickel type stainless steel with the minimum nickel content suppressed as the reactor core material, and to suppress cobalt 58 by activation. An object of the present invention is to provide a reactor core material and a manufacturing method thereof, in which the generation of heat is suppressed.
上記課題を解決するための本発明に係る原子炉炉心機器
用ステンレス鋼の構成は、 原子炉炉心機器を製造するに使用される材料であつて、
Feを主成分とし、C,Si,Mn,P,S,Ni,C
r,Mo,Cu,Alおよび不純物を含有するオーステ
ナイト系ステンレス鋼において、Ni=1〜6%,C<
0.03%,Cr=12〜20%にし、Nを、C+N<
0.05%になるように添加したものであり、高温高圧
水中における1000時間の隙間付きUベンド腐食試験
に合格するようにしたものである。The structure of the stainless steel for reactor core equipment according to the present invention for solving the above-mentioned problems is a material used for manufacturing a reactor core equipment,
Fe as a main component, C, Si, Mn, P, S, Ni, C
In an austenitic stainless steel containing r, Mo, Cu, Al and impurities, Ni = 1 to 6%, C <
0.03%, Cr = 12 to 20%, N is C + N <
It was added in an amount of 0.05% so as to pass the U-bend corrosion test with a gap in high temperature and high pressure water for 1000 hours.
また、その製造方法の構成は、原子炉炉心機器を製造す
るに使用される、Feを主成分とし、C,Si,Mn,
P,S,Ni,Cr,Mo,Cu,Alおよび不純物を
含有するオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法にお
いて、Ni=1〜6%,C<0.03%,Cr=12〜
20%にし、Nを、C+N<0.05%になるように添
加して溶解鋳造し、この鋳造品を、950±10℃で1
〜3時間加熱し、急冷したのち、600±10℃で3〜
10時間の焼戻し熱処理を行なうようにしたものであ
る。Further, the structure of the manufacturing method is such that Fe, which is used as a main component for manufacturing reactor core equipment, is composed of C, Si, Mn,
In the method for producing austenitic stainless steel containing P, S, Ni, Cr, Mo, Cu, Al and impurities, Ni = 1 to 6%, C <0.03%, Cr = 12 to.
20%, N is added so that C + N <0.05%, melt casting is performed, and this cast product is subjected to 1 at 950 ± 10 ° C.
~ After heating for 3 hours and quenching, 600 ~ 10 ℃ 3 ~
The tempering heat treatment is performed for 10 hours.
第7図に示すように、厚板にV型溶接を施こした供試材
の母材、溶着金属の夫々から、第8図に示す隙間付き曲
げ試験片、第9図に示す引張試験片を採取して、各々応
力腐食割れ試験に供した。応力腐食試験は320℃およ
び288℃の高温純水中に、1000時間まで浸漬し
た。隙間付きUベンド試験では、U字曲げ試験片におけ
る背側(引張応力側)にのみ通常、応力腐食割れが発生
する。また、低歪速度引張り試験においては、高温水中
で浸漬しながら行うと破断後の破面を観察することによ
り、粒界型応力腐食割れ感受性の有無を知ることができ
る。As shown in FIG. 7, the base material of the test material obtained by subjecting the thick plate to V-shape welding and the weld metal, respectively, to the bending test piece with a gap shown in FIG. 8 and the tensile test piece shown in FIG. Were collected and subjected to a stress corrosion cracking test. The stress corrosion test was carried out by dipping in high temperature pure water at 320 ° C. and 288 ° C. for up to 1000 hours. In the U-bend test with a gap, stress corrosion cracking usually occurs only on the back side (tensile stress side) of a U-shaped bending test piece. Further, in the low strain rate tensile test, if it is carried out while being immersed in high temperature water, the presence or absence of the intergranular stress corrosion cracking susceptibility can be known by observing the fracture surface after fracture.
