JP2004339576A

JP2004339576A - Reactor components

Info

Publication number: JP2004339576A
Application number: JP2003138292A
Authority: JP
Inventors: Michiyoshi Yamamoto; 道好山本; Jiro Kuniya; 治郎国谷; Makoto Ishibashi; 良石橋; Tetsuo Shoji; 哲雄庄子; Tadao Watanabe; 忠雄渡邊; Hiroyuki Konakawa; 博之粉川
Original assignee: Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd
Priority date: 2003-05-16
Filing date: 2003-05-16
Publication date: 2004-12-02
Anticipated expiration: 2023-05-16
Also published as: JP4176546B2

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide metallic materials excellent in the durability to a crack promoted under environment, metallic parts constituted of the same and the use. <P>SOLUTION: In a chromium-containing iron base austenitic stainless steel, for example, the austenitic stainless steel containing ≤0.030% C, ≤1.00% Si, ≤2.00% Mn, 9.00-13.00% Ni and 18.00-20.00% Cr, after applying a solid-solution heat treatment, a load plastic strain is given to 2-30% in a cold-state with peening etc., and thereafter, the annealing is performed at 840 to <900°C. Thus, a material for constituting a nuclear reactor, is achieved by realizing the composition having ≥65% lowΣCSL grain boundary frequency in a relative directional relation between the crystal grains at the crystal grain boundary and <200μm crystal grain size. <P>COPYRIGHT: (C)2005,JPO&NCIPI

