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WO2010071146A1 - オーステナイト系溶接材料ならびにそれを用いた応力腐食割れ予防保全方法および粒界腐食予防保全方法 - Google Patents

オーステナイト系溶接材料ならびにそれを用いた応力腐食割れ予防保全方法および粒界腐食予防保全方法 Download PDF

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WO2010071146A1
WO2010071146A1 PCT/JP2009/070965 JP2009070965W WO2010071146A1 WO 2010071146 A1 WO2010071146 A1 WO 2010071146A1 JP 2009070965 W JP2009070965 W JP 2009070965W WO 2010071146 A1 WO2010071146 A1 WO 2010071146A1
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WO
WIPO (PCT)
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welding
less
stainless steel
weld
welding material
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2009/070965
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
清 木内
郁夫 井岡
加藤　千明
信俊 丸山
一郎 塚谷
誠 田邊
中山　準平
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.)
Kobe Steel Ltd
Kobelco Research Institute Inc
Japan Atomic Energy Agency
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
Kobelco Research Institute Inc
Japan Atomic Energy Agency
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to RU2011129636/02A priority patent/RU2488471C2/ru
Priority to EP09833449.3A priority patent/EP2422919B1/en
Priority to US13/140,674 priority patent/US8322592B2/en
Priority to KR1020117016457A priority patent/KR101305778B1/ko
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16J—PISTONS; CYLINDERS; SEALINGS
    • F16J12/00—Pressure vessels in general
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2251/00—Treating composite or clad material
    • C21D2251/04—Welded or brazed overlays

Definitions

  • the present invention relates to an austenitic welding material, a stress corrosion cracking preventive maintenance method and a grain boundary corrosion preventive maintenance method using the same.
  • austenitic stainless steel equipment in nuclear power plants and the like welding materials suitable for welding pipes, etc.
  • a method for preventive maintenance of stress corrosion cracks in the equipment, pipes and the like using this welding material and this welding
  • the present invention relates to a method for preventing and maintaining intergranular corrosion of the devices, piping, etc. using materials.
  • austenitic stainless steels such as SUS316L steel, SUS304 steel, and SUS347 steel are used as structural materials such as reactor pressure vessels and in-reactor structures and piping. . These structural materials are joined by welding, and intergranular corrosion or stress corrosion cracking may occur in the heat affected zone near the weld. It is known that stress corrosion cracking is a phenomenon that occurs when environment, stress, and material sensitization overlap.
  • sensitization of austenitic stainless steel means that when the stainless steel is heated at 450 to 800 ° C. for a long time, solute carbon precipitates as chromium carbides at the grain boundaries, and near the grain boundaries. This refers to a phenomenon in which a region lacking solute chromium is formed, and as a result, the corrosion resistance of the steel material is lowered.
  • the welded austenitic stainless steel material is sensitized at the weld heat affected zone from the weld toe to the base metal by heat input of welding.
  • the water cooling method that reduces the sensitization on the pipe inner surface by cooling the inner surface of the pipe with water during welding and reduces the welding residual stress to the compression side
  • there is a method of preventing stress corrosion cracking by cooling the tube inner surface while induction heating the outer surface of the tube to make the residual stress on the tube inner surface a compression side see, for example, Patent Document 8.
  • Patent Document 8 since the residual stress on the outer surface of the tube is on the tension side, there is a problem that stress corrosion cracking from the outer surface side cannot be prevented in the reactor internal pipe that also contacts the cooling water on the outer surface.
  • Patent Document 10 there is a method of simultaneously preventing stress corrosion cracking on the inner surface of the tube and the outer surface of the tube (Patent Document 10) as a countermeasure for the tube that has already been welded.
  • a laser irradiation apparatus that forms a rapidly solidified structure on the surface of the processing target member and performs rapid solidification processing that reduces the residual stress on the outer surface or a solution heat treatment that reduces the residual stress on the outer surface together with the surface of the processing target member
  • This is a method for preventive maintenance using
  • this method there are cases where the residual stress on the outer surface of the welded portion cannot be sufficiently converted to the compression side due to changes in the laser irradiation output irradiated by the laser irradiation apparatus and the moving speed of the laser beam.
  • a new sensitization region may be generated by the laser irradiation.
  • this method is applied to a reactor internal pipe, helium (He) generated by a nuclear reaction is accumulated in the pipe when the pipe is subjected to high neutron irradiation during the operation of the reactor. And when big heat is applied to the welding part of piping, we are anxious about the crack by He occurring.
  • He helium
  • Patent Document 6 when stainless steel pipes are butt-welded, a molten and solidified layer is formed by melting or solidifying in a range of depth of 0.1 mm to 1.0 mm from the inner surface or outer surface of the base material. A method for preventing stress corrosion cracking is described. However, since this molten and solidified layer has the same chemical composition as that of the base material, the welded member is essentially inferior in stress corrosion cracking even after this method is applied.
  • the conventional stress corrosion cracking prevention and repair methods are based on welding with a commercially available welding material in order to prevent the welded joint itself from being damaged, or the final layer of the welded joint is a commercially available stress corrosion cracking resistant alloy.
  • a welded joint that includes a non-welded base metal that has been coated with, or that has been heat-affected by the welded joint itself, or that has been clad with a commercially available cladding alloy, or where the cladding region or cracks or other defects have been removed. It is only a method in which a part is re-welded with a commercially available welding alloy.
  • the newly welded welding material itself is used during the long-term operation of the plant, particularly in the region of high electrochemical potential or in the region irradiated with high neutron flux, among the welded joint and its vicinity,
  • a weld edge bead in which a commercial weld material is diluted with a substrate composition does not have sufficient stress corrosion cracking resistance to prevent cracking. Therefore, the conventional stress corrosion cracking prevention method and repair method have a problem that stress corrosion cracking recurs.
  • JP 61-177325 A Japanese Patent Laid-Open No. 9-29429 Japanese Patent Publication No.59-21711 JP 2000-312969 A JP 2001-138048 A Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-254776 JP 2001-124888 A JP-A-2-258190 Japanese Patent Laid-Open No. 5-77082 JP-A-8-5773
  • the present invention has been made in view of the above problems, and is a welding material that suppresses the occurrence and development of stress corrosion cracks in welded joints between austenitic stainless steel materials such as equipment and piping in nuclear power plants and the like.
  • Another object of the present invention is to provide a method for preventing and maintaining stress corrosion cracking on the above-mentioned devices, piping, and the like using this welding material.
  • One aspect of the present invention is: C: 0.01 wt% or less, Si: 0.5 wt% or less, Mn: 0.5 wt% or less, P: 0.005 wt% or less, S: 0.005 wt% or less, Ni: 15
  • An austenitic welding material containing Fe and unavoidable impurities wherein the welding material contains up to 40 wt%, Cr: 20 to 30 wt%, N: 0.01 wt% or less, O: 0.01 wt% or less
  • B contained in the inevitable impurities is 3 wtppm or less, and the total content of the C, P, S, N and O in the welding material is 0.02 wt% or less.
  • Another aspect of the present invention is a stress corrosion cracking preventive maintenance method for a structure formed by welding an austenitic stainless steel material, and overlay welding the above-mentioned welding material on the surface of a weld heat affected zone of the structure.
  • This is a stress corrosion cracking preventive maintenance method having a build-up welding step for forming a build-up weld.
  • Another aspect of the present invention is a stress corrosion cracking preventive maintenance method for a structure in which at least a first austenitic stainless steel material and a second austenitic stainless steel material are welded together, and measures in the structure Separating the second austenitic stainless steel material to be replaced from the first austenitic stainless steel material and removing it from the structure, a groove surface of the countermeasure material, and the first austenitic stainless steel material A step of overlay welding the above-mentioned welding material to the groove surface, a groove surface weld-welded of the countermeasure material, and a groove surface weld-welded of the first austenitic stainless steel material And a step of welding and joining to each other.
  • Another aspect of the present invention is an intergranular corrosion preventive maintenance method for an austenitic stainless steel structure that can be contacted by a corrosive fluid, the surface of the structure being in contact with the corrosive fluid,
  • An intergranular corrosion preventive maintenance method comprising a step of forming a build-up weld by welding the above-mentioned welding material so as to prevent contact with the corrosive fluid.
  • the present inventors first examined the influence of the boron (B) content added to the welding material (austenitic stainless steel) on the stress corrosion cracking resistance and intergranular corrosion resistance. did.
  • the solid solubility limit of B in the austenitic stainless steel is estimated to be about 10 ppm, but even when the B content does not reach the solid solubility limit, significant improvement in grain boundary damage is achieved. It was found that B does not cause intergranular corrosion by forming a boride, but that B dissolved in the crystal grain boundary promotes intergranular corrosion.
  • the present inventors also conducted stress corrosion cracking of welds that were subjected to multilayer prime welding in a high-temperature and high-pressure water environment subjected to neutron irradiation and in a boiling heat transfer surface corrosion environment of a high-concentration nitric acid solution containing highly oxidizing ions. And the factors of intergranular corrosion were investigated.
  • the heat-affected zone welding heat-affected zone of the base metal
  • heating such as rear bead welding is also performed in the overlay welding zone.
  • Cr-based carbides precipitate at the grain boundaries and become sensitive to stress corrosion cracking and intergranular corrosion, as with the base metal.
  • C 0.01 wt% or less
  • Si 0.5 wt% or less
  • Mn 0.5 wt% or less
  • P 0.005 wt% or less
  • S 0.005 wt% or less
  • Ni 15 to 40 wt%
  • Cr 20-30 wt%
  • N 0.01 wt% or less
  • O 0.01 wt% or less
  • B contained as unavoidable impurities is 3 wtppm or less
  • the existing austenitic welding material was used as the welding material for butt welding, and the existing welding material was used.
  • the contact material it was found that remarkably improved stress corrosion cracking resistance and intergranular corrosion resistance of the weld joint. Based on this knowledge, the present invention has been completed.
  • An austenitic welding material includes: C: 0.01 wt% or less; Si: 0.5 wt% or less; Mn: 0.5 wt% or less; P: 0.005 wt% or less; 005 wt% or less, Ni: 15 to 40 wt%, Cr: 20 to 30 wt%, N: 0.01 wt% or less, O: 0.01 wt% or less, and the balance consisting of Fe and inevitable impurities, the welding material B contained as an unavoidable impurity is 3 wtppm or less, and the total content of C, P, S, N and O in the welding material is 0.02 wt% or less.
  • the metal structure of the welding material of the present embodiment mainly consists of an austenite structure at normal temperature and normal pressure (25 ° C., 1 atm).
  • Austenitic welding materials with low impurity elements such as B and C (ie, highly purified) have a narrower liquid-solid phase temperature range than austenitic welding materials with high impurity elements.
  • the thermal diffusion to the part is small. For this reason, when it welds using the welding material of this embodiment, the temperature rise of a base material can be restrained small, As a result, a welding heat affected zone, ie, a sensitization area
  • the solidification of the welded portion is completed at an early stage, so that the thermal contraction of the welded portion with respect to the base material portion is large, and the welded portion is in a compressive residual stress state. Thereby, the stress corrosion cracking resistance can be further improved.
  • the metal structure of the welding material of this embodiment consists only of an austenite structure.
  • Carbon (C) is an element that precipitates Cr-based carbides at grain boundaries when heated. By this precipitation, a Cr-deficient region is generated in the vicinity of the carbide, and the nitric acid corrosion resistance and the stress corrosion cracking resistance at the grain boundaries are lowered. Therefore, it is desirable that the C content in the welding material is as low as possible. In consideration of industrial practicality such as a dissolution method, the C content is 0.01 wt% or less.
  • Si 0.5 wt% or less
  • Si is an element that improves the nitric acid resistance of the welding material when added to the welding material within a range of several wt%.
  • the Si content in the welding material be as low as possible.
  • a certain amount of Si is effective as an oxygen enrichment inhibitor for the molten metal pool. Therefore, the Si content is 0.5 wt% or less.