隙間付きUベンド試験では、溶接部材の応力腐食割れを
検知するなどの目的で実施するもので、最もシビヤーな
判定方法といえる。一方、低歪速度引張試験は、一種の
引張試験であり、試験後の試験片破面を観察するのには
至便な方法である。本発明では、オーステナイトの最重
要課題である応力腐食割れの判定用として前者を採用し
た。以下の説明においては、これらの試験片の割れの有
無あるいは破面率の観察を行なつて結論を導いた。The U-bend test with a gap is carried out for the purpose of detecting stress corrosion cracking of the welded member and can be said to be the most severe judgment method. On the other hand, the low strain rate tensile test is a kind of tensile test, and is a convenient method for observing the fracture surface of the test piece after the test. In the present invention, the former is adopted for the determination of stress corrosion cracking, which is the most important issue for austenite. In the following explanation, the conclusion was reached by observing the presence or absence of cracks or the fracture surface ratio of these test pieces.
以下、詳細にこれらの結果を説明する。Hereinafter, these results will be described in detail.
Cは、ステンレス鋼の高温純水環境での応力腐食割れ感
受性を著しく高める元素である。ステンレス鋼において
はC 0.03%以下とすることにより、応力腐食割れ
感受性を著しく低減できる。なお、C含有量の低減技術
は、最近の取鍋内精錬法の技術の進歩により著しく向上
し、上記は達成可能となつた。C is an element that remarkably enhances the susceptibility to stress corrosion cracking of stainless steel in a high temperature pure water environment. In the case of stainless steel, C content of 0.03% or less can significantly reduce the stress corrosion cracking susceptibility. The technique for reducing the C content has been remarkably improved due to the recent progress in the technique for refining in the ladle, and the above can be achieved.
Siは、製鋼時の脱酸剤として不可欠な元素であるが、
高温純水環境における応力腐食割れ改善に対する効果は
殆んどない。むしろ、0.75%を超えるとσ相等の金
属間化合物の形成を加速して加工性,溶接性の低下をも
たらす。従つて、上限を0.75%とする。Si is an essential element as a deoxidizer during steel making,
There is almost no effect on the improvement of stress corrosion cracking in a high temperature pure water environment. Rather, if it exceeds 0.75%, the formation of intermetallic compounds such as σ phase is accelerated, resulting in deterioration of workability and weldability. Therefore, the upper limit is set to 0.75%.
Mnも製鋼時の脱酸剤として不可欠な元素であるが高温
純水環境での耐応力腐食割れ性には殆んど影響しない。
また、Mnはオーステナイト形成元素であり、約1%を
超えるとマルテンサイト組織やフエライト組が不安定と
なるので、約1%を上限とする。Mn is also an indispensable element as a deoxidizing agent during steel making, but it hardly affects the stress corrosion cracking resistance in a high temperature pure water environment.
Further, Mn is an austenite forming element, and if it exceeds about 1%, the martensite structure and the ferrite set become unstable, so the upper limit is about 1%.
その他の不純物として含まれるP,Sは溶接性,加工性
等に悪影響を及ぼすので、P約0.030%,S約0.
030%以下に抑制することが必要である。(更に、中
性子照射による不純物の偏析による粒界面近傍の耐食性
を向上させるためには、Pは、0.010wt%以下、S
は、0.005wt%以下とすること望ましい)。Since P and S contained as other impurities adversely affect weldability, workability, etc., P about 0.030% and S about 0.
It is necessary to suppress it to 030% or less. (Further, in order to improve the corrosion resistance in the vicinity of grain boundaries due to the segregation of impurities due to neutron irradiation, P is 0.010 wt% or less and S is
Is preferably 0.005 wt% or less).
Crは、ステンレス鋼における耐食性向上元素として不
可欠の合金成分であり、高温水環境中での耐食性を維持
するためには、少なくとも12%以上が必要である。原
子炉炉水のような高温純水中ででは、Cl−などを含む
塩はほとんど存在しないので、Crは少なくとも12%
あれば、耐食性上は問題ない。また、Cr多い程、耐食
性は向上するが、一方では、Cr量が増加すると加工性
が劣化し、コストの上昇をまねくので、上限は、約20
%とする。Cr is an indispensable alloying component as a corrosion resistance improving element in stainless steel, and at least 12% or more is necessary to maintain the corrosion resistance in a high temperature water environment. In high temperature pure water such as reactor water, there is almost no salt containing Cl − and the like, so Cr is at least 12%.