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】
ＡｃｔａＭｅｔａｒｉａｌｉａ，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２．５９２×１０^５ｓ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６．０４８×１０^５ｓ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ＣＯ^２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ＭａｒｔｅｎｓｈｏｔＭＳ１００（Ｓ３３０），圧力５ｋｇｆ／ｃｍ^２、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ＳｉＯ_２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。[0001]
TECHNICAL FIELD OF THE INVENTION
The present invention relates to a novel metal structural material for a reactor internal structure and a nuclear reactor using the same, and particularly in a metal material applied to a corrosive environment and a site where stress is applied, environmentally-assisted cracking becomes a problem. The present invention relates to a metal structural material suitable for use in an environment and its use.
[0002]
[Prior art]
BACKGROUND ART In plant structural materials that come into contact with high-temperature and high-pressure water, such as in a reactor pressure vessel, environmentally-assisted cracking often occurs in the presence of stress. It is believed that environmentally-assisted cracking occurs when three elements of the environment, stress, and material are superimposed, and studies have been made on each element to prevent environmentally-assisted cracking. As for the material, a phenomenon in which chromium deficient regions are formed due to precipitation of chromium carbide at the crystal grain boundaries and corrosion resistance is lost, that is, sensitization has been regarded as an environmentally-assisted cracking factor. In order to suppress sensitization, measures have been taken to fix (stabilize) carbon as TiC or NbC by lowering the carbon or alloying Ti or Nb. However, in recent years, even in non-sensitized austenitic stainless steels having a carbon content of 0.020% or less by weight, cases of environmentally-assisted cracking have become apparent in boiling water nuclear power plants, and new measures are required. ing.
[0003]
Conventionally, as a material factor, improvement of corrosion resistance has been studied mainly on chemical components, but in recent years, control of the material structure itself has been studied. Non-Patent Document 1 reports that grain boundary corrosion is reduced by reducing the crystal grain size of sensitized 304 stainless steel to 1 μm. Attention has also been paid to the nature and composition of the grain boundaries, and attempts have been made to improve the corrosion characteristics by changing them. For example, in Non-Patent Document 2, in 304 stainless steel, by increasing the ratio of the sum of grain boundary lengths having a 低減 value of 29 or less to the total grain boundary length, the amount of intergranular corrosion due to sensitization is reduced. Has been reported to be.
[0004]
Here, the Σ value is defined as the reciprocal of the corresponding lattice point density formed by the crystal lattices of two adjacent crystal grains at the grain boundary, and relates to the regularity of the atomic arrangement at the grain boundary. It is generally considered that the smaller the Σ value is, the smaller the disorder of the atomic arrangement of the grain boundary is, and the lower the grain boundary energy is. Among them, it is becoming clear that a grain boundary having a Σ value of 29 or less is free from intergranular corrosion, and that an increase in the ratio of the sum of the lengths results in a decrease in the amount of intergranular corrosion. In Patent Literature 1, the Fe-based and Ni-based alloys are formed by setting the ratio of the sum of the grain boundary lengths having a Σ value of 29 or less to the total grain boundary length to 60% or more without the crystal grain size exceeding 30 μm. It has been shown that the corrosion resistance of steels is improved.
[0005]
Further, in this known example, since the purpose is to apply to a heat transfer tube such as a steam generator, the temperature of the annealing step is as high as 900 ° C to 1050 ° C. There is a problem in application that involves subsequent thermal deformation, and a problem that a special heat treatment furnace is required and that a large amount of heat energy is consumed by the heat treatment.
[0006]
Patent Literature 2 showed that an austenitic stainless steel single crystal that allowed the existence of a grain boundary having a Σ value of 29 or less exhibited high corrosion resistance. Patent Literature 3 shows that a Ni-based alloy having a ratio of the sum of the lengths of the grain boundaries having a Σ value of 29 or less to the total grain boundary length of 50% or more reduces the susceptibility to grain boundary cracking in a CBB test. Was done.
[0007]
However, even if the above conventional knowledge is used, even if the amount of intergranular corrosion due to sensitization is reduced in order to cope with the occurrence of environment-assisted cracking in polycrystalline non-sensitized stainless steel, There is a need for a reactor structural material which cannot be said to suppress the assisted cracking and which is particularly resistant to environmental cracking.
[0008]
[Patent Document 1]
Japanese Patent Publication No. Hei 8-507104 (Claims)
[Patent Document 2]
JP-A-11-80905 (abstract)
[Patent Document 3]
JP-A-2002-309355 (abstract)
[Non-patent document 1]
Corrosion, 40, 1984, pp. 371-374.
