JPH07100842B2 - 耐応力腐食割れ性に優れた原子炉炉心部材 - Google Patents
耐応力腐食割れ性に優れた原子炉炉心部材Info
- Publication number
- JPH07100842B2 JPH07100842B2 JP62093075A JP9307587A JPH07100842B2 JP H07100842 B2 JPH07100842 B2 JP H07100842B2 JP 62093075 A JP62093075 A JP 62093075A JP 9307587 A JP9307587 A JP 9307587A JP H07100842 B2 JPH07100842 B2 JP H07100842B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- stress corrosion
- corrosion cracking
- irradiation
- reactor core
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔発明の利用分野〕 本発明は、原子炉々心部材に係り、特に、中性子照射を
受ける炉心部の機器部品類の、機械的性質を低下させる
ことなく、照射下での応力腐食割れ性を向上させるのに
好適なオーステナイトステンレス鋼に関する。
受ける炉心部の機器部品類の、機械的性質を低下させる
ことなく、照射下での応力腐食割れ性を向上させるのに
好適なオーステナイトステンレス鋼に関する。
従来、軽水炉炉心の機器部品には主として、SUS304が使
用されている。原子炉の運転期間中、炉心部の機器部品
は中性子照射を受けるので機器部品材料は耐照射性に優
れたものが望まれている。材料の耐照射性で、特に、重
要な性質は照射脆化と照射下の応力腐食割れである。照
射脆化については、例えば、特許第1323615号などに見
られる様に、材料に微量の添加元素を含有させることに
より改善されることが指摘されている。しかし、照射下
の応力腐食割れ性については十分な配慮はされていなか
つた。
用されている。原子炉の運転期間中、炉心部の機器部品
は中性子照射を受けるので機器部品材料は耐照射性に優
れたものが望まれている。材料の耐照射性で、特に、重
要な性質は照射脆化と照射下の応力腐食割れである。照
射脆化については、例えば、特許第1323615号などに見
られる様に、材料に微量の添加元素を含有させることに
より改善されることが指摘されている。しかし、照射下
の応力腐食割れ性については十分な配慮はされていなか
つた。
高温高圧水の環境下で生じる応力腐食割れについては、
粒界でのCr炭化物の析出に伴うCr欠乏層の生成が主要因
とされており、これを防止するために鋼中のＣ含有量を
低減したり、例えば、特開55−110761号公報で示される
様にNbを添加することによるＣの固定が提案されてい
る。しかし、中性子照射下で懸念される応力腐食割れの
要因には、上記のCr欠乏層の生成に起因するものの他
に、P,SやSiなどの鋼中元素が中性子照射の度合に応じ
て粒界に非平衡な偏析を生じることも考えられるので、
例えば、特開58−153760号公報で、P,S,Siを従来材より
著しく低減したオーステナイト鋼が提案された。発明者
らは、上記のオーステナイト鋼の照射下応力腐食割れ性
を検討した結果、この鋼で作製された機器部品の照射下
応力腐食割れ性は十分好適でないことを見出した。
粒界でのCr炭化物の析出に伴うCr欠乏層の生成が主要因
とされており、これを防止するために鋼中のＣ含有量を
低減したり、例えば、特開55−110761号公報で示される
様にNbを添加することによるＣの固定が提案されてい
る。しかし、中性子照射下で懸念される応力腐食割れの
要因には、上記のCr欠乏層の生成に起因するものの他
に、P,SやSiなどの鋼中元素が中性子照射の度合に応じ
て粒界に非平衡な偏析を生じることも考えられるので、
