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WO2005068674A1 - オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法並びにそれを用いた構造物 - Google Patents

オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法並びにそれを用いた構造物 Download PDF

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WO2005068674A1
WO2005068674A1 PCT/JP2005/000274 JP2005000274W WO2005068674A1 WO 2005068674 A1 WO2005068674 A1 WO 2005068674A1 JP 2005000274 W JP2005000274 W JP 2005000274W WO 2005068674 A1 WO2005068674 A1 WO 2005068674A1
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WO
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less
stainless steel
austenitic stainless
stress corrosion
corrosion cracking
Prior art date
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PCT/JP2005/000274
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English (en)
French (fr)
Inventor
Yasuhiro Sakaguchi
Toshihiko Iwamura
Hiroshi Kanesaki
Eiji Mimaki
Masaki Taneike
Shunichi Suzuki
Kenrou Takamori
Suguru Ooki
Naoki Anahara
Naoki Hiranuma
Toshio Yonezawa
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Tokyo Electric Power Co Holdings Inc
Original Assignee
Tokyo Electric Power Co Inc
Mitsubishi Heavy Industries Ltd
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Publication date
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Priority to EP05703513A priority patent/EP1715071A4/en
Priority to MXPA06008027A priority patent/MXPA06008027A/es
Priority to JP2005517050A priority patent/JP4616772B2/ja
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    • Y10T428/13—Hollow or container type article [e.g., tube, vase, etc.]

Definitions

  • the present invention relates to an austenitic stainless steel excellent in stress corrosion cracking resistance, a method for producing the same, and a structure using the same.
  • Mo-containing low-carbon austenitic stainless steels have better resistance to stress corrosion cracking under high-temperature and high-pressure water than austenitic stainless steels that do not contain Mo, which are difficult to sensitize. It has been frequently used as a constituent material for piping and furnace internals.
  • the present inventors have prototyped various Mo-containing low carbon austenitic stainless steels in which the amount of N is further increased in order to increase the stacking fault energy of austenite and the amount of Si is systematically changed. Then, a stress corrosion cracking test was conducted in high-temperature and high-pressure water1 and compared. As a result, it was found that when the N content is 0.01% or less and the Si content is 0.1% or less, the austenite matrix is work-hardened1 and the stress corrosion cracking resistance of the cold-worked material is remarkably improved.
  • the Cr content is increased so that the strength such as yield strength or tensile strength is not insufficient due to the reduction of the amount of N and Si, which improves the life of stress corrosion cracking.
  • the stability of austenite was insufficient due to the reduction of the amounts of N, C, and N
  • a low-carbon austenitic stainless steel containing Mo with increased Ni was prototyped and subjected to stress corrosion cracking tests in high-temperature, high-pressure water. Comparatively studied. As a result, stress corrosion cracking resistance was significantly improved.
  • each of the Ca content and the Mg content is suppressed to 0.001% or less, the Mo-containing low-carbon austenitic stainless steel added with!, Zr, B, or Hf, or ( (Cr equivalent)-(Ni equivalent) was controlled to -5-+ 7% .Mo-containing low-carbon austenitic stainless steel, and Cr carbide precipitated at the grain boundaries consistent with the austenite crystal matrix phase of M23C6.
  • Mo-containing low-carbon austenitic stainless steel added with!, Zr, B, or Hf, or ( (Cr equivalent)-(Ni equivalent) was controlled to -5-+ 7% .Mo-containing low-carbon austenitic stainless steel, and Cr carbide precipitated at the grain boundaries consistent with the austenite crystal matrix phase of M23C6.
  • Mo-containing low-carbon austenitic stainless steel whose Cr equivalent)-(Ni equivalent) is controlled to 5 + 7% and Z or Cr equivalent ZNi equivalent is controlled to 0.7-1.4 It has been found that the rate of propagation of intergranular stress corrosion cracking can be significantly reduced.
  • stacking fault energy calculated by the following equation (1):
  • the present invention has been completed from a compact viewpoint.
  • C 0.030% or less
  • Si 0.1% or less, preferably 0.1% by weight.
  • Mn 2.0% or less
  • P 0.03% or less
  • S 0.002% or less, preferably 0.001% or less
  • Mo 3% or less
  • N Austenitic stainless steel excellent in stress corrosion cracking resistance, characterized by containing 0.01% or less and the balance substantially consisting of Fe and inevitable impurities.
  • C 0.030% or less, Si: 0.1% or less, preferably 0.02% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.002% or less, preferably 0.001% or less by weight.
  • % Or less Ni: ll% —26%, Cr: 17% —30%, Mo: 3% or less, N: 0.01% or less, Ca: 0.001% or less, Mg: 0.001% or less, 0: 0.004% or less
  • C 0.030% or less, Si: 0.1% or less, preferably 0.02% or less, Mn: 2.0% or less, P: 0.03% or less, S: 0.002% or less, preferably 0.001% or less by weight.
  • % Or less Ni: ll% —26%, Cr: 17% —30%, Mo: 3% or less, N: 0.01% or less, Ca: 0.001% or less, Mg: 0.001% or less, 0: 0.004% or less
  • It preferably contains 0.001% or less, further contains at least one of Zr, B or Hf at 0.01% or less, and the balance substantially consists of Fe and unavoidable impurities. It provides an austenitic stainless steel having excellent properties.
  • the present invention provides an austenitic stainless steel excellent in any one of the above-mentioned stress corrosion cracking resistance,
  • An object of the present invention is to provide an austenitic stainless steel excellent in corrosion resistance.
  • (Cr equivalent)-(Ni equivalent) is preferably 0%.
  • the Cr equivalent is, for example,
  • Ni equivalent is, for example,
  • Ni equivalent [% Ni] + 30x [% C] + 30x [% N] + 0.5x [% Mn] (all weight 0 /.) Or
  • Ni equivalent [% Ni] + 22x [% C] + 14.2x [% N] + 0.31x [% Mn] + [% Cu] (all weight%)
  • the present invention provides an austenitic stainless steel excellent in any one of the above-mentioned resistance to stress corrosion cracking,
  • the present invention provides an austenitic stainless steel excellent in stress corrosion cracking resistance characterized by having a ZNi equivalent of 0.7 to 1.4.
