CN1084796C - 抗中子辐射诱发品质劣化的奥氏体不锈钢的制造方法 - Google Patents

抗中子辐射诱发品质劣化的奥氏体不锈钢的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1084796C
CN1084796C CN98801183A CN98801183A CN1084796C CN 1084796 C CN1084796 C CN 1084796C CN 98801183 A CN98801183 A CN 98801183A CN 98801183 A CN98801183 A CN 98801183A CN 1084796 C CN1084796 C CN 1084796C
Authority
CN
China
Prior art keywords
observe
stainless steel
weight
steel
austenitic stainless
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Expired - Lifetime
Application number
CN98801183A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1236401A (zh
Inventor
米泽利夫
岩村俊彦
藤本浩二
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
Original Assignee
Mitsubishi Heavy Industries Ltd
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.)
Filing date
Publication date
Application filed by Mitsubishi Heavy Industries Ltd filed Critical Mitsubishi Heavy Industries Ltd
Publication of CN1236401A publication Critical patent/CN1236401A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1084796C publication Critical patent/CN1084796C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • G—PHYSICS
    • G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
    • G21C—NUCLEAR REACTORS
    • G21C13/00—Pressure vessels; Containment vessels; Containment in general
    • G21C13/08—Vessels characterised by the material; Selection of materials for pressure vessels
    • G21C13/087—Metallic vessels
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • G—PHYSICS
    • G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
    • G21C—NUCLEAR REACTORS
    • G21C13/00—Pressure vessels; Containment vessels; Containment in general
    • G21C13/08—Vessels characterised by the material; Selection of materials for pressure vessels
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
    • Y02E30/30—Nuclear fission reactors

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • High Energy & Nuclear Physics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

通过在100-1180℃对一种不锈钢热固溶处理，之后，在600-750℃对如此处理的钢再进行时效处理，来获得具有抗中子辐射诱发品质劣化性的奥氏体不锈钢，其中所述的不锈钢含有：不高于0.08重量%C，不高于2.0重量%Mn，不高于1.5重量%Si，不高于0.045重量%P，不高于0.030重量%S，8.0-22.0重量%Ni，16.0-26.0重量%Cr，余者为Fe。

Description

抗中子辐射诱发品质劣化的奥氏体不锈钢的制造方法
发明背景
1.发明领域
本发明涉及一种具有优异的抗中子辐射诱发品质劣化的奥氏体不锈钢，该钢用作例如轻水反应堆型核电站的反应堆的内部构件。
2.相关技术的描述
传统上，奥氏体不锈钢如SUS304和SUS316用于作为轻水反应堆型核电站的反应堆内部构件(螺栓，板等)，当长年使用并受到1×1021n/cm2(E＞1MeV)或更高的中子辐射时，这种钢的晶界处容易出现贫Cr或富集有Ni，Si，P，S等元素。现已知道，在这种情况下，有高负载应力存在时，轻水反应堆中使用的奥氏体不锈钢可能发生应力腐蚀断裂(SCC)。这种现象称作“辐射引起的应力腐蚀断裂”(IASCC)。尽管迫切希望发展一种具有低IASCC敏感性的材料，但迄今还没有一种这样的具有低IASCC敏感性的材料，即具有优异的抗中子辐射诱发品质劣化的材料得以工业化生产。