  • Mn 0.5 wt% or less
  • Manganese (Mn) is an element that increases the stability of the austenite phase and prevents the formation of ⁇ -ferrite that is harmful to corrosion resistance and the processing-induced transformation.
  • Mn content in the welding material exceeds 0.5 wt%, the effect of preventing the formation of Mn ⁇ -ferrite and the processing-induced transformation is saturated.
  • a large amount of Mn dissolved in the austenite phase promotes corrosion. Therefore, the Mn content is 0.5 wt% or less.
  • Phosphorus (P) is known as an element that segregates at grain boundaries.
  • P content in the welding material is increased, the stress corrosion cracking resistance and the intergranular corrosion resistance at the grain boundaries are lowered. For this reason, it is desirable that the P content is as low as possible.
  • P content is 0.005 wt% or less.
  • S 0.005 wt% or less
  • Sulfur (S) is an element that forms sulfides in the welding material. Increasing the S content in the welding material promotes the formation of sulfides. As a result, the stress corrosion cracking resistance, intergranular corrosion resistance, and pitting corrosion resistance of the welding material are reduced by selective corrosion based on sulfide. For this reason, it is desirable that the S content be as low as possible. S content is 0.005 wt% or less.
  • Nickel (Ni) is an element necessary for stabilizing the austenite structure of the welding material and suppressing stress corrosion cracking and intergranular corrosion.
  • Ni content in the welding material is less than 15 wt%, the welding material cannot secure a sufficient austenite structure in the metal structure to suppress stress corrosion cracking and intergranular corrosion, Furthermore, it cannot obtain swelling resistance under neutron irradiation environment.
  • the Ni content exceeds 40 wt%, the raw material cost of the welding material increases. Therefore, the Ni content is 15 to 40 wt%.
  • Chromium (Cr) is an element necessary for forming a passive film on the surface of the welding material to ensure corrosion resistance.
  • the Cr content in the welding material may be about 16 wt% as in SUS304 and SUS316 stainless steel, which are typical JIS standard stainless steels.
  • SUS304 and SUS316 stainless steel which are typical JIS standard stainless steels.
  • the Cr content needs to be at least 20 wt%.
  • the Cr content exceeds 30 wt%, a Cr-rich embrittlement phase precipitates in the welding material.
  • the Cr content is 20 to 30 wt%.
  • N 0.01 wt% or less
  • O 0.01 wt% or less
  • Nitrogen (N) and oxygen (O) are both elements that reduce stress corrosion cracking resistance and intergranular corrosion resistance. Therefore, it is desirable that the N content and the O content in the welding material be as low as possible. Both the N content and the O content are 0.01 wt% or less.
  • B 3 wtppm or less Boron (B) in the welding material is basically an impurity element and segregates at the grain boundaries to reduce the stress corrosion cracking resistance and intergranular corrosion resistance. For this reason, it is desirable that the B content in the welding material is as low as possible.
  • the B content in the welding material is one of the most important factors affecting the intergranular corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance of the welding material of the present embodiment.
  • the inventors have been able to find out the effect of an extremely small amount of B as in the present invention, largely due to the development of analytical equipment / technology and steelmaking technology.
  • the limit of detection was about 2 wtppm, but the B content of 1 wtppm or less can be accurately analyzed by the GD-MS analysis method.
  • the relationship with interfacial corrosion and stress corrosion cracking became clear.
  • the conventional analysis technique could not discriminate a B content of 0.0003 wt% or less.
  • the present inventors have clarified the relationship between the lower B content and the corrosion resistance by making full use of recent analysis techniques. As a result, when the B content is 0.0003 wt% or less, stress corrosion cracking and grains It was found that the field corrosion can be sufficiently suppressed.
  • the B content is 3 wtppm (0.0003 wt%) or less, more preferably 1.5 wtppm or less.
  • C + P + S + O + N 0.02 wt% or less. Even if each content of impurity elements C, P, S, O and N is individually limited as described above, the total content of these elements exceeds 0.02 wt% And the welding material does not show good stress corrosion cracking resistance and intergranular corrosion resistance. The effects of these elements on the grain boundaries (effects on stress corrosion cracking resistance and intergranular corrosion resistance) and the forms in which precipitates are generated are different. It is impossible to distinguish the existence state of elements individually. However, it is speculated that there is no doubt that the impurity elements segregated and dissolved in the grain boundaries will have an adverse effect. For this reason, it is desirable that the total of these contents is as small as possible. The total content of C, P, S, N and O in the welding material is 0.02 wt% or less.
  • the Ti content is such that all of C, P, S, N, and O in the welding material are Ti-based carbides, phosphides, sulfides, nitrides such as TiC, FeTiP, TiS, TiN, TiO 2 by welding. It is preferable that it is more than the quantity required in order to precipitate in a weld metal as a thing, an oxide, and another compound.
  • Ti content is Ti equivalent of C (content of titanium stoichiometrically equal to carbon contained in the welding material), Ti equivalent of P, Ti equivalent of S, Ti equivalent of N And the total of Ti equivalents of O and O are preferred. That is, it is preferable that the following formula (1) is satisfied.
  • the Ti content is more preferably 0.05 wt% or more.
  • the Ti content is preferably 0.3 wt% or less.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a stress corrosion cracking preventive maintenance method according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a stress corrosion cracking preventive maintenance method according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. Sectional drawing of the welded joint test material which shows typically the build-up welding part 1 formed by carrying out the build-up welding of the welding material of the said embodiment to the welding junction P of the side (furnace water side) which contact
  • a sensitized part is formed at the weld heat affected zone 5 on both sides of the weld metal 4, and stress corrosion cracking may occur during service of the pipe.
  • the build-up weld 1 is formed by overlay welding the welding material of the above embodiment on the surface of the reactor water. Since the build-up weld 1 covers the entire weld joint P including the weld heat affected zone 5, it is possible to effectively prevent the occurrence of stress corrosion cracking in the pipe and its progress.
  • the stress corrosion cracking preventive maintenance method of the present embodiment it is possible to effectively prevent the occurrence and development of stress corrosion cracks and the like in the weld joint P of the pipe used in the nuclear reactor plant.
  • FIG. 2 is a view for explaining a stress corrosion cracking preventive maintenance method according to another embodiment of the present invention, and is a cross-sectional view schematically showing pipes 21 and 31 welded with the welding material of the above embodiment. It is.
  • FIG. 2 (a) shows an example of intergranular corrosion or intergranular stress corrosion cracking after austenitic stainless steel pipes such as SUS304 steel pipes (tubes 13 and 14) are welded and jointed and exposed to reactor water in the reactor. It is sectional drawing which shows typically the condition where the defect part was removed, repair welding was carried out, and the build-up welding was carried out with the welding material of the said embodiment, when the defect of this was discovered.
  • the defect existing in the welded joint P is removed, and repair welding is performed using the same Y308 as in butt welding (the repaired part 10).
  • Overlay welding is performed with the welding material of the above-described embodiment so as to cover a certain heat-affected zone 5, weld metal 4, repair zone 10, and new heat-affected zone 12. That is, both the heat affected zone 5 and the new heat affected zone 12 of the weld joint P are covered with the weld overlay 1 by overlay welding of the welding material of the above embodiment.
  • FIG. 2B shows that the pipe 13 (austenitic stainless steel pipe) shown in FIG. 2A is exposed to reactor water in the nuclear reactor, and the pipe 13 is subjected to intergranular corrosion or intergranular stress corrosion cracking. It is sectional drawing which shows typically the condition which replaced the said pipe material 13 with the countermeasure material 15 when the defect of this is discovered.
  • the pipe material 13 that is the second austenitic stainless steel material and the pipe material 14 that is the first austenitic stainless steel material joined thereto are separated.
  • a countermeasure material 15 (pipe material) of the same material (SUS304 steel) is prepared instead of the pipe material 13 in which the defect is found, and the groove surface 15a of the countermeasure material 15 and the pipe surfaces 15b and 15c in the vicinity thereof are provided with the above-mentioned
  • the welding material of the embodiment is overlay welded.
  • overlay welding of the welding material of the said embodiment is carried out also on the groove surface 14a of the pipe material 14, and the pipe surfaces 14b and 14c of the vicinity.
  • the countermeasure material 15 and the pipe material 14 are butt welded with the welding material Y308.
  • the tube surface 15b and the tube surface 14b are surfaces on the reactor water side of the countermeasure material 15 and the tube material 14, respectively.
  • the tube surface 15c and the tube surface 14c are respectively the reactor water side of the countermeasure material 15 and the tube material 14 on the reactor water side. Is the opposite side.
  • tube by the welding material of the said embodiment is larger on the reactor water side.
  • the welding material of the above-described embodiment Prior to butt welding the countermeasure material 15 and the pipe material 14, the welding material of the above-described embodiment is build-up welded to the groove surface. Therefore, at the time of butt welding, the countermeasure material 15 and the pipe material 14 generated by butt welding are sensitized. Is suppressed. Therefore, the occurrence and development of stress corrosion cracking can be effectively prevented.
  • FIG. 3 is a diagram for explaining the intergranular corrosion preventive maintenance method according to the present invention.
  • FIG. 3A is formed by overlay welding the welding material of the above embodiment on the surface (liquid contact surface) where the corrosive fluid (nitric acid solution) contacts in the structure 17 made of SUS304 steel. It is sectional drawing which shows the build-up welding part 1.
  • FIG. The structure 17 which is a structure formed by welding austenitic stainless steel is used in a boiling heat transfer surface corrosion environment of a highly concentrated nitric acid solution containing highly oxidizable metal ions in a spent nuclear fuel reprocessing plant. This is an austenitic stainless steel structure.
  • the overlay welding part 1 is carried out by carrying out the overlay welding of the welding material of the said embodiment to the whole surface by the side of the nitric acid solution of the structure 17 wetted. Is forming. Since the build-up weld 1 prevents the nitric acid solution from coming into direct contact with the liquid contact surface of the structure 17, intergranular corrosion of the structure 17 can be effectively prevented.
  • FIG. 3 (b) shows a surface (wet contact side) on the side (wet contact side) where the corrosive fluid (nitric acid solution) comes in contact with the vicinity of the weld joint P in the structure formed by welding the SUS304 steel materials 18 and 19.
  • It is sectional drawing which shows the build-up welding part 1 formed by carrying out overlay welding of the welding material of the said embodiment.
  • the above structure which is a structure formed by welding austenitic stainless steel, is used in a spent nuclear fuel reprocessing plant to boil a high concentration nitric acid solution containing highly oxidizable metal ions.
  • This is an austenitic stainless steel structure used in a hot surface corrosive environment.
  • the welding material of the above embodiment covers the weld metal 4 on the liquid contact side, the heat affected zone 5 and the vicinity thereof in contact with the nitric acid solution of the structure.
  • Overlay welding That is, one surface (surface on the liquid contact side) of the weld joint P is covered with the overlay weld 1 by overlay welding of the welding material of the above embodiment. Since the build-up weld 1 prevents the nitric acid solution from coming into direct contact with the wetted surface of the weld joint P of the structure, the intergranular corrosion of the weld joint P is effective. Can be prevented.
  • the heat-affected zone is not displayed for the base metal welded with the welding material 1 of the above embodiment.
  • the welding material 1 of the above embodiment has a sufficiently low content of impurity elements such as B and C (that is, it is highly purified), so that the liquid phase-solid phase coexistence temperature.
  • the area is narrow and the thermal diffusion to the edge of the weld overlay is small. Therefore, the temperature rise of the base material can be kept small, and as a result, the heat-affected zone, that is, the sensitized region is very narrow.
  • the case where the build-up weld 1 is formed on the whole surface of the weld joint P on the reactor water side is exemplified. It may be formed by overlay welding so as to include at least a weld heat affected zone (sensitized zone) in the weld joint P where intergranular corrosion is most likely to occur.
  • the case where a commercially available Y308 is used as a welding material for butt welding is exemplified.
  • a welding material for butt welding a welding material for other austenitic stainless steel materials is used. It may be used. It is more preferable to use the welding material according to the present invention.