[0009]
[Non-patent document 2]
Acta Metaalia, 50, 2002, 2331-2341.
[0010]
[Problems to be solved by the invention]
An object of the present invention is to provide a metal material excellent in environmentally-assisted cracking durability, a metal component formed therefrom, and its use. In order to obtain these materials, it is necessary to provide a material having a structure in which microcracks are unlikely to coalesce and propagate. However, the temperature of the manufacturing process, that is, the annealing step is as high as 900 ° C. to 1050 ° C. according to the conventional knowledge. Therefore, when applied to large structures, there is an application problem that involves thermal deformation after molding, a special heat treatment furnace is required, and the heat energy consumption due to heat treatment is large. was there.
[0011]
Since the loss of heat energy and the thermal effect on the material cannot be ignored, it is desirable that the annealing temperature is as low as possible. Therefore, in the present invention, conditions for optimizing the annealing temperature are found, and It is an object of the present invention to provide a material that is resistant to cracking and has a structure that does not easily coalesce and propagate even if a microcrack occurs.
[0012]
[Means for Solving the Problems]
Typical examples of the present invention include, as chromium-containing iron-based austenitic stainless steels, for example, C 0.030% or less, Si 1.00% or less, Mn 2.00% or less, Ni 9.00 to 13.00%, Cr 18.00 to In austenitic stainless steel containing 20.00%, after a solution heat treatment, after applying a load plastic strain of 2% to 30% in a cold state, annealing at 840 ° C. to less than 900 ° C. results in a grain boundary. Of the relative orientation relationships between crystal grains, the proportion of the portion composed of grain boundaries having a crystal orientation difference angle of 15 ° or more and a Σ value of 29 or less is 65% or more, that is, 65% or more. This is achieved by a reactor constituent material having a low ΔCSL grain boundary frequency and achieving a composition having a crystal grain size not exceeding 200 μm. The low ΔCSL grain boundary frequency can be measured and analyzed by electron beam backscattering analysis (EBSP) using a metal material sample.
[0013]
Further, in the present invention, in the chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, after the solution treatment, peening is performed as a method of introducing load plastic strain to the material surface, and at least the surface portion is 50 μm or more, preferably 200 μm or more. Is formed and then annealed at a temperature of 840 ° C. to less than 900 ° C., in a relative orientation relationship between crystal grains in a grain boundary, a crystal misorientation angle of 15 ° or more and a Σ value The proportion occupied by the portion constituted by the grain boundaries of 29 or less is 65% or more. That is, when the Σ value is 29 or less, the generation rate of the number of grain boundaries is set to a low ΣCSL (corresponding part lattice) grain boundary frequency. By definition, a reactor constituent material is achieved, characterized in that this value is greater than 65% and the crystal grain size does not exceed 200 μm.
[0014]
BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
[1] The present inventors have found that, in a chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, in a relative orientation relationship between crystal grains in a crystal grain boundary, a crystal orientation difference angle is 15 ° or more and a Σ value is 29 or less. As a method of achieving that the ratio of the constituted portion occupies 65% or more, after the solution heat treatment, after applying a load plastic strain of 2% to 30% in a cold state, a temperature of 840 ° C to less than 900 ° C is applied. It has been found that this can be achieved by annealing at a temperature.
[0015]
If the applied plastic strain is less than 2%, the selective recrystallization that occurs at the location of the most highly defective grain boundaries in the stainless steel microstructure and the higher atomic arrangement approaching that of the crystal lattice itself than that of the crystal lattice itself. New findings suggest that the existence of a higher plastic strain is indispensable due to the inability to expect an increase in the frequency of low ΔCSL grain boundaries at the grain boundaries due to the possibility of continuous replacement of energy-disordered grain boundaries. Things. Further, at a temperature lower than 840 ° C., when applying to a large-sized structure or the like, there is an application problem that involves thermal deformation after molding, a special heat treatment furnace is required, and heat energy due to heat treatment is required. The problem of high consumption is reduced.
[0016]
However, at low temperature conditions, similar to the principles set forth above, the selective recrystallization that occurs at the location of the most highly defective grain boundaries in the stainless steel microstructure and the larger atomic arrangement approaching that of the crystal lattice itself. Temperatures and holding times of 840 ° C. or higher have to be set, because no improvement in the frequency of low ΔCSL grain boundaries at the grain boundaries can be expected due to the possibility of continuous replacement of high-energy disordered grain boundaries with It was found to be indispensable.