作为轻水反应堆型核电站的内部构件，奥氏体不锈钢如SUS304和SUS316已得到使用。当这种构件长年使用并受到1×1021n/cm2(E＞1MeV)或更高的中子辐射时，就会观察到在晶界附近元素的浓度会有进一步显著的变化，而这种变化在使用前根本没有或着稍稍有点。换句话说，晶界附近发生贫Cr和Mo或者元素如Ni，Si，P和S的富集。这种现象叫做“辐射诱发偏析”。现已知道，如上所述，在偏析状态下，当处于高温和高压的水中，也就是轻水反应堆中的中子辐射环境中时，高负载应力或残余应力的存在容易引起应力腐蚀断裂(辐射引起的应力腐蚀断裂：IASCC)。
本发明通过对一种特定组成的不锈钢，即一种富Ni不锈钢进行热处理，以使该钢的结晶形式得以优化，并随后对其进行后处理，从而开发了一种富Ni奥氏体不锈钢作为具有优异的抗中子辐射诱发品质劣化的材料，并且此前已提出专利申请(特开平9-125205)。
                  发明概述
考虑到现有技术状况，本发明的一个目的是提供一种结构材料，该结构材料使用JIS(日本工业标准)规定的传统结构材料SUS304，SUS316或SUS310S作为母材合金，而不使用含Ni量高的高Ni不锈钢，本发明的结构材料由于具有抗中子辐射诱发品质劣化能力，而当在轻水反应堆的环境中(高温和高压的水中)使用时不会发生应力腐蚀断裂(SCC)。
为了克服上述问题，本发明人已对一种奥氏体不锈钢的性能进行了各种研究。结果，已发现，当按照S.Dumbill和W.Hanks测得一种中子辐射的材料晶界偏析值(第6届国际原子能设备-水反应堆中的材料的环境劣化会议论文集，521(1993))，对本发明人计算的晶界处Cr和Ni浓度变化和本发明人现已获得的中子辐射的SUS304和SUS316的SCC试验结果比较研究时，发现在中子辐射后，晶界处的Cr浓度不高于15％和Ni浓度不低于20％时，就会出现上述的IASCC，如图1所示。图1中的斜线部分表示SCC发生区。
本发明者设想，这种IASCC现象的出现，原因在于晶界处的元素浓度接近合金Alloy 600(日本工业标准NCF600)的元素组成。具体而言，可认为中子辐射使晶界处Cr浓度降低，Ni浓度升高，这样，其组成与合金Alloy 600(未受辐射的材料：Ni≥72％，Cr＝14-17％)的组成接近，结果，如同在合金Alloy 600中所经常看到的那样，所述材料在高温、高压的水中会出现应力腐蚀断裂(PWSCC：一次回路水中发生的应力腐蚀断裂)。然而，时至今日，PWSCC发生机理尚未得到详细阐述。
现已知道，通过在特定条件下的时效处理(特殊热处理)，晶界处会析出有与基体相相匹配的M23C6(M主要为Cr的一种碳化物)，即出现这种在晶界处匹配的M23C6的匹配析出，这样，传统的Ni基合金Incone1750(日本工业标准NCF750)或合金Alloy 690(日本工业标准NCF690)能够获得强化的晶界和改善的抗PWSCC性。本发明者已发现，当将这种迄今Ni基合金所使用的特殊热处理应用于传统的SUS304、SUS316或SUS310S时，即使中子辐射使晶界附近组成中的Cr浓度降低以及Ni浓度升高，通过晶界处与基体相匹配的M23C6的析出也能强化晶界并改善抗SCC性。
基于上述发现，本发明者通过使用SUS304或SUS316作为母材合金，并采用特定条件下的固溶处理，时效处理(热处理)来优化合金中的结晶形式并结合后加工处理(冷加工)，开展了进一步研究并完成了本发明。
本发明提供具有抗中子辐射诱发品质劣化的奥氏体不锈钢，该钢的获得过程为：在1000-1180℃将一种不锈钢进行热固溶处理，然后，对如此处理的钢在600-750℃进行时效处理，其中所述的不锈钢的组成为不超过0.08重量％C，不超过2.0重量％Mn，不超过1.5重量％Si，不超过0.045重量％P，不超过0.030重量％S，8.0-22.0重量％Ni，16.0-26.0重量％Cr，余者为Fe。
本发明的奥氏体不锈钢可以通过在所述热固溶处理和时效处理之间，对所述不锈钢进行处理程度最高为30％的冷加工处理来获得。
本发明中所使用的不锈钢可以含有3.0重量％或以下的Mo。例如，所述不锈钢可以是日本工业标准中规定的SUS316。当使用SUS316时，所述热固溶处理的温度范围为1000-1150℃。
另外，例如，所述不锈钢可以是日本工业标准中规定的SUS304，当使用SUS304时所述热固溶处理的温度范围为1000-1150℃。
而且，例如，所述不锈钢可以是日本工业标准中规定的SUS310S。当使用SUS310S时，所述热固溶处理的温度范围为1030-1180℃。
                附图简述
图1表示的是根据一种中子辐射的材料的晶界偏析测量值的计算，在合金晶界处，Cr和Ni的浓度与SCC敏感性之间的关系；图2表示的是用于SCC加速试验的试样的形状和尺寸。
                优选实施方案详述
本发明的抗中子辐射诱发品质劣化的奥氏体不锈钢，是一种在轻水反应堆环境中，更具体而言，在约270-360℃和70-160大气压的高温高压水中，即使经至少1×1022n/cm2(E＞1MeV)中子辐射后，也具有优异的耐SCC性的材料。反应堆内部使用的其它结构材料主要是一种奥氏体不锈钢如SUS304或SUS316。因此，有必要使用一种具有与SUS304或SUS316相似的热膨胀系数的材料，以减小由不同结构材料间热膨胀系数的差异所引起的应力。根据本发明的奥氏体不锈钢热膨胀系数保持在15×10-6-19×10-6/K间，该值接近于16×10-6-18×10-6/K，即传统使用的SUS304或SUS316在室温(20℃)至400℃的温度范围内的平均热膨胀系数。
