JP2006161114A - オーステナイト系ステンレス鋼材およびその溶接継手 - Google Patents

Abstract

【課題】原子力発電プラント等における装置類、配管などでの鋼材表面の加工硬化層やHAZで発生する応力腐食割れ防止できるオーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼材、および溶接継手を提供する。
【解決手段】(1)Ｃ：0.10％以下、Si：1.5％以下、Mn：0.1〜2.0％、Cr：20〜35％、Ni：18〜65％、Mo：０〜３％およびＮ：0.001〜0.15％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが0.05％以下、Ｓが0.05％以下であり、かつ表層部に、肉厚中央部の硬度よりもビッカース硬さで50以上硬い加工硬化層を有するオーステナイト系ステンレス鋼材、および(2)母材が上記の組成および加工硬化層を有するオーステナイト系ステンレス鋼材であり、かつ母材表層部の溶接熱影響部に、母材肉厚中央部の硬度よりもビッカース硬さで50以上硬い硬化層を有するオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
【選択図】図１

Description

本発明は、原子力発電の軽水炉プラント等における装置類、配管などの素材として好適なオーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼材に関する。本発明はまた上記の装置類、配管などの溶接構造物の溶接継手に関する。

原子力発電の軽水炉プラント等における装置類および配管などには、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３４７に代表される低炭素オーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼材が使用されている。これらは、溶接構造物として用いられることが多い。

これらの鋼材や構造物の高温純水環境での耐応力腐食割れ性の改善技術として、一般には、応力腐食割れの三因子である引張応力、材料および環境のいずれかを応力腐食割れが発生しないように改善するという方策が考えられる。

応力面では、特許文献１（特開２００３−２９０９７１号公報）に溶接熱影響部に加熱処理を施した後、表面をみがき処理して残留応力を圧縮応力にする方法が開示されている。特許文献２（特開２００４−１３０３１４号公報）には、溶接継手の寸法に応じた加熱処理条件を行って残留応力を改善する方法が示され、特許文献３（特開２００４−２１１１８７号公報）には、溶接配管に加熱処理を施して残留応力を圧縮応力にする方法ならびに装置が、それぞれ開示されている。

しかしながら、上記の残留応力を圧縮応力にする処理方法では、施工が複雑になること、さらに改善処理後に残留応力が圧縮応力になっていることを確認することが困難であることが問題点として挙げられる。

材料面では、ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３２１、ＳＵＳ３４７鋼で問題となる応力腐食割れを改善した鋼として、特許文献４（特開昭５４−４２３２５号公報）には、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏならびにＮｂまたは／およびＴａ等の合金元素を一定範囲としたオーステナイト系ステンレス鋼が、また、特許文献５（特開昭５２−１０８３１６号公報）には、Ｃｒ：２０〜３０％、Ｎｉ：２０〜３０％およびＭｏ：０．５〜４％を含有させたオーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。

装置類や配管として鋼材を用いる場合は、鋼材表面をフライスやグラインダーによる研削加工によって表面疵を除去したり、また、溶接構造物として用いられる場合は、溶接の安定化のため、互いに突き合わせる鋼材の段差が少なくなるように、旋盤、フライス、グラインダーなどによる研削加工により鋼材表面を削ってから溶接を行っている。この研削加工によって鋼材表面に硬化層ができる場合があり、また溶接継手においては、溶接時の熱サイクルやそれに伴う熱歪みにより、溶接熱影響部（ＨＡＺ）に母材よりも硬度の高い硬化層が発生する場合がある。これらの硬化層やＨＡＺを起点として応力腐食割れ（ＳＣＣ）が発生するおそれがある。

特開２００３−２９０９７１号公報 特開２００４−１３０３１４号公報 特開２００４−２１１１８７号公報 特開昭５４−４２３２５号公報 特開昭５２−１０８３１６号公報

