WO1997009456A1 - Acier inoxydable austenitique a forte teneur en nickel, resistant aux degradations imputables a l'irradiation neutronique - Google Patents

Acier inoxydable austenitique a forte teneur en nickel, resistant aux degradations imputables a l'irradiation neutronique Download PDF

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neutron
austenitic stainless
heat treatment
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Toshio Yonezawa
Toshihiko Iwamura
Hiroshi Kanasaki
Koji Fujimoto
Shizuo Nakada
Kazuhide Ajiki
Mitsuhiro Nakamura
Original Assignee
Mitsubishi Jukogyo Kabushiki Kaisha
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys

Definitions

  • the present invention relates to a high Ni austenitic stainless steel which is used for structural members of a light water reactor type nuclear power plant, for example, for structural members inside a furnace, and which is excellent in resistance to radiative fog irradiation and deterioration of radiation.
  • austenitic stainless steels such as SU S 304 and 316, which have been used as structural members in nuclear reactors for light water reactor type nuclear power plants, have been used for many years, and have been used for more than 1 X 10 21 n / cm 2 (E> lMeV).
  • Cr is depleted at the grain boundaries, Ni, Si, P, S, etc. are concentrated, and stress corrosion cracking (SCC) is likely to occur under the light water reactor environment in the presence of high applied stress It is known. This is called illuminated, radiation-induced stress corrosion cracking (IASC), and there is a strong demand for the development of materials with low IASCC sensitivity. Materials) have not been developed.
  • IASCC stress corrosion cracking
  • the present inventors conducted various studies on the properties of austenitic stainless steel. For example, based on measurements of grain boundary segregation of neutron irradiated materials from S. Dumbill and W. Hanks (Sixth International Symposium on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems-Water Reactors. 1993, p.521) The present inventors calculated the change in Cr and Ni concentrations at the grain boundaries, and the SCC test results of neutron-irradiated SUS 304, 316, etc., accumulated by the present inventors. As a result of a comparative study of and, as shown in Fig. 2, it was found that the above-mentioned IASCC occurs when the grain boundary Cr content after neutron irradiation becomes 15% or less and the Ni content becomes 20% or more. . The shaded area in FIG. 2 indicates the SCC generation area.
  • the present inventors have considered that such a phenomenon that IASCC occurs occurs because the element concentration at the crystal grain boundary has a composition close to A11oy600 (NCF600 of JIS).
  • the IASCC means that the composition at the grain boundaries becomes low Cr and high Ni due to neutron irradiation and approaches A11oy600 (non-irradiated material).
  • stress corrosion cracking PWSCC: stress corrosion cracking that occurs in secondary water
  • the mechanism of PWSCC generation at A110 y600 has not been elucidated in detail.
  • the present inventors have further studied based on the above findings, and determined the appropriate material composition, and completed the present invention by combining heat treatment and post-processing methods for optimizing the crystal morphology in the alloy.
  • the present invention can be applied to a light water reactor even under neutron irradiation of about 1 ⁇ 10 22 n / cm 2 (E> lMeV), which is the maximum neutron irradiation amount received by the end of the plant life of a light water reactor.
  • E> lMeV the maximum neutron irradiation amount received by the end of the plant life of a light water reactor.
  • the present invention is a.
  • a method for producing a neutron-resistant degraded high-Ni austenitic stainless steel which is characterized by performing a solution heat treatment at a temperature of C; (7) By weight%: 0.005 to 0.08%, Mn: 0.3% or less, Si + P + S: 0.2% or less, Ni: 25 to 40%, Cr: 25 to 40 %, Mo + W: 5% or less, Nb + Ta: 0.3% or less, Ti: 0.3% or less, B: 0.001% or less, balance Fe: 1000-1 for stainless steel 150.
  • a method for producing a high Ni austenitic stainless steel which is characterized by neutron-irradiation-deteriorated high-temperature austenitic stainless steel,
  • Fig. 1 is a process diagram showing the manufacturing process of the test piece used in the example
  • Fig. 2 is the Cr at the alloy grain boundary estimated from the measured grain boundary segregation of neutron-irradiated material
  • Fig. 3 shows the relationship between the irradiance of neutron-irradiated stainless steel and the (S i + P + S) content at the grain boundaries.
  • Fig. 4 is a diagram showing the shape and size of the test piece used in the SCC accelerated test.
  • the neutron-irradiation-degraded high Ni austenitic stainless steel of the present invention can be used in a light water reactor environment, i.e., 270-350, even after neutron irradiation of at least 1 ⁇ 10 22 n / cm 2 (E> lMeV).