  • SFE stacking fault energy
  • the present invention is characterized in that a steel slab (steel plate, forged steel product or steel pipe) made of the aforementioned austenitic stainless steel is subjected to a solution treatment at 1000 ° C. to 1150 ° C. And a method for producing stainless steel. Further, the present invention further provides a steel slab (steel plate, forged steel product or steel pipe), which has the strength of any of the above austenitic stainless steels, at a temperature of 1000 ° C. to 1150 ° C. Cold working, then 600 ° C—8
  • An object of the present invention is to provide a method for producing an austenitic stainless steel, which is characterized by performing a carbide grain boundary precipitation heat treatment at 00 ° C for 150 hours.
  • any of the above-described austenitic stainless steels can be particularly suitably used, for example, as austenitic stainless steel for reactor members such as reactor piping or reactor internals. Further, the stainless steel obtained by the above production method can also be suitably used as an austenitic stainless steel for a nuclear reactor member, as a constituent material of piping for a nuclear reactor or a structure in a reactor.
  • the Mo-containing low carbon austenitic stainless steel of the present invention has excellent resistance to stress corrosion cracking, which is difficult to sensitize, and even if stress corrosion cracking occurs, stress corrosion cracking crack propagation
  • these reactor components can be used for a long time.
  • Cr carbide can be co-precipitated with the crystal matrix at the crystal grain boundaries.
  • FIG. 1 A strip-shaped test piece prepared in the example is shown in (a). (A) After polishing the surface with an emery paper, it was attached to a jig shown in (b) and subjected to a stress corrosion cracking test.
  • FIG. 2 System configuration of circulation autoclave for stress corrosion cracking test used in the examples.
  • FIG. 3 is a diagram in which the stress corrosion crack length is plotted against the Cr content, and is a diagram in which the maximum crack length is plotted.
  • FIG. 4 is a diagram in which the stress corrosion crack length is plotted against the Si content, and in which the maximum crack length is plotted.
  • FIG. 5 is a diagram in which the stress corrosion crack length is plotted against the N content (a diagram in which the maximum crack length is plotted).
  • FIG. 6 is a diagram plotting stress corrosion cracking length with respect to (Cr equivalent) ⁇ (Ni equivalent), and a diagram plotting a maximum crack length.
  • FIG. 7 is a diagram plotting stress corrosion crack lengths with respect to Cr equivalents and ZNi equivalents, and plotting maximum crack lengths.
  • FIG. 8 is a diagram plotting the stress corrosion cracking length with respect to the stacking fault energy and plotting the maximum crack length.
  • FIG. 9 is a view showing a shape of a CT specimen for a stress corrosion crack propagation test used in the example.
  • FIG. 10 is a diagram showing a configuration of a circulation autoclave system for a stress corrosion crack propagation test used in Examples.
  • FIG. Ll A graph showing the effects of Zr addition, B addition, Hf addition, and grain boundary carbide precipitation treatment on the stress corrosion crack propagation speed of Mo-containing austenitic stainless steel.
  • FIG. 12 is an explanatory view of main parts of (a) a boiling water reactor and (b) a pressurized water reactor.
  • FIG. 13 is a longitudinal sectional view showing the internal configuration of the nuclear reactor shown in FIG.
  • the contents of C, Si, Mn, P, S, Ni, Cr, Mo, and N are specified in terms of% by weight, and the balance is substantially Fe and unavoidable impurity power. Things.
  • C is an austenitic stainless steel that is heated at a force of 400 ° C-900 ° C, which is an indispensable element for obtaining a specified strength and stabilizing austenite. It is well known that when this temperature range is gradually cooled, Cr carbides precipitate at the crystal grain boundaries, and a Cr-deficient layer is formed around the precipitates, causing the grain boundaries to become sensitized to corrosion. In order to suppress this sensitization, the C content is generally reduced to 0.03% or less.
  • the C content is less than 0.03%, the strength is insufficient and the stability of austenite is insufficient. Therefore, conventionally, the strength of austenitic stainless steel is obtained and the austenite is stabilized in the same manner as C.
  • N which is an important element in order to make a dani, to secure strength and to stabilize austenite.
  • the inventors have found that increasing the N content makes it easier to harden when work strain or thermal strain is applied, and that when exposed to heat, precipitates Cr nitrides and lowers the Cr content in the crystalline matrix. On the contrary, the inventors focused on the fact that stress corrosion cracking is likely to occur. Breaking the conventional wisdom, in the present invention, the N content was reduced, and it was considered desirable to reduce the N content to a level at which it could be industrially stabilized. The N content was set to 0.01% or less. .
  • Si plays an important role as a deoxidizing material, and usually contains about 0.5%.
  • the present inventors have paid attention to the fact that the Si amount of about 0.5% is easily hardened when working strain or thermal strain is applied, and in the present invention, the Si amount is also industrially reduced stably. Since it is desirable to reduce as much as possible, it is set to 0.1% or less, preferably 0.02% or less.
  • Cr and Mo are forces that are known to be extremely important elements for maintaining the corrosion resistance of austenitic stainless steel.
  • Cr and Mo are ferrite-forming elements. It is known that the stability is deteriorated, and that the ductility of austenitic stainless steel is lowered and the workability is deteriorated. For this reason, Cr and Mo contents have conventionally been kept from being extremely high.
  • the present inventors considered that the amount of C, N, and Si was reduced as much as possible in order to improve the stress corrosion cracking resistance. As a result, the ductility of the austenitic stainless steel could be increased at the same time.
  • Mg may be added to austenitic stainless steel to improve hot workability.
  • this Mg also segregates at the crystal grain boundaries, and there is a fear that the intergranular corrosion resistance is reduced. Therefore, in the present invention, it is preferable that the Mg is also reduced using a carefully selected raw material so as not to be mixed as much as possible, so that the intergranular corrosion resistance is not reduced.
  • Zr, B, and Hf are well known as elements that segregate at crystal grain boundaries.These segregation makes conventional intergranular corrosion easier, and B and Hf undergo transmutation when irradiated with neutrons. Because of its large neutron absorption cross section, it has been regarded as an element that should not be used in corrosion-resistant austenitic stainless steel for nuclear power. However, in the present invention, by using an austenitic stainless steel in which the amounts of C, N, and Si are reduced as much as possible, even if a small amount of Zr, B, or Hf of 0.01% or less is added, the grain resistance of the austenitic stainless steel is reduced. It can significantly reduce the crack propagation speed of stress corrosion cracking in high temperature and high pressure water without reducing interfacial corrosion.