[0017]
[2] In the present invention, the heating temperature for optimizing the character distribution of crystal grain boundaries for improving environmental cracking resistance and performing annealing in the material manufacturing process is set to a temperature of 840 ° C. to less than 900 ° C. As a result, a method capable of rationally reducing the heat energy involved in the heat treatment was achieved.
[0018]
[3] In a chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, the carbon content was examined from 0.08% to 0.010%. In any range, after the solution heat treatment, the loaded plastic strain was obtained in the cold state. And then annealing at a temperature of 840 ° C. to less than 900 ° C. has a low ΔCSL grain boundary frequency of 65% or more and 29 or less and a crystal grain size of 200 μm Organization that does not exceed
[0019]
The fact that the crystal grain size does not exceed 200 μm is based on the knowledge that it is necessary to achieve fine grains of this size or less in order to exert the effect of controlling the grain boundary character distribution. In other words, a large crystal grain size of 200 μm or more promotes segregation of impurities at the grain boundaries, and even if a low ΔCSL grain boundary with good grain boundary coherence is formed, the coherence at other frequencies is poor at a certain frequency. Since there is a probability that a grain interface exists, it is set that the crystal grain size does not exceed 200 μm in order to control the grain boundary control depth.
[0020]
[4] In a chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, C 0.08% or less, Si 1.00% or less, Mn 2.00% or less, Ni 12.00 to 15.00%, Cr 16.0 to 18.00%, Mo2 In the range of 0.00 to 3.00%, in the relative orientation relationship between the crystal grains in the crystal grain boundaries, the proportion occupied by the portion constituted by the grain boundaries having the crystal orientation difference angle of 15 ° or more and the Σ value of 29 or less is 65%. As a technique for achieving the above-mentioned ratio, after the solution heat treatment, after applying a load plastic strain of 2% to 30% in a cold state, annealing is performed in a temperature range of 840 ° C to less than 900 ° C. I found what I can do.
[0021]
[5] In chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, C 0.08% or less, Si 1.00% or less, Mn 2.00% or less, Ni 9.00 to 13.00%, Cr 17.00 to 19.00%, Nb10 At least × C%, the proportion occupied by a portion composed of grain boundaries having a crystal orientation difference angle of 15 ° or more and a Σ value of 29 or less is 65% or more in the relative orientation relationship within the crystal grain boundaries and between crystal grains. As a technique for achieving this, it has been found that the method can be achieved by applying a load plastic strain of 2% to 30% in a cold state after the solution heat treatment and then annealing at a temperature of 840 ° C. to less than 900 ° C.
[0022]
[6] The present inventors have found that, in a chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, in a relative orientation relationship between crystal grains in a crystal grain boundary, a crystal orientation difference angle is 15 ° or more and a Σ value is 29 or less. As a method of achieving the ratio of the constituted portion to be 65% or more, after solution treatment, material surface peening is performed as a method of applying a load plastic strain of 2% to 30% in a cold state. It has been found that this can be achieved by forming a plastically deformed layer having a surface layer portion of at least 50 μm to 200 μm or more and annealing at a temperature of 840 ° C. to less than 900 ° C.
[0023]
The necessity of peening the material surface and at least the surface layer portion of 50 μm is necessary if the operating years of the reactor is 40 years. It is based on the result of the study that 50 μm or more is required to secure the thickness. Further, the necessity of forming a plastically deformed layer of 200 μm or more is that even if the material structure has a controlled grain boundary character, at least one grain boundary has a generation probability of a portion that is not a low ΔCSL grain boundary, so that one crystal grain is required. It has been found that an effective depth of 200 μm or more is required as a value larger than the maximum size.
[0024]
[7] The present inventors have found that, in the chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, the crystal orientation difference angle is 15 ° or more and the Σ value is 29 or less in the relative orientation relationship among the crystal grains. Laser peening and water jet peening are methods for achieving 65% or more of the occupied ratio of the constituted part, for applying a load plastic strain of 2% to 30% in a cold state after solution heat treatment. It has been found that this can be achieved by forming a plastically deformable layer having a surface layer of at least 50 μm or more, preferably at least 200 μm on the material surface by any of shot peening and sandblasting, and then annealing at a temperature of 840 ° C. to less than 900 ° C. Was.
[0025]