本発明の課題は、原子力発電の軽水炉プラント等における装置類、配管などでの鋼材表面の加工硬化層やＨＡＺで発生する応力腐食割れ（以下、ＳＣＣと略記することがある）を防止できるオーステナイト系ステンレス鋼からなる鋼材、および同じく耐応力腐食割れ性に優れた溶接構造物の溶接継手を提供することにある。

まず、本発明の基礎となった知見について述べる。以下、合金成分の含有量に関する％は、質量％を意味する。

本発明者らは、軽水炉環境における耐応力腐食割れ性を備えるオーステナイト系ステンレス鋼材についての研究をおこなった結果、下記の知見を得た。

（ａ）原子力発電の沸騰水型軽水炉等の構造部材には、前記のとおり、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３４７に代表される低炭素オーステナイト系ステンレス鋼が用いられている。そして、これらには旋盤、フライス、グラインダー等による表面研削加工が加えられることがある。そして、研削条件にもよるが、鋼材表層には、加工の影響を受けない鋼材の肉厚中央部と比較してビッカース硬さでの差が５０以上の加工硬化層できる。さらに、鋼材の溶接を行うと、表面研削加工による硬度上昇に加えて、溶接熱サイクルやそれに伴う熱歪みによりＨＡＺの表層部は一層硬さが増し、鋼材の肉厚中央部と硬さの差は大きくなる。

（ｂ）表層硬化部やＨＡＺでのビッカース硬さが、鋼材肉厚中央よりも５０以上硬くなるという現象は、鋼材では研削加工による歪、装置類や配管等では塑性加工による歪が存在すること、また、溶接継手のＨＡＺにおいても研削加工や溶接熱サイクルやそれに伴う歪みが存在することを示し、高温純水環境での応力腐食割れを促す可能性が高い。

（ｃ）加工や溶接による硬化部を除去するのには工数やコストが嵩む。しかし、従来、高温純水環境には用いられていなかったＣｒが２０％以上でＮｉが１８％以上のオーステナイト系ステンレス鋼であれば、硬化部があっても、耐応力腐食割れ性を改善することができる。

（ｄ）Ｃｒ量が３５％を超えると母材の加工性が劣化する。従って、Ｃｒ含有量は３５％までにするのがよい。また、Ｎｉは、耐食性確保に有効な元素であるが、過剰な含有では鋼材が高価になるので、その上限は６５％が望ましい。

本発明はこれらの知見に基づいてなされたもので、その要旨は、下記１のオーステナイト系ステンレス鋼材および下記２の溶接継手にある。

１．Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：２０〜３５％、Ｎｉ：１８〜６５％、Ｍｏ：０〜３％およびＮ：０．００１〜０．１５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．０５％以下、Ｓが０．０５％以下であり、かつ表層部に、肉厚中央部の硬度よりもビッカース硬さで５０以上硬い加工硬化層を有することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼材。

上記の鋼材は、原子力発電の高温純水環境で用いるのにきわめて好適である。

２．母材および溶接金属からなる溶接継手であって、母材が上記１に記載の組成および加工硬化層を有するオーステナイト系ステンレス鋼材であり、かつ母材表層部の溶接熱影響部に、母材肉厚中央部の硬度よりもビッカース硬さで５０以上硬い硬化層を有することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。

この溶接継手は、原子力発電の高温純水環境で用いられる溶接構造物の継手として好適である。

以下に、本発明のオーステナイト系ステンレス鋼材および溶接継手の各成分の作用効果とその含有量の限定理由について述べる。なお、鋼材と溶接継手の母材、および溶接金属の化学成分は、同じである必要はなく、ここでは溶接金属の化学組成は特定せずに説明する。

Ｃ：０．１０％以下
Ｃは、オーステナイト形成元素としてオーステナイト相の安定に寄与する。しかし、過剰なＣは、炭化物を形成して耐食性の劣化を招くだけでなく熱間加工性をも劣化させる。特に、溶接熱影響部ではＣｒ炭化物の析出に伴う鋭敏化に起因する応力腐食感受性が高くなり、耐食性の劣化が顕著になる。この鋭敏化を防止するにはＣをできる限り低減するのが有効である。従って、０．１０％を許容上限とする。より望ましいのは０．０５％以下、さらに望ましいのは０．０３％以下である。