If so, there is no problem in corrosion resistance. Further, as the amount of Cr increases, the corrosion resistance improves, but on the other hand, when the amount of Cr increases, the workability deteriorates, leading to an increase in cost, so the upper limit is approximately 20.
%.
Moは、ステンレス鋼の使用時に形成される隙間部分で
生ずる局部腐食すなわち、隙間腐食を軽減するために極
めて有効な元素である。0.1wt%の微量な添加であつ
ても、表面皮膜の再不働態化に有効であり、2.5%の
添加により、低温靭性を向上させることができる。しか
し、4.0%を超えると、カイ相等の金属間化合物が生
じやすくなり、加工性および溶接性を著しく劣化させる
ので、4%以下とする必要があり、製造上の安定性をも
たらすため上限は2.5%とする。Mo is an extremely effective element for reducing the local corrosion generated in the gap portion formed when stainless steel is used, that is, the crevice corrosion. Even a small amount of 0.1 wt% is effective for repassivation of the surface film, and the addition of 2.5% can improve the low temperature toughness. However, if it exceeds 4.0%, an intermetallic compound such as a chi phase tends to be generated and workability and weldability are significantly deteriorated. Is 2.5%.
Cuは、耐酸性を向上させるのに必要な成分であり、そ
の効果は0.05%以上で示される。また、Cu格子間
原子として中性子照射時に寄与し、不純物の偏析の抑制
およびCrの枯渇作用を抑える効果がある。しかし、1
%を超えるとCuの金属間化合物が析出するため、かえ
つて耐酸性を悪化させるので、上限を1%とする。Cu is a component necessary for improving acid resistance, and its effect is shown by 0.05% or more. Further, they contribute as Cu interstitials during neutron irradiation, and have an effect of suppressing impurity segregation and Cr depletion. But 1
%, Cu intermetallic compounds precipitate, which rather deteriorates acid resistance. Therefore, the upper limit is 1%.
Alは鋼の脱酸,結晶粒の微細化により、特に溶接部の
靭性を向上させるのに必要である。少なくとも0.05
%以上含有されないと結晶粒の微細化の効果がない。ま
た、0.2%程度から、溶接時の低温割れを防ぐ効果も
生ずる。しかし、1%を超えるとクリープ性を低下させ
るので、上限は1wt%とする。Al is necessary for improving the toughness of the welded portion, particularly by deoxidizing the steel and refining the crystal grains. At least 0.05
% Is not contained, there is no effect of refining the crystal grains. Further, from about 0.2%, an effect of preventing cold cracking at the time of welding also occurs. However, if it exceeds 1%, the creep property is deteriorated, so the upper limit is made 1 wt%.
特にNiの添加量の低減は、本発明の1つのねらいであ
る。Ni量の下限については、Niは低温靭性の向上に
有効でありその量は1.0%以上必要である。In particular, reduction of the amount of Ni added is one of the aims of the present invention. Regarding the lower limit of the amount of Ni, Ni is effective in improving the low temperature toughness, and the amount is required to be 1.0% or more.
また、高温水中で、ステンレス鋼の表面酸化物皮膜を安
定にち密に形成するために1.0%以上の添加が必要と
なる。一方、Ni添加量の上限は、可及的少量が望まし
く、Ni量を多くすると、結晶構造をオーステナイト相
にして、熱処理による強度の向上が望めないので、その
限界値としてNi添加量の上限を6.0%にした。In addition, 1.0% or more addition is required to stably and densely form a surface oxide film of stainless steel in high temperature water. On the other hand, the upper limit of the amount of Ni added is preferably as small as possible. If the amount of Ni is increased, the crystal structure is changed to an austenite phase, and improvement in strength due to heat treatment cannot be expected. It was set to 6.0%.