  • ° CZ A material with excellent SCC resistance in high-temperature high-pressure water or high-temperature high-pressure oxygen-saturated water of about 70 to 160 atmospheres, and 400 from the room temperature of S US 304, 316, which has been conventionally used.
  • Has 15 thermal expansion coefficient of the X 10- 6 ⁇ 1 9 X 10_ 6 ZK close to 18 X 10- 6 ⁇ 19 X 10- 6 / K is the average thermal expansion coefficient of up to C, the method of producing (6)-(7), Specifically, it can be manufactured industrially advantageously by the flow sheet shown in FIG.
  • the weight percentage is: 0.005 to 0.08%, preferably 0.01 to 0.1%. 0.05%, Mn: 0.3% or less, S i + P + S: 0.2% or less, Ni: 25 to 40%, Cr: 25 to 40%, Mo: 3 or less, Nb + Ta : 0.3% or less, T i: 0.3% or less, B: 0.001% or less, balance Fe Fe solution stainless steel is subjected to solution heat treatment at a temperature of 1000 to 1150, solute in the alloy There is a high neutron-irradiation-deteriorated high-Ni-austenitic stainless steel in which atoms are completely dissolved in the parent phase.
  • the weight percentage is: 0.005 to 0.08%, preferably 0.01 to 0.05%, Mn: 0.3% or less, S i + P + S: 0.2% or less, Ni: 25 to 40%, Cr: 25 to 40%, Mo + W: 5% or less, Nb + Ta: 0.3% or less, Ti: 0.3% Below, B: 0.001% or less, the balance
  • the stainless steel with the composition consisting of Fe is solution-treated at a temperature of 1000-1150 ° C and heat-treated, so that the solute atoms in the alloy are completely dissolved in the matrix. There is neutron irradiation degradation high Ni austenitic stainless steel.
  • M 23 C 6 (carbide whose main component is Cr) is precipitated at the crystal grain boundaries, and this M 23 C 6 is coherently precipitated at the crystal grain boundaries.
  • the grain boundaries are strengthened and the SCC resistance can be improved.
  • the high-solution austenitic stainless steel that has been subjected to the solution heat treatment can be used up to 30% in the temperature range below the recrystallization temperature, if necessary.
  • Cold work for the purposes of the present invention may be mild, up to 30% A degree is enough.
  • the heat treatment (aging treatment) at 600 to 750 ° C. can provide a sufficient effect up to about 100 hours.
  • composition range (% represents% by weight in the following compositions) as described above are as follows.
  • Fig. 2 shows the relationship between the phenomenon of material deterioration due to neutron irradiation, that is, the lack of Cr at the grain boundaries and the enrichment of Ni, and the stress corrosion cracking and susceptibility in the light water reactor environment.
  • the SCC is generated when the Cr and Ni contents at the grain boundaries fall within the range of the hatched lines.
  • the neutron dose received by the end of life is 1 X 10 22 n / cm 2 (E> lMe V) at the maximum, so 1 X 10 22 n / cm even in a 2 undergoing ⁇ conidia irradiated second view of Cr, not enter the hatched region of the N i quantity, the value of the initial Cr content in the alloy (before neutron irradiation), neutron irradiation material published
  • the inventors calculated the amount of change in the Cr and Ni concentrations at the grain boundaries, and found that the initial value of the Cr amount was 25% or more. Turned out to be.
  • the Cr content may be increased, but the ductility is lowered and the formability deteriorates. Therefore, the upper limit is set to 40%.
  • a BCD in Fig. 2 shows the Cr and Ni concentrations before irradiation, and A 'B' C 'D' received 1 x 10 22 n / cm 2 (E> IMe V) neutron irradiation. It shows the concentration at the later grain boundaries.
  • the amount of C is 0.005 to 0.08%, preferably 0.01 to 0.05%.
  • 0.1 is less than 005% not sufficiently precipitated force of M 23 C 6 excellent in stress corrosion cracking resistance, if it exceeds 08% 0. precipitation of carbides increases to the contrary, the concentration of C r which is effective in corrosion resistance And the corrosion resistance decreases, which is not preferred.
  • Mo which is another component
  • the upper limit is 3%, which is equal to or less than the SUS316 content level. . Even a small amount is effective for passivation of the surface coating.
  • the content is 1 to 2%, which is a force capable of improving toughness at low temperatures.
  • Mo + W was set to 5% or less under the condition that Mo does not exceed 3%.
  • Mo improves the corrosion resistance in the same manner as described above, and further increases the amount of addition to reduce local corrosion, that is, crevice corrosion that occurs in the gap formed when stainless steel is used in oxygen-saturated water.
  • it is 2-3%.