  • the weld metal 4 exhibits sufficient stress corrosion cracking resistance. Therefore, if only the welding heat affected zone 5 and the vicinity thereof are overlay welded with the welding material according to the present invention. Good.
  • the case where the build-up weld 1 is formed only at the weld joint P on the side in contact with the reactor water (reactor water side) is exemplified.
  • the build-up weld 1 may be formed at the joint P, or the build-up weld 1 may be formed on both sides.
  • the case where repair welding is performed using Y308 which is an existing welding material is exemplified, but the welding material according to the present invention is used as the welding material of the repair portion 10. May be. Thereby, generation
  • an existing welding material other than Y308 may be used as a welding material for butt welding between the pipe material 13 and the pipe material 14, or the welding material according to the present invention is used. May be.
  • SUS304 steel is used as a countermeasure material, but other austenitic stainless steel materials such as SUS316 steel and SUS316L steel may be used.
  • Y308 which is an existing welding material
  • Y308 is used as a welding material for butt welding
  • Other existing welding materials may be used, or the welding material according to the present invention may be used.
  • the welding material which concerns on this invention is used, since the intergranular corrosion resistance of the weld metal 16 part itself and stress corrosion cracking resistance improve, it is preferable.
  • the structure 17 is exemplified as a structure formed by welding an austenitic stainless steel material, but the structure formed by welding an austenitic stainless steel material, For example, it may be a reactor internal pipe.
  • Welding material No. A to L were prepared as follows. First, welding material No. Each ingot was obtained by vacuum induction melting (VIM) of each of 150 kg of steel materials, which are raw materials of A to L, and casting into a mold in vacuum. Next, the respective electrodes were cut out from the respective ingots, and electron beam remelting (EB) was applied to the respective electrodes to obtain respective cylindrical ingots. Furthermore, a 2.4 mm ⁇ filler rod was obtained by forging and drawing each cylindrical ingot. Table 1 shows welding material nos. The chemical composition of A to L is shown. The units of each element in Table 1 are all weight percentages (wt%) except for B weight parts per million (wt ppm).
  • the welding material No. A to C, G and H have a C content of 0.01 wt% or less, an Si content of 0.5 wt% or less, an Mn content of 0.5 wt% or less, a P content of 0.005 wt% or less, S Content is 0.005 wt% or less, Ni content is 15 to 40 wt%, Cr content is 20 to 30 wt%, N content is 0.01 wt% or less, O content is 0.01 wt% or less, B content Is an austenitic welding material (example of the present invention) according to the present invention in which the total content of C, P, S, N and O is 0.02 wt% or less.
  • a D is a comparative example in which the B content exceeds 3 wtppm.
  • Welding material No. E is a comparative example in which the Ni content is less than 20 wt% and the Cr content is less than 20 wt%.
  • Welding material No. F is a comparative example in which the Cr content exceeds 30 wt%.
  • Welding material No. I is a comparative example in which the C content exceeds 0.01 wt%.
  • Welding material No. J is a comparative example in which the Si content exceeds 0.5 wt%.
  • Welding material No. K is a comparative example in which the Mn content exceeds 0.5 wt%.
  • L is a comparative example in which the P content exceeds 0.005 wt% and the S content exceeds 0.005 wt%.
  • the welding material No. I, K and L are comparative examples in which the total content of C, P, S, N and O also exceeds 0.02 wt%.
  • CBB test (Crevice corrosion stress cracking test (CBB test)) A CBB test simulating the stress corrosion environment on the inner surface of the piping inside the reactor was performed as follows.
  • test materials for welded joints for overlay welding of A to L were prepared. Specifically, SUS304 steel plates of 12 mm thickness x 100 mm width x 300 mm length are butted together, using Y308 as a welding material, and performing TIG welding of an Ar gas shield at a flow rate of 20 liters / min. A welded joint test material was obtained.
  • the TIG welding conditions were a wire diameter of 2.4 mm, a welding current of 180 A, a welding voltage of 9 V, a welding speed of 100 mm / min, and a wire supply rate of 100 cm / min.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a welded joint test material 11 obtained by overlay welding the butt welds of a plate material 2 and a plate material 3 with an austenitic welding material 1.
  • the inner surface of the piping inside the nuclear reactor is simulated, the heat affected zone 5 on the back bead side (reactor water side) of the weld joint P of the weld joint test material 11 and the weld metal 4 (Y308).
  • Overlay welding was performed with the austenitic welding material 1 so as to cover the heat-affected zone 5 and the weld metal 4 so as not to directly contact the reactor water.
  • FIG. 4 is a perspective view showing a jig used in the CBB test.
  • the CBB test piece 6 is set between the holders 8 together with the graphite fiber wool 7 for providing a gap in the CBB test piece 6, and sandwiched bolts are inserted into the holes 9 at both ends of the holder 8.
  • the CBB test piece 6 was tightened so as to be rounded. As shown in FIG. 4, among the holders 8, the upper holder has a concave portion that is curved to 100R, and the lower holder has a convex portion that is curved to 100R at the center in the longitudinal direction. Further, the CBB test piece 6 attached to the jig was immersed in high-temperature high-pressure water (saturated oxygen concentration 8 wtppm, 70 kgf / cm 2 , 290 ° C.) in an autoclave for 500 hours. After the immersion, the CBB test piece 6 was removed from the jig, and the crack occurrence state was evaluated from the cross-sectional observation of the CBB test piece 6 according to the following criteria.
  • saturated oxygen concentration 8 wtppm saturated oxygen concentration 8 wtppm, 70 kgf / cm 2 , 290 ° C.
  • ⁇ The maximum crack depth is less than 15 ⁇ m, and the CBB test is passed.
  • X The maximum crack depth is 15 ⁇ m or more, and the CBB test is rejected.
  • Coriou corrosion test Welding material No.
  • a Corio corrosion test simulating the intergranular corrosion state in a high-concentration boiling nitric acid solution containing highly oxidizing metal ions was performed on A to L as follows. Each welding material is immersed in 500 ml of 8N boiling nitric acid solution containing 1.0 g / L of Cr 6+ ions. Then, 4 batches are performed with 24 hours as one batch while renewing the liquid. After completion of the fourth batch, the welding material was removed from the solution and the corrosion rate was evaluated by measuring the corrosion weight loss.
  • Table 2 shows the results of the CBB test and the Corio test.
  • the row of “None” is the test result when the welded joint test material 11 shown in FIG. 1 is not overlay welded with the welding material 1 (comparative example).
  • the welding material according to the present invention as the welding material 1 (austenite welding material), the intergranular corrosion of the weld welded portion can be suppressed as compared with the case where the other welding material 1 is used. It can be seen that stress corrosion cracking is sufficiently suppressed.
  • the welding material No. When A is used, the welding material No. From the comparison of Corio corrosion test results when H is used, the intergranular corrosion resistance is improved by setting the Ti content in the welding material to be equal to or greater than the total of Ti equivalents of C, P, S, N and O. I understand that.
  • these impurity elements that cause intergranular corrosion are segregated at the grain boundaries.
  • A is used, these impurity elements are precipitated in the deposited metal as Ti-based carbides and other compounds such as TiC, FeTiP, TiS, TiN, and TiO 2 , and these impurity elements are rendered harmless. This is presumed to be because of
  • one aspect of the present invention is that C: 0.01 wt% or less, Si: 0.5 wt% or less, Mn: 0.5 wt% or less, P: 0.005 wt% or less, S: 0 0.005 wt% or less, Ni: 15 to 40 wt%, Cr: 20 to 30 wt%, N: 0.01 wt% or less, O: 0.01 wt% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities B which is contained in the welding material as the inevitable impurity is 3 wtppm or less, and the total content of the C, P, S, N and O in the welding material is 0.02 wt% It is the following welding material.
  • the welding material (austenitic stainless steel welding material) has a small content of impurity elements that segregate at the grain boundaries and lower the grain boundary binding energy.
  • the B content of the welding material is 3 wtppm or less. Therefore, it is possible to suppress intergranular corrosion of a weld metal (or weld metal formed by overlay welding) formed by welding using the welding material and sufficiently suppress stress corrosion cracking. .
  • the C content is 0.01 wt% or less, the precipitation of Cr-based carbides can be suppressed.
  • the Si content is 0.5 wt% or less, intergranular corrosion can be suppressed.
  • the Mn content is 0.5 wt% or less, corrosion due to the formation of ⁇ -ferrite can be suppressed.
  • the P content is 0.005 wt% or less, the P grain boundary segregation is suppressed, and the decrease in intergranular corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance can be suppressed.
  • S content is 0.005 wt% or less, the production
  • the Ni content is 15 wt% or more, the metal structure of the weld material and the weld metal formed by welding with the weld material (and the weld metal formed by overlay welding with the weld metal) is stabilized in the austenite structure. Thus, intergranular corrosion and stress corrosion cracking can be suppressed. On the other hand, since the Ni content is 40 wt% or less, the cost can be reduced.
  • the Cr content is 20 wt% or more, for example, boiling heat transfer of a high-concentration nitric acid solution containing high oxidizing ions in a high-temperature high-pressure underwater environment that receives neutron irradiation such as a light water reactor core or a reprocessing plant
  • the weld metal formed by welding with the welding material (and the weld metal formed by overlay welding with the welding material) in a passive state corrosion environment due to surface corrosion should ensure sufficient corrosion resistance. it can.
  • the Cr content is 30 wt% or less, the precipitation of the Cr-rich embrittlement phase can be suppressed.
  • the N content and the O content are each 0.01 wt% or less, and the total of the C content, the P content, the S content, the N content, and the O content is 0.02 wt% or less. Therefore, it is possible to suppress a decrease in grain boundary binding energy due to segregation of these elements at the grain boundaries.
  • the weld metal formed by welding with the welding material according to the present invention (and the weld metal formed by overlay welding with the weld material) has good intergranular corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance. Show.
  • the welding material according to the present invention is an austenitic welding material having a low content of impurity elements, when welding is performed using this, the temperature rise of the base metal is suppressed to a small level, and the weld heat affected zone, that is, the sharpness.
  • the weld zone can be narrowed, and the solidification of the weld is completed early and the residual stress in the weld becomes compressed, so that not only the weld metal and weld metal but also the weld joint has good grain boundaries. Shows corrosion resistance and stress corrosion cracking resistance.
  • the welding material according to the present invention by welding the equipment and piping in a nuclear power plant using the welding material according to the present invention, it is possible to effectively prevent the occurrence and development of stress corrosion cracking in the weld metal and the weld heat affected zone. be able to.
  • overlay welding is performed on welded joints such as the above-mentioned devices and pipes, thereby effectively preventing the occurrence and development of stress corrosion cracks in the weld metal and the heat-affected zone. can do.
  • the welding material according to the present invention further contains Ti, and the contents of Ti, C, P, S, N and O in the welding material preferably satisfy the above formula (1).
  • C, P, S, N, and O which are impurity elements that cause intergranular corrosion, are converted into Ti-based carbides, phosphides, sulfides such as TiC, FeTiP, TiS, TiN, and TiO 2.
  • nitride, oxide or other compound it can be deposited in the weld metal to render it harmless especially against intergranular corrosion among stress corrosion cracking and intergranular corrosion.
  • Another aspect of the present invention is a stress corrosion cracking preventive maintenance method for a structure formed by welding an austenitic stainless steel material, and overlay welding the above-mentioned welding material on the surface of a weld heat affected zone of the structure.
  • This is a stress corrosion cracking preventive maintenance method having a build-up welding step for forming a build-up weld.
  • the stress corrosion cracking preventive maintenance method further includes a repair welding step of removing and repairing a defect existing in the weld joint before the build-up welding step, and in the build-up welding step It is preferable that overlay welding is performed with the welding material so that the weld joint is covered with the overlay weld.
