JPH0649915B2 - 原子炉炉心機器用ステンレス鋼とその製造方法 - Google Patents

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。

〔従来の技術〕

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

〔発明が解決しようとする課題〕

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。

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。

〔課題を解決するための手段〕

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。

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。

〔作用〕

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。

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。

以下、詳細にこれらの結果を説明する。

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。

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。

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。

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）。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

つぎに、本発明鋼の熱処理条件について説明する。

（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。

第４図からわかるように、焼入温度は９００℃〜１００
０℃、硬さ（Ｈ_Ｂ）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。

（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。

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。

〔実施例〕

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

〔発明の効果〕

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。

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。

【図面の簡単な説明】

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。

───────────────────────────────────────────────────── 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)

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】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 ことを特徴とする原子炉炉心機器用ステンレス鋼。
2. 【請求項２】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，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。