具有这种性能的奥氏体不锈钢实例包括通过使用下述不锈钢作为基础材料所获得的奥氏体不锈钢，所述作为基础材料的不锈钢为日本工业标准中规定的SUS304，其组成为：以重量％计，不超过0.08％C，不超过2.0％Mn，不超过1.0％Si，不超过0.045％P，不超过0.030％S，8.0-10.5％Ni，18.00-20.00％Cr，以及余量的Fe；以及日本工业标准中规定的SUS316，其组成为：以重量％计，不超过0.08％C，不超过2.0％Mn，不超过1.0％Si，不超过0.045％P，不超过0.030％S，10.0-14.0％Ni，16.00-18.00％Cr，2.00-3.00％Mo以及余量的Fe；或者日本工业标准中规定的SUS310S，其组成为：以重量％计，不超过0.08％C，不超过2.00％Mn，不超过1.50％Si，不超过0.045％P，不超过0.030％S，19.0-22.0％Ni，24.00-26.00％Cr以及余量的Fe，对所述基础材料在1000-1150℃(SUS304或SUS316)或在1030-1180℃(SUS310S)进行热固溶处理，或者，如必要，在上述温度进行热固溶处理之后，再对所述钢基础材料在不高于再结晶点的温度范围，进行处理程度最高为30％的冷加工处理，然后，对如此处理的钢在600-750℃时效处理，时间不超过100小时。
在上述示例性的不锈钢中，与基体相相匹配的M23C6(M主要为Cr的碳化物)的晶界处析出，这就有可能强化晶界并改善抗SCC性。
对具有上述组成的SUS304或SUS316在1000-1150℃进行固溶处理或对具有上述组成的SUS310S在1030-1180℃进行固溶处理，这样，合金中溶解的原子在基体中形成固溶体。如此处理后的奥氏体不锈钢，如果需要，再于不高于其再结晶点的温度范围内，进行最多为30％的冷加工处理，以通过滑移变形来使晶粒中的位错增殖，这样，作为螺栓或类似材料时，其强度得以提高而抗SCC性并未丧失。上述固溶处理或固溶处理和冷加工处理之后的在600-750℃的热处理(时效处理)可使与基体相相匹配的M23C6(一种M主要为Cr的碳化物)在晶界析出，这样就强化了晶界并使抗SCC性得以改善。此外，如果必要，可进行最多为30％的冷加工处理，以确保应用本发明的产品的强度。
为达到本发明这一目的，要求冷加工处理的程度不必太大，最高30％左右就足够了。当变形程度超过30％时，尽管强度增加但延性降低，所以如此获得的不锈钢不适于作为结构材料。
当时效处理在低于600℃的温度进行时，即使长时间加热，也不可能使得与基体相相匹配的M23C6在晶界充分析出，因而，就不可能获得所期望的抗SCC性。另一方面，当时效温度超过750℃时，与基体相相匹配的M23C6再次形成固溶体，析出不会出现。因此，引起M23C6充分析出的优选的温度范围是600-750℃。尽管在600-750℃短时的时效处理也有效，但仍要求时效处理至少进行1小时，以使M23C6充分析出并获得高的抗SCC性。一般地，最多100小时左右对于时效处理是足够了。此外，如果必要，可进行最高为30％的冷加工处理，以确保应用本发明的产品的强度。
可以想象到，辐射引起的应力腐蚀断裂(IASCC)几乎与由高负载应力和中子辐射所致的材料劣化同时发生，因此，本发明的目的是预先控制材料的组成和金相组织，以使材料即使受到中子辐射时，也能将其劣化限制在不容易引起IASCC的程度。换句话说，本发明的特征在于使用SUS304、SUS316或SUS310S作为基础合金，以使即使热处理后，其与传统材料的热膨胀系数的差异最小；其特征还在于预先就使得晶界处的一种碳化物处于使IASCC不易发生的析出状态。
                 实施例
四种待试验的材料制备如下。通过对具有表1所示化学组成的SUS304和SUS316分别在1050℃固溶处理1小时，随后，在如表2-9中所示温度下时效处理(热处理)100小时，从而获得其中两种试验材料。
采用类似方式固溶处理后，再对如此处理的钢进行10-30％的冷加工处理，随后在如表2-9中所示温度下时效处理(热处理)达100小时，从而获得其它两种试验材料。
将四种试验材料加工成形状和尺寸如图2所示(图2中，单位为mm)的试件，之后，使用原子反应堆在320℃，对四种试样进行至少为5×1022n/cm2(E＞1MeV)的中子辐射进行材料试验。然后，在轻水反应堆的模拟环境下(360℃和160kgf/cm2G，高温高压的水中)，以0.1μm/min的应变速率进行应力腐蚀断裂加速试验。顺便说一句，上述这些材料未受辐射时没有SCC敏感性，因此，只提供辐射后的材料判行评价。
                         表1
                       化学组成，重量％C，余量：Fe
  C   Si   Mn   P   S     Ni     Cr   Mo
 SUS 306   0.06   0.55   1.52   0.02   0.021     8     18    -
 SUS 316   0.04   0.75   1.65   0.018   0.011     12     16    2.6
 SUS 310S   0.02   0.32   1.14   0.024   0.001     19.58     24.31    -
试验结果示于表2-9中。如表2-9所示，如此获得的试样从室温到400℃间的平均热膨胀系数：对于SUS304系为15.7×10-6-16.8×10-6/K；对于SUS316系为16.2×10-6-17.7×10-6/K。在表2的“碳化物M23C6的析出状态”一栏中，当借助透射电子显微镜(TEM)和扫描电子显微镜(SEM)观察到M23C6在晶界半连续析出时，则碳化物的析出状态为“观察到”。当没有发现析出相，或者发现晶粒长得很粗大且析出为非半连续时，则碳化物的析出状态为“未观察到”。“IGSCC”表示晶间应力腐蚀断裂，“IGSCC断列比”表示[(∑晶界断裂区的面积)÷(∑试件断裂区的整个面积)]×100(％)之值。“SCC敏感性”是基于应力腐蚀断裂加速试验后断口表面的晶间断裂比率(IGSCC断裂比)来进行评价的。当IGSCC断裂比超过5％时，则判定材料为“敏感”(A)。另一方面，当该比值不高于5％时，则判定材料为“不敏感”(B)。此外，“SSRT”指的是低应变速率拉伸试验。