  • Another aspect of the present invention is a stress corrosion cracking preventive maintenance method for a structure in which at least a first austenitic stainless steel material and a second austenitic stainless steel material are welded together, and measures in the structure Separating the second austenitic stainless steel material to be replaced from the first austenitic stainless steel material and removing it from the structure, a groove surface of the countermeasure material, and the first austenitic stainless steel material A step of overlay welding the above-mentioned welding material to the groove surface, a groove surface weld-welded of the countermeasure material, and a groove surface weld-welded of the first austenitic stainless steel material And a step of welding and joining to each other.
  • the welding material before welding the countermeasure material and the first austenitic stainless steel material, the welding material is welded to the groove surface of the countermeasure material and the groove surface of the first austenitic stainless steel material.
  • Another aspect of the present invention is an intergranular corrosion preventive maintenance method for an austenitic stainless steel structure that can be contacted by a corrosive fluid, the surface of the structure being in contact with the corrosive fluid,
  • An intergranular corrosion preventive maintenance method comprising a step of forming a build-up weld by welding the above-mentioned welding material so as to prevent contact with the corrosive fluid.
  • the build-up weld prevents direct contact with corrosive fluid structures (for example, austenitic stainless steel structures and piping), effectively preventing intergranular corrosion of the structure. can do.
  • corrosive fluid structures for example, austenitic stainless steel structures and piping
  • the structure is a structure formed by welding an austenitic stainless steel material, and one surface of a welded joint portion of the structure can contact the corrosive fluid. It may be a surface.
  • the build-up welded portion prevents direct contact of the corrosive fluid with the welded joint, so that intergranular corrosion of the welded joint can be effectively prevented.
  • the stress corrosion cracking resistance and intergranular corrosion resistance at the weld metal and the heat-affected zone in the welded structure can be improved.
  • the austenitic welding material according to the present invention as a welding material for equipment, piping, etc. in a nuclear power plant or the like, the occurrence and development of stress corrosion cracking of the weld metal and the heat affected zone Can be effectively prevented.
  • the welded joint portion of the welded structure is subjected to overlay welding using the austenitic welding material according to the present invention to further improve the stress corrosion cracking resistance and intergranular corrosion resistance at the weld metal and the heat affected zone. be able to.
  • the stress corrosion cracking preventive maintenance method according to the present invention to a welded structure, stress corrosion cracking of the welded structure can be prevented more reliably than before.
  • intergranular corrosion preventive maintenance method according to the present invention to a welded structure, intergranular corrosion of the welded structure can be prevented more reliably than before.

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Abstract

　Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：１５～４０ｗｔ％、Ｃｒ：２０～３０ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｏ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系溶接材料であって、前記溶接材料に前記不可避的不純物として含まれるＢが３ｗｔｐｐｍ以下であり、かつ、前記溶接材料中の前記Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量の合計が０．０２ｗｔ％以下である溶接材料。

Description

オーステナイト系溶接材料ならびにそれを用いた応力腐食割れ予防保全方法および粒界腐食予防保全方法
　本発明は、オーステナイト系溶接材料ならびにそれを用いた応力腐食割れ予防保全方法および粒界腐食予防保全方法に関する。特に、原子力発電プラントなどにおけるオーステナイト系ステンレス鋼製の装置類、配管などの溶接に好適な溶接材料、この溶接材料を用いて前記装置類、配管などの応力腐食割れを予防保全する方法およびこの溶接材料を用いて前記装置類、配管などの粒界腐食を予防保全する方法に関する。
　原子炉発電の軽水炉プラントでは、原子炉圧力容器や炉内構造物をはじめとする装置類および配管などの構造材料として、ＳＵＳ３１６Ｌ鋼、ＳＵＳ３０４鋼、ＳＵＳ３４７鋼などのオーステナイト系ステンレス鋼が使用されている。これら構造材料は溶接により接合されており、溶接部近傍の熱影響部において粒界腐食や応力腐食割れが発生する場合がある。応力腐食割れは、環境、応力、および材料の鋭敏化が重畳したときに起こる現象であることが知られている。
　ここで、オーステナイト系ステンレス鋼の鋭敏化とは、同ステンレス鋼を４５０～８００℃下で長時間加熱することにより、固溶炭素が結晶粒界にクロム炭化物として析出して、結晶粒界近傍に固溶クロムの欠乏した領域が形成され、その結果、鋼材の耐食性が低下する現象をいう。溶接接合されたオーステナイト系ステンレス鋼材は、溶接の入熱により溶接止端部から母材にかけての溶接熱影響部で鋭敏化する。
　プラントの信頼性を高め、その稼働率向上のため、従来から応力腐食割れ対策が種々検討されている。
　材料面からの対策として、例えば、鋼材の炭素量を抑えてクロム炭化物の析出を生じにくくする方法や、溶接された部材全体に溶体化処理を施すことにより、溶接で生じた鋭敏化組織を改善するとともに残留応力を緩和する方法が知られている（例えば、特許文献１参照）。しかしながら、これらの鋭敏化対策は、母材である鋼材の化学成分を調整したり、工場で溶接後に熱処理を行ったりする必要があるなど、コストアップとなる場合が多い、という問題がある。
　一方、施工面からの対策として、例えば、ステンレス鋼同士またはニッケル基合金同士の配管を溶接で接合する際に、最終溶接層の両止端部近傍に低入熱の溶接を施す方法がある（例えば、特許文献２参照）。しかしながら、この方法は、溶接の最終段階での溶接条件を変更しただけなので、その効果は限定的と言わざるをえない。
　施工面からの別の対策として、接液する管内面の鋭敏化領域を耐応力腐食割れ性に優れた溶着金属で覆う管内面肉盛溶接法がある（例えば、特許文献３～７参照）。しかしながら、肉盛溶接すると、その溶接熱によって母材中に新たな熱影響部が発生する。この熱影響部を消滅させるために肉盛溶接後に長時間の熱処理を施すと、例えば、肉盛溶接によって発生した管内面の圧縮応力が減少する、という問題が発生する。
　施工面からのさらに別の対策として、溶接施工中に管内面を通水により冷却して、管内面での鋭敏化を軽減するとともに溶接残留応力を圧縮側にする水冷却法や、管同士を溶接で接合した後に、管内面を冷却しながら管外面を高周波誘導加熱して管内面の残留応力を圧縮側にすることにより、応力腐食割れを防止する方法がある（例えば、特許文献８参照）。しかしながら、これらの方法では、管外面の残留応力が引張側となるため、外面も冷却水に接する原子炉内部配管では、外面側からの応力腐食割れを防止することができない、という問題がある。
　また、現在稼働中の原子力プラントの装置類および配管などへの対策として、欠陥部を除去した後に、片面当て金継手を添えてその周囲を溶接することにより接合する（クラッディング）補修溶接方法がある（例えば、特許文献９参照）。しかしながら、従来のクラッディング材料は十分な耐応力腐食割れ性を有していないので、クラッディング領域が鋭敏化する可能性がある。
　この他、既に溶接されて使用されている管への対策として、管内面と管外面の応力腐食割れを同時に防止する方法がある（特許文献１０）。具体的には、処理対象部材の表面に急冷凝固組織を形成させるとともに外面の残留応力を低減する急冷凝固処理、あるいは処理対象部材表面とともに外面の残留応力を低減する固溶化熱処理を行うレーザ照射装置を用いて予防保全する方法である。しかしながら、この方法では、レーザ照射装置により照射されるレーザ照射出力やレーザビームの移動速度の変化により、溶接部外面の残留応力を十分に圧縮側に転換できない場合がある。また、レーザ照射出力が大きい場合には、レーザ照射により新たな鋭敏化領域が発生することがある。さらに、この方法を原子炉内部配管に適用した場合には、原子炉の運転中に配管が高い中性子照射を受けたときには、配管内部に核反応により生成するヘリウム（Ｈｅ）が蓄積される。そして、配管の溶接部に大きな熱が加えられたときには、Ｈｅによる割れが発生することが懸念される。