  • W also has the same effect as Mo, and the corrosion resistance can be improved by adding 0.1 to 1%. Therefore, the addition amount of Mo + W must be 5% or less, and the upper limit is desirably 4% in order to provide more stable production.
  • IASCC is caused by grain boundary cracking, in which Cr at the grain boundaries is deficient and Ni, Si, P, S, etc. are enriched.
  • the features of the present invention are as follows: (1) The Cr content should be sufficiently high in advance so as not to cause IASCC even if Cr is depleted at the grain boundary by neutron irradiation. (2) Si, P at the grain boundary by neutron irradiation The purpose is to sufficiently reduce the amount of impurities such as Si, P, and S in advance so that IASCC does not occur even if S, etc. are enriched. Furthermore, according to the research results of the present inventors, the IASCC is related to the carbide precipitation state at the crystal grain boundaries. The point is that the thermal expansion coefficient is not largely changed from that of the conventional material even when the alloy composition is set as described above and heat treatment is further performed.
  • Example 1 The point is that the thermal expansion coefficient is not largely changed from that of the conventional material even when the alloy composition is set as described above and heat treatment is further performed.
  • test Samples (1) and (2) were simulated in a light water reactor environment (high-temperature, high-pressure water, 360.C, 16 Okgf / cm 2 G, strain rate: 0.5 mZm in), and had the compositions shown in Tables 3 and 4.
  • the heat treatment is performed so that M 23 Cs precipitates coherently with the parent phase at the crystal grain boundaries.
  • solution heat treatment at 1 050 ° C for 1 hour was performed.
  • solution heat treatment followed by further aging treatment at 700 ° C for 100 hours (heat treatment [3]), and approximately 20% cold working after solution heat treatment (Heat treatment [ ⁇ ]), heat treatment [a], and then aging treatment at 700 ° C for 10 hours (heat treatment ((5))) or 700 ° C for 100 hours (heat treatment [7?])
  • Tables 5 and 6 in both cases, the IGSCC fracture ratio in the SSRT test was small, and excellent results in SCC resistance were obtained.