由表2-9可了解到如下结果。试验材料的晶间断裂比率(IGSCC断裂比)接近于0(优选不高于5％)比较合适，该比值被认为对抗IASCC性影响最大。而且，通过在600-750℃时效处理达5-100小时，获得与基体相相匹配M23C6在晶界处析出的试验材料。使用透射电子显微镜(TEM)和扫描电子显微镜(SEM)已证实，在上述这些试验材料中，M23C6的析出均很充分(半连续析出)。可以认为，不论是否进行冷加工处理，上述这些试验材料均具有优异的抗SCC性。
                                                     表2
待试验的材料   冷加工处理比(％)    时效处理条件   碳化物M23C6的析出状态     IGSCC断裂比(％)     SCC敏感性      热膨胀系数(×10-6/K)
  温度(℃)  时间(h)
SUS  304     0     -   未观察到     75     A     16.2
    500     1   未观察到     71     A     16.5
    5   未观察到     65     A     16.3
    10   未观察到     53     A     16.1
    50   未观察到     39     A     16.0
    100   未观察到     30     A     16.5
    600     1   未观察到     15     A     16.2
    5   观察到     0     B     16.2
    10   观察到     0     B     16.5
    50   观察到     0     B     16.2
    100   观察到     0     B     16.3
    700     1   观察到     3     B     16.4
    5   观察到     0     B     16.5
    10   观察到     0     B     16.2
    50   观察到     0     B     16.1
    100   观察到     0     B     16.2
    750     1   观察到     1     B     15.9
    5   观察到     0     B     16.4
    10   观察到     0     B     16.2
    50   观察到     0     B     16.5
    100   观察到     0     B     16.2
    800     1   未观察到     8     A     16.7
    5   未观察到     17     A     15.8
    10   未观察到     15     A     16.0
    50   未观察到     20     A     16.3
    100   未观察到     14     A     16.1
SCC敏感性(A：敏感，B：不敏感)
                                                           表3
  待试验的材料   冷加工处理比(％)         时效处理条件   碳化物M23C6的析出状态   IGSCC断裂比(％)     SCC敏感性     热膨胀系数(×10-6/K)
  温度(℃)   时间(h)
  SUS 304     10   未热处理     -   未观察到     65     A     15.8
    500     1   未观察到     55     A     16.1
    5   未观察到     50     A     16.2
    10   未观察到     58     A     16.5
    50   未观察到     43     A     16.7
    100   未观察到     28     A     16.0
    600     1   观察到     2     B     16.3
    5   观察到     0     B     16.4
    10   观察到     0     B     16.2
    50   观察到     0     B     16.1
    100   观察到     0     B     16.8
    700     1   观察到     1     B     16.2
    5   观察到     0     B     16.1
    10   观察到     0     B     15.8
    50   观察到     0     B     15.9
    100   观察到     0     B     16.3
    750     1   观察到     0     B     16.1
    5   观察到     0     B     16.2
    10   观察到     0     B     16.3
    50   观察到     0     B     16.8
    100   观察到     0     B     16.5
    800     1   未观察到     10     A     16.6
    5   未观察到     5     A     15.8
    10   未观察到     8     A     16.1
    50   未观察到     15     A     16.5
    100   未观察到     19     A     16.3