　また、特許文献６には、ステンレス鋼管同士を突合せ溶接するにあたり、母材の内面または外面から深さ０．１ｍｍから１．０ｍｍの範囲で溶融凝固または肉盛を行うことにより溶融凝固層を形成する応力腐食割れ防止方法が記載されている。しかしながら、この溶融凝固層は母材と同一の化学組成であるため、この方法を施した後も、溶接部材が本質的に応力腐食割れ性に劣る状況にあることに変わりはない。
　このように、従来の応力腐食割れの防止方法および補修方法は、溶接継手自体の破損を防止するために市販の溶接材料で溶接したり、溶接継手の最終層を市販の耐応力腐食割れ性合金で被覆したり、溶接継手自体で発生した熱影響部を市販のクラッディング用合金でクラッディングしたり、クラッディング領域を、または割れ若しくは他の欠陥を除去した非溶接母材を含む溶接継手の一部分を、市販の溶接合金で再溶接した方法に過ぎない。新たに溶着した溶接材料自体は、プラントの長期間の稼動中に、特に、高電気化学電位の領域において、または高中性子束が照射される領域において、溶接接合部およびその近傍のうち、特に、市販溶接材料が基材組成物によって希釈された溶接端縁部ビードにおいて、割れを防止するのに十分な耐応力腐食割れ性を有していない。したがって、従来の応力腐食割れの防止方法および補修方法では、応力腐食割れが再発するという問題がある。
　さらに、既存の肉盛用溶接材料を用いた場合には、次の問題がある。溶接継手に要求される特性として、熱影響部の耐応力腐食割れ性および溶着金属部の耐割れ性がある。肉盛溶接部においても耐割れ性が要求される。しかし、肉盛溶接として、２層以上の多層盛溶接を行った場合には、第１層または下盛りとなる溶接層にベント割れがしばしば生ずる。このため、肉盛溶接用に広く用いられるＹ３０８系などの既存の溶接材料は、δ－フェライトなどを生成して凝固割れ感受性を改善した溶着金属になるようにその成分が調整されている。しかし、このように成分調整された既存の肉盛用溶接材料で肉盛溶接した場合には、溶着金属部の耐割れ性は改善されるものの、δ－フェライト相の生成により溶着金属部の耐食性が低下する、という問題が発生する。
特開昭６１－１７７３２５号公報 特開平９－２９４２９号公報 特公昭５９－２１７１１号公報 特開２０００－３１２９６９号公報 特開２００１－１３８０４８号公報 特開２０００－２５４７７６号公報 特開２００１－１２４８８８号公報 特開平２－２５８１９０号公報 特開平５－７７０８２号公報 特開平８－５７７３号公報
　本発明は、上記問題に鑑みてなされたものであり、原子力発電プラントなどにおける装置類、配管などのオーステナイト系ステンレス鋼材同士の溶接接合部において、応力腐食割れの発生とその進展を抑制する溶接材料およびこの溶接材料を用いて前記装置類、配管などに対する応力腐食割れを予防保全する方法を提供することを目的とする。
　本発明の一局面は、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：１５～４０ｗｔ％、Ｃｒ：２０～３０ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｏ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系溶接材料であって、前記溶接材料に前記不可避的不純物として含まれるＢが３ｗｔｐｐｍ以下であり、かつ、前記溶接材料中の前記Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量の合計が０．０２ｗｔ％以下の溶接材料である。
　本発明の他の局面は、オーステナイト系ステンレス鋼材を溶接してなる構造体の応力腐食割れ予防保全方法であって、前記構造体の溶接熱影響部の表面に上記の溶接材料を肉盛溶接することにより肉盛溶接部を形成する肉盛溶接ステップを有する、応力腐食割れ予防保全方法である。
　本発明の他の局面は、少なくとも第１のオーステナイト系ステンレス鋼材と第２のオーステナイト系ステンレス鋼材とが溶接接合されてなる構造体の応力腐食割れ予防保全方法であって、前記構造体中の対策材へ取り替えられる前記第２のオーステナイト系ステンレス鋼材を、前記第１のオーステナイト系ステンレス鋼材から分離して前記構造体から取り外すステップと、前記対策材の開先面および前記第１のオーステナイト系ステンレス鋼材の開先面に対して、上記の溶接材料を肉盛溶接するステップと、前記対策材の肉盛溶接された開先面と前記第１のオーステナイト系ステンレス鋼材の肉盛溶接された開先面とを溶接接合するステップとを有する、応力腐食割れ予防保全方法である。
　本発明の他の局面は、腐食性流体が接触しうるオーステナイト系ステンレス鋼製の構造体の粒界腐食予防保全方法であって、前記構造体中の前記腐食性流体に接触しうる面に、前記腐食性流体の接触を阻止するように、上記の溶接材料を肉盛溶接することにより肉盛溶接部を形成するステップを有する、粒界腐食予防保全方法である。
　本発明の目的、特徴、局面および利点は、以下の詳細な説明および図面によって、より明白となる。
本発明に係る一実施形態の応力腐食割れ予防保全方法について説明するための図である。 本発明に係る他の実施形態の応力腐食割れ予防保全方法について説明するための図である。 本発明に係る一実施形態の粒界腐食予防保全方法について説明するための図である。 ＣＢＢ試験で使用する治具を示す斜視図である。
　本発明者らは、前記問題を解決すべく、まず、溶接材料（オーステナイト系ステンレス鋼）に添加された硼素（Ｂ）含有量の耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性への影響を検討した。
　オーステナイト系ステンレス鋼へのＢ添加の影響については、Ｂ添加により鋼材の高温延性や熱間加工性が向上することが知られている。例えば、特開昭６３－６９９４７号公報には、オーステナイト系ステンレス鋼に６～２５ｐｐｍのＢを添加することによってクリープ破断延性が改善されることが開示されている。一方、Ｂ添加量が２５ｐｐｍのときにはオーステナイト系ステンレス鋼の耐食性が低下することも開示されている。また、「Ｓｔａｉｎｌｅｓｓ　ｓｔｅｅｌ‘８７」，Ｔｈｅ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ，Ｌｏｎｄｏｎ，（１９８７），ｐ．２３４には、オーステナイト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性を維持するためＢ含有量を低減させることが提案されており、Ｂ含有量を約２５ｐｐｍ添加すると通常の溶体化処理においても粒界にＣｒ硼化物が析出して耐粒界腐食性が劣化することが報告されている。そして、「材料とプロセス」，鉄と鋼，ｖｏｌ．６（１９９３），ｐ．７３２では、高温高濃度硝酸中におけるオーステナイト系ステンレス鋼の耐粒界腐食性を高水準に維持するためには、Ｂの含有量を９ｐｐｍ以下に低減する必要があることが報告されている。
　これらの報告から、従来の不純物レベルの鋼では、Ｂ添加の悪影響がより少ない場合において、Ｂ含有量が１０ｐｐｍを超えると耐粒界腐食性の劣化が現れ始めることが予想される。しかしながら、本発明者らが調査した結果、Ｂ含有量が５ｐｐｍ以上においても、中性子照射を受ける高温高圧水中環境下の溶接部における応力腐食割れ、および高酸化性イオンを含む高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐食環境下での過不働態腐食を完全に避けることはできないことを見出した。そして、これら環境下において耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性を向上させるにはＢ含有量のさらなる低減が重要であることを知見した。また、本発明者らが調査した結果、オーステナイト系ステンレス鋼におけるＢの固溶限は１０ｐｐｍ程度と推定されるが、Ｂ含有量が固溶限に達しないときでも、粒界損傷に顕著な改善がみられることを見出し、Ｂは硼化物を形成することで粒界腐食を進行させるのではなく、結晶粒界に固溶しているＢそのものが粒界腐食を進行させることを知見した。
　また、本発明者らは、中性子照射を受ける高温高圧水中環境下および高酸化性イオンを含む高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐食環境下での多層盛溶接を行った溶接部の応力腐食割れおよび粒界腐食の要因を検討した。通常の溶接では熱影響部（母材の溶接熱影響部）が鋭敏化するが、２層盛溶接や多層盛溶接を行った場合には、肉盛溶接部においても後ビード溶接などの加熱の影響を受けて、母材と同様に、Ｃｒ系炭化物が粒界に析出して応力腐食割れや粒界腐食に対して鋭敏化するため、Ｂ含有量が５ｐｐｍ以上では、中性子照射を受ける高温高圧水中環境下の応力腐食割れおよび高酸化性イオンを含む高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐食環境下での過不働態腐食を完全に避けることはできないことを知見した。特に、既存の溶接材料（市販溶接材料）を用いて肉盛溶接した場合には、溶接部材はより鋭敏化することを知見した。
　そこで、結晶粒界に偏析して粒界結合エネルギーを低下させる硼素（Ｂ）や炭素（Ｃ）などの不純物元素を極力除去した溶接材料を用いることで、中性子照射を受ける高温高圧水中環境下において、および高酸化性イオンを含む高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐食環境下において、溶接接合部の耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性が向上するであろうと考えた。そして、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：１５～４０ｗｔ％、Ｃｒ：２０～３０ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｏ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不可避的不純物として含まれるＢが３ｗｔｐｐｍ以下であり、かつ、Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量の合計が０．０２ｗｔ％以下であるオーステナイト系溶接材料を作製し、これを突合せ溶接部に肉盛溶接して上記両環境での溶接接合部の耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性を調査したところ、突合せ溶接の溶接材料として上記オーステナイト系溶接材料を用いた場合、および既存の溶接材料を用いた場合の両方において、既存の溶接材料を用いた場合と比べて、溶接接合部の耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性が格段に向上することを見出した。この知見に基づき本発明が完成するに至った。
　以下、図面を参照して、本発明を実施するための形態を具体的に説明する。なお、本発明は本実施形態により何ら制限されるものではない。
　［溶接材料］
　本発明に係る一実施形態のオーステナイト系溶接材料は、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：１５～４０ｗｔ％、Ｃｒ：２０～３０ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｏ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、当該溶接材料に不可避的不純物として含まれるＢが３ｗｔｐｐｍ以下であり、かつ、当該溶接材料中のＣ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量の合計が０．０２ｗｔ％以下である。
（溶接材料の金属組織）
　本実施形態の溶接材料の金属組織は、常温・常圧（２５℃、１気圧）において、主にオーステナイト組織からなる。ＢやＣなどの不純物元素の少ない（すなわち高純度化された）オーステナイト系溶接材料は、不純物元素の多いオーステナイト系溶接材料と比べて液相－固相共存温度域が狭いので、溶接部端縁部への熱拡散が小さい。このため、本実施形態の溶接材料を用いて溶接した場合には母材の温度上昇を小さく抑えることができ、結果として、溶接熱影響部すなわち鋭敏化領域を狭くすることができる。さらに、本実施形態の溶接材料を用いて溶接した場合には溶接部の凝固が早期に完了するため、母材部分に対する溶接部の熱収縮が大きく、当該溶接部は圧縮残留応力状態となる。これにより、耐応力腐食割れ性をより向上させることができる。なお、本実施形態の溶接材料の金属組織は、オーステナイト組織のみからなることが好ましい。
（溶接材料の化学組成）
　次に、本実施形態のオーステナイト系溶接材料の成分を定めた理由を以下に説明する。
Ｃ：０．０１ｗｔ％以下
　炭素（Ｃ）は、加熱された際に結晶粒界にＣｒ系の炭化物を析出させる元素である。この析出により、炭化物の近傍にＣｒの欠乏した領域が生成され、粒界での耐硝酸腐食性および耐応力腐食割れ性が低下する。したがって、溶接材料中のＣ含有量は極力低いことが望ましい。溶解法などの工業的実用性を考慮して、Ｃ含有量は０．０１ｗｔ％以下である。
　Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下