[8] The present inventors have found that, in a chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, in a relative orientation relationship between crystal grains, a grain boundary having a crystal misorientation angle of 15 ° or more and a Σ value of 29 or less is used. Laser peening and water jet peening are methods for achieving 65% or more of the occupied ratio of the constituted part, for applying a load plastic strain of 2% to 30% in a cold state after solution heat treatment. After forming a plastic deformation layer of at least a surface layer of 50 μm or more, preferably 200 μm or more on the surface of the material by any of shot peening and sand blasting, at a temperature of 840 ° C. or more, laser irradiation heating and induction heating as local heat injection and It has been found that it can be achieved by heating by arc heating.
[0026]
According to the local heat injection method, the structure to be processed can be prevented from being deformed by heat, and a large amount of heat energy can be reduced. Although the upper limit of the heating temperature depends on the capability of the heating source, preferably, the low ΔCSL grain boundary frequency can be increased by 65% or more in the range of 840 ° C. to 950 ° C.
[0027]
[9] The present inventors have found that, in a chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, in a relative orientation relationship between crystal grains, a grain boundary having a crystal orientation difference angle of 15 ° or more and a Σ value of 29 or less is used. Laser peening and water jet peening as methods for imparting 2% to 30% of applied plastic strain in the cold state after solution heat treatment as a method for achieving the proportion of the constituted portion to be 65% or more. By means of any one of shot peening and sand blasting, a plastically deformable layer having at least a surface portion of 50 μm or more, preferably 200 μm or more is formed on the surface of the material.
[0028]
After that, a method of local heat injection at a temperature of 840 ° C. or higher is used as a reactor constituent material by using a reactor internal structure in contact with reactor water of a boiling water reactor and a pressurized water reactor, and a reactor pressure vessel and a reactor primary piping. Also, the present invention is applied to a region of 100 ° C. or more in contact with reactor water, such as a control rod, a neutron instrumentation tube, a control rod, and a driving device thereof. This is because environmental cracking of stainless steel in a high-temperature reactor water environment of 100 ° C. or higher has become apparent. By applying the material having the structure of the present invention to such a region, a sound and reliable atomic A furnace can be provided.
[0029]
[Example 1]
Table 1 shows the chemical component values (% by mass) of the test materials. T1 to 15 in the table are stainless steels whose chemical components fall within the range specified in this specification. A is a comparative material. These steels were subjected to solution heat treatment at 1050 ° C. and quenched by water cooling. At room temperature, applied plastic strain of 2% to 30% was applied by cold rolling. Then, at 899 ° C., 2.592 × 10 ⁵ and then quenched. FIG. 1 is a grain boundary character distribution diagram of the material subjected to the treatment of the present invention using the test material T2 by electron beam backscattering analysis (EBSP). In FIG. 1, 1 indicates a crystal grain and 2 indicates a crystal grain boundary.
[0030]
In this figure, 66% is occupied by a portion composed of grain boundaries having a crystal misorientation angle of 15 ° or more and a Σ value of 29 or less, and has a low ΣCSL grain boundary frequency of 65% or more and a Σ value of 29 or less. In this example, the crystal grain size does not exceed 200 μm. The environment resistance of the material having this structure was evaluated. FIG. 2 shows a pre-cracked round compact tension test piece (RCT) 3 used in the crack propagation resistance evaluation test, and this test piece was 288 ° C. simulating the water quality of a boiling water reactor. A maximum load of 3.15 kN is applied in a high-temperature pure water with a dissolved oxygen concentration of 2 ppm in a region of a conductivity of 0.08 μS / cm to 0.085 μS / cm to control a stress intensity factor at a crack tip portion. The test was performed.
[0031]
The result is shown in FIG. The horizontal axis indicates the test time, and the vertical axis indicates the crack opening displacement in an environment in which stress corrosion cracking (SCC) occurs. An increase in crack opening displacement indicates that there is crack propagation. FIG. 4 is a diagram showing crack growth characteristics of a normal carbon SUS304 stainless steel 4 having a high carbon content, which is a material of the prior art, and the reading of the aperture displacement meter increases with time, and stress corrosion cracking progresses. It shows that it is.
[0032]
On the other hand, the high carbon grain boundary control material 5 according to an example of the present invention is a diagram showing crack growth characteristics, where a slight initial increase is recognized, but the opening displacement shows only a very slight change. This shows that the crack growth rate of stress corrosion cracking is extremely low. These results indicate that the material of the present invention has high resistance to environmental cracking even in a reactor water environment of a boiling water reactor.
[0033]
[Table 1]