例えば、特開58−153760号公報で、P,S,Siを従来材より
著しく低減したオーステナイト鋼が提案された。発明者
らは、上記のオーステナイト鋼の照射下応力腐食割れ性
を検討した結果、この鋼で作製された機器部品の照射下
応力腐食割れ性は十分好適でないことを見出した。
本発明の目的は、中性子照射を受ける炉心部の機器部品
類の高温水中での応力腐食割れ性を向上させたオーステ
ナイトステンレス鋼を提供することにある。
類の高温水中での応力腐食割れ性を向上させたオーステ
ナイトステンレス鋼を提供することにある。
本発明は、重量比で、C0.03％以下,Si1％以下,Mn2％以
下,Cr15〜20％,Ni10.5〜13.5％と、Nb0.1〜1.0％,Ta0.1
〜1.0％,Ti0.1〜0.4％,Hf0.05〜0.2％及びZr0.05〜0.2
％の１種又は２種以上と、P0.01％以下及びS0.007％以
下の不可避不純物とを含み、残部が実質的にFeであり、
前記Si,P及びＳの含有量（重量％）で計算される〔1/10
（Si）＋10（Ｐ）＋10（Ｓ）〕の値が前記Nb,Ta,Ti,Hf
及びZrの１種又は２種以上の合計量以下で、かつ前記N
b,Ta,Ti,Hf及びZrの２種以上の合計量が1.0％以下であ
ることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた原子炉炉
心部材にある。
下,Cr15〜20％,Ni10.5〜13.5％と、Nb0.1〜1.0％,Ta0.1
〜1.0％,Ti0.1〜0.4％,Hf0.05〜0.2％及びZr0.05〜0.2
％の１種又は２種以上と、P0.01％以下及びS0.007％以
下の不可避不純物とを含み、残部が実質的にFeであり、
前記Si,P及びＳの含有量（重量％）で計算される〔1/10
（Si）＋10（Ｐ）＋10（Ｓ）〕の値が前記Nb,Ta,Ti,Hf
及びZrの１種又は２種以上の合計量以下で、かつ前記N
b,Ta,Ti,Hf及びZrの２種以上の合計量が1.0％以下であ
ることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた原子炉炉
心部材にある。
更に、本発明はMo3％以下,N0.1％以下を含むものであ
る。
る。
照射下の応力腐食割れの原因は、粒界上にCr炭化物が折
出されることによるCr欠乏層の発生、あるいは、中性子
照射に伴うP,S,Siなどの不純物元素の粒界への非平衡偏
析のみではない。従つて、この二つの原因を取りのぞい
たとしても照射下の応力腐食割れを有効に防止できな
い。
出されることによるCr欠乏層の発生、あるいは、中性子
照射に伴うP,S,Siなどの不純物元素の粒界への非平衡偏
析のみではない。従つて、この二つの原因を取りのぞい
たとしても照射下の応力腐食割れを有効に防止できな
い。
発明者らは、照射さたオーステナイト鋼中での水素原子
の挙動を検討して、照射されたオーステナイト鋼では水
素原子が粒界に偏析することにより粒界で水素脆化を発
生し、それが、照射下の応力腐食割れの原因であること
を発見した。すなわち、高温の炉水中に浸されたオース
テナイト鋼では、中性子照射を受けることによつて鋼中
に転位と呼ばれる線状の格子欠陥が形成されると同時
に、オーステナイト鋼の構成原子の核変換、転位や粒界
を通して炉水から多量の水素が導入される。導入された
水素は、主として転位にそつて拡散するため、その多く
は粒界の好適な位置に捕獲されそこに止まる。これらの
水素は照射されたオーステナイト鋼の粒界脆化をもたら
し、応力腐食割れの感受性を増大させる。
の挙動を検討して、照射されたオーステナイト鋼では水
素原子が粒界に偏析することにより粒界で水素脆化を発
生し、それが、照射下の応力腐食割れの原因であること
を発見した。すなわち、高温の炉水中に浸されたオース
テナイト鋼では、中性子照射を受けることによつて鋼中
に転位と呼ばれる線状の格子欠陥が形成されると同時
に、オーステナイト鋼の構成原子の核変換、転位や粒界
を通して炉水から多量の水素が導入される。導入された