　珪素（Ｓｉ）は、溶接材料中に数ｗｔ％の範囲内で添加したときに、溶接材料の耐硝酸性を向上させる元素である。しかし、粒界損傷を抑制する観点から、溶接材料中のＳｉ含有量はできるだけ低い方が望ましい。一方、一定量のＳｉは溶湯プールの酸素富化抑制剤として有効である。したがって、Ｓｉ含有量は０．５ｗｔ％以下である。
　Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下
　マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト相安定度を高めて耐食性に有害なδ－フェライトの生成および加工誘起変態を防止する元素である。しかしながら、溶接材料中のＭｎ含有量が０．５ｗｔ％を超えると、Ｍｎのδ－フェライトの生成および加工誘起変態の防止効果は飽和する。そして、オーステナイト相に固溶した多量のＭｎはかえって腐食を促進する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５ｗｔ％以下である。
　Ｐ：０．００５ｗｔ％以下
　リン（Ｐ）は、粒界偏析する元素として知られている。溶接材料中のＰ含有量を増加させると、粒界での耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性が低下する。このため、Ｐ含有量はできるだけ低い方が望ましい。Ｐ含有量は０．００５ｗｔ％以下である。
Ｓ：０．００５ｗｔ％以下
　硫黄（Ｓ）は溶接材料中に硫化物を形成する元素である。溶接材料中のＳ含有量を増加させると、硫化物の生成が促進される。その結果、硫化物を基点とする選択的な腐食により、溶接材料の耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性、さらに耐孔食性が低下する。このため、Ｓ含有量はできるだけ低い方が望ましい。Ｓ含有量は０．００５ｗｔ％以下である。
　Ｎｉ：１５～４０ｗｔ％
　ニッケル（Ｎｉ）は、溶接材料のオーステナイト組織を安定させ、また応力腐食割れおよび粒界腐食を抑制するために必要な元素である。しかしながら、溶接材料中のＮｉ含有量が１５ｗｔ％未満では、溶接材料は金属組織中に応力腐食割れ性および粒界腐食性を抑制するのに十分な量のオーステナイト組織を確保することができず、さらに中性子照射環境下での耐スェリング性を得ることができない。一方、Ｎｉ含有量が４０ｗｔ％を越えると、溶接材料の原料コストが上昇する。したがって、Ｎｉ含有量は１５～４０ｗｔ％である。
　Ｃｒ：２０～３０ｗｔ％
　クロム（Ｃｒ）は、溶接材料の表面に不働態皮膜を形成して耐食性を確保するために必要な元素である。不働態皮膜形成の観点から、溶接材料中のＣｒ含有量はＪＩＳ規格の代表的ステンレス鋼であるＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６系ステンレス鋼のように１６ｗｔ％程度でよい。しかしながら、軽水炉炉心のように中性子照射を受ける高温高圧水中環境下において、そして、再処理プラントのように高酸化性イオンを含む高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐食での過不働態腐食環境下において、溶接材料が十分な耐食性を確保するにはＣｒ含有量は少なくとも２０ｗｔ％であることが必要である。一方、Ｃｒ含有量が３０ｗｔ％を越えると、溶接材料中にＣｒリッチの脆化相が析出する。この脆化相の析出を避けて溶接材料を完全オーステナイト組織にするには、Ｎｉ含有量を増加する必要があるが、溶接材料の原料コストの上昇を招く。したがって、Ｃｒ含有量は２０～３０ｗｔ％である。
　Ｎ：０．０１ｗｔ％以下
　Ｏ：０．０１ｗｔ％以下
　窒素（Ｎ）および酸素（Ｏ）は、いずれも耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性を低下させる元素である。そのため、溶接材料中のＮ含有量およびＯ含有量はできるだけ低い方が望ましい。Ｎ含有量およびＯ含有量はいずれも０．０１ｗｔ％以下である。
　Ｂ：３ｗｔｐｐｍ以下
　溶接材料中の硼素（Ｂ）は、基本的に不純物元素であり、粒界に偏析して耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性を低下させる。このため、溶接材料中のＢ含有量は極力低いことが望ましい。
　溶接材料中のＢ含有量は、本実施形態の溶接材料の耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性に影響を及ぼすもっとも重要な因子の１つである。本発明者らが本発明のような極めて微量のＢ量の効果を知見できたのは、分析装置・技術や製鋼技術の発展によるところが大きい。従来の化学分析では２ｗｔｐｐｍ程度が検出限界であったのに対し、ＧＤ－ＭＳ分析法により１ｗｔｐｐｍ以下のＢ含有量を正確に分析できるようになり、本発明者らの研究によって微量Ｂ量と粒界腐食や応力腐食割れとの関係が明確になった。具体的には、従来の分析技術では、０．０００３ｗｔ％以下のＢ含有量を判別できなかった。しかし、本発明者らが最近の分析手法を駆使することで、より低いＢ含有量と耐食性との関係を明確にし、その結果、Ｂ含有量が０．０００３ｗｔ％以下のときには応力腐食割れおよび粒界腐食を十分に抑制できることを見出した。Ｂ含有量は３ｗｔｐｐｍ（０．０００３ｗｔ％）以下であり、より好ましくは１．５ｗｔｐｐｍ以下である。
　なお、通常のオーステナイト系ステンレス鋼の溶製では合金鉄およびスクラップなどの原料からＢが混入するため、得られる鋼塊のＢ含有量は２～５ｗｔｐｐｍ程度になることが避けられなかった。しかし、分析技術の発展によりＢ含有量の少ない原料の選別が可能になり、さらに酸化精錬などの製鋼技術の発達によりＢ含有量の低い鋼（いわゆる低Ｂ鋼）の溶製が可能となっている。
　Ｃ＋Ｐ＋Ｓ＋Ｏ＋Ｎ：０．０２ｗｔ％以下
　不純物元素であるＣ、Ｐ、Ｓ、ＯおよびＮの各含有量を上記のように個々に限定しても、これら元素の含有量の合計が０．０２ｗｔ％を超えると、溶接材料は良好な耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性を示さない。これら元素の結晶粒界への作用（耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性への影響）ならびに析出物を生成する場合の形態はそれぞれ異なるが、現在の分析・解析技術では、微量なこれら元素の存在状態を個々に区別することは不可能である。しかしながら、結晶粒界に偏析・固溶している不純物元素が悪影響をもたらすことは間違いないと推察する。このため、これら含有量の合計はできるだけ小さい方が望ましい。溶接材料中のＣ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量の合計は０．０２ｗｔ％以下である。
　Ｔｉ：Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯのＴｉ当量の合計以上
　結晶粒界に偏析しやすいＣ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、およびＯなどの不純物元素は極力少ない方が好ましいが、現在の精錬技術ではこれら不純物元素を完全に除去することは困難であり、また経済的ではない。本実施形態の溶接材料の製造に際して、鋼塊段階においてＣ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏなどの不純物元素の含有量は既に極めて低いレベルになっている。しかし、本発明者らは、商業ベースでの溶解法で除去しきれない微量の不純物元素が粒界腐食に悪影響をおよぼすことを見出した。
　この対策として、これら不純物元素を応力腐食割れおよび粒界腐食に対して無害化する元素を添加することが有効であり、Ｔｉを添加することがもっとも望ましい。本実施形態の溶接材料を商業ベースで製造する場合には、Ｔｉを添加することで、粒界腐食の原因となるＣ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏなどの不純物元素を、ＴｉＣ、ＦｅＴｉＰ、ＴｉＳ、ＴｉＮ、ＴｉＯ２のようなＴｉ系の炭化物、リン化物、硫化物、窒化物、酸化物やその他化合物として、溶着金属中に析出させて応力腐食割れおよび粒界腐食に対して無害化することが好ましい。
　Ｔｉ含有量は、溶接材料中のＣ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、およびＯの全てが、溶接によってＴｉＣ、ＦｅＴｉＰ、ＴｉＳ、ＴｉＮ、ＴｉＯ２のようなＴｉ系の炭化物、リン化物、硫化物、窒化物、酸化物やその他化合物として溶着金属中に析出するために必要な量以上であることが好ましい。具体的には、Ｔｉ含有量は、ＣのＴｉ当量（溶接材料中に含有する炭素と、化学量論的に等しいチタンの含有量）、ＰのＴｉ当量、ＳのＴｉ当量、ＮのＴｉ当量およびＯのＴｉ当量の合計以上であることが好ましい。すなわち、下記式（１）を満足することが好ましい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-I000002
　そして、溶着金属中の希薄元素の動的析出反応を考慮すると、Ｔｉ含有量は０．０５ｗｔ％以上がより好ましい。一方、多量に添加し過ぎると溶接材料の原料コストの上昇を招くので、Ｔｉ含有量は０．３ｗｔ％以下が好ましい。
　［応力腐食割れ予防保全方法］
　本発明に係る一実施形態の応力腐食割れ予防保全方法について、図１を参照して説明する。図１は、本発明に係る一実施形態の応力腐食割れ予防保全方法について説明するための図であり、原子炉プラントに用いられるＳＵＳ３０４鋼製（オーステナイト系ステンレス鋼製）の配管の溶接に際し、原子炉水と接する側（炉水側）の溶接接合部Ｐに、上記実施形態の溶接材料を肉盛溶接することで形成された肉盛溶接部１を模式的に示す溶接継手試験材の断面図である。
　オーステナイト系ステンレス鋼からなる原子炉内部配管を溶接接合すると、溶接金属４の両側の溶接熱影響部５で鋭敏化部が形成されて、配管の供用中に応力腐食割れを生じる場合がある。図１に示すように、本実施形態では、オーステナイト系ステンレス鋼材２、３を市販の溶接材料であるＹ３０８を用いて突合せ溶接してなる構造体である上記配管において、溶接接合部Ｐおよび母材の炉水側表面に、上記実施形態の溶接材料を肉盛溶接することにより、肉盛溶接部１を形成している。肉盛溶接部１が、溶接熱影響部５を含む溶接接合部Ｐ全体を覆っているので、上記配管の応力腐食割れの発生とその進展を効果的に防止することができる。
　したがって、本実施形態の応力腐食割れ予防保全方法によると、原子炉プラントに用いられる配管の溶接接合部Ｐにおける応力腐食割れなどの発生とその進展を効果的に防止することができる。
図２は、本発明に係る他の実施形態の応力腐食割れ予防保全方法について説明するための図であり、上記実施形態の溶接材料で肉盛溶接した配管２１、３１を模式的に示す断面図である。
　次に、本発明に係る他の実施形態の応力腐食割れ予防保全方法について、図２（ａ）を参照して説明する。図２（ａ）は、ＳＵＳ３０４鋼管材（管材１３、１４）などのオーステナイト系ステンレス鋼管が溶接接合された後に、原子炉内において原子炉水に曝されて粒界腐食または粒界応力腐食割れなどの欠陥が発見された場合に、その欠陥部を除去して補修溶接し、上記実施形態の溶接材料で肉盛溶接した状況を模式的に示す断面図である。
　本実施形態の応力腐食割れ予防保全方法では、溶接接合部Ｐに存在する欠陥部を除去し、突合せ溶接時と同じＹ３０８を用いて補修溶接し（補修部１０）、その後、溶接接合部Ｐである熱影響部５、溶接金属４、補修部１０、および新たな熱影響部１２を覆うように、上記実施形態の溶接材料で肉盛溶接している。すなわち、上記実施形態の溶接材料の肉盛溶接によって、溶接接合部Ｐの熱影響部５および新たな熱影響部１２の両方が肉盛溶接部１で覆われている。これにより、熱影響部５だけでなく、補修溶接部（補修部１０）、および補修溶接によって生じた熱影響部１２においても応力腐食割れなどの発生とその進展を効果的に防止することができる。
　次に、本発明に係る他の実施形態の応力腐食割れ予防保全方法について、図２（ｂ）を参照して説明する。図２（ｂ）は、図２（ａ）に示した管材１３（オーステナイト系ステンレス鋼管）が原子炉内において原子炉水に曝されて、当該管材１３に粒界腐食または粒界応力腐食割れなどの欠陥が発見された場合に、当該管材１３を対策材１５に取り替えた状況を模式的に示す断面図である。
　本実施形態の応力腐食割れ予防保全方法では、まず、第２のオーステナイト系ステンレス鋼材である管材１３と、これと接合されている第１のオーステナイト系ステンレス鋼材である管材１４とを分離する。そして、欠陥が発見された管材１３の替わりに同材質（ＳＵＳ３０４鋼）の対策材１５（管材）を用意し、当該対策材１５の開先面１５ａおよびその近傍の管面１５ｂ、１５ｃに、上記実施形態の溶接材料を肉盛溶接する。同様に、管材１４の開先面１４ａおよびその近傍の管面１４ｂ、１４ｃにも上記実施形態の溶接材料を肉盛溶接する。その後、対策材１５と管材１４とを溶接材料Ｙ３０８で突合せ溶接する。ここで、管面１５ｂおよび管面１４ｂは、それぞれ、対策材１５および管材１４の炉水側の面であり、管面１５ｃおよび管面１４ｃは、それぞれ、対策材１５および管材１４の炉水側とは反対側の面である。また、上記実施形態の溶接材料による管の内面および外面に対する肉盛溶接面積は、炉水側のほうが大きい。