SCC 敏感性(A：敏感，B：不敏感)
                                                           表4
  待试验的材料   冷加工处理比(％)       时效处理条件   碳化物M23C6析出状态   IGSCC断裂比(％)     SCC敏感性     热膨胀系数(×10-6/K)
  温度(℃)   时间(h)
  SUS 304     20   未热处理     -   未观察到     52     A     16.3
    500     1   未观察到     50     A     16.2
    5   未观察到     60     A     16.2
    10   未观察到     45     A     16.2
    50   未观察到     16     A     16.5
    100   观察到     4     B     16.8
    600     1   观察到     3     B     16.3
    5   观察到     1     B     16.7
    10   观察到     0     B     16.4
    50   观察到     0     B     15.8
    100   观察到     0     B     15.9
    700     1   观察到     0     B     16.5
    5   观察到     0     B     16.3
    10   观察到     0     B     16.4
    50   观察到     0     B     16.3
    100   观察到     0     B     16.2
    750     1   观察到     0     B     16.1
    5   观察到     0     B     16.6
    10   观察到     0     B     16.2
    50   观察到     0     B     16.6
    100   观察到     0     B     16.2
    800     1   未观察到     18     A     16.8
    5   未观察到     20     A     15.7
    10   未观察到     17     A     16.5
    50   未观察到     13     A     16.3
    100   未观察到     6     A     16.3
SCC 敏感性(A：敏感，B：不敏感)
                                                           表5
  待试验的材料   冷加工处理比(％)       时效处理条件   碳化物M23C6析出状态   IGSCC断裂比(％)     SCC敏感性     热膨胀系数(×10-6/K)
  温度(℃)   时间(h)
  SUS 304     30   未热处理     -     未观察到     55     A     16.3
    500     1     未观察到     55     A     16.2
    5     未观察到     60     A     16.2
    10     未观察到     20     A     16.2
    50     观察到     4     B     16.5
    100     观察到     2     B     16.7
    600     1     观察到     1     B     16.3
    5     观察到     0     B     16.5
    10     观察到     0     B     16.4
    50     观察到     0     B     15.9
    100     观察到     0     B     16.3
    700     1     观察到     0     B     16.5
    5     观察到     0     B     16.3
    10     观察到     0     B     16.7
    50     观察到     0     B     16.3
    100     观察到     0     B     16.2
    750     1     观察到     0     B     16.3
    5     观察到     0     B     16.7
    10     观察到     0     B     16.8
    50     观察到     0     B     16.6
    100     观察到     0     B     16.5
    800     1     未观察到     13     A     16.4
    5     未观察到     15     A     15.8
    10     未观察到     20     A     16.3
    50     未观察到     15     A     16.5
    100     未观察到     8     A     16.7
SCC 敏感性(A：敏感，B：不敏感)
                                                        表6
 待试验的材料   冷加工处理比(％)       时效处理条件   碳化物M23C6析出状态   IGSCC断裂比(％)     SCC敏感性     热膨胀系数(×10-6/K)
  温度(℃)   时间(h)
  SUS 316     0 未热处理 - 未观察到 65 A 17.2