Ｓｉ：１．５％以下
Ｓｉは脱酸剤として利用される。しかし、過剰なＳｉは、金属間化合物を形成して靭性や熱間加工性を劣化させるとともに、溶接時の高温割れ感受性を増大させる。従って、Ｓｉ含有量の上限は１．５％とする。熱間加工性の点から、より望ましい上限は１．０％である。脱酸剤としての作用効果を得るためには、下限を０．１％とするのが望ましい。

Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは脱酸剤として添加され、また、熱間加工性の向上およびオーステナイト相の安定化にも寄与する。さらに、溶接時にＳを固定化して高温割れ防止に主要な役割を果たす元素でもある。これらの効果を得るために、その含有量は０．１％以上とする。しかし、Ｍｎを過剰に含有させると、鋼の清浄度が低下し、熱間加工性が低下する場合がある。また、溶接金属においては溶接部表面に硫化物が優先的に濃化して鋼材の耐食性を低下させるとともに、溶接作業性の低下、ヒュームの発生などの問題が生じる。従って、Ｍｎ含有量の上限は２．０％とする。より望ましいのは１．５％以下である。

Ｃｒ：２０〜３５％
Ｃｒは、高温純水環境のような使用環境における耐食性および耐応力腐食割れ性の確保に重要な元素である。Ｃｒ含有量が２０％未満ではこの効果が十分に得られない。一方、Ｃｒが３５％を超えると、窒化物や炭化物を形成し、熱間加工性が低下し、延性や靭性が劣化する。従って、Ｃｒ含有量の適正な含有量は２０〜３５％である。一層望ましいのは２０〜３０％である。

Ｎｉ：１８〜６５％
Ｎｉは、オーステナイト相を安定させ、良好な耐食性および耐応力腐食割れ性の確保に寄与する重要な元素である。特に耐応力腐食割れ性を確保するためには少なくとも１８％は必要である。但し、過剰に含有させると鋼材が高価になるため、Ｎｉ含有量の上限は６５％とする。従って、Ｎｉ含有量の適正な範囲は１８〜６５％である。なお、一層望ましいのは１８〜４０％である。

Ｍｏ：０〜３％
Ｍｏは、主として不働態皮膜の安定性の向上に有効である。即ち、ＳＣＣの起点となる不働態皮膜の破壊を抑制し耐ＳＣＣ性の向上に寄与する。従って、必要に応じて含有させる。その場合は、含有量を０．０５％以上とするのが望ましい。一方、Ｍｏの含有量が３％を超えると、靭性低下の要因となる金属間化合物が析出する。従って、含有量の上限は３％とする。望ましいのは０．１〜２．４％である。

Ｎ：０．００１〜０．１５％
Ｎは、オーステナイト相を安定させ、また、固溶強化によって強度を高めるのに有効な元素である。しかし、過剰に含有させると加工性や耐応力腐食割れ性を低下させる。従って、Ｎの適正な含有量は０．００１〜０．１５％である。一層望ましいのは０．００３〜０．１２％である。

本発明の鋼材、溶接継手を構成する母材および溶接継手は、前記の成分以外、残部はＦｅと不純物からなるものである。ただし、不純物中のＰおよびＳは、それぞれ下記のとおり上限を抑えることが必要である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは多量に存在すると耐粒界腐食性を劣化させるとともに溶接割れ感受性を高める。従って、できるだけ少ないことが望ましい。０．０５％は許容上限値であり、これ以下で少ないほど望ましい。

Ｓ：０．０５％以下
Ｓは、過剰に存在すると形成された硫化物が耐食性を劣化させ、また、加工時のキズ発生の原因となる。さらに、溶接時の高温割れ感受性が高くなる。従って、その含有量は０．０５％以下に抑えるべきである。望ましいのは０．０１％以下である。