　対策材１５と管材１４とを突合せ溶接する前に、上記実施形態の溶接材料を開先面に肉盛溶接しているので、突合せ溶接時には、突合せ溶接によって生じる対策材１５および管材１４の鋭敏化が抑えられる。したがって、応力腐食割れなどの発生とその進展を効果的に防止することができる。
　［粒界腐食予防保全方法］
　図３は、本発明に係る粒界腐食予防保全方法について説明するための図である。
　本発明に係る一実施形態の粒界腐食予防保全方法について、図３（ａ）を参照して説明する。図３（ａ）は、ＳＵＳ３０４鋼製の構造物１７において、腐食性流体（硝酸溶液）が接触する面（接液面）に、上記実施形態の溶接材料を肉盛溶接することで形成された肉盛溶接部１を示す断面図である。オーステナイト系ステンレス鋼材を溶接してなる構造体である上記構造物１７は、使用済み核燃料の再処理プラントにおいて、高酸化性の金属イオンを含有する高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐食環境で使用されるオーステナイト系ステンレス鋼製構造物である。
　図３（ａ）に示すように、本実施形態では、構造物１７の硝酸溶液が接液する側の面全体に、上記実施形態の溶接材料を肉盛溶接することにより、肉盛溶接部１を形成している。肉盛溶接部１が、構造物１７の接液面に対して硝酸溶液が直接接触することを阻止しているので、構造物１７の粒界腐食を効果的に防止することができる。
　次に、本発明に係る他の実施形態の粒界腐食予防保全方法について、図３（ｂ）を参照して説明する。図３（ｂ）は、ＳＵＳ３０４鋼材１８、１９を溶接してなる構造物中の溶接接合部Ｐのうち、腐食性流体（硝酸溶液）が接触する側（接液側）の面とその近傍に、上記実施形態の溶接材料を肉盛溶接することで形成された肉盛溶接部１を示す断面図である。
　オーステナイト系ステンレス鋼材を溶接してなる構造体である上記構造物は、構造物１７と同様に、使用済み核燃料の再処理プラントにおいて、高酸化性の金属イオンを含有する高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐食環境で使用されるオーステナイト系ステンレス鋼製構造物である。
　図３（ｂ）に示すように、本実施形態では、上記実施形態の溶接材料で、上記構造物の硝酸溶液が接触する接液側の溶接金属４、熱影響部５およびその近傍を覆うように肉盛溶接している。すなわち、上記実施形態の溶接材料の肉盛溶接によって、溶接接合部Ｐの一方の面（接液側の面）は肉盛溶接部１で覆われている。肉盛溶接部１が、上記構造物の溶接接合部Ｐの接液側の面に対して、硝酸溶液が直接接触することを阻止しているので、当該溶接接合部Ｐの粒界腐食を効果的に防止することができる。
　なお、図１～３では、上記実施形態の溶接材料１で肉盛溶接した母材に対して、熱影響部の表示をしていない。これは、前記したように、上記実施形態の溶接材料１は、ＢやＣなどの不純物元素の含有量が十分に低いので（すなわち高純度化されているので）、液相－固相共存温度域が狭く、肉盛溶接部端縁部への熱拡散が小さい。そのため、母材の温度上昇を小さく抑えることができ、結果として、熱影響部すなわち鋭敏化領域が非常に狭いからである。
　以上、本発明に係る実施形態について説明したが、本発明は前記した実施形態に限られるものではなく、下記の通り、本発明の技術的範囲内で様々に変更して実施することができる。
　上記実施形態の応力腐食割れ予防保全方法においては、肉盛溶接部１が溶接接合部Ｐの炉水側の表面全体に形成された場合を例示したが、肉盛溶接部１は、応力腐食割れや粒界腐食がもっとも発生しやすい溶接接合部Ｐ中の溶接熱影響部（鋭敏化部）を少なくとも含むように、肉盛溶接によって形成されればよい。
　上記実施形態の応力腐食割れ予防保全方法においては、突合せ溶接される一方および他方のオーステナイト系ステンレス鋼材として、いずれもＳＵＳ３０４鋼を用いた場合を例示したが、前記一方および／または他方のオーステナイト系ステンレス鋼材として、ＳＵＳ３１６鋼、ＳＵＳ３１６Ｌ鋼など他のオーステナイト系ステンレス鋼を用いてもよい。
　上記実施形態の応力腐食割れ予防保全方法においては、突合せ溶接の溶接材料として、市販のＹ３０８を用いた場合を例示したが、突合せ溶接の溶接材料として、他のオーステナイト系ステンレス鋼材用の溶接材料を用いてもよい。なお、本発明に係る溶接材料を用いることがより好ましい。本発明に係る溶接材料を用いた場合には、溶接金属４は十分な耐応力腐食割れ性を示すので、溶接熱影響部５およびその近傍のみを本発明に係る溶接材料で肉盛溶接すればよい。
　上記実施形態の応力腐食割れ予防保全方法においては、原子炉プラントに用いられるＳＵＳ３０４鋼製の配管の溶接した場合を例示したが、化学プラントなどに用いられるＳＵＳ３０４鋼などのオーステナイト系ステンレス鋼製の配管溶接に際しても適用してもよいし、配管の溶接だけでなく構造物などの溶接に適用してもよい。
　上記実施形態の応力腐食割れ予防保全方法においては、原子炉水と接する側（炉水側）の溶接接合部Ｐにのみ肉盛溶接部１を形成した場合を例示したが、その反対側の溶接接合部Ｐに肉盛溶接部１を形成してもよいし、両側に肉盛溶接部１を形成してもよい。
　上記実施形態の応力腐食割れ予防保全方法においては、既存の溶接材料であるＹ３０８を用いて補修溶接を行った場合を例示したが、補修部１０の溶接材料として、本発明に係る溶接材料を用いてもよい。これにより、新たな熱影響部１２の発生を防止できるとともに、補修部１０自体の耐粒界腐食性や耐応力腐食割れ性が向上する。また、この実施形態の応力腐食割れ予防保全方法において、管材１３と管材１４との突合せ溶接の溶接材料として、Ｙ３０８以外の既存の溶接材料を用いてもよいし、本発明に係る溶接材料を用いてもよい。
　上記実施形態の応力腐食割れ予防保全方法においては、対策材としてＳＵＳ３０４鋼材を用いたが、ＳＵＳ３１６鋼材、ＳＵＳ３１６Ｌ鋼材など他のオーステナイト系ステンレス鋼材を用いてもよい。
　上記実施形態の応力腐食割れ予防保全方法においては、既存の溶接材料であるＹ３０８を用いて対策材１５と管材１４の突合せ溶接を行った場合を例示したが、突合せ溶接用の溶接材料として、Ｙ３０８以外の既存の溶接材料を用いてもよいし、本発明に係る溶接材料を用いてもよい。なお、本発明に係る溶接材料を用いた場合には、溶接金属１６部自体の耐粒界腐食性や耐応力腐食割れ性が向上するので好ましい。
　上記実施形態の粒界腐食予防保全方法においては、オーステナイト系ステンレス鋼材を溶接してなる構造体として構造物１７を例示したが、オーステナイト系ステンレス鋼材を溶接してなる構造体は、それ以外に、例えば原子炉内部配管などであってもよい。
　以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
（溶接材料の作製）
　溶接材料Ｎｏ．Ａ～Ｌを次のように作製した。まず、溶接材料Ｎｏ．Ａ～Ｌの原料である鋼材各１５０ｋｇを、それぞれ真空誘導溶解（ＶＩＭ）して真空中で金型に鋳込むことで、各鋳塊を得た。次に、各鋳塊から電極をそれぞれ削りだし、各電極に電子ビーム再溶解（ＥＢ）をそれぞれ施すことで、各円柱鋳塊を得た。さらに、各円柱鋳塊をそれぞれ鍛造および線引き加工することで２．４ｍｍφの溶加棒を得た。表１に溶接材料Ｎｏ．Ａ～Ｌの化学組成を示す。表１中の各元素の単位は、Ｂの重量百万分率（ｗｔｐｐｍ）を除き、すべて重量百分率（ｗｔ％）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１において、溶接材料Ｎｏ．Ａ～Ｃ、ＧおよびＨは、Ｃ含有量が０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ含有量が０．５ｗｔ％以下、Ｍｎ含有量が０．５ｗｔ％以下、Ｐ含有量が０．００５ｗｔ％以下、Ｓ含有量が０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ含有量が１５～４０ｗｔ％、Ｃｒ含有量が２０～３０ｗｔ％、Ｎ含有量が０．０１ｗｔ％以下、Ｏ含有量が０．０１ｗｔ％以下、Ｂ含有量が３ｗｔｐｐｍ以下であり、かつ、前記Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量の合計が０．０２ｗｔ％以下である本発明に係るオーステナイト系溶接材料（本発明例）である。一方、溶接材料Ｎｏ．ＤはＢ含有量が３ｗｔｐｐｍを越える比較例である。溶接材料Ｎｏ．ＥはＮｉ含有量が２０ｗｔ％未満かつＣｒ含有量が２０ｗｔ％未満の比較例である。溶接材料Ｎｏ．ＦはＣｒ含有量が３０ｗｔ％を越える比較例である。溶接材料Ｎｏ．ＩはＣ含有量が０．０１ｗｔ％を越える比較例である。溶接材料Ｎｏ．ＪはＳｉ含有量が０．５ｗｔ％を越える比較例である。溶接材料Ｎｏ．ＫはＭｎ含有量が０．５ｗｔ％を越える比較例である。溶接材料Ｎｏ．ＬはＰ含有量が０．００５ｗｔ％を越えかつＳ含有量が０．００５ｗｔ％を越える比較例である。なお、溶接材料Ｎｏ．Ｉ、ＫおよびＬは、Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量の合計も０．０２ｗｔ％を越える比較例である。
（隙間腐食応力割れ試験（ＣＢＢ試験））
　原子炉内部の配管の内面での応力腐食環境を模擬したＣＢＢ試験を次のように行った。
　まず、溶接材料Ｎｏ．Ａ～Ｌを肉盛溶接するための溶接継手試験材を作製した。具体的には、厚さ１２ｍｍ×幅１００ｍｍ×長さ３００ｍｍのＳＵＳ３０４鋼の板材同士を突合せて、溶接材料としてＹ３０８を用い、２０リットル／ｍｉｎの流量のＡｒガスシールドのティグ溶接を行うことで、溶接継手試験材を得た。上記ティグ溶接の条件は、ワイヤ径２．４ｍｍ、溶接電流１８０Ａ、溶接電圧９Ｖ、溶接速度１００ｍｍ／ｍｉｎ、ワイヤ供給量１００ｃｍ／ｍｉｎであった。
　次に、上記各溶接継手試験材の溶接接合部に溶接材料Ｎｏ．Ａ～Ｌをそれぞれ肉盛溶接した。図１は、オーステナイト系溶接材料１で板材２と板材３の突合せ溶接部を肉盛溶接した溶接継手試験材１１を示す断面図である。図１に示すように、原子炉内部の配管の内面を模擬して、溶接継手試験材１１の溶接接合部Ｐの裏ビード側（炉水側）の熱影響部５および溶接金属４（Ｙ３０８を溶接材料として用いて突合せ溶接したもの）を覆うように（熱影響部５および溶接金属４が直接、炉水に接触しないように）、オーステナイト系溶接材料１で肉盛溶接した。
　そして、上記肉盛溶接した各溶接継手試験材から試験片を採取して、ＣＢＢ試験を行った。具体的には、まず溶接継手試験材１１から図１中の点線で示した領域を機械加工で切出してＣＢＢ試験片６を得た。ＣＢＢ試験片６の寸法は、厚さ２ｍｍ×幅１０ｍｍ×長さ５０ｍｍである。図４はＣＢＢ試験で使用する治具を示す斜視図である。次に、ＣＢＢ試験片６にすきまを付けるためのグラファイトファイバーウール７とともに当該ＣＢＢ試験片６をホルダー８間にセットし、ホルダー８の両端部の孔９に挟み付けボルトを挿入し、ホルダー８間のＣＢＢ試験片６にアールが付くように締め付けた。なお、図４に示すようにホルダー８のうち、上部ホルダーは１００Ｒに湾曲した凹部を、下部ホルダーは１００Ｒに湾曲した凸部をそれぞれ長手方向中央部に有している。さらに、上記治具に取り付けられたＣＢＢ試験片６をオートクレーブ内の高温高圧水中（飽和酸素濃度８ｗｔｐｐｍ、７０ｋｇｆ／ｃｍ２、２９０℃）に５００時間浸漬した。浸漬後、ＣＢＢ試験片６を治具から取外し、当該ＣＢＢ試験片６の断面観察から割れ発生状況を次の基準で評価した。
　　○：最大割れ深さが１５μｍ未満であり、ＣＢＢ試験合格。
　　×：最大割れ深さが１５μｍ以上であり、ＣＢＢ試験不合格。
（Ｃｏｒｉｏｕ腐食試験）
　溶接材料Ｎｏ．Ａ～Ｌに対して、高酸化性の金属イオンを含有する高濃度沸騰硝酸溶液中での粒界腐食状況を模擬したＣｏｒｉｏｕ腐食試験を次のように行った。溶接材料ごとに、Ｃｒ６＋イオンを１．０ｇ／Ｌ添加した５００ｍｌの８規定沸騰硝酸溶液へ浸漬する。そして、液を更新しながら２４時間を１バッチとして４バッチ行う。第４バッチの終了後に、溶接材料を上記溶液から取出し、腐食減量を測定して腐食速度を評価した。
　表２に、ＣＢＢ試験およびＣｏｒｉｏｕ試験の結果を示す。なお、表２中の溶接材料のＮｏ．「無」の行は、図１に示した溶接継手試験材１１において、溶接材料１で肉盛溶接していない場合（比較例）の試験結果である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２から、溶接部をなす配管の母材、すなわち溶接継手試験材１１の母材（板材２、３）として、ＳＵＳ３０４のようにＣ含有量が高いオーステナイト系ステンレス鋼材を用いた場合でも、溶接材料Ｎｏ．Ａ～Ｃ、ＧおよびＨ（本発明例）のような本発明に係る溶接材料１で溶接継手の熱影響部５（溶接接合部Ｐ）を肉盛溶接することにより、溶接継手の熱影響部５を肉盛溶接しない場合と比べて、溶接継手の耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性が格段に向上することが分かる。また、本発明に係る溶接材料以外の溶接材料Ｎｏ．Ｄ～ＦおよびＩ～Ｌ（比較例）を用いて、溶接継手の熱影響部５を肉盛溶接した場合と比べても、本発明に係る溶接材料で熱影響部５を肉盛溶接した溶接継手は良好な耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性を示すことが分かる。