  • austenitic stainless steel is used as it is in solution treatment, while avoiding sensitization.
  • the present inventors have found that the precipitation of Cr carbide, which is consistent with the crystal matrix at the grain boundaries of austenitic stainless steel, can significantly reduce the rate of stress corrosion crack propagation in high-temperature, high-pressure water. did. Therefore, in the production method of the present invention, in order to positively precipitate the Cr carbide coherently precipitated with the crystal matrix, 10 to 30% cold working is performed after the solution treatment, and then 1 to 600 to 800 ° C. It is preferable to perform the Cr carbide precipitation treatment for 150 hours.
  • the austenitic stainless steel can be particularly suitably used, for example, as a pipe for a nuclear reactor or a structural material in a reactor. In addition, the step obtained by the above-described manufacturing method. Stainless steel can also be suitably used as a constituent material of piping for a nuclear reactor or a structure inside a reactor.
  • specific embodiments will be described with reference to the drawings.
  • Figs. 12 (a) and 12 (b) are main parts explanatory diagrams of a boiling water reactor and a pressurized water reactor, respectively.
  • Figs. 13 (a) and 13 (b) show the internal structure of each reactor shown in Fig. 12.
  • FIG. 12 (a) and 12 (b) are main parts explanatory diagrams of a boiling water reactor and a pressurized water reactor, respectively.
  • Figs. 13 (a) and 13 (b) show the internal structure of each reactor shown in Fig. 12.
  • FIG. 12 (a) and 12 (b) are main parts explanatory diagrams of a boiling water reactor and a pressurized water reactor, respectively.
  • FIG. 13 (a) and 13 (b) show the internal structure of each reactor shown in Fig. 12.
  • FIG. 12 (a) and 12 (b) are main parts explanatory diagrams of a boiling water reactor and a pressurized water reactor, respectively.
  • FIG. 13 (a) and 13 (b) show the internal structure of each reactor shown in
  • a fuel assembly (fuel rod) 41 for generating a nuclear reaction is installed inside a reactor core shroud 42 in a reactor pressure vessel 40, and a lower portion or an upper portion of the fuel assembly 41 A control rod guide tube or a control rod drive mechanism 44 is installed. These devices are fixed by a core support plate 45 and fuel support fittings. Further, the uppermost portion of the fuel assembly 41 is fixed by the upper support plate 47.
  • the hot water that has become hot in the fuel assembly 41 is supplied to the steam generator 54 through the high-temperature side pipe 53, and the steam generator 54 Then, the heat is exchanged at, the temperature becomes low, and the temperature is returned to the reactor pressure vessel 40 via the primary coolant pump 55 via the low temperature side piping 56.
  • the low-temperature side pipe 56 and the high-temperature side pipe 53 are connected via a binos pipe 59 having an on-off valve 58.
  • the components such as various pipes and pumps constituting each system and the circulation circuit of the above-described nuclear reactor, or the reactor internal structures such as the core shroud 42, the core support plate 45, the fuel support bracket, the upper support plate 47, and the like.
  • the austenitic stainless steel of the present invention it can be used for a long time even under a high temperature and high pressure water environment where stress corrosion cracking hardly occurs.
  • stress corrosion cracking occurs, it is difficult for crack propagation of stress corrosion cracking to occur, which has a remarkable effect on improving the safety and reliability of nuclear power plants.
  • Example Table 1 shows conventional SUS 316 (comparative material 1), 316 NG (comparative material 2), which is widely used as a nuclear power material, and the chemical components of the present invention (contents are all% by weight). The composition of trial material 1 is shown.
  • Table 2 shows the processing and heat treatment conditions for each prototype material shown in Table 1.
  • Condition 2 950 to 1250 at a processing rate of 1000 to 1150 at 30 minutes / room temperature to 250 at 10 to 30% 600 to 800 at 1 to 50 hours
  • Fig. 1 The lumber was processed into test pieces having the shape shown in Fig. 1.
  • Fig. A 3,000-hour stress corrosion cracking test was performed in the autoclave shown in Table 2 under the test conditions shown in Table 4.
  • the water quality is adjusted in the make-up water tank 11, degassed with N gas, and the preheater 15 is
  • Figure 3-8 shows the maximum crack length plotted against the amount of each component element (Cr, Si, N), (Cr equivalent) (Ni equivalent), Cr equivalent ZNi equivalent or stacking fault energy.
  • FIG. 3 shows the effect of the amount of Cr on the stress corrosion cracking resistance of Mo-containing austenitic stainless steel. As the Cr content increased, the stress corrosion cracking resistance of the Mo-containing austenitic stainless steel improved.
  • FIG. 4 shows the effect of Si content on the stress corrosion cracking resistance of Mo-containing austenitic stainless steel. As the amount of Si was reduced, the length of stress corrosion cracking was smaller, and the stress corrosion cracking resistance of Mo-containing austenitic stainless steel was improved.
  • FIG. 5 shows the effect of N content on stress corrosion cracking resistance of Mo-containing austenitic stainless steel. As the N content decreased, the length of stress corrosion cracking became smaller, and the stress corrosion cracking resistance of Mo-containing austenitic stainless steel improved.
  • FIG. 6 shows the effect of (Cr equivalent) ⁇ (Ni equivalent) on stress corrosion cracking resistance of Mo-containing austenitic stainless steel.
  • (Cr equivalent)-(Ni equivalent) increased, the stress corrosion crack length became smaller, and the stress corrosion cracking resistance of the Mo-containing austenitic stainless steel improved.
  • FIG. 7 shows the effect of Cr equivalent and ZNi equivalent on the stress corrosion cracking resistance of Mo-containing austenitic stainless steel.
  • Cr equivalent The smaller the ZNi equivalent, the smaller the stress corrosion crack length and the higher the stress corrosion cracking resistance of the Mo-containing austenitic stainless steel.
  • FIG. 8 shows the effect of lamination on the stress corrosion cracking resistance of Mo-containing austenitic stainless steel. This shows the effect of the defect energy [the value calculated by the following equation (1)] (maximum crack length).
  • an alloy having a Cr content of 17% or more, desirably 20% or more, an N content of 0.01% or less, and a Si content of 0.1% or less, preferably 0.02% or less It was found that the occurrence of stress corrosion cracking significantly shifted to the longer life side.