本発明の鋼材および溶接金属を含む溶接継手は、前記の成分からなるオーステナイト系ステンレス鋼材および溶接継手であり、さらに鋼材表層部やＨＡＺの表層部における硬化部の硬さが、鋼材肉厚中央部のそれよりもビッカース硬さ５０以上硬いものである。このように限定するのは、上記の硬さの差が５０未満の場合には、応力腐食割れの発生する可能性が小さく、敢えて、本発明のような対策を講じる必要がないからである。

前記のように、旋盤、フライス、グラインダー等によって表面研削加工を加えると、鋼材表層やＨＡＺの表層に硬化部ができ、加工の影響を受けない鋼材の肉厚中央部と比較してビッカース硬さでの差が５０以上になる。すでに述べたように、表層硬化部やＨＡＺでのビッカース硬さが鋼材肉厚中央よりも５０以上硬くなるという現象は、鋼材では研削加工による歪、装置類や配管等では塑性加工による歪が存在すること、また、溶接継手のＨＡＺにおいても研削加工や溶接熱サイクルやそれに伴う歪みが存在することを示し、高温純水環境での応力腐食割れの発生原因になるおそれがある。従って、これらを起因とする応力腐食割れ防止の対策が必要である。

ここで、鋼材の表層部の硬さ、および溶接部近傍の母材表層部の硬さとは、表面から内側へ１００μｍ（＝０．１ｍｍ）入った位置での硬度を意味し、肉厚中央部の硬さもビッカース硬度である。なお、ここで問題にする表層部は、鋼材等の腐食環境に触れる面の方の表層部である。例えば、鋼材が管である場合、その内表面が腐食環境に触れるならば、管の内表面側の表層部である。

溶接継手を得るための溶接方法としては、アーク溶接（被覆アーク溶接、ＴＩＧ、ＭＩＧ、サブマージアーク溶接等）が一般的に用いられるが、レーザー溶接等も可能である。また、溶接材料を用いる場合は、強度や耐食性を考慮すると、溶接する鋼材の組成に近い共金系溶接材料を用いるのが好ましいが、強度や耐食性を考慮して異なる組成の溶接材料を用いてもよい。

本発明の鋼材および溶接継手は、原子力発電の高温純水環境で用いられる機器用として好適である。これらの機器としては軽水炉プラント等における装置類、配管などがあり、鋼材の形状は、板状材、管状材、棒状材等種々の形状が挙げられる。また、溶接継手とは上記種々の形状の鋼材どうしを組み合わせて溶接した継手である。

表１に示す化学組成のオーステナイト系ステンレス鋼を真空溶解にて溶製し、鍛造および圧延の後、溶体化処理を施し、厚さ２５ｍｍの板材を得た。また、同じ供試材を鍛造、線引き加工して２ｍｍ径の溶接用線材を得た。

上記の厚さ２５ｍｍの板材から機械加工により図１（ａ）に示す厚さ２０ｍｍ、幅１５０ｍｍ、長さ２００ｍｍの溶接試験材１を採取した。図１の（ａ）に示すようにその試験材の下面側５０ｍｍ幅にフライス加工により表面硬化層２を形成させた。なお、記号Ｉについてはフライス加工せずに表面硬化層を形成しなかった試験材（Ｉ−２）も作製した。

表２に示す条件で、溶接試験材と同じ化学組成の線材を用いて溶接して、図１の（ｂ）に示す形状の拘束溶接継手を作製した。図１（ｂ）において、試験材は４辺を炭素鋼の拘束板３に拘束溶接４されている。５はＴＩＧ溶接の溶接部である。