水素は、主として転位にそつて拡散するため、その多く
は粒界の好適な位置に捕獲されそこに止まる。これらの
水素は照射されたオーステナイト鋼の粒界脆化をもたら
し、応力腐食割れの感受性を増大させる。
発明者らは、水素が粒界に集合するのを抑制すれば照射
下の応力腐食割れを防止できると考えた。水素は、オー
ステナイト鋼を構成する原子に比較して著しく小さい原
子であり格子間を移動することができるが、水素は格子
間を移動する際、格子中にある応力場と強く相互作用す
ることが良く知られている。すでに、照射材中の水素原
子の移動を基礎的に検討し、照射により形成される原子
空孔集合体と水素原子は強く相互作用することを見出し
た（日本金属学会照射61年秋期大会概要集）。このこと
から、照射による原子空孔集合体の形成密度を従来材よ
り多くすれば、粒内の水素が粒界へ移動することを抑制
できると考えられる。
下の応力腐食割れを防止できると考えた。水素は、オー
ステナイト鋼を構成する原子に比較して著しく小さい原
子であり格子間を移動することができるが、水素は格子
間を移動する際、格子中にある応力場と強く相互作用す
ることが良く知られている。すでに、照射材中の水素原
子の移動を基礎的に検討し、照射により形成される原子
空孔集合体と水素原子は強く相互作用することを見出し
た（日本金属学会照射61年秋期大会概要集）。このこと
から、照射による原子空孔集合体の形成密度を従来材よ
り多くすれば、粒内の水素が粒界へ移動することを抑制
できると考えられる。
照射による原子空孔集合体の形成量を増加させるには、
原子空孔集合体形成の核となる元素を添加するのが有効
である。第１図は超高圧電子顕微鏡内の電子照射を用い
て、SUS316鋼に種々の元素を添加した場合の原子空孔集
合体形成量の関係を示した。原子空孔集合体の核となる
元素は、原子半径が大きいほど有効である。しかし、第
１表に示す様にＹやLaなどの原子半径は大きいが、鋼中
に溶解しないため、その効果はほとんどない。
原子空孔集合体形成の核となる元素を添加するのが有効
である。第１図は超高圧電子顕微鏡内の電子照射を用い
て、SUS316鋼に種々の元素を添加した場合の原子空孔集
合体形成量の関係を示した。原子空孔集合体の核となる
元素は、原子半径が大きいほど有効である。しかし、第
１表に示す様にＹやLaなどの原子半径は大きいが、鋼中
に溶解しないため、その効果はほとんどない。
従つて、原子空孔集合体の密度を増大させるのに有効な
元素は、原子半径は、鋼の平均半径より大きく、かつ鋼
中への溶解度を持つNb,Ta,Ti,Hf,Zrである。
元素は、原子半径は、鋼の平均半径より大きく、かつ鋼
中への溶解度を持つNb,Ta,Ti,Hf,Zrである。
一方、オーステナイトステンレス鋼中に含まれるP,S,Si
は、照射を受けることより速かに粒界に偏析する。この
粒界偏析したP,S,Siは、また粒界で水素の捕獲サイトと
しての働きを示すため、P,S,Siの照射粒界偏析量が多い
ほど、粒界での水素量は増大する。しかし、P,S,Siを従
来材より著しく低減することは、鋼の製造性の悪化、製
造コストの上昇などの点から問題である。
は、照射を受けることより速かに粒界に偏析する。この
粒界偏析したP,S,Siは、また粒界で水素の捕獲サイトと
しての働きを示すため、P,S,Siの照射粒界偏析量が多い
ほど、粒界での水素量は増大する。しかし、P,S,Siを従
来材より著しく低減することは、鋼の製造性の悪化、製
造コストの上昇などの点から問題である。
本発明では、水素が粒界に集合するのを抑制した照射下
での応力腐食割れに強いオーステナイトステンレス鋼と
して、Nb,Ta,Ti,Zr,Hfの添加量を鋼中のP,S,Siの含有量
との関連において設定した。すなわち、 1/10［Si］＋10［Ｐ］＋10［Ｓ］ ≦［Nb］＋［Ta］＋［Ti］＋［Zr］＋［Hf］ の重量比のNb,Ta,Ti,Zr,Hfを添加しなければ、水素の粒
界への集合を十分に抑制できない。しかし、NbとTaは1.