  • the neutron-irradiated high Ni austenitic stainless steel of the present invention has excellent neutron-irradiation deterioration resistance, and is the maximum irradiation received by the end of LWR plant life, 1 X 10 22 n / cm 2 (E> lMeV). Even after exposure to a certain degree of neutrons, stress corrosion cracking is unlikely to occur in the water used in the light water reactor environment, and the use of this alloy in light water reactor core members may reduce the risk of IASCC throughout the life of the reactor. Operation is possible and the reliability of the nuclear reactor can be further improved, so that there are extremely large things that contribute to the industry.

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Description

明 細 書 耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス鋼 技術分野
本発明は、 軽水炉型原子力発電プラント炉内構造用部材などに用いられる耐中 f生子照、射劣化性に優れた高 N iオーステナイト系ステンレス鋼に関する。 背景技術
従来、 軽水炉型原子力発電プラント炉内構造用部材として用いられている SU S 304、 316等のオーステナイト系ステンレス鋼は、 長年使用され、 1 X 1 021n/cm2 (E> lMeV)以上の中性子照射を受けると、 結晶粒界で C r が欠乏し、 Ni、 S i、 P、 S等が濃化し、 高い負荷応力が存在すると軽水炉環 境下で応力腐食割れ（SCC)を生じ易くなることが知られている。 これを照、射 誘起応力腐食割れ（ I AS C C) と称し、 この I AS C C感受性の低い材料の開 発が強く望まれているが、 未だにこのような IASCC感受性の低い （耐中性子 照射劣化性に優れた）材料は開発されていない。
軽水炉型原子力発電プラント炉内構造用部材には、 SUS 304、 316等の オーステナイト系ステンレス鋼が用いられてきているが、 これらの部材は長年の 使用により 1 X 1021n/cm2 (E> lMeV)以上の中性子照射を受けると 、 使用前には生じていなかった、 あるいは軽微であった結晶粒界での元素の濃度 変化がさらに進行する。 すなわち、 結晶粒界で Crが欠乏し、 Ni、 S i、 P、 S等が富化し （これを照射誘起偏折と称す） 、 高い負荷応力や残留応力が存在す ると、 軽水炉の中性子照射環境である高温高圧水中で応力腐食割れ （照射誘起応 力腐食割れ： IASCC) を生じやすくなることが知られている。 さらに、 高温 高圧水中では酸素含有量が多くなると I A S C Cの発生が早まることも知られて いる。
そこで、 本発明者らはオーステナイト系ステンレス鋼の性状について種々検討 を進め、 例えば S.Dumbillと W. Hanksの中性子照射材の結晶粒界偏析測定値（ S ixth International Symposium on Environmental Degradation of Materials i n Nuclear Power Systems-Water Reactors. 1993, p.521 )をもとに、 本発明者 らが結晶粒界での C r及び N i濃度の変化量を計算した結果と、 本発明者らが従 来迄に蓄積してきた中性子照射した SUS 304、 316等の SCC試験結果と を比較検討した結果、 第 2図に示すように中性子照射後の粒界 Cr量が 15%以 下となり、 かつ N i量が 20 %以上となつた時に上記の IASCCを生じること を見出した。 また、 第 2図の斜線部分は SCCの発生領域を示す。
本発明者らは、 このような I A S C Cが発生する現象は、 結晶粒界での元素濃 度が A 1 1 oy 600 (J I Sの NCF 600) に近い組成となるために生じる と考えた。 すなわち、 I A S C Cとは中性子照射により結晶粒界での組成が低 C r及び高 N i化することで A 1 1 oy 600 (非照射材） に近づき、 Al l oy 600でよく認められる高温高圧水中での応力腐食割れ（PWSCC：—次系水 中で生じる応力腐食割れ） ） が生じるものと考えた。 ただし、 現状では A 1 10 y 600における PWSCC発生のメカニズムは、 詳細には解明されていない。 本発明者らは上記知見に基づきさらに検討を進め、 適切な材料組成を特定する と共に、 合金中の結晶形態を最適なものとする熱処理、 後加工方法を組み合わせ ることにより本発明を完成した。
すなわち、 本発明は、 軽水炉のプラント寿命末期までに受ける最大中性子照射 量である 1 X 1022 n/cm2 (E> lMeV)程度の中性子照射を受けた後で も、 軽水炉の使用環境下（高温高圧水中あるいは高温高圧酸素飽和水中） におい て S C Cを生じない耐中性子照射劣化性と、 従来構造材として使用されている S US 304、 316などと同程度の熱膨張係数を有する構造材料を提供すること を目的とするものである。 発明の開示
本発明は
(1)少なくとも 1 X 1022 n/cm2 (E> lMeV) までの中性子照射^受 けた後においても 270〜350°CZ70〜160気圧の高温高圧水又は高温高 圧酸素飽和水中での耐応力腐食割れ性に優れ、 室温から 400eCまでの平均熱膨 張係数が 15 X 10一6〜 19 X 10—6ZKの範囲にあることを特徴とする耐中性 子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス鋼、