Nは高温強度を高めるのに効果があるが、フエライト系
ステンレス鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼にとつて
は、応力腐食割れ性を低下せしめることが判つている。
第6図は、12Cr系鋼の(C+N)%と溶接割れ率
(%)との関係図である。(C+N)%が0.05wt%
以上になると、溶接性が急激に劣化することが明らかで
ある。従つて、C+Nを0.05%を上限とする。Although N is effective in increasing the high temperature strength, it has been found that ferrite and martensitic stainless steels reduce the stress corrosion cracking resistance.
FIG. 6 is a relationship diagram between (C + N)% and weld crack ratio (%) of 12Cr steel. (C + N)% is 0.05 wt%
It is clear that the weldability deteriorates sharply in the above cases. Therefore, the upper limit of C + N is 0.05%.
つぎに、本発明鋼の熱処理条件について説明する。Next, the heat treatment conditions for the steel of the present invention will be described.
(a)焼入条件について 第4図は、本発明鋼Aの焼入温度と機械的性質(硬さお
よび吸収エネルギー)の特性曲線図である。(A) Regarding Quenching Conditions FIG. 4 is a characteristic curve diagram of the quenching temperature and mechanical properties (hardness and absorbed energy) of the invention steel A.
第4図からわかるように、焼入温度は900℃〜100
0℃、硬さ(HB)は250〜260で安定化し、吸収
エネルギーも16〜18(kgf・m)の値に安定化す
る。ここで、作業現場における熱処理の均一化の確保を
考慮して950±10℃を好適な焼入温度として選択し
た。保持時間は、50分以上で急激に硬さが低下し、3
時間から再び硬さが上昇する結果(図示せず)から、1
〜3時間を好適な焼入保持時間として選んだ。As can be seen from FIG. 4, the quenching temperature is 900 ° C to 100 ° C.
The hardness (H B ) is stabilized at 0 ° C. at 250 to 260, and the absorbed energy is also stabilized at a value of 16 to 18 (kgf · m). Here, 950 ± 10 ° C. was selected as a suitable quenching temperature in consideration of ensuring uniform heat treatment at the work site. When the holding time is 50 minutes or more, the hardness decreases rapidly,
From the result (not shown) that the hardness increases again from time, 1
~ 3 hours was chosen as the preferred quench hold time.
(b)焼戻条件について 第5図は、本発明鋼Aの焼戻温度と機械的性質(硬さお
よび吸収エネルギー)の特性曲線図である。(B) About tempering conditions FIG. 5 is a characteristic curve diagram of tempering temperature and mechanical properties (hardness and absorbed energy) of the steel A of the present invention.
第5図において、焼戻温度は、580℃〜590℃にかけ
て硬さは低下し、吸収エネルギーは増加する。また、6
10℃以上では、硬さは増加し、吸収エネルギーは低下
する。以上の結果から、好適な焼戻温度として、610
±10℃を提案する。さらに焼戻保持時間は、3時間以
上で、硬さの低下および吸収エネルギーの増加がみられ
る(図示せず)。8時間以降20時間までは、ほぼ一定
の硬度と吸収エネルギー値が得られるので、現場におけ
る熱処理費の節減を勘案して、焼戻保持時間は、3〜1
0時間を提案することができる。In FIG. 5, the tempering temperature decreases in hardness from 580 ° C to 590 ° C, and the absorbed energy increases. Also, 6
At 10 ° C or higher, hardness increases and absorbed energy decreases. From the above results, as a suitable tempering temperature, 610
Suggest ± 10 ° C. Furthermore, when the tempering holding time is 3 hours or more, the hardness is lowered and the absorbed energy is increased (not shown). From 8 hours to 20 hours, almost constant hardness and absorbed energy value can be obtained, so considering the reduction of heat treatment cost at the site, the tempering holding time is 3 to 1
You can propose 0 hours.
以下、本発明に係る実施例を、第1表〜第3表および第
1図を用いて説明する。Examples of the present invention will be described below with reference to Tables 1 to 3 and FIG.