  • test materials shown in Table 1 were processed into test pieces having the shape shown in FIG. These test pieces were subjected to a stress corrosion crack propagation test in an autoclave shown in Fig. 10 under the test conditions shown in Table 5.
  • the water quality is adjusted in the make-up water tank 30, and after degassing with N gas, the high-pressure metering pump (
  • High-pressure and high-pressure water is sent to the autoclave, which is the test vessel 35, through the preheater 34 by the make-up water pump 31 and part of the water is circulated.
  • a regenerative heat exchanger 32 for connecting the cooler 33 is provided in the preceding stage of the preheater 34.
  • a heater 36 is installed near the test container 35.
  • Fig. 11 shows a test to examine the effects of Zr addition, B addition, Hf addition, and grain boundary carbide precipitation treatment on the stress corrosion crack propagation rate of Mo-containing austenitic stainless steel.
  • the results for crops 12, 15, 19 and carbide precipitates are shown together with the conventional materials (316NG).
  • the stress corrosion crack propagation speed is lower than that of conventional materials, and the stress corrosion cracking resistance of Mo-containing austenitic stainless steel is lower. It turned out to be improved.
  • the austenitic stainless steel of the present invention has excellent resistance to stress corrosion cracking, which is difficult to sensitize, and even if stress corrosion cracking occurs, it is difficult for cracks to propagate through stress corrosion cracking. It is particularly suitable as a material for various piping and internal structures of operating nuclear reactors, and is of great industrial significance from the viewpoint of improving the safety and reliability of nuclear power plants.

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Abstract

　重量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：１１％～２６％、Ｃｒ：１７％～３０％、Ｍｏ：３％以下、Ｎ：０．０１％以下、を含有し、残部が実質的にＦｅ及び不可避不純物からなることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼、並びに、該オーステナイト系ステンレス鋼か らなる鋼片に、１０００°C～１１５０°Cで溶体化処理を施すオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法、並びに、これらオーステナイト系ステンレス鋼を適用した原子炉の配管及び炉内構造物。  

Description

明 細 書
オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法並びにそれを用いた構 造物
技術分野
[0001] 本発明は、耐応力腐食割れ性に優れた、オーステナイト系ステンレス鋼及びその製 造方法並びにそれを用いた構造に関する。
背景技術
[0002] Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼は、鋭敏化し難ぐ Moを含まないォ ーステナイト系ステンレス鋼に比べて高温高圧水下での耐応力腐食割れ性に優れて いることから、原子炉の配管ゃ炉内構造物の構成材料に多用されてきた。
し力しながら、近年、 Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼は、鋭敏化を生 じていなくても、グラインダー加工や、溶接熱歪により硬化した領域から応力腐食割 れを発生し、粒界応力腐食割れとして進展することが明らかとなった。このような事象 は従来検討されてこなかった新事象であり、対策として耐応力腐食割れ性に優れた
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、た。
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0003] 本発明者らは、上記問題点に鑑み、鋭敏化し難!ヽ、 Mo含有低炭素オーステナイ ト系ステンレス鋼の欠点である、グラインダー加工や溶接熱歪により硬化した領域か らの応力腐食割れ発生を生じ難くし、万が一応力腐食割れを発生しても応力腐食割 れ亀裂伝播し難くなるようにし、原子炉の配管ゃ炉内構造物の構成材料として長期 間使用できるオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法を開発すベぐ鋭意検
B、Jした。
[0004] 上記の目的を達成するために、多くの実験を試みた結果、従来、 Mo含有低炭素ォ ーステナイト系ステンレス鋼では、鋭敏化防止の観点力 C量を低下させて 、るが、 それにより降伏強さや引張強さなどの強度レベルが低下することから、所定の強度レ ベルを保持する為に Nを 0. 08-0. 15%程度添カ卩してきた。しかしながら、この Nは オーステナイト結晶母相に固溶している場合はオーステナイトの積層欠陥エネルギ 一を低下させ、加工硬化し易くなり、また、熱が加わると Cr窒化物を析出し、オーステ ナイト結晶母相中の Cr量を低下させ、耐食性を低下させることが考えられる。
課題を解決するための手段
[0005] そこで、本発明者らは、オーステナイトの積層欠陥エネルギーを高くすべく N量を、 さらにそれに加えて Si量を系統的に変化させた各種の Mo含有低炭素オーステナイ ト系ステンレス鋼を試作し、高温高圧水中で応力腐食割れ試験を行 1、比較検討した 。その結果、 N量が 0. 01%以下かつ Si量が 0. 1%以下ではオーステナイト母相は 加工硬化し 1 、冷間加工材の耐応力腐食割れ性が著しく向上することを見出した。
[0006] また、応力腐食割れ発生寿命を向上させるベぐまた、 N量、 Si量を低減したことに より降伏強さや引張強さなどの強度が不足することのないよう、 Cr含有量を増し、 C量 、 N量を低減したことによりオーステナイトの安定性が不足することのな 、ように Niを 増した Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼を試作し、高温高圧水中で応力 腐食割れ試験を行い比較検討した。その結果、耐応力腐食割れ性が著しく向上した
[0007] さらに、 Ca含有量及び Mg含有量をそれぞれ 0. 001%以下に抑えたり、 Zr、 B、 Hf の!、ずれか一を添カ卩した Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼、及び (Cr当 量) - (Ni当量)を- 5— + 7%に制御した Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス 鋼、ならびに結晶粒界に M23C6なるオーステナイト結晶母相と整合析出した Cr炭 化物を析出させた Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼では、高温高圧水で の粒界応力腐食割れ進展速度を著しく低減させることができることを見出した。なお、 Cr当量)— (Ni当量）を 5— + 7%に制御し、かつ Z又は Cr当量 ZNi当量を 0. 7— 1. 4に制御した Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼でも高温高圧水での粒 界応力腐食割れ進展速度を著しく低減させることができることを見出した。
さらに、下式（1)によって算出される積層欠陥エネルギー（SFE)：
SFE(mJ/m2)=25.7+6.2 X Ni+410 X C- 0.9 X Cr- 77 X N- 13 X Si- 1.2 X Mn · · · (1) が 100(mjZm2)以上である場合、又はこのような条件を満たしつつ、 Cr当量) -(Ni 当量）を 5— + 7%に制御し、かつ Z又は Cr当量 ZNi当量を 0. 7-1. 4に制御し た Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼で高温高圧水での粒界応力腐食割 れ進展速度をより著しく低減させることができることを見出した。
[0008] これらにより、 Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼の加工歪や溶接熱歪に よる硬化に起因した応力腐食割れ発生を防止し、万が一応力腐食割れが発生しても 亀裂が進展しにくい Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼を得ることができる ことを知見した。
本発明は、カゝかる見地より完成されたものである。
[0009] すなわち、本発明は、重量％で、 C:0.030%以下、 Si:0.1%以下好ましくは 0.