(2)重量％で〇 ： 0. 005〜0. 08%、 Mn : 0. 3 %以下、 S i + P + S： 0. 2%以下、 N i ： 25-40%. C r ： 25〜40 %、 Mo： 3 %以下 、 Nb+Ta： 0. 3%以下、 T i ： 0. 3 %以下、 B： 0. 001 %以下、 残 部 Feよりなる組成のステンレス鋼に 1000〜1 150°Cの温度で固溶化熱処 理を施してなることを特徴とする耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステ ンレス鋼、
(3)重量％でじ ： 0. 005〜0. 08%、 Mn : 0. 3 %以下、 S i +P + S： 0. 2 %以下、 N i ： 25〜40%、 C r ： 25〜40%、 Mo+W： 5% 以下、 Nb+Ta： 0. 3%以下、 T i ： 0. 3 %以下、 B： 0. 001 %以下 、 残部 F eよりなる組成のステンレス鋼に 1000〜1 150°Cの温度で固溶化 熱処理を施してなることを特徴とする耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系 ステンレス鋼、
(4)前記固溶化熱処理の後に 30%までの冷間加工を施してなることを特徴と する前記 (2)又は （3)の耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレ ス鋼、 及び
(5)前記固溶化熱処理又は冷間加工の後に 600〜了 50°Cで 100時間まで の加熱処理を施してなることを特徴とする前記 （2)〜（4)のいずれかの而す中 性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス鋼、
(6)重量％で〇 ： 0. 005〜0, 08%、 Mn : 0. 3%以下、 31+? + S： 0. 2%以下、 Ni ： 25〜40%、 C r ： 25〜40%、 Mo： 3 %以下 . Nb+Ta 0. 3 %以下、 T i ： 0. 3 %以下、 B： 0. 001 %以下、 残 部 F eよりなる組成のステンレス鋼に 1000〜1 150°Cの温度で固溶化熱処 理を施すことを特徴とする耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス 鋼の製造方法、 ( 7 )重量％でじ： 0. 005〜0. 08%、 Mn : 0. 3 %以下、 S i + P + S： 0. 2%以下、 Ni ： 25〜40%、 Cr ： 25〜40%、 Mo+W： 5% 以下、 Nb+Ta： 0. 3 %以下、 T i ： 0. 3 %以下、 B： 0. 001 %以下 、 残部 F eよりなる組成のステンレス鋼に 1000〜1 150。Cの温度で固溶化 熱処理を施すことを特徵とする耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステン レス鋼の製造方法、
(8)前記固溶化熱処理の後に 30%までの冷間加工を施す前記（6)又は （7 ) の耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法及び
(9)前記固溶化熱処理又は冷間加工の後に 600〜 750 eCで 100時間まで の加熱処理を施す前記（6)〜（8)のいずれかの耐中性子照射劣化高 N iォ— ステナイト系ステンレス鋼の製造方法、
である。 図面の簡単な説明
第 1図は、 実施例で使用した試験片の製造プロセスを示す工程図であり、 第 2 図は、 中性子照射された材料の結晶粒界偏析測定値より推測した合金の結晶粒界 での Cr及び Ni濃度と SCC感受性との関係を示す図であり、 第 3図は、 中性 子照射したステンレス鋼の照射量と結晶粒界での （S i +P + S)量との関係を 示す図であり、 第 4図は、 SCC加速試験で使用した試験片の形状、 大きさを示 す図である。 本発明の耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス鋼は、 少なくと も 1 X 1022 n/cm2 (E> lMeV) までの中性子照射を受けた後において も、 軽水炉環境下すなわち 270〜 350 °CZ 70〜 160気圧程度の高温高圧 水中又は高温高圧酸素飽和水中において優れた耐 S C C性を有する材料であり、 しかも従来から使用されている S US 304, 316の室温から 400。Cまでの 平均熱膨張係数である 18 X 10-6〜19 X 10-6/Kに近い 15 X 10-6〜1 9 X 10_6ZKの熱膨張係数を有しており、 前記の製造方法（6)〜（7)、 具 体的には第 1図に示されるフローシ一トにより工業的有利に製造することができ る。
このような特性を有する耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス 鋼の例として、 使用環境が高温高圧水中の場合、 重量％で〇： 0. 005〜0. 08%、 好ましくは 0. 01〜0. 05%、 Mn : 0. 3%以下、 S i +P + S ： 0. 2%以下、 N i ： 25〜40%、 C r ： 25〜40 %、 Mo： 3 以下、 Nb+Ta ： 0. 3 %以下、 T i ： 0. 3 %以下、 B： 0. 001 %以下、 残部 Feよりなる組成のステンレス鋼を 1000〜1 150での温度で固溶化熱処理 し、 合金中の溶質原子を完全に母相中に固溶させた耐中性子照射劣化高 N iォ一 ステナイト系ステンレス鋼がある。