得られた拘束溶接継手の開先部分から、機械加工により図２に示すように厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ５０ｍｍの応力腐食割れ試験片６を採取した。この試験片は、図３に示す治具７にセッティングした。試験片６と治具７との間にはＳＣＣの加速因子としての隙間を形成させるためグラファイトファイバーウール８を挟み、加圧プレスで押さえながらボルト９で締め付けた。これらを２８８℃、９ＭＰａ、溶存酸素濃度８ｐｐｍ、硫酸イオン濃度３０ｐｐｂの水溶液中にて２０００時間の腐食試験に供した。腐食試験後の試験片の５０ｍｍ長手方向の断面を光学顕微鏡によりミクロ組織観察し、最大割れ深さにて耐応力腐食割れ性を評価した。最大割れ深さ２０μｍ以上の割れがあった場合にＳＣＣ発生ありと判断した。結果を表１に示す。

さらに、同じ腐食試験片の断面で溶接部から３０ｍｍ離れた母材位置とＨＡＺの開先部の下表面から１００μｍ入った位置でのビッカース硬度（荷重５ｇｆ）を測定した。それぞれの硬さをＨｖ２、Ｈｖ３として表１に示した。また、鋼材の肉厚中央部については、溶接試験材の肉厚中央部位置から硬度試験片を採取し、ビッカース硬度（荷重５ｇｆ）を測定した。その硬さをＨｖ１として表１に示す。

表１に示す供試材Ａ〜Ｇは本発明例、Ｈ〜Ｍは発明範囲外の比較例である。Ａ〜Ｇは、加工性および溶接性に優れ、鋼材肉厚中央部とフライス加工やその後の溶接熱サイクルにより表層部にビッカース硬さの差が５０以上の硬化層がある場合でも、ＳＣＣ発生は認められなかった。

一方、Ｈ〜Ｋでは加工性および溶接性には優れていたが、ＨＡＺ以外のフライス加工による硬化部またはＨＡＺの内面硬化層は、全て肉厚中央部よりビッカース硬度差が５０以上であり、ＳＣＣが発生した。なお、Ｉの下欄に記載したように、表面硬化層を形成せずビッカース硬度差が５０以下の試験材ではＳＣＣは発生しなかった。ＬおよびＭは圧延時に割れが発生したため、硬度測定およびＳＣＣ試験は行わなかった。

本発明によれば、表層部に硬化層が生じている場合であっても、耐応力腐食割れ性に優れる鋼材および溶接継手が得られる。従って、硬化層の軟化処理等は不必要になる。本発明は、原子力発電設備等の高温純水に触れる装置類の応力腐食割れ発生を防止し、その安全性を一層高めることに大きく寄与する。

（ａ）は溶接試験材の形状を示す側面図、（ｂ）は拘束溶接継手の形状を示す平面図と断面図である。 （ａ）は応力腐食割れ試験片の採取位置を示す図、（ｂ）はその底面図である。 応力腐食割れ試験における試験片のセッティングを示す図で、（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図である。

符号の説明

１：試験材、２：フライス加工による表面加工層、３：拘束板、４：拘束溶接、５：TIG溶接、６：SCC試験片、７：治具、８：グラファイトファイバーウール、９：ボルト

Claims (4)

1. 質量％で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：２０〜３５％、Ｎｉ：１８〜６５％、Ｍｏ：０〜３％およびＮ：０．００１〜０．１５％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰが０．０５％以下、Ｓが０．０５％以下であり、かつ表層部に、肉厚中央部の硬度よりもビッカース硬さで５０以上硬い加工硬化層を有することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼材。
2. 原子力発電の高温純水環境で用いられる鋼材である請求項１記載のオーステナイト系ステンレス鋼材。
3. 母材および溶接金属からなる溶接継手であって、母材が請求項１に記載の組成および加工硬化層を有するオーステナイト系ステンレス鋼材であり、かつ母材表層部の溶接熱影響部に、母材肉厚中央部の硬度よりもビッカース硬さで５０以上硬い硬化層を有することを特徴とするオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
4. 原子力発電の高温純水環境で用いられる溶接構造物用の溶接継手である請求項３記載のオーステナイト系ステンレス鋼溶接継手。
   

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