02%以下、 Mn:2.0%以下、 P:0.03%以下、 S:0.002%以下好ましくは 0.001 %以下、 Ni:ll%— 26%、 Cr:17%— 30%、 Mo: 3%以下、 N:0.01%以下、を 含有し、残部が実質的に Fe及び不可避不純物からなることを特徴とする耐応力腐食 割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。
[0010] また、本発明は、重量％で、 C:0.030%以下、 Si:0.1%以下好ましくは 0.02% 以下、 Mn:2.0%以下、 P:0.03%以下、 S:0.002%以下好ましくは 0.001%以 下、 Ni:ll%— 26%、 Cr:17%— 30%、 Mo: 3%以下、 N:0.01%以下、 Ca:0.0 01%以下、 Mg:0.001%以下、 0:0.004%以下好ましくは 0.001%以下を含有 し、残部が実質的に Fe及び不可避不純物からなることを特徴とする耐応力腐食割れ 性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。
[0011] また、本発明は、重量％で、 C:0.030%以下、 Si:0.1%以下好ましくは 0.02% 以下、 Mn:2.0%以下、 P:0.03%以下、 S:0.002%以下好ましくは 0.001%以 下、 Ni:ll%— 26%、 Cr:17%— 30%、 Mo: 3%以下、 N:0.01%以下、 Ca:0.0 01%以下、 Mg:0.001%以下、 0:0.004%以下好ましくは 0.001%以下を含有 し、さらに、 Zr, B又は Hfのいずれ力 1つ以上を 0.01%以下で含有し、残部が実質 的に Fe及び不可避不純物からなることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたォ ーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。
[0012] さらに、本発明は、上記いずれかの耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ス テンレス鋼において、
(Cr当量) (Ni当量)が- 5%— + 7%の範囲内になることを特徴とする耐応力腐 食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。 （Cr当量) - (Ni当量）は 0%が望ましい。
[0013] ここで Cr当量とは、例えば
Cr当量= [%Cr] + [%Mo] + l. 5x[%Si] +0. 5x[%Nb]、（何れも重量0 /。） 若しくは、
Cr当量 = [%Cr] + l. 37x[%Mo] + l. 5x[%Si] + 3x[%Ti] + 2x[%Nb]、（何 れも重量％)
などで与えられる。
また、 Ni当量とは、例えば
Ni当量 = [%Ni] + 30x[%C] + 30x[%N] +0. 5x[%Mn]、（何れも重量0 /。） 若しくは、
Ni当量 = [%Ni] + 22x[%C] + 14. 2x[%N] +0. 31x[%Mn] + [%Cu]、（何 れも重量％)
などで与えられる。
[0014] またさらに、本発明は、上記いずれかの耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト 系ステンレス鋼にお 、て、
Cr当量 ZNi当量を 0. 7-1. 4としたことを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた オーステナイト系ステンレス鋼を提供するものである。
[0015] またさらに、本発明は、上記いずれかの耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト 系ステンレス鋼において、下式（1)によって算出される積層欠陥エネルギー（SFE)： SFE(mJ/m2)=25.7+6.2 X Ni+410 X C— 0.9 X Cr-77 X N— 13 X Si— 1.2 X Mn · · · (1) 力 SlOO (mj/m2)以上であることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステ ナイト系ステンレス鋼を提供するものである。
[0016] カロえて、本発明は、上記 、ずれかのオーステナイト系ステンレス鋼力 なる鋼片（鋼 板、鍛鋼品又は鋼管）に、 1000°C— 1150°Cで溶体化処理を施すことを特徴とする ステンレス鋼の製造方法を提供するものである。そして、さらに、本発明は、上記いず れかのオーステナイト系ステンレス鋼力もなる鋼片 (鋼板、鍛鋼品又は鋼管）に、 100 0°C— 1150°Cで溶体化処理後、 10— 30%の冷間加工を施し、その後に 600°C— 8 00°Cで 1一 50時間の炭化物粒界析出熱処理を施すことを特徴とするオーステナイト 系ステンレス鋼の製造方法を提供するものである。
[0017] 上記いずれのオーステナイト系ステンレス鋼についても、例えば原子炉用の配管又 は炉内構造物のような原子炉部材用オーステナイト系ステンレス鋼として特に好適に 用いることができる。また、上記製造方法により得られたステンレス鋼も、原子炉部材 用オーステナイト系ステンレス鋼として原子炉用の配管又は炉内構造物の構成材料 として好適に用いることができる。
発明の効果
[0018] 以上説明したように、本発明の Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼は、鋭 敏化し難ぐ耐応力腐食割れ性に優れ、万が一応力腐食割れが発生しても応力腐 食割れ亀裂伝播し難ぐ原子炉構成部材の一部である原子炉の配管ゃ炉内構造物 に適用することによって、これら原子炉構成部材が長期間使用できる。
すなわち、本発明の Mo含有低炭素オーステナイト系ステンレス鋼では、 N量、 Si量 の適正化を図ることにより、応力腐食割れの原因となる加工歪や溶接熱影響歪による 硬化を抑制することができる。また、 Cr量、 Ni量の適正化を図り、 Cr当量、 Ni当量を 適正化することにより、応力腐食割れ発生寿命が向上する。さらに、結晶粒界を弱化 する Ca量、 Mg量などの適正化を図り、さらに結晶粒界を強化する Zr又は B又は Hf を添加し、又は結晶粒界に Cr炭化物を結晶母相と整合析出させて、粒界応力腐食 割れ伝播がし難くした。力！]えて、本発明の製造方法では、 1000°C— 1150°Cで溶体 化処理後、 10— 30%の冷間加工を施し、
その後に 600°C— 800°Cで 1一 50時間の析出処理を施すことにより、結晶粒界に Cr 炭化物を結晶母相と整合析出させることができる。
以下、本発明を実施の形態によって詳細に説明するが、本発明はこれらの実施の 形態によって何ら限定されるものではない。
図面の簡単な説明
[0019] [図 1]実施例において作成した短冊状の試験片を (a)に示す。（a)表面をエメリーぺ ーパで研磨後、（b)に示す治具に取り付け、応力腐食割れ試験に供試した。
[図 2]実施例で用いた応力腐食割れ試験用循環式オートクレープのシステムの構成 を示す図である。