また、 使用環境が高温高圧酸素飽和水中の場合、 重量％で〇： 0. 005〜0 . 08 %、 好ましくは 0. 01〜 0. 05 %、 Mn： 0. 3 %以下、 S i + P + S： 0. 2 %以下、 N i ： 25〜40%、 C r ： 25〜40%、 Mo+W： 5 % 以下、 Nb+Ta： 0. 3 %以下、 T i ： 0. 3 %以下、 B： 0. 001 %以下 、 残部 Feよりなる組成のステンレス鋼を 1000〜1 150°Cの温度で固溶化 熱処理し、 合金中の溶質原子を完全に母相中に固溶させた耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス鋼がある。
これらのステンレス鋼においては結晶粒界に母相と整合した M23C 6 (Mが主 として Crである炭化物） が析出しており、 この M23C6 を結晶粒界に整合析出 させることにより結晶粒界が強固になり、 耐 S C C性を向上させることができる さらに、 前記固溶化熱処理を施した高 N iオーステナィト系ステンレス鋼を、 必要により、 再結晶温度以下の温度域で最大 30%までの冷間加工を施し、 結晶 粒内にすべり変形による転位を増殖させることにより耐 S C C性を失うことなく 、 ボルト材として強度を高めることができる。 また、 上記の冷間加工の後に、 6
00〜750°Cで加熱処理（時効処理） を施すことによって、 粒界粒界に母相と 整合した M23C6 を十分に析出させ、 これによつて、 耐 SCC性を向上させるこ とができる。 本発明の目的のための冷間加工は軽度のものでよく、 最大で 30% 程度あれば十分である。 また、 600〜750°Cでの加熱処理（時効処理） は 1 00時間程度までで十分な効果を得ることができる。
前記のように組成範囲 （以下の組成において％は重量％を表す） を定めた理由 は次のとおりである。
中性子照射により材料が劣化、 すなわち粒界での C r量が欠乏し、 N iが富化 する現象と軽水炉環境下での応力腐食割れ、 感受性との関係を調べた結果、 第 2 図に示すように、 粒界での Cr、 Ni量が斜線の範囲内に入った場合に SCCを 生じること力、'判明した。 軽水炉炉心部材で高応力の負荷される部材でのブラント 寿命末期までに受ける中性子照射量は最大で 1 X 1022 n/cm2 (E> lMe V)程度であることから、 1 X 1022 n/cm2 の中†生子照射を受けても第 2図 の Cr、 N i量の斜線領域に入らない、 合金中の Cr量の初期（中性子照射前） の値を、 公開された中性子照射材の結晶粒界偏析測定値をもとに、 本発明者らが 結晶粒界での C r及び N i濃度の変化量を計算した結果から求めると、 C r量の 初期値は 25%以上必要であることが判明した。 また、 Cr量は多くすればよい が延性低下に伴い铸造性が悪くなることから、 上限値を 40%とした。
また、 Crを 25%以上含む合金とした場合に、 オーステナイト相が安定とな り、 熱膨張係数が SUS304の値（1 7 X 1 O'VK) に近くなるようにする ためには、 Ni量を25〜40%とすることが必要である。 なお、 第 2図の中で の A BCDは照射前の Cr及び Ni濃度を、 A' B' C' D' は 1 x 1022 n/ cm2 (E> IMe V)の中性子照射を受けた後の結晶粒界での濃度を示す。 中性子照射により材料が劣化する、 すなわち粒界での S i、 P、 S量が富化す る現象と軽水炉環境下で S C C感受性が増す現象との関係を調べた結果、 例えば 第 3図に示すように、 SUS316の結晶粒界での S i、 P、 S量が合計で 3% 以上となった場合に SCCを生じやすくなることが判明した。 第 3図から、 軽水 炉炉心部材のうち高応力の負荷される部材でのブラント寿命末期迄に受ける中性 子照射量の最大値である l x i 022nZcm2 (E> IMe v)程度の中性子照 射を受けても S i、 P、 S量の合計が 3%以上とならない初期（中性子照射前） の値を、 公開された中性子照射材料の結晶粒界偏析測定値をもとに、 結晶粒界で のこれらの元素の変化量を計算した結果から、 S i、 P、 S量の初期値は合計で 0. 2%以下であることがわかる。
Cの量は 0. 005〜0. 08%、 好ましくは 0. 01〜0. 05%とする。 0. 005 %未満では耐応力腐食割れ性に優れる M23C6 の析出力十分に起こら ず、 0. 08%を超えると逆に炭化物の析出が多くなり、 耐食性に効果のある C rの濃度が低下して耐食性が低下するので好ましくない。
その他の成分である Moについては添加しなくても炉内構造用部材として使用 できるが、 さらに耐食性向上を配慮するために、 SUS316の含有レベルと同 等及びそれ以下である 3%を上限とした。 微量な添加であっても表面被膜の再不 動態化に有効である。 好ましくは 1〜2%であり、 それにより低温での靭性を向 上させることができる力 3%を超えて添加すると金属間化合物、 <5相の析出を 促進し材料の脆化を引き起し、 加工性及び溶接性を著しく低下させるので好まし くない。
また、 酸素飽和の高温水中での耐 SCC性を向上させるためには、 Moが 3% を超えない条件において Mo +Wを 5 %以下とした。 特に Moは上記と同様に耐 食性を向上させ、 さらに添加量を増すことにより酸素飽和水中でのステンレス鋼 の使用時に形成される隙間部分に生じる局部腐食、 すなわち隙間腐食を軽減する 。 好ましくは 2〜3%である。 また、 Wも Moと同様な効果を有し 0. 1〜1% 程度の添加により、 耐食性を向上させることができる。 したがって、 Mo+Wの 添加量は 5 %以下とすることが必要であり、 さらに製造性安定をもたらすには上 限を 4%とするのが望ましい。