第1表は、供試材の化学組成と溶接部の隙間付きUベン
ト試験による耐応力腐食割れ(SCC)性を一覧表にし
たものである。Table 1 is a list of the chemical composition of the test material and the stress corrosion cracking resistance (SCC) resistance in the U-vent test with a gap in the welded portion.
第1表において、比較鋼(G,H,I,J)は材料中の
化学組成は従来例のものであるに対して、発明鋼(A,
B,C,D,E,F)は化学組成C,Si……Al等の
含有量がいづれも制限範囲内の値を保持しつつ、本発明
の特徴であるNi量を、1.0〜6.0%範囲に制限
し、かつ、(C+N)量を0.05%以下に制限された
ものである。以下の実施例は、発明鋼(A,B,C,
D,E,F)を用いて実施したものである。In Table 1, the comparative steels (G, H, I, J) have the chemical composition in the material of the conventional example, while the invention steels (A,
B, C, D, E, and F) have the chemical composition C, Si, ... It is limited to the range of 6.0% and the amount of (C + N) is limited to 0.05% or less. In the following examples, invention steels (A, B, C,
D, E, F).
その結果、発明鋼は、(1)結晶粒は細粒化し、(2)
良好な溶接性を示し、(3)高温高圧水中での溶接部試
験片は曲げ割れの発生がなく、良好な耐SCC性を示し
た。これに反して、従来例の比較鋼は、すべての試料に
ついて割れの発生をみた。As a result, in the invention steel, (1) crystal grains became finer and (2)
Good weldability was exhibited, and (3) the welded test piece in high-temperature high-pressure water did not cause bending cracks and exhibited good SCC resistance. On the contrary, in the comparative steel of the conventional example, cracks were observed in all the samples.
第2表は、発明鋼A(母材,溶接部)および比較鋼G
(溶接部)、H(母材)を用いて、320℃の高温高圧
中(1000時間)で、隙間付きUベント試験を行なつ
た結果である。第2表によれば、本発明鋼Aについて
は、母材部はもちろん のこと溶接部(採取位置L,M,N)共に割れは全く発
生しなかつた。一方、比較鋼GおよびHでは、500時
間試験ですでに割れ発生の試験片もみられた。これらの
結果から推測すれば、本発明鋼(A〜F)は、きわめて
すぐれた耐SCC性を有することが実証された。Table 2 shows invention steel A (base metal, weld) and comparative steel G.
It is the result of performing the U vent test with a gap in the high temperature and high pressure of 320 degreeC (1000 hours) using (welded part) and H (base material). According to Table 2, for the steel A of the present invention, not only the base metal part That is, no cracks occurred at the welded portions (collection positions L, M, N). On the other hand, in the comparative steels G and H, cracked test pieces were already observed in the 500 hour test. From these results, it was proved that the steels of the present invention (A to F) have extremely excellent SCC resistance.
第3表は、発明鋼Aおよび比較鋼G,Iの水素添加水中
での低歪速度引張試験結果である。その破面観察の結果
では、発明鋼Aは、母材および溶接部材共にSCC破面
は全くみれなかつた。一方、比較鋼Gでは90%の粒界
型SCCが、またIでは20%粒界型SCCの発生が観
察された。Table 3 shows the results of low strain rate tensile test of invention steel A and comparative steels G and I in hydrogenated water. As a result of the observation of the fracture surface, in the invention steel A, no SCC fracture surface was observed in both the base material and the welded member. On the other hand, 90% of the grain boundary type SCC was observed in Comparative Steel G and 20% of the grain boundary type SCC was observed in I.
以上の諸実験結果から推定して、高温高圧水,水素添加
の条件下においても、発明鋼は、SCC感受性のきわめ
て低い材料であるが確認された。Inferring from the above experimental results, it was confirmed that the invention steel is a material having extremely low SCC sensitivity even under the conditions of high temperature and high pressure water and hydrogenation.