　すなわち、溶接材料１（オーステナイト系溶接材料）として、本発明に係る溶接材料を用いることで、他の溶接材料１を用いた場合と比べて、肉盛溶接された部分の粒界腐食が抑えられ、応力腐食割れが十分に抑制されることが分かる。
　また、溶接材料１として溶接材料Ｎｏ．Ａを用いた場合と、溶接材料Ｎｏ．Ｈを用いた場合のＣｏｒｉｏｕ腐食試験結果の対比から、溶接材料中のＴｉ含有量をＣ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯのＴｉ当量の合計以上にすることにより、耐粒界腐食性が向上することが分かる。これは、溶接材料１として溶接材料Ｎｏ．Ｈを用いた場合には、粒界腐食の原因となるこれら不純物元素が粒界に偏析しているのに対して、溶接材料１として溶接材料Ｎｏ．Ａを用いた場合には、これら不純物元素がＴｉＣ、ＦｅＴｉＰ、ＴｉＳ、ＴｉＮ、およびＴｉＯ２のようなＴｉ系の炭化物やその他化合物として溶着金属中に析出しており、これら不純物元素が無害化されたためであると推察される。
　以上、詳述したように、本発明の一局面は、Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：１５～４０ｗｔ％、Ｃｒ：２０～３０ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｏ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系溶接材料であって、前記溶接材料に前記不可避的不純物として含まれるＢが３ｗｔｐｐｍ以下であり、かつ、前記溶接材料中の前記Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量の合計が０．０２ｗｔ％以下である溶接材料である。
　この構成によると、溶接材料（オーステナイト系ステンレス鋼溶接材料）は、結晶粒界に偏析して粒界結合エネルギーを低下させる不純物元素の含有量が少なく、特に、溶接材料のＢ含有量が３ｗｔｐｐｍ以下であるので、当該溶接材料を用いて溶接することによって形成された溶接金属（または肉盛溶接で形成された溶着金属）の粒界腐食を抑えるとともに、応力腐食割れを十分に抑制することができる。
　また、Ｃ含有量が０．０１ｗｔ％以下であるので、Ｃｒ系炭化物の析出を抑えることができる。Ｓｉ含有量が０．５ｗｔ％以下であるので、粒界腐食を抑制することができる。Ｍｎ含有量が０．５ｗｔ％以下であるので、δ－フェライトの生成による腐食を抑制することができる。Ｐ含有量が０．００５ｗｔ％以下であるので、Ｐの粒界偏析が抑制されて耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性の低下を抑えることができる。Ｓ含有量が０．００５ｗｔ％以下であるので、硫化物の生成が抑制されて耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性の低下を抑えることができる。
　また、Ｎｉ含有量が１５ｗｔ％以上であるので、当該溶接材料ならびにこれで溶接して形成された溶接金属（およびこれで肉盛溶接して形成された溶着金属）の金属組織をオーステナイト組織に安定させて、粒界腐食および応力腐食割れを抑制することができる。一方、Ｎｉ含有量が４０ｗｔ％以下であるので、コストの低減を図ることができる。また、Ｃｒ含有量が２０ｗｔ％以上であるので、例えば、軽水炉炉心のように中性子照射を受ける高温高圧水中環境下や再処理プラントのように高酸化性イオンを含む高濃度硝酸溶液の沸騰伝熱面腐食での過不働態腐食環境下において、当該溶接材料で溶接して形成された溶接金属（および当該溶接材料で肉盛溶接して形成された溶着金属）は十分な耐食性を確保することができる。一方、Ｃｒ含有量が３０ｗｔ％以下であるので、Ｃｒリッチの脆化相の析出を抑えることができる。
　また、Ｎ含有量およびＯ含有量がそれぞれ０．０１ｗｔ％以下であるとともに、Ｃ含有量、Ｐ含有量、Ｓ含有量、Ｎ含有量およびＯ含有量の合計が０．０２ｗｔ％以下であるので、これら元素が粒界に偏析することによる粒界結合エネルギーの低下を抑制することができる。その結果、本発明に係る溶接材料で溶接して形成された溶接金属（および当該溶接材料で肉盛溶接して形成された溶着金属）は良好な耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性を示す。
　また、本発明に係る溶接材料は不純物元素の含有量の低いオーステナイト系溶接材料であるので、これを用いて溶接した場合には、母材の温度上昇を小さく抑えて、溶接熱影響部すなわち鋭敏化領域を狭くすることができ、また溶接部の凝固が早期に完了して溶接部での残留応力が圧縮状態になるので、溶接金属や溶着金属だけでなく溶接接合部も良好な耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性を示す。
　従って、本発明に係る溶接材料を用いて原子力発電プラントなどにおける装置類、配管などを溶接することで、溶接金属および溶接熱影響部において応力腐食割れなどの発生とその進展を効果的に防止することができる。また、本発明に係る溶接材料を用いて上記装置類、配管などの溶接接合部に肉盛溶接することで、溶着金属および熱影響部において応力腐食割れなどの発生とその進展を効果的に防止することができる。
　本発明に係る溶接材料はＴｉをさらに含有し、当該溶接材料中のＴｉ、Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量は上記式（１）を満足することが好ましい。
　この構成によると、粒界腐食の原因となる不純物元素であるＣ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、およびＯを、ＴｉＣ、ＦｅＴｉＰ、ＴｉＳ、ＴｉＮおよびＴｉＯ２のようなＴｉ系の炭化物、リン化物、硫化物、窒化物、酸化物やその他化合物として、溶着金属中に析出させて、応力腐食割れと粒界腐食のうち、特に粒界腐食に対して無害化することができる。
　本発明の他の局面は、オーステナイト系ステンレス鋼材を溶接してなる構造体の応力腐食割れ予防保全方法であって、前記構造体の溶接熱影響部の表面に上記の溶接材料を肉盛溶接することにより肉盛溶接部を形成する肉盛溶接ステップを有する、応力腐食割れ予防保全方法である。
　この構成によると、構造体の溶接接合部（例えば、オーステナイト系ステンレス鋼製の構造物や配管の溶接接合部）内の熱影響部における応力腐食割れなどの発生とその進展を効果的に防止することができる。
　本発明に係る応力腐食割れ予防保全方法は、前記肉盛溶接ステップの前に、溶接接合部に存在する欠陥部を除去して補修溶接する補修溶接ステップをさらに有し、前記肉盛溶接ステップにおいて、前記溶接接合部が前記肉盛溶接部で覆われるように前記溶接材料で肉盛溶接することが好ましい。
　この構成によると、補修溶接部、および補修溶接によって生じた熱影響部における応力腐食割れなどの発生とその進展を効果的に防止することができる。
　本発明の他の局面は、少なくとも第１のオーステナイト系ステンレス鋼材と第２のオーステナイト系ステンレス鋼材とが溶接接合されてなる構造体の応力腐食割れ予防保全方法であって、前記構造体中の対策材へ取り替えられる前記第２のオーステナイト系ステンレス鋼材を、前記第１のオーステナイト系ステンレス鋼材から分離して前記構造体から取り外すステップと、前記対策材の開先面および前記第１のオーステナイト系ステンレス鋼材の開先面に対して、上記の溶接材料を肉盛溶接するステップと、前記対策材の肉盛溶接された開先面と前記第１のオーステナイト系ステンレス鋼材の肉盛溶接された開先面とを溶接接合するステップとを有する、応力腐食割れ予防保全方法である。
　この構成によると、対策材と第１のオーステナイト系ステンレス鋼材とを溶接接合する前に、上記溶接材料を対策材の開先面および第１のオーステナイト系ステンレス鋼材の開先面に肉盛溶接しておくことにより、対策材および第１のオーステナイト系ステンレス鋼材双方の熱影響相当部の鋭敏化が抑えられ、応力腐食割れなどの発生とその進展を効果的に防止することができる。
　本発明の他の局面は、腐食性流体が接触しうるオーステナイト系ステンレス鋼製の構造体の粒界腐食予防保全方法であって、前記構造体中の前記腐食性流体に接触しうる面に、前記腐食性流体の接触を阻止するように、上記の溶接材料を肉盛溶接することにより肉盛溶接部を形成するステップを有する、粒界腐食予防保全方法である。
　この構成によると、肉盛溶接部が腐食性流体の構造体（例えば、オーステナイト系ステンレス鋼製の構造物や配管）への直接接触を阻止するので、構造体の粒界腐食を効果的に防止することができる。
　本発明に係る粒界腐食予防保全方法は、前記構造体はオーステナイト系ステンレス鋼材を溶接してなる構造体であり、当該構造体の溶接接合部の一方の面が前記腐食性流体に接触しうる面であってもよい。
　この構成によると、肉盛溶接部が腐食性流体の溶接接合部への直接接触を阻止するので、溶接接合部の粒界腐食を効果的に防止することができる。
　溶接構造体の作製に際して、本発明に係るオーステナイト系溶接材料を用いることで、溶接構造体中の溶接金属および熱影響部での耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性を向上させることができる。具体的には、本発明に係るオーステナイト系溶接材料を、原子力発電プラントなどにおける装置類、配管などの溶接材料として使用することで、溶接金属および熱影響部の応力腐食割れなどの発生とその進展を効果的に防止することができる。また、溶接構造体の溶接接合部を本発明に係るオーステナイト系溶接材料を用いて肉盛溶接することで溶着金属および熱影響部での耐応力腐食割れ性および耐粒界腐食性をさらに向上させることができる。
　一方、本発明に係る応力腐食割れ予防保全方法を溶接構造体に適用することで、溶接構造体の応力腐食割れを従来よりも確実に予防することができる。本発明に係る粒界腐食予防保全方法を溶接構造体に適用することで、溶接構造体の粒界腐食を従来よりも確実に予防することができる。

Claims (7)

  1. 　Ｃ：０．０１ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．５ｗｔ％以下、Ｍｎ：０．５ｗｔ％以下、Ｐ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｎｉ：１５～４０ｗｔ％、Ｃｒ：２０～３０ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗｔ％以下、Ｏ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなるオーステナイト系溶接材料であって、
    　前記溶接材料に前記不可避的不純物として含まれるＢが３ｗｔｐｐｍ以下であり、かつ、前記溶接材料中の前記Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量の合計が０．０２ｗｔ％以下である溶接材料。
  2. 　前記溶接材料はＴｉをさらに含有し、
    　当該溶接材料中のＴｉ、Ｃ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯの含有量は下記式（１）を満足する、請求項１に記載の溶接材料。
    Figure JPOXMLDOC01-appb-I000001
  3. 　オーステナイト系ステンレス鋼材を溶接してなる構造体の応力腐食割れ予防保全方法であって、
    　前記構造体の溶接熱影響部の表面に請求項１または２に記載の溶接材料を肉盛溶接することにより肉盛溶接部を形成する肉盛溶接ステップを有する、応力腐食割れ予防保全方法。
  4. 　前記肉盛溶接ステップの前に、溶接接合部に存在する欠陥部を除去して補修溶接する補修溶接ステップをさらに有し、
    　前記肉盛溶接ステップにおいて、前記溶接接合部が前記肉盛溶接部で覆われるように前記溶接材料で肉盛溶接する、請求項３に記載の応力腐食割れ予防保全方法。
  5. 　少なくとも第１のオーステナイト系ステンレス鋼材と第２のオーステナイト系ステンレス鋼材とが溶接接合されてなる構造体の応力腐食割れ予防保全方法であって、
    　前記構造体中の対策材へ取り替えられる前記第２のオーステナイト系ステンレス鋼材を、前記第１のオーステナイト系ステンレス鋼材から分離して前記構造体から取り外すステップと、
    　前記対策材の開先面および前記第１のオーステナイト系ステンレス鋼材の開先面に対して、請求項１または２に記載の溶接材料を肉盛溶接するステップと、
    　前記対策材の肉盛溶接された開先面と前記第１のオーステナイト系ステンレス鋼材の肉盛溶接された開先面とを溶接接合するステップとを有する、応力腐食割れ予防保全方法。
  6. 　腐食性流体が接触しうるオーステナイト系ステンレス鋼製の構造体の粒界腐食予防保全方法であって、
    　前記構造体中の前記腐食性流体に接触しうる面に、前記腐食性流体の接触を阻止するように、請求項１または２に記載の溶接材料を肉盛溶接することにより肉盛溶接部を形成するステップを有する、粒界腐食予防保全方法。
  7. 　前記構造体はオーステナイト系ステンレス鋼材を溶接してなる構造体であり、当該構造体の溶接接合部の一方の面が前記腐食性流体に接触しうる面である、請求項６に記載の粒界腐食予防保全方法。
     
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