]\[ゎ+丁3及び丁 iについてはこれらを脱酸剤として用いた場合の不純物レべ ル以下である 0. 3重量％以下とし、 さらに Mn及び Bについては現在の製鋼技 術で実用上可能な最低限の値とし、 Mnについては 0. 3%以下、 好ましくは 0 . 1%以下とし、 Bについては 0. 001 %以下とした。 なお、 これらの Nb + Ta、 Ti、 Mn及び Bは不要な成分であり、 それぞれ 0であってもよい。 本発明は照射誘起応力腐食割れ（I ASCC)が高い負荷応力と中性子照射に 伴う材料の劣化と重畳して生じることから、 材料が中性子照射を受けても I AS C Cを生じにくいような劣化程度に納まるよう、 予め材料組成と金属組織を制御 しておこうというものである。
IASCCは粒界割れで、 粒界の Crが欠乏し、 Ni、 S i、 P、 S等が富化 して起こることが知られている。 本発明の特徴点は、 ①中性子照射により粒界で C rが欠乏しても I AS CCを生じないよう予め十分 Cr量を高くしておくこと 、 ②中性子照射により粒界で S i、 P、 S等が富化しても IASCCを生じない よう予め十分 S i、 P、 S等の不純物量を少なくしておくことにある。 さらに本 発明者らの研究成果によると、 IASCCは結晶粒界での炭化物析出状態に関係 するとの知見から、 ③予め IASCCを生じにくいような粒界炭化物析出状態を 付与しておく点、 ④このような合金組成とし、 さらに熱処理を行っても熱膨張係 数が従来材と比べて大きく変わらないようにしている点にある。 実施例
以上の観点に基づき、 表 1〜4に示す化学成分組成の材料を用いて第 1図に示 す工程に従い第 4図に示す形状と大きさの試験片（第 4図中の数字は mmを表す ) を作製し、 これらを材料試験用原子炉を用いて、 320 で5 1022 n/c m2 (E> lMe v) までの中性子照射を行い、 表 1及び 2の組成の試験片 （供 試材①） については軽水炉模擬環境下（高温高圧水中、 360。C、 16 Okgf /cm2 G、 ひずみ速度： 0. 5 mZm i n)、 表 3及び 4の組成の試験片 （ 供試材②） については軽水炉模擬環境下（高温高圧酸素飽和水中、 酸素濃度 8 P pm、 290°C、 70 kg f /cm2 G、 ひずみ速度： 0. 5〃mZmi n)で の応力腐食割れ加速試験を行った。 その結果を、 それぞれ表 5及び 6に示す。 な お、 得られた試験片の室温から 400°Cまでの平均熱膨張係数はいずれも 15. 8 X 1 0 〜17. 1 X 1 (T6ZKの範囲内であった。 また、 表 5及び 6中の 「 I GS C C」 は結晶粒界応力腐食割れを示し、 「 I GS C C破面率」 とは 〔（∑ 結晶粒界破断面積） / (∑試験片断面積） 〕 X 1 00 (%) で表される値である 。 「SSRTJ は低歪み速度引張試験を表す。
表 5及び 6から次のことがいえる。 すなわち、 耐 IASCC性の観点から最も 影響の大きいと考えられる粒界破面率（ I GSCC破面率） の値が 0に近いほど 適した材料であり （好ましくは 2%以下）、 その点から、 C量は 0. 0 1〜0. 08%、 特に0. 03〜0. 05%がよく、 C r量は高い方がよいことがわかる 。 また、 Moは表 5の高温高圧水中では 3%を超えないのが望ましく、 表 6の高 温高圧酸素飽和水中では Mo +Wが 3〜4 %程度添加されたものが望ましい。 さ らに、 P、 S、 S i、 Nb、 Ta、 T i及び Bについてはいずれも少ない方が好 ましい。
熱処理は結晶粒界に M23Cs が母相と整合析出するように行うものであり、 こ の実施例では第 1図に示すように 1 050 °Cで 1時間の固溶化熱処理のみを行つ たもの （熱処理 〔ひ〕 )、 固溶化熱処理後さらに 700 °Cで 1 00時間の時効処 理を施したもの （熱処理 〔 3〕 ) 、 固溶化熱処理後に約 20%の冷間加工を行つ たもの （熱処理 〔γ〕 )、 熱処理 〔ァ〕 後さらに 700°Cで 1 0時間 （熱処理 〔 (5〕 ) 又は 700°Cで 1 00時間 （熱処理 〔7?〕 ) の時効処理を施したものを作 製したが、 表 5及び 6に示すようにいずれも S S R T試験での I G S C C破面率 は小さく、 耐 S C C性に優れた結果が得られた。
表 1 ί腾才①の化学成分誠一覧（その 1 )
Figure imgf000012_0001
表 2 画 ίφの化学成分滅一覧（その 2)
化 学 成 分 組 成
麵才
C S i Mn P S N i C r Mo W Nb+Ta T i B (第 1図参照）
A15 0.05 0,23 0.60 0.001 0.001 30 28 1.5 0.14 0.11 0.0003 a
供 A16 0.05 0.10 0.50 0.008 0.007 30 28 1.5 0.14 0.15 0.0003 a
試 A17 0.05 0.23 0.08 0.008 0.008 30 28 1.5 0.14 0.15 0.0003 a
材 A18 0.05 0.08 0.09 0.001 0.001 30 29 0.03 0.01 0.01 0.0015 a
A19 0.05 0.08 0.09 0.001 0.001 30 28 1.5 0.15 0.14 0.0016 a
Β3 0.03 0.09 0.08 0.001 0.002 30 29 3.0 0.4 0.17 0.1 0.0005 a
卷
考 Β4 0.05 0.09 0.08 0.001 0.001 31 28 3.0 0.5 0.14 0.13 0.0003 a
材