第1図は、発明鋼Aと比較鋼Iの各温度レベルに相当し
た引張試験結果を示したものである。FIG. 1 shows the tensile test results corresponding to the respective temperature levels of Invention Steel A and Comparative Steel I.
発明鋼Aは、高Ni基合金の比較鋼Iに比べても、引張
強さ、0.2%耐力共に高い値を保持し、高温強度も充
分に大きな値が得られている。Inventive steel A retains high values in both tensile strength and 0.2% proof stress, and also has sufficiently high values at high temperatures, as compared with comparative steel I, which is a high Ni-based alloy.
以上の諸結果を総括すると、本放射化によるコバルト5
8の発生を抑制するために、材料中のNi量を制限した
低ニツケル型ステンレス鋼の開発を目標としたにも拘ら
ず、上記のように、高温水中の耐SCC性がすぐれ、高
温強度も充分に大きな炉心用機器材料を製造できる目安
がついた。このことは、化学組成の制限はもちろん、本
発明鋼に好適な熱処理条件が確立されたことが大きな要
素となつている。Summarizing the above results, cobalt 5 by this activation
Despite the aim of developing a low nickel type stainless steel in which the amount of Ni in the material is limited in order to suppress the occurrence of No. 8, as described above, the SCC resistance in high temperature water is excellent and the high temperature strength is also high. There is a guideline for manufacturing a sufficiently large core material. This is largely due to the fact that the heat treatment conditions suitable for the steel of the present invention have been established, as well as the limitation on the chemical composition.
本発明鋼(AおよびE)を使用して製作した原子炉炉心
機器の効果について、第2図および第3図を用いて説明
する。The effects of the reactor core equipment manufactured using the steels (A and E) of the present invention will be described with reference to FIGS. 2 and 3.
第2図は、発明鋼Aを用いて製作した沸騰水型原子炉の
炉心シユラウドの部分斜視図である。FIG. 2 is a partial perspective view of a core shell of a boiling water reactor manufactured using Invention Steel A.
第2図の構成は、1は、シユラウド胴部、2は、上部シ
ユラウド、3は、下部シユラウド、4は、上部ガイド、
5は、炉心支持板である。すでに述べたように、母材部
および溶接部共に、耐SCC性は良好であり、機械的強
度も比較鋼(従来例のもの)よりも良好な特性を示し、
実機として運転中には、冷却水の放射化汚染を低減する
という、期待通りの有効な成果を挙げている。In the configuration of FIG. 2, 1 is a shroud body, 2 is an upper shroud, 3 is a lower shroud, 4 is an upper guide,
5 is a core support plate. As described above, both the base metal portion and the welded portion have good SCC resistance and mechanical strength that is better than that of the comparative steel (conventional example).
While operating as an actual machine, it has achieved the expected effective result of reducing the radioactive contamination of cooling water.
また、第3図は、発明鋼Eを使用して製作した沸騰水型
原子炉用の制御棒の部分切断斜視図である。第3図の構
成は、11は、制御棒の被覆管、12は、制御棒用シー
ス、13は、制御棒タイロツド、14は、制御棒ハンド
ルである。Further, FIG. 3 is a partially cut perspective view of a control rod for a boiling water nuclear reactor manufactured by using the invention steel E. In the configuration of FIG. 3, 11 is a control rod cladding tube, 12 is a control rod sheath, 13 is a control rod tie rod, and 14 is a control rod handle.
本発明鋼Eは、P,Sの含有量が少ないので高い中性子
照射を受けても、不純物の偏析は生じない。強度も高
く、伸び(%)も良好なので、板厚,管厚を薄くするこ
とができるので、機器の軽量化が達成でき、耐震性の向
上に寄与できる。また、Ni含有量が従来例(比較鋼
G)と比べて、8.75%から1.0%に低減されているの
で、照射後のコバルト58の生成量は、約1/9に低減
することができた。Since the steel E of the present invention has a low content of P and S, even if it is subjected to high neutron irradiation, segregation of impurities does not occur. Since it has high strength and good elongation (%), it is possible to reduce the thickness of the plate and the pipe, which makes it possible to reduce the weight of the equipment and contribute to the improvement of earthquake resistance. Further, since the Ni content is reduced from 8.75% to 1.0% as compared with the conventional example (Comparative Steel G), the amount of cobalt 58 produced after irradiation can be reduced to about 1/9. did it.