0％、Tiは0.4％、HfとZrは0.2％をこえる場合、あるい
は、Nb,Ta,Ti,Zr,Hfの含有量の総和が1.0％をこえると
これらの元素が粒界に析出し、かえつて照射下での応力
腐食割れ性を悪化させる。
での応力腐食割れに強いオーステナイトステンレス鋼と
して、Nb,Ta,Ti,Zr,Hfの添加量を鋼中のP,S,Siの含有量
との関連において設定した。すなわち、 1/10［Si］＋10［Ｐ］＋10［Ｓ］ ≦［Nb］＋［Ta］＋［Ti］＋［Zr］＋［Hf］ の重量比のNb,Ta,Ti,Zr,Hfを添加しなければ、水素の粒
界への集合を十分に抑制できない。しかし、NbとTaは1.
0％、Tiは0.4％、HfとZrは0.2％をこえる場合、あるい
は、Nb,Ta,Ti,Zr,Hfの含有量の総和が1.0％をこえると
これらの元素が粒界に析出し、かえつて照射下での応力
腐食割れ性を悪化させる。
しかし、Nb,Ta,Tiがそれぞれ0.1％以下、Hf,Zrでは0.05
％以下では、原子空孔集合体量が充分増大せず、応力腐
食割れ防止効果が発起されない。
％以下では、原子空孔集合体量が充分増大せず、応力腐
食割れ防止効果が発起されない。
以上のNb,Ta,Ti,Hf,Zrを含有したオーステナイトステン
レス鋼に、さらに0.1％以下のＮを添加することは、P,
S,Si及びNb,Ta,Ti,Hf,Zrの粒界への偏析あるいは析出を
抑制する効果を持つため、応力腐食割れ性の改良に有効
である。しかし、0.1％以上のＮを添加すると照射によ
り、粗大なNb,Ta,Ti,Hf,Zrの窒化物、またCr2Nなどの窒
化物が形成されるため、鋼の照射脆化を著しく促進する
ため好ましくない。
レス鋼に、さらに0.1％以下のＮを添加することは、P,
S,Si及びNb,Ta,Ti,Hf,Zrの粒界への偏析あるいは析出を
抑制する効果を持つため、応力腐食割れ性の改良に有効
である。しかし、0.1％以上のＮを添加すると照射によ
り、粗大なNb,Ta,Ti,Hf,Zrの窒化物、またCr2Nなどの窒
化物が形成されるため、鋼の照射脆化を著しく促進する
ため好ましくない。
また、他の成分元素は耐照射性、強度、耐食性を考慮し
て、下記の範囲内とすることが好ましい。
て、下記の範囲内とすることが好ましい。
（１）Si:1％以下 Siは耐照射脆化向上のために有効であるが、１％をこえ
るとかえつて高温水中での応力腐食割れ性を害するので
好ましくない。また、鋼の溶解の際、脱酸を完全するた
めには、１％以下添加してもよい。
るとかえつて高温水中での応力腐食割れ性を害するので
好ましくない。また、鋼の溶解の際、脱酸を完全するた
めには、１％以下添加してもよい。
（２）Mn:2％以下 強度や加工性向上に有効であるが、２％を越えると逆に
脆化をもたらすため、２％以下とする。
脆化をもたらすため、２％以下とする。
（３）Ni:10.5〜13.5％ Niは耐食性、照射下でのオーステナイト相安定性及び耐
照射性から10.5〜13.5％が望ましい。
照射性から10.5〜13.5％が望ましい。
（４）Cr:15〜20％ Crは15％以下では強度及び耐食性が低下し、また、20％
以上では耐照射性が低下するので15〜18％の範囲が望ま
しい。
以上では耐照射性が低下するので15〜18％の範囲が望ま
しい。
（５）Mo:0〜３％ Moは、添加しなくても上記機器部品材料として使用でき
るが、さらに耐食性の向上に配慮する場合に有効な添加
元素である。しかし、３％を越えて添加するとδ相の析
出を促進し材料の脆化を引きおこすので好ましくない。
るが、さらに耐食性の向上に配慮する場合に有効な添加
元素である。しかし、３％を越えて添加するとδ相の析
出を促進し材料の脆化を引きおこすので好ましくない。
（６）C:0.03％以下 高温水中応力腐食割れ性を悪化させない点から、Ｃは0.