Β5 0.08 0.08 0.09 0.001 0.002 30 28 3.0 0,3 0.15 0.12 0.0004 a
S 304 0.06 0.55 1.52 0.02 0.021 8 18 a
ϋ
S 316 0.04 0.75 1.65 0.018 0.011 13 18 2.6 a
表 3 麵 f@の化学成分糸威一覧（その 1 )
Figure imgf000014_0001
表 4 ίί»ί@の i ^成分滅一覧（その 2)
Figure imgf000015_0001
Figure imgf000016_0001
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9 i
ZfnO/96d£/lDA 9S /ム 6 OAV 産業上の利用可能性
本発明の耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス鋼は耐中性子照 射劣化性に優れ、 軽水炉のプラント寿命末期までに受ける最大照射量である 1 X 1022 n/cm2 (E> lMeV)程度の中性子照射を受けた後でも、 軽水炉の 使用環境水中下におレ、て応力腐食割れを生じにくく、 この合金を軽水炉炉心部材 に用いることにより、 炉の寿命末期に至るまで I A S C Cの恐れがなく運転が可 能となり、 原子炉の信頼性を一層向上させることができるので、 斯業界に資する もの甚だ大きいものがある。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 少なくとも 1 x 022 nZcm2 (E > 1 Me V) までの中性子照射を受け た後においても 270〜350 °C/70〜160気圧の高温高圧水又は高温高圧 酸素飽和水中での耐応力腐食割れ性に優れ、 室温から 400でまでの平均熱膨張 係数が 15 X 10_6〜19 X 10_β_ Κの範囲にあることを特徴とする耐中性子 照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス鋼。
2. 重量％でじ： 0. 005〜0. 08%、 Mn : 0. 3 %以下、 S i +P + S ： 0. 2%以下、 N i : 25〜40%、 Cr : 25〜40%、 Mo : 3 %以下、 Nb + Ta ： 0. 3 %以下、 T i ： 0. 3 %以下、 B： 0. 001 %以下、 残部 F eよりなる組成のステンレス鋼に 1000〜1 15 CTCの温度で固溶化熱処理 を施してなることを特徴とする耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステン レス鋼
3. 重量％で〇： 0. 005〜0. 08%、 Mn： 0. 3 %以下、 S i +P + S ： 0. 2%以下、 N i ： 25〜40%、 C r ： 25〜40 %、 Mo +W： 5 %以
T Nb+Ta： 0. 3 %以下、 T i ： 0. 3 %以下、 B： 0. 001 %以下、 残部 F eよりなる組成のステンレス鋼に 1000〜1 150eCの温度で固溶化熱 処理を施してなることを特徴とする耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ス テンレス鋼。
4. 前記固溶化熱処理の後に 30 %までの冷間加工を施してなることを特徴とす る請求の範囲第 2項又は第 3項の耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステ ンレス鋼。
5. 前記固溶化熱処理又は冷間加工の後に 600〜750°Cで 100時間までの 加熱処理を施してなることを特徴とする請求の範囲第 2項〜第 4項のレ、ずれかの 耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス鋼。
6. 重量％でじ： 0. 005〜0. 08%、 Mn : 0. 3 %以下、 S i + P + S : 0. 2 %以下、 N i ： 25〜40%、 C r ： 25〜40%、 o： 3 %以下、 Nb+Ta： 0. 3 %以下、 T i ： 0. 3 %以下、 B： 0. 001 %以下、 残部 F eよりなる組成のステンレス鋼に 1000〜1 150°Cの温度で固溶化熱処 理を施すことを特徴とする耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス 鋼の製造方法。
7. 重量％で〇 : 0. 005〜0. 08%、 Mn： 0. 3 %以下、 S i +P + S ： 0. 2%以下、 N i ： 25〜40%、 C r ： 25〜40%、 Mo+W： 5%以 下、 Nb + T a： 0. 3 %以下、 T i ： 0. 3 %以下、 B： 0. 001 %以下、 残部 Feよりなる組成のステンレス鋼に 1000〜1 150 °Cの温度で固溶化熱 処理を施すことを特徴とする耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレ ス鋼の製造方法。
8. 前記固溶化熱処理の後に 30 %までの冷間加工を施す請求の範囲第 6項又は 第 7項の耐中性子照射劣化高 N iオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
9. 前記固溶化熱処理又は冷間加工の後に 600〜750でで 100時間までの 加熱処理を施す請求の範囲第 6項〜第 8項のいずれかの耐中性子照射劣化高 N i オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
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