[図 3]Cr量に対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、最大き裂長さをプロッ トした図である。
[図 4]Si量に対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、最大き裂長さをプロット した図である。
[図 5]N量に対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、（最大き裂長さをプロッ トした図である。
[図 6] (Cr当量) -(Ni当量）に対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、最大 き裂長さをプロットした図である。
[図 7]Cr当量 ZNi当量に対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、最大亀裂 長さをプロットした図である。
[図 8]積層欠陥エネルギーに対する応力腐食割れ長さをプロットした図であり、最大き 裂長さをプロットした図である。
[図 9]実施例で用いた応力腐食割れ亀裂伝播試験用 CT試験片形状を示す図である
[図 10]実施例で用いた応力腐食割れ亀裂伝播試験用循環式オートクレープのシス テムの構成を示す図である。
[図 ll]Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の応力腐食割れ亀裂伝播速度に及ぼ す Zr添加、 B添加、 Hf添加、粒界炭化物析出処理の影響を示すグラフである。
[図 12] (a)沸騰水型原子炉及び (b)加圧水型原子炉の要部説明図である。
[図 13]図 12で示す原子炉の内部構成を示す縦断面図である。
発明を実施するための最良の形態
本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、 C、 Si、 Mn、 P、 S、 Ni、 Cr、 Mo、 N、の 含有量が重量％で規定されており、残部が実質的に Fe及び不可避不純物力 なる ものである。
以下、合金中の各元素の役割について説明する。
Cはオーステナイト系ステンレス鋼において、所定の強度を得る為に、またオーステ ナイトを安定化させる為に不可欠の元素である力 400°C— 900°Cで加熱されたり、 この温度域を徐冷すると Cr炭化物を結晶粒界に析出し、その析出物の周辺では Cr 欠乏層を生じて、粒界が腐食に敏感となる鋭敏化を生じることが良く知られており、こ の鋭敏化を抑制する為に C量を 0. 03%以下にすることが一般的に成されている。
[0021] C量を 0. 03%以下にすると、強度が不足し、またオーステナイトの安定性が不足す ることから、従来は Cと同様にオーステナイト系ステンレス鋼の強度を得、オーステナ イトを安定ィ匕させる為に重要な元素である Nを添加して強度を確保し、オーステナイト を安定化させることが成されてきた。しかし、発明者らは N量を増すと加工歪や熱歪 が加わった際に硬化し易くなり、また熱影響を受けると Cr窒化物を析出し、結晶母相 中の Cr含有量が低下し、かえって応力腐食割れを生じやすくなることに着目した。そ して従来の常識を破り、本発明では、 N量を低減することにし、工業的に安定して下 げられるレベルまで低減することが望ましいと考え、 N量は 0. 01%以下とした。
オーステナイト系ステンレス鋼の製造過程にぉ 、て、 Siは脱酸材として重要な役割 を果たしており、通常 0. 5%程度含まれている。しかし、この 0. 5%程度の Si量が、 加工歪や熱歪が加わった際に硬化し易くすることに発明者らは着目し、本発明では 、 Si量も工業的に安定して低減できる範囲で極力低減することが望ましいと考え、 0. 1%以下好ましくは 0. 02%以下とした。
[0022] Cr、 Moはオーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を保持する上で極めて重要な元 素として知られている力 Cr、 Moはフェライト生成元素であり、 Cr、 Mo量をあまり高く すると、オーステナイトの安定性が悪くなり、また、オーステナイト系ステンレス鋼の延 性を低くし、加工性を劣化させることが知られている。そこで従来は Cr、 Mo量は極度 に高くしないようにされてきている。これに対して本発明者らは、耐応力腐食割れ性 向上の為に C、 N、 Si量を極力低くした力 これにより同時にオーステナイト系ステン レス鋼の延性を増すこともでき、 Cr、 Mo量を増し、 C、 N量を極力低くすることでォー ステナイトの安定性が悪くなる問題に対しては、 Ni、 Mn量を増してオーステナイトの 安定性を保持することに成功した。
また、前記した C、 N量を極力低減することによって所定の強度レベルが不足する 問題に対しては、この C、 N、 Si、 Ni、 Cr、 Mo、 Mn量のバランスを測ることにより解決 した。 [0023] オーステナイト系ステンレス鋼の製鋼プロセスで、脱硫の為に CaFや CaOや金属 C aを一般には用いる力 その時の Caが鋼中に残存する。この Caは時折、結晶粒界に 偏析することが知られており、耐粒界腐食性を低下させることが心配される。そこで、 本発明では厳選した原材料を用いて、オーステナイト系ステンレス鋼の製鋼プロセス で、脱硫の為に CaFや CaOや金属 Caを極力用いないようにし、 Caが結晶粒界に偏 析することを防止することが好まし 、。
また、ごく稀ではあるが、 Mgは熱間加工性を向上させるために、オーステナイト系 ステンレス鋼に添加することがある。しかし、この Mgも結晶粒界に偏析することが知ら れており、耐粒界腐食性を低下させることが心配される。そこで、本発明では、この M gも厳選した原材料を用いて、極力混入しないように少なくし、耐粒界腐食性を低下さ せないことが好ましい。
Zrや Bや Hfは結晶粒界に偏析する元素としてよく知られており、その偏析により、 従来粒界腐食されやすくなるとして、また B、 Hfは中性子照射を受けると核変換を生 じたり、中性子吸収断面積大きいなどの理由から、原子力用の耐食オーステナイト系 ステンレス鋼では用いてはいけない元素とされてきた。しかし本発明では、 C、 N、 Si 量を極力低減したオーステナイト系ステンレス鋼とすることにより、 Zrや Bや Hfを 0. 0 1%以下の少量を添加してもオーステナイト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性を低下さ せることなぐ高温高圧水中での応力腐食割れ亀裂伝播速度を大幅に低減させるこ とがでさる。
[0024] オーステナイト系ステンレス鋼は一般には、鋭敏化を避けて溶体ィ匕処理のままで用 いられる。しかし、本発明者らはオーステナイト系ステンレス鋼の結晶粒界に結晶母 相と整合析出した Cr炭化物を析出させると、高温高圧水中での応力腐食割れ伝播 速度を大幅に低減させることができることを知見した。よって本発明の製造方法では 、この結晶母相と整合析出した Cr炭化物を積極的に析出させる為に、溶体化処理後 10— 30%の冷間加工を施した後に 600— 800°Cで 1一 50時間の Cr炭化物析出処 理を施すことが好ましい。