03％以下にする必要がある。
03％以下にする必要がある。
Ｐ及びＳは前述の如く中性子照射を受けることによって
粒界に偏析し、水素捕獲サイトとして働き、応力腐食割
れを促進してしまうので、Ｐは0.01％以下、Ｓは0.007
％以下にすべきである。
粒界に偏析し、水素捕獲サイトとして働き、応力腐食割
れを促進してしまうので、Ｐは0.01％以下、Ｓは0.007
％以下にすべきである。
本発明において、上記オーステナイトステンレス鋼は原
子炉炉心内で中性子照射を受ける機器部品の材料とな
る。例えば、従来SUS304で作製されている場合、１×10
23n/m2（＞0.1MeV）以下の中性子照射を受けると照射下
の応力腐食割れを発生する可能性があるので、この様な
事態が発生し易い場所、すなわち、中性子照射を1023n/
m2（＞0.1MeV）以上受ける場所で使用される機器部品を
挙げることができる。第２図はBWR型原子炉炉心部の概
略断面図であり、図中、１は中性子源パイプ、２は上部
及び下部格子板、３は中性子計装管、４は制御棒を示
し、これらの機器部品の中性子照射量は多いのでこれを
本発明の材料で作製することができる。また、図中１〜
４で示す機器部品の他にこれらの機器部品間に介在する
細いパーツ等も本発明の材料で作製することができる。
子炉炉心内で中性子照射を受ける機器部品の材料とな
る。例えば、従来SUS304で作製されている場合、１×10
23n/m2（＞0.1MeV）以下の中性子照射を受けると照射下
の応力腐食割れを発生する可能性があるので、この様な
事態が発生し易い場所、すなわち、中性子照射を1023n/
m2（＞0.1MeV）以上受ける場所で使用される機器部品を
挙げることができる。第２図はBWR型原子炉炉心部の概
略断面図であり、図中、１は中性子源パイプ、２は上部
及び下部格子板、３は中性子計装管、４は制御棒を示
し、これらの機器部品の中性子照射量は多いのでこれを
本発明の材料で作製することができる。また、図中１〜
４で示す機器部品の他にこれらの機器部品間に介在する
細いパーツ等も本発明の材料で作製することができる。
以下、本発明の一実施例を説明する。
オーステナイトステンレス鋼に、V,Nb,Ta,Ti,Hf,Zr,Y,L
aを添加したものを溶製、造塊し、その後1150℃×30分
間溶体化処理を施して供試材とした。
aを添加したものを溶製、造塊し、その後1150℃×30分
間溶体化処理を施して供試材とした。
それぞれの供試材について、原子炉内中性子照射と同様
な照射欠陥と水素原子を材料内に導入できるイオン加速
器による水素イオン照射を、３×1025n/m2（＞0.1MeV）
の中性子照射に相当する量まで行つた。その後、照射材
を原子炉炉内環境を模擬した288℃高温水で低ひずみ引
張による応力腐食割れ試験（サート試験）を行つた。そ
の後、走査型電子顕微鋼により、応力腐食割れ特有の粒
界破面の有無を観察した。
な照射欠陥と水素原子を材料内に導入できるイオン加速
器による水素イオン照射を、３×1025n/m2（＞0.1MeV）
の中性子照射に相当する量まで行つた。その後、照射材
を原子炉炉内環境を模擬した288℃高温水で低ひずみ引
張による応力腐食割れ試験（サート試験）を行つた。そ
の後、走査型電子顕微鋼により、応力腐食割れ特有の粒
界破面の有無を観察した。
第３図は、SUS316L（1/10［Si］＋10［ｐ］＋10［ｓ］
≒0.1）にLa,Y,Zr,Hf,Ti,Ta,Nb,Vのそれぞれ一種を種々
の濃度で添加したものを、中性子照射を模擬した400KeV
Hイオンを288℃で中性子換算照射量３×1025n/m2まで照
射し、その後、サート試験による応力腐食割れ試験を行
つてその結果をまとめた。La,Y,Vは添加しても応力腐食
割れ性改善効果はなく、Zr,Hf,Ti,Ta,Nbでは、破線で囲
まれた添加量の範囲で応力腐食割れ性の改善効果が認め
られた。すなわち、添加量は0.05％以下では効果がな
く、しかし、Zr,Hf＞0.2％,Ti＞0.4％,Ta,Nb＞１％では
再び応力腐食割れ性改善効果が認められなくなる。
≒0.1）にLa,Y,Zr,Hf,Ti,Ta,Nb,Vのそれぞれ一種を種々
の濃度で添加したものを、中性子照射を模擬した400KeV
Hイオンを288℃で中性子換算照射量３×1025n/m2まで照
射し、その後、サート試験による応力腐食割れ試験を行
つてその結果をまとめた。La,Y,Vは添加しても応力腐食
割れ性改善効果はなく、Zr,Hf,Ti,Ta,Nbでは、破線で囲
まれた添加量の範囲で応力腐食割れ性の改善効果が認め
られた。すなわち、添加量は0.05％以下では効果がな
く、しかし、Zr,Hf＞0.2％,Ti＞0.4％,Ta,Nb＞１％では
再び応力腐食割れ性改善効果が認められなくなる。
第４図は、Si,P,Sの含有量と、応力腐食割れ性改善効果