[0034]
[Example 2]
This is another example using stainless steel having the chemical component value (% by mass) of the test material shown in Table 1. These steels were subjected to a solution heat treatment at 1050 ° C. and rapidly cooled by water cooling. At room temperature, a load plastic strain of 2% to 30% shown in Table 2 was applied by cold rolling. Thereafter, from 840 ° C. to 899 ° C., from 10 s to 6.048 × 10 ⁵ Hold for s and then quench. Table 2 shows the results of grain boundary character distribution analysis by electron beam backscattering analysis (EBSP) of the material subjected to the treatment of the present invention using these test materials. As shown in the table, 65% or more of the steel in the range of the present invention is occupied by a portion composed of grain boundaries having a crystal misorientation angle of 15 ° or more and a Σ value of 29 or less. Low ΔCSL grain boundary frequency.
[0035]
Each of the crystal grain sizes is an example in which a grain size not exceeding 200 μm is achieved. These test materials achieved a low ΔCSL grain boundary frequency of 65% or more, and were evaluated as having good environmental cracking resistance as can be estimated from the results of the crack growth resistance evaluation test in Example 1. You.
[0036]
[Table 2]

[0037]
[Example 3]
FIG. 4 is a view for explaining an embodiment of the present invention, in which the applied plastic strain applied to the material is not cold-rolled but is introduced by peening. The solution heat treatment was performed at 1050 ° C., and the surface of the abruptly aged stainless steel SUS304 stainless steel 6 was subjected to shot peening to form a plastically deformable layer 7 on the surface in a range of 50 μm or more, preferably 200 μm or more. About 2% to 30% is applied. Thereafter, for example, a SiO2 film 8 is applied to the surface in order to secure the absorbability of laser irradiation. Then, it is irradiated with a laser and heated. The heating time is at least 10 s or more so that heat can sufficiently penetrate into the material surface layer.
[0038]
The shot peening was performed under the conditions of a shot particle size of 0.68 mm, a projection speed of 78.5 m / s, a shot amount of 90 kg / min, and a shot time of 10 s to give a plastic deformation to the sample surface. Laser irradiation is CO ² Laser (800 W) was applied. By this treatment, 65% or more of the processed layer having plastic strain is occupied by a portion composed of grain boundaries having a crystal misorientation angle of 15 ° or more and a Σ value of 29 or less due to annealing by laser irradiation. The grain boundary control layer 9 having a low ΔCSL grain boundary frequency of 29 or less was formed.
[0039]
Each of the crystal grains achieved a grain size of 10 μm to 200 μm or less. These surface layers achieve a low ΔCSL grain boundary frequency of 65% or more, and are evaluated as having good environmental cracking resistance as can be estimated from the results of the crack growth resistance evaluation test in Example 1. .
[0040]
In this embodiment, laser irradiation is performed. However, other heating methods, for example, induction heating such as high frequency and arc heating, and a method of performing annealing satisfying the temperature range of the present invention can be applied.
[0041]
[Example 4]
FIG. 5 shows still another embodiment of the present invention. This is an example in which shot peening and laser irradiation were performed to successfully improve intergranular corrosion resistance. SUS304L stainless steel 10 was subjected to solution heat treatment (1100 ° C., 1 h), subjected to sharpening heat treatment at 600 ° C. for 24 h, and shot peened on the surface (228 mm distance between nozzle and sample, shot diameter Marten shot MS100 (S330), pressure 5 kgf). / Cm ² , A shot time of 30 s and 60 s) to form a plastically deformable layer 11, and then irradiating with a YAG laser.
[0042]
The surface recrystallized layer 12 having a surface thickness of about 170 μm (shot time 30 s) to about 200 μm (shot time 60 s) was formed. The portion composed of grain boundaries having a crystal misorientation angle of 15 ° or more and a Σ value of 29 or less occupied 66%, and a Σ value of 65% or more had a low ΔCSL grain boundary frequency of 29 or less. Each of the crystal grains achieved a grain size of 10 μm to 200 μm or less. These surface layers achieve a low ΔCSL grain boundary frequency of 65% or more, and are evaluated as having good environmental cracking resistance as can be estimated from the results of the crack growth resistance evaluation test in Example 1. .
[0043]
[Example 5]
FIG. 6 shows a good application example of the present invention. This is an example applied to a core shroud number 13 of a boiling water reactor. Another example in which the invention is applied to a stainless steel part of a reactor pressure vessel 14, a shroud support cylinder 15, a shroud support leg 16, and a shroud support plate 17 is shown. This is an example in which the surface in contact with the liquid is covered with a grain boundary control layer like a welded joint 19 according to an embodiment of the present invention on a welded portion in the prior art as shown in FIG.
[0044]
As a chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, using SUS316L, after solution heat treatment, peening the surface of the material to form a plastic deformation layer of at least 50 μm or more, preferably 200 μm or more, and then from 840 ° C. to 900 ° C. A reactor characterized by annealing at a temperature of less than 65%, characterized by having a low ΔCSL grain boundary frequency of 65% or more and 29 or less and a crystal grain size not exceeding 200 μm. It is a constituent material.
[0045]
Water peening, shot peening and sand blasting can be applied to peening in addition to laser peening. It is effective to perform laser peening underwater or at a local site. Water jet peening is also performed in water, but it can be applied to a wide area at once or can be applied to narrow areas, so that plastic strain can be introduced evenly and compressive residual stress can be applied.
[0046]