[0025] 上記オーステナイト系ステンレス鋼については、例えば原子炉用の配管又は炉内 構造材として特に好適に用いることができる。また、上記製造方法により得られたステ ンレス鋼も、原子炉用の配管又は炉内構造物の構成材料として好適に用いることが できる。以下、具体的な態様について図面を用いて説明する。
図 12 (a) (b)は、それぞれ沸騰水型原子炉及び加圧水型原子炉の要部説明図で あり、図 13 (a) (b)は、図 12で示すそれぞれの原子炉の内部構造を示す縦断面図で ある。
[0026] 図 13において、原子炉圧力容器 40内には核反応を生じるための燃料集合体 (燃 料棒) 41が炉心シュラウド 42の内側に設置され、燃料集合体 41の下部もしくは上部 には制御棒案内管又は制御棒駆動機構 44等が設置されている。そして、これらの機 器は炉心支持板 45及び燃料支持金具等により固定されている。さらに、燃料集合体 41の最上部は上部支持板 47により固定されて 、る。
[0027] 図 12、図 13の (a)に示す沸騰水型原子炉では、炉心上部に燃料集合体 41で沸騰 して発生した気液二相流から蒸気のみを取り出すために、気水分離器 48、さらに、そ の上部には蒸気乾燥器 49が設置されており、また、主蒸気 給水系統とは別にジェ ットポンプ 50と再循環ポンプ 51とを組合せた外部再循環回路 52を構成している。 また、図 12、図 13の (b)に示す加圧水型原子炉では、燃料集合体 41で高温となつ た熱水は、高温側配管 53にて蒸気発生器 54へ供給され、蒸気発生器 54にて熱交 換され低温となって一次冷却材ポンプ 55を介して低温側配管 56にて原子炉圧力容 器 40内へ戻される構成となっている。また、低温側配管 56と高温側配管 53は、開閉 弁 58を有するバイノ ス配管 59を介して接続されて 、る。
[0028] 前述した原子炉の各系統や循環回路等を構成する各種配管及びポンプ等の構成 部材、あるいは炉心シュラウド 42、炉心支持板 45、燃料支持金具、上部支持板 47等 の炉内構造物を本発明のオーステナイト系ステンレス鋼によって作製することによつ て、高温高圧水環境下においても、応力腐食割れが発生し難ぐ長時間使用できる こととなる。また、万が一応力腐食割れが発生したとしても応力腐食割れ亀裂伝搬が し難いので、原子力プラントの安全性と信頼性向上に顕著な効果が得られる。
以下、本発明を実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はこれら実施例によ つて何ら制限されるものでな 、。
実施例 表 1に、従来の SUS 316し (比較材 1)、原子力用材料として広く使われている 31 6NG (比較材 2)、並びに、本発明の化学成分 (含有量は何れも重量％)を有する試 作材 1 の組成を示す。
表 2に、表 1に示した各試作材の加工'熱処理条件を示す。
[表
Figure imgf000012_0002
Figure imgf000012_0003
Figure imgf000012_0004
Figure imgf000012_0001
差替え用紙 （規則 表 2加工'熱処理条件
熱間加工 溶体化処理 冷間加工 析出処理
条件 1 950^〜1250でで加工率 1000X〜 1150^で 30分/
20%以上 25mm以上保持後水冷
条件 2 950 〜1250でで加工率 1000で〜 1150 で 30分/ 室温〜 250でで 10〜30% 600 〜 800 で 1〜50時
20%以上 25mm以上保持後水冷 の加工 間の熱処理後空冷
〔〕^ [0032] 表 1に示した試作材 1一 28について、 2mm厚さ X 20mm巾 X 50mm長さの短冊 状試験片を加工し、 JIS G0575の「ステンレス鋼の硫酸'硫酸銅腐食試験方法」に 基づき連続 16時間の沸騰試験を行い、曲げ半径 lmmで曲げ試験を行い割れの有 無を調べた。その結果を表 3に示す。
[0033] [表 3]
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作材から図 1に示す形状の試験片に加工した。これらの試験片を図 2に示すオートクレープ中で表 4に示す試験条件で、 3, 000時間の応力腐食割れ発 生試験を行った。図 2に示す応力腐食割れ試験用循環式オートクレープでは、補給 水タンク 11で水質を調整し、 Nガスで脱気後、高圧定量ポンプ 12により予熱器 15を
2
通じて試験容器 19であるオートクレープに高温高圧水を送り、一部を循環させる。予 熱器 15の前段では、冷却器 16を接続する再生熱交 14が設けられている。試験 容器 19は電気炉 18に覆われて 、る。
図 3— 8に、各成分元素（Cr, Si, N)の量、（Cr当量) (Ni当量）、 Cr当量 ZNi当 量又は積層欠陥エネルギーに対して、最大き裂長さをプロットした結果の概略を示す
[0035] 図 3は、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼす Cr量 の影響を示す。 Cr量が増すにつれ、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力 腐食割れ性は向上した。
[0036] 図 4は、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼす Si量 の影響を示す。 Si量を低減すればするほど、応力腐食割れ長さは小さくなり、 Mo含 有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は向上した。
[0037] 図 5は、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼす N量 の影響を示す。 N量が減少すればするほど、応力腐食割れ長さは小さくなり、 Mo含 有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は向上した。
[0038] 図 6は、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼす (Cr 当量) -(Ni当量)の影響を示す。（Cr当量) -(Ni当量)が増すにつれ、応力腐食割 れ長さは小さくなり、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は 向上した。但し、特定の値で飽和し、それ以上増大するとまた耐応力腐食割れ性が 低下した。
[0039] 図 7は、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼす Cr当 量 ZNi当量の影響を示す。 Cr当量 ZNi当量が減少すればするほど、応力腐食割 れ長さは小さくなり、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は 向上した。
[0040] 図 8は、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性に及ぼす積層 欠陥エネルギー [下式 ( 1)で計算した値]の影響を示す (最大き裂長さ)。