のあるNb,Ta,Ti,Hf,Zrの添加量の関係を示したものであ
る。1/10［Si］＋10［Ｐ］＋10［Ｓ］の値とNbなどの添
加量の間に相関関係が認められ、 1/10［Si］＋10［Ｐ］＋10［Ｓ］ ≦［Nb］＋［Ta］＋［Ti］＋［Hf］＋［Zr］ ≦1.0 の範囲内に応力腐食割れ良好な範囲が確認された。
のあるNb,Ta,Ti,Hf,Zrの添加量の関係を示したものであ
る。1/10［Si］＋10［Ｐ］＋10［Ｓ］の値とNbなどの添
加量の間に相関関係が認められ、 1/10［Si］＋10［Ｐ］＋10［Ｓ］ ≦［Nb］＋［Ta］＋［Ti］＋［Hf］＋［Zr］ ≦1.0 の範囲内に応力腐食割れ良好な範囲が確認された。
なお、第２表には、第４図に用いた供試材の化学組成を
示した。
示した。
更に、第２表に示すNo.2とほぼ同等の成分にＮを0.05％
含有させた鋼について同様のサート試験を行った結果、
粒界割れは認められなかった。
含有させた鋼について同様のサート試験を行った結果、
粒界割れは認められなかった。
〔発明の効果〕 本発明によれば、原子炉炉心内の中性子照射を受ける機
器部品材料の照射下の応力腐食割れを防止することがで
きる。
器部品材料の照射下の応力腐食割れを防止することがで
きる。
【図面の簡単な説明】 第１図は本発明の一実施例の超高圧電子顕微鏡内照射に
よる原子空孔集合体数密度と添加量の関係を示す図、第
２図は本発明材を適用できるBWR炉内構造物の一例を示
す図、第３図は、SUS316Lに、V,Nb,Ta,Ti,Zr,Hf,Y,Laを
それぞれ添加した材料を、Ｈイオン照射し、サート試験
による応力腐食割れ試験結果を、添加量に対してまとめ
た図、第４図は、Nb,Ta,Ti,Zr,Hfの一種または二種以上
を添加したオーステナイトステンレス鋼をＨイオン照射
後、サート試験による応力腐食割れ試験結果をまとめた
図である。
よる原子空孔集合体数密度と添加量の関係を示す図、第
２図は本発明材を適用できるBWR炉内構造物の一例を示
す図、第３図は、SUS316Lに、V,Nb,Ta,Ti,Zr,Hf,Y,Laを
それぞれ添加した材料を、Ｈイオン照射し、サート試験
による応力腐食割れ試験結果を、添加量に対してまとめ
た図、第４図は、Nb,Ta,Ti,Zr,Hfの一種または二種以上
を添加したオーステナイトステンレス鋼をＨイオン照射
後、サート試験による応力腐食割れ試験結果をまとめた
図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 島貫 静 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社日 立製作所日立研究所内 (72)発明者 服部 成雄 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55−89458（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−153760（ＪＰ，Ａ)
Claims (3)
- 【請求項１】重量比で、C0.03％以下,Si1％以下,Mn2％
以下,Cr15〜20％,Ni10.5〜13.5％と、Nb0.1〜1.0％,Ta
0.1〜1.0％,Ti0.1〜0.4％,Hf0.05〜0.2％及びZr0.05〜
0.2％の１種又は２種以上と、P0.01％以下及びS0.007％
以下の不可避不純物とを含み、残部が実質的にFeであ
り、前記Si,P及びＳの含有量（重量％）で計算される
〔1/10（Si）＋10（Ｐ）＋10（Ｓ）〕の値が前記Nb,Ta,
Ti,Hf及びZrの１種又は２種以上の合計量以下で、かつ
前記Nb,Ta,Ti,Hf及びZrの２種以上の合計量が1.0％以下
であることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた原子
炉炉心部材。 - 【請求項２】重量比で、C0.03％以下,Si1％以下,Mn2％
以下,Cr15〜20％,Ni10.5〜13.5％,Mo3％以下と、Nb0.1
〜1.0％,Ta0.1〜1.0％,Ti0.1〜0.4％,Hf0.05〜0.2％及
びZr0.05〜0.2％の１種又は２種以上と、P0.01％以下及
びS0.007％以下の不可避不純物とを含み、残部が実質的
にFeであり、前記Si,P及びＳの含有量（重量％）で計算
される〔1/10（Si）＋10（Ｐ）＋10（Ｓ）〕の値が前記
Nb,Ta,Ti,Hf及びZrの１種又は２種以上の合計量以下
で、かつ前記Nb,Ta,Ti,Hf及びZrの２種以上の合計量が
1.0％以下であることを特徴とする耐応力腐食割れ性に
優れた原子炉炉心部材。 - 【請求項３】重量比で、C0.03％以下,Si1％以下,Mn2％
以下,Cr15〜20％,Ni10.5〜13.5％,N0.1％以下と、Nb0.1