この効果により、実機の機器の線量率は、大幅に低減す
ることができ、燃料被覆管へのコバルト58の付着量が
抑制できるので、燃料再処理時における環境放射能を低
減することが可能となつた。With this effect, the dose rate of the actual equipment can be significantly reduced, and the amount of cobalt 58 adhering to the fuel cladding tube can be suppressed, so that it is possible to reduce the environmental radioactivity during the fuel reprocessing. Natsuta.
以上の実施例は、沸騰水型原子炉の炉心構造物について
述べたが、本発明鋼は、ドライヤ、気水分離器その他炉
内構造物にももちろん適用できる。Although the above embodiments have described the core structure of a boiling water reactor, the steel of the present invention can of course be applied to dryers, steam separators and other internal reactor structures.
また、加圧水型原子炉あるいは、圧力集合管型の重水炉
あるいは、自然循環式小型原子炉においても適用できる
のはもつろんである。Further, it is also applicable to a pressurized water reactor, a pressure collecting pipe type heavy water reactor, or a natural circulation small reactor.
これらの炉に適用した場合でも、上述の効が利用できる
ことはいうまでもない。Needless to say, the above effects can be utilized even when applied to these furnaces.
本発明によれば、従来のオーステナイト系ステンレス鋼
(比較鋼)よりもNi含有量を大幅に低減し、適切な熱
処理を施こした本発明鋼を用いて、炉心用機器を製作
し、実機に使用することにより、応力腐食割れの発生を
防止でき、かつコバルト58の生成量を大幅に低減でき
るので、プラント周辺の放射能が低減できることにな
り、定検時における従業員の放射線被曝量の低減に寄与
することができる。According to the present invention, the Ni content is greatly reduced as compared with the conventional austenitic stainless steel (comparative steel), and the steel of the present invention that has been appropriately heat-treated is used to manufacture core equipment, By using it, the occurrence of stress corrosion cracking can be prevented and the amount of cobalt 58 produced can be greatly reduced, so the radioactivity around the plant can be reduced, and the radiation exposure of employees during regular inspections can be reduced. Can contribute to.
以上要するに、原子炉炉心機器材料に、必要最小限のN
i含有量に抑えた低ニツケル型ステンレス鋼を用い、こ
れに好適な熱処理を施こすことにより冷却材中へのNi
の溶出を抑制し、放射化によるコバルト58の発生を抑
制せしめた原子炉炉心機器用ステンレス鋼とその製造方
法を提供することができる。In short, the minimum required N for reactor core equipment materials
By using a low nickel type stainless steel whose i content is suppressed and subjecting it to suitable heat treatment, Ni
It is possible to provide a stainless steel for nuclear reactor core equipment, which suppresses the elution of cobalt and suppress the generation of cobalt 58 due to activation, and a manufacturing method thereof.
第1図は発明鋼と比較鋼との機械的性質の比較図、第2
図は、本発明鋼(A)で製作した炉心シユラウドの部分
斜視図、第3図は、本発明鋼(E)で製作した制御棒の
部分切断斜視図、第4図は、本発明鋼(A)の焼入温度
と硬さ・吸収エネルギー関係図、第5図は、同上の焼戻
温度と硬さ・吸収エネルギー関係図、第6図は、鋼中
(C+N)含有量と溶接割れの相関図、第7図は、溶接
継手部材から応力腐食割れ試験片の取出し説明図、第8
図は、隙間付きUベンド試験片形状図、第9図は、低歪
速度引張試験片形状図である。 1……シユウラド胴部、2……上部シユウラド、3……
下部シユウラド、4……上部ガイド、5……炉心支持
板、11……制御棒被覆管、12……制御棒シース、1
3……制御棒タイロツド、14……制御棒ハンドル。FIG. 1 is a comparison diagram of the mechanical properties of the invention steel and the comparative steel, and FIG.