Shot peening uses a stainless steel ball as a shot material. There are a method of projecting a shot with air and a method of projecting with water. In any case, it is necessary to recover the shot material, but the introduction of plastic strain is possible as in other peening. Sandblasting uses silica sand as the shot material. Although it is necessary to recover the shot material, introduction of plastic strain is possible as in the case of other peening.
[0047]
After the peening is completed, local heat injection is performed. The local heat injection uses laser irradiation heating, high frequency induction heating or arc heating to achieve a low CSL grain boundary frequency of 29% or less and a CSL grain boundary frequency of 65% or more in the reactor constituent material, A tissue having a diameter not exceeding 200 μm can be obtained.
[0048]
The core shroud number 13 is a cylindrical reactor structure, which is manufactured by welding. With conventional materials, many environmental cracks in a reactor water environment are apparent near the weld line. In the present invention, by performing peening in the vicinity including such a welding line and then performing local heat injection, a reactor structure having higher environmental cracking resistance without causing thermal deformation of the structural portion. Can be
[0049]
As an example in which such surface treatment is applied to a reactor constituent material, although not explicitly shown in FIG. 6, the reactor internal structure and the reactor pressure vessel in contact with the reactor water of a boiling water reactor and a pressurized water reactor The rate of progress of environmental cracking is extremely slow by applying to primary water piping and control rods, control rods, neutron instrumentation pipes and control rod components, and components such as drive units, which are in contact with reactor water at 100 ° C or higher. Characteristics can be achieved.
[0050]
[Example 6]
In the fifth embodiment, an example in which peening is applied as a means for imparting plastic strain to the surface of a structure is shown. However, depending on the structure, cutting using a lathe or a milling machine or grinding using a surface grinder or a grinder is available. It has been clarified that these processed layers have local but large residual stress, and that plastic strain is present with plastic deformation.
[0051]
Therefore, by effectively utilizing this plastic strain, by performing annealing and local heat injection to this processed layer, along with recrystallization, refinement of crystal grains and control of grain boundary character distribution as shown in the present invention, that is, , Σ value of 29 or less can achieve a low ΔCSL grain boundary frequency of 65% or more, and a structure having a crystal grain size not exceeding 200 μm can be obtained. As a result, these surface layers achieve a low ΔCSL grain boundary frequency of 65% or more, and have good environmental cracking resistance, as can be estimated from the results of the crack growth resistance evaluation test in Example 1. Be evaluated.
[0052]
It should be noted that the present invention can be implemented not only at the time of manufacturing the structure of the nuclear reactor, but also as a preventive maintenance measure against environmental cracks once the operation is started.
[0053]
【The invention's effect】
As described above, in the present invention, the process of imparting plastic strain to the material and the subsequent annealing heat treatment or local annealing is performed on the stainless steel while keeping the chemical composition of the conventional stainless steel used for the structure such as a nuclear reactor. By controlling the grain boundary character distribution of the material by combining the heat injection treatment, it is possible to suppress environmental cracking that occurs in the reactor water environment.
[0054]
In particular, the water-contacting portion of the surface layer of the material at 100 ° C. or higher achieves a low ΔCSL grain boundary frequency of 65% or more, thereby increasing the resistance to the propagation of environmental cracks and providing good environmental crack resistance. became. Since the characteristic that the growth rate of the environmental crack is extremely low is obtained, as a result, the life of the equipment can be extended, and this greatly contributes to the soundness of the reactor.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a photomicrograph showing grain boundary character distribution of a material treated according to the present invention by electron beam backscattering analysis (EBSP).
FIG. 2 is a side view (a) and a plan view (b) of a pre-cracked round compact tension test piece (RCT) used in a crack growth resistance evaluation test.
FIG. 3 is a graph showing the results of a crack growth resistance evaluation test under a simulated environment of reactor water quality of a boiling water reactor using a round compact tension test piece (RCT) with a pre-crack.
FIG. 4 is a flowchart showing a method of introducing a load plastic strain applied to a material by peening.
FIG. 5 is a flowchart showing a method of applying plastic strain to the surface of a structure by peening.
FIG. 6 is a sectional perspective view showing a structure of a core shroud of a boiling water reactor to which the present invention is applied.
FIG. 7 is a diagram illustrating the structure of a welding joint in which the present invention is applied to a conventional welding joint.
[Explanation of symbols]
DESCRIPTION OF SYMBOLS 1 ... Crystal grain, 2 ... Grain boundary, 3 ... Round CT test piece, 4 ... Diagram showing crack propagation characteristic of high carbon C ordinary polycrystalline material which is a material of prior art, 5 ... Example of the present invention Diagram showing crack growth characteristics of high carbon C grain boundary control material, 6: stainless steel, 7: layer plastically deformed by shot peening, 8: absorbent SiO ₂ 9: Surface treatment layer whose grain boundaries are controlled by laser irradiation, 10: Low carbon stainless steel, 11: Plastic deformation layer, 12: Grain boundary control surface treatment layer, 13: Core shroud, 14: Reactor Pressure vessel, 15: shroud support cylinder, 16: shroud support leg, 17: shroud support plate, 18: welded joint according to the prior art, 19: welded joint showing an embodiment of the present invention.