〜1.0％,Ta0.1〜1.0％,Ti0.1〜0.4％,Hf0.05〜0.2％及
びZr0.05〜0.2％の１種又は２種以上と、0.01％以下の
Ｐ及び0.007％以下のＳの不可避不純物とを含み、残部
が実質的にFeであり、前記Si,P及びＳの含有量（重量
％）で計算される〔1/10（Si）＋10（Ｐ）＋10（Ｓ）〕
の値が前記Nb,Ta,Ti,Hf及びZrの１種又は２種以上の合
計量以下で、かつ前記Nb,Ta,Ti,Hf及びZrの２種以上の
合計量が1.0％以下であることを特徴とする耐応力腐食
割れ性に優れた原子炉炉心部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62093075A JPH07100842B2 (ja) | 1987-04-17 | 1987-04-17 | 耐応力腐食割れ性に優れた原子炉炉心部材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP62093075A JPH07100842B2 (ja) | 1987-04-17 | 1987-04-17 | 耐応力腐食割れ性に優れた原子炉炉心部材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63259055A JPS63259055A (ja) | 1988-10-26 |
| JPH07100842B2 true JPH07100842B2 (ja) | 1995-11-01 |
Family
ID=14072393
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP62093075A Expired - Lifetime JPH07100842B2 (ja) | 1987-04-17 | 1987-04-17 | 耐応力腐食割れ性に優れた原子炉炉心部材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07100842B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010174308A (ja) * | 2009-01-28 | 2010-08-12 | Toshiba Corp | 耐食性オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| CN102575329B (zh) * | 2009-11-03 | 2017-03-08 | 巴斯夫欧洲公司 | 处理甲磺酸水溶液的方法 |
| JP2014181383A (ja) * | 2013-03-19 | 2014-09-29 | Hitachi-Ge Nuclear Energy Ltd | 高耐食性高強度ステンレス鋼および原子炉内構造物ならびに高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法 |
| JP6228049B2 (ja) * | 2014-03-19 | 2017-11-08 | 日立Ｇｅニュークリア・エナジー株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5928622B2 (ja) * | 1978-12-26 | 1984-07-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 高温低塩素濃度環境用オ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| JPS58153760A (ja) * | 1982-03-08 | 1983-09-12 | Hitachi Ltd | 原子炉内構造物 |
-
1987
- 1987-04-17 JP JP62093075A patent/JPH07100842B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63259055A (ja) | 1988-10-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100733701B1 (ko) | 크립저항성이 우수한 지르코늄 합금 조성물 | |
| US5116569A (en) | Austenitic steel excellent in resistance to neutron irradiation embrittlement and members made of the steel | |
| EP0106426A1 (en) | Austenitic alloys and reactor components made thereof | |