The drawing shows a partial perspective view of a core shell made of the present invention steel (A), FIG. 3 is a partially cut perspective view of a control rod made of the present invention steel (E), and FIG. A) Quenching temperature and hardness / absorption energy relationship diagram, FIG. 5 is the tempering temperature and hardness / absorption energy relationship diagram of the same as above, and FIG. 6 is (C + N) content in steel and welding crack Correlation diagram, FIG. 7 is an explanatory view of taking out the stress corrosion cracking test piece from the welded joint member, FIG.
The figure is a U-bend test piece shape diagram with a gap, and FIG. 9 is a low strain rate tensile test piece shape figure. 1 ... Shroud trunk, 2 ... Upper shroud, 3 ...
Lower shell, 4 ... Upper guide, 5 ... Core support plate, 11 ... Control rod cladding tube, 12 ... Control rod sheath, 1
3 ... Control rod tie rod, 14 ... Control rod handle.
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 斉藤 隆 茨城県日立市幸町3丁目1番1号 株式会 社日立製作所日立工場内 (56)参考文献 特開 昭62−107047(JP,A) 特開 昭62−120464(JP,A) ─────────────────────────────────────────────────── ─── Continuation of the front page (72) Takashi Saito Inventor Takashi Saito 3-1-1, Saiwaicho, Hitachi-shi, Ibaraki Hitachi Ltd. Hitachi factory (56) References JP-A-62-107047 (JP, A) JP 62-120464 (JP, A)
Claims (2)
料であつて、 Feを主成分とし、C,Si,Mn,P,S,Ni,C
r,Mo,Cu,Alおよび不純物を含有するオーステ
ナイト系ステンレス鋼において、 Ni=1〜6%,C<0.03%,Cr=12〜20%
にし、 Nを、C+N<0.05%になるように添加したもので
あり、 高温高圧水中における1000時間の隙間付きUベンド
腐食試験に合格する ことを特徴とする原子炉炉心機器用ステンレス鋼。Claim: What is claimed is: 1. A material used to manufacture nuclear reactor core equipment, comprising Fe as a main component, and containing C, Si, Mn, P, S, Ni and C.
In an austenitic stainless steel containing r, Mo, Cu, Al and impurities, Ni = 1 to 6%, C <0.03%, Cr = 12 to 20%
In addition, N is added so that C + N <0.05%, and passes the U-bend corrosion test with a gap for 1000 hours in high-temperature high-pressure water. Stainless steel for reactor core equipment.
r,Mo,Cu,Alおよび不純物を含有するオーステ
ナイト系ステンレス鋼の製造方法において、 Ni=1〜6%,C<0.03%,Cr=12〜20%
にし、 Nを、C+N<0.05%になるように添加して溶解鋳
造し、 この鋳造品を、 950±10℃で1〜3時間加熱し、急冷したのち、6
00±10℃で3〜10時間の焼戻し熱処理を行なうよ
うにした ことを特徴とする、原子炉炉心機器用ステンレス鋼の製
造方法。2. C, Si, Mn, P, S, Ni, C containing Fe as a main component, which is used for manufacturing nuclear reactor core equipment.
In the method for producing austenitic stainless steel containing r, Mo, Cu, Al and impurities, Ni = 1 to 6%, C <0.03%, Cr = 12 to 20%
Then, N was added so that C + N <0.05% and melt casting was performed. The cast product was heated at 950 ± 10 ° C. for 1 to 3 hours and then rapidly cooled.
A method for producing a stainless steel for nuclear reactor core equipment, comprising performing a tempering heat treatment at 00 ± 10 ° C. for 3 to 10 hours.
Priority Applications (1)
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JP63329443A JPH0649915B2 (en) | 1988-12-28 | 1988-12-28 | Stainless steel for nuclear reactor core equipment and manufacturing method thereof |
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