Claims

A reactor constituent material obtained by subjecting a chromium-containing iron-based austenitic stainless steel to a solution heat treatment, cold-working 2% to 30%, and annealing at a temperature of 840 ° C to less than 900 ° C.

It is characterized in that chromium-containing iron-based austenitic stainless steel having a C content of 0.08% or less is subjected to solution heat treatment, cold-worked from 2% to 30%, and annealed at a temperature of 840 ° C to less than 900 ° C. Reactor component materials.

316L, 304L or 347L of low carbon type chromium-containing iron-based austenitic stainless steel having a C of 0.03% or less is subjected to solution treatment and then cold-worked from 2% to 30% to 840 ° C. A reactor constituent material obtained by holding and annealing at a temperature of less than 900 ° C. for 10 s to 6.048 × 10 ⁵ s.

After solution treatment of chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, it is annealed at a temperature of 840 ° C to less than 900 ° C after cold working of 2% to 30% and has a low ΔCSL grain boundary frequency of 65% or more. Reactor components.

Chromium-containing iron-based austenitic stainless steel is subjected to solution treatment, cold-worked from 2% to 30%, and annealed at a temperature of 840 ° C to less than 900 ° C. Characterized by having a frequency of not less than 65% and a crystal grain size not exceeding 200 μm.

After the solution treatment of the chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, the material surface is subjected to cutting or grinding such as cutting with a lathe or milling machine or grinding with a surface grinder or grinder, and at least a surface layer portion of 50 μm or more, preferably 200 μm or more. After forming the plastically deformed layer, annealed at a temperature of 840 ° C. to less than 900 ° C., the frequency of low ΔCSL grain boundaries having a Σ value of 29 or less is 65% or more, and the crystal grain size does not exceed 200 μm. A reactor constituent material characterized by the following.

After solution treatment of chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, peening is performed on the surface of the material to form a plastically deformed layer having a surface layer of at least 50 μm, and then locally heat-injected at a temperature of 840 ° C. or more. A reactor constituent material having a low ΔCSL grain boundary frequency of 以下 value of 29 or less, 65% or more, and a crystal grain size not exceeding 200 μm.

The reactor constituent material according to claim 7, wherein the peening is any of laser peening, water jet peening, shot peening, and sandblasting.

7. The reactor constituent material according to claim 6, wherein the local heat injection is any one of laser irradiation heating, induction heating, and arc heating.

After the solution treatment of the chromium-containing iron-based austenitic stainless steel, the material surface is cut by a lathe or milling machine, or ground by a surface grinder or grinder, and after forming a plastic fluidized layer with at least a surface layer of 50 μm or more, Laser irradiation and heating as local heat injection at a temperature of 840 ° C. or more, characterized by having a low ΔCSL grain boundary frequency of 29 or less of 65% or more and a crystal grain size not exceeding 200 μm. Reactor components.

The reactor component material according to claim 10, wherein the local heat injection is induction heating or arc heating.

The reactor constituent material according to claim 9, a reactor internal structure in contact with the reactor water of a boiling water reactor or a pressurized water reactor, a reactor pressure vessel, a reactor primary system piping, a control rod, a neutron instrumentation tube, A nuclear reactor which is used as a part or all of a region of 100 ° C. or higher which is in contact with reactor water, such as a control rod and a driving device thereof.

The reactor constituent material according to claim 11, a reactor internal structure in contact with the reactor water of a boiling water reactor or a pressurized water reactor, a reactor pressure vessel, a reactor primary system piping, a control rod, a neutron instrumentation tube, A nuclear reactor which is used as a part or all of a region of 100 ° C. or higher which is in contact with reactor water, such as a control rod and a driving device thereof.