| JPH07100842B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた原子炉炉心部材 | |
| EP0076110A1 (en) | Maraging superalloys and heat treatment processes | |
| Cupp | The effect of neutron irradiation on the mechanical properties of zirconium-2.5% niobium alloy | |
| JPH0559494A (ja) | 耐照射誘起偏析に優れたオーステナイトステンレス鋼 | |
| EP0964072B1 (en) | Austenitic stainless steel with resistance to deterioration by neutron irradiation | |
| Huang | Comparison of fracture behavior for low-swelling ferritic and austenitic alloys irradiated in the Fast Flux Test Facility (FFTF) to 180 DPA | |
| US3856517A (en) | Irradiation swelling resistant alloy for use in fast neutron reactors | |
| Victoria et al. | Microstructure and mechanical properties of newly developed low activation martensitic steels | |
| KR100754477B1 (ko) | 크립저항성이 우수한 지르코늄 합금 조성물 | |
| CA1194711A (en) | Alloy for use in a radioactive ray environment and reactor core members | |
| JPH05171359A (ja) | 窒素とホウ素の含有量を極めて低くしたオーステナイト系ステンレス鋼 | |
| Mukahiwa | Microstructural Characterisation of Type 316 Austenitic Stainless Steels: Implications for Corrosion Fatigue Behaviour in PWR Primary Coolant | |
| JP3809494B2 (ja) | ２相ステンレス鋼およびその電子ビーム溶接方法 | |
| RU2124065C1 (ru) | Аустенитный железохромоникелевый сплав для пружинных элементов атомных реакторов | |
| Igata et al. | Decrease of ductility due to hydrogen in Fe-Cr-Mn austenitic steel | |
| Garr et al. | Effects of microstructure on swelling and tensile properties of neutron-irradiated types 316 and 405 stainless steels | |
| EP4029963A1 (en) | Reduced-activation austenitic stainless steel containing tantalum and manufacturing method therefor | |
| US6245163B1 (en) | Austenitic stainless steel resistant to neutron-irradiation-induced deterioration and method of making thereof | |
| JP2574497B2 (ja) | 耐照射特性および耐ナトリウム腐食特性に優れたＦｅ―Ｎｉ基オーステナイト合金および合金成分設定方法 | |
| JPH03267350A (ja) | 耐照射性オーステナイトステンレス鋼 | |
| Kiuchi et al. | Alloy development for first wall materials used in water-cooling type fusion reactors | |
| Toivonen et al. | Properties and IASCC susceptibility of austenitic stainless steel 08X18H10T |