SFE(mJ/m2)=25.7+6.2 X Ni+410 X C- 0.9 X Cr-77 X N- 13 X Si- 1.2 X Mn · · · (1) 積層欠陥エネルギーが増すにつれ、応力腐食割れ長さは小さくなり、 Mo含有ォー ステナイト系ステンレス鋼の耐応力腐食割れ性は向上した。特に、積層欠陥エネルギ 一が 100 (mj/m2)以上である場合には、特に優れた特性を備えることが了解された
[表 4] 表 4 試験条件
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[0042] 本発明に従い、 Cr量としては 17%以上望ましくは 20%以上、 N量は 0. 01%以下 、 Si量は 0. 1%以下好ましくは 0. 02%以下の合金であれば、応力腐食割れ発生が 大幅に長寿命側に移ることが判明した。
[0043] さらに表 1に示した試作材から、図 9に示す形状の試験片に加工した。これらの試 験片を図 10に示すオートクレープ中で表 5に示す試験条件にて、応力腐食割れ亀 裂伝播試験を実施した。図 10に示す応力腐食割れ亀裂伝播試験用循環式オートク レーブでは、補給水タンク 30で水質を調整し、 Nガスで脱気後、高圧定量ポンプ（
2
補給水ポンプ） 31により予熱器 34を通じて試験容器 35であるオートクレーブに高温 高圧水を送り、一部を循環させる。予熱器 34の前段では、冷却器 33を接続する再生 熱交^^ 32が設けられている。試験容器 35近傍には、ヒーター 36が設置されてい る。
図 11には、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の応力腐食割れ亀裂伝播速度 に及ぼす Zr添加、 B添加、 Hf添加、粒界炭化物析出処理の影響を調べるため、試 作材 12、 15、 19及び炭化物析出材の結果を従来材（316NG)とともに示す。 Zr添 カロ、 B添加、 Hf添加、粒界炭化物析出処理などを施すと、従来材に比べて、応力腐 食割れ亀裂伝播速度は小さくなり、 Mo含有オーステナイト系ステンレス鋼の耐応力 腐食割れ性は向上したことが判明した。
[0044] [表 5]
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産業上の利用可能性
[0045] 本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、鋭敏化し難ぐ耐応力腐食割れ性に優 れ、万が一応力腐食割れが発生しても応力腐食割れ亀裂伝播し難いので、高温高 圧水環境下で稼動する原子炉の各種配管ゃ炉内構造物の構成材料として特に好 適であり、原子力プラントの安全性と信頼性向上の観点から、産業上の意義は極め て大きい。

Claims

請求の範囲
重量％で、 C:0.030%以下、
Si:0. 1%以下、
Mn:2.0%以下、
P:0.03%以下、
S:0.002%以下、
Ni:ll%— 26%、
Cr:17%— 30%、
Mo :3%以下、及び
N:0.01%以下
を含有し、残部が実質的に Fe及び不可避不純物力もなることを特徴とする耐応力腐 食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
重量％で、 C:0.030%以下、
Si:0.1%以下、
Mn:2.0%以下、
P:0.03%以下、
S:0.002%以下、
Ni:ll%— 26%、
Cr:17%— 30%、
Mo :3%以下、
N:0.01%以下、
Ca:0.001%以下、
Mg:0.001%以下、及び
0:0.004%以下
を含有し、残部が実質的に Fe及び不可避不純物力 なることを特徴とする耐応力腐 食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
重量％で、 C:0.030%以下、
Si:0.1%以下、 Mn: 2. 0%以下、
P : 0. 03%以下、
S : 0. 002%以下、
Ni: l l%— 26%、
Cr: 17%— 30%、
Mo : 3%以下、
N: 0. 01%以下、
Ca: 0. 001%以下、
Mg : 0. 001%以下、 0 : 0. 004%以下、及び
Zr, B又は Hfのいずれか 1つ以上を 0. 01%以下
を含有し、残部が実質的に Fe及び不可避不純物力 なることを特徴とする耐応力腐 食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
[4] 請求項 1一 3の 、ずれか 1項に記載の耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト 系ステンレス鋼にお 、て、
(Cr当量) (Ni当量)が- 5%— + 7%の範囲内になることを特徴とする耐応力腐 食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼。
[5] 請求項 1一 4の 、ずれか 1項に記載の耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト 系ステンレス鋼にお 、て、
Cr当量 ZNi当量を 0. 7-1. 4としたことを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れた オーステナイト系ステンレスま岡。
[6] 請求項 1一 5の 、ずれか 1項に記載の耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト 系ステンレス鋼において、下式（1)によって算出される積層欠陥エネルギー（SFE)：
SFE(mJ/m2)=25.7+6.2 X Ni+410 X C- 0.9 X Cr- 77 X N- 13 X Si- 1.2 X Mn · · · (1) 力 (mj/m2)以上であることを特徴とする耐応力腐食割れ性に優れたオーステ ナイト系ステンレス鋼。
[7] 請求項 1一 6のいずれか 1項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼力もなる鋼片を 、 1000°C— 1150°Cで溶体ィ匕処理を施すことを特徴とするステンレス鋼の製造方法 [8] 請求項 1一 6のいずれか 1項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼力もなる鋼片に 、 1000°C— 1150°Cで溶体化処理後、 10— 30%の冷間加工を施し、その後に 600 °C一 800°Cで 1一 50時間の炭化物粒界析出熱処理を施すことを特徴とするステンレ ス鋼の製造方法。
[9] 請求項 1一 6のいずれか 1項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼力もなることを 特徴とする原子炉内構造物。
[10] 請求項 1一 6のいずれか 1項に記載のオーステナイト系ステンレス鋼力 なることを 特徴とする原子炉用配管。
[11] 請求項 7又は 8に記載の製造方法により得られたステンレス鋼力 なることを特徴と する原子炉内構造物。
[12] 請求項 7又は 8に記載の製造方法により得られたステンレス鋼力 なることを特徴と する原子炉用配管。
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