    500     1   未观察到     63     A     17.2
    5   未观察到     57     A     17.1
    10   未观察到     70     A     17.2
    50   未观察到     36     A     17.4
    100   未观察到     23     A     16.9
    600     1   未观察到     12     A     16.8
    5   观察到     0     B     17.3
    10   观察到     0     B     17.5
    50   观察到     0     B     17.4
    100   观察到     0     B     17.3
    700     1   观察到     3     B     17.1
    5   观察到     0     B     17.0
    10   观察到     0     B     17.2
    50   观察到     0     B     16.8
    100   观察到     0     B     16.5
    750     1   观察到     2     B     16.4
    5   观察到     0     B     16.8
    10   观察到     0     B     16.5
    50   观察到     0     B     16.4
    100   观察到     0     B     16.3
    800     1   未观察到     15     A     16.4
    5   未观察到     18     A     16.2
    10   未观察到     23     A     16.3
    50   未观察到     21     A     16.5
    100   未观察到     15     A     16.8
SCC 敏感性(A：敏感，B：不敏感)
                                                        表7
 待试验的材料   冷加工处理比(％)      时效处理条件   碳化物M23C6析出状态   IGSCC断裂比(％)     SCC敏感性     热膨胀系数(×10-6/K)
  温度(℃)   时间(h)
  SUS 316     10   未热处理     -   未观察到     70     A     17.3
    500     1   未观察到     55     A     17.5
    5   未观察到     52     A     17.2
    10   未观察到     46     A     16.9
    50   未观察到     31     A     17.3
    100   未观察到     8     A     17.3
    600     1   观察到     1     B     17.3
    5   观察到     0     B     17.2
    10   观察到     0     B     17.4
    50   观察到     0     B     17.1
    100   观察到     0     B     17.0
    700     1   观察到     1     B     17.3
    5   观察到     0     B     17.6
    10   观察到     0     B     17.4
    50   观察到     0     B     16.3
    100   观察到     0     B     16.5
    750     1   观察到     0     B     16.8
    5   观察到     0     B     16.7
    10   观察到     0     B     16.6
    50   观察到     0     B     16.5
    100   观察到     0     B     16.4
    800     1   未观察到     20     A     16.8
    5   未观察到     17     A     16.2
    10   未观察到     22     A     16.5
    50   未观察到     13     A     16.5
    100   未观察到     17     A     16.3
SCC 敏感性(A：敏感，B：不敏感)
                                                       表8
 待试验的材料   冷加工处理比(％)       时效处理条件   碳化物M23C6析出状态   IGSCC断裂比(％)     SCC敏感性     热膨胀系数(×10-6/K)
  温度(℃)   时间(h)
  SUS 316     20     -   未观察到     55     A     17.3
    500     1   未观察到     55     A     17.6
    5   未观察到     60     A     17.4
    10   未观察到     45     A     16.8
    50   未观察到     20     A     16.5
    100   观察到     4     B     16.8
    600     1   观察到     3     B     17.4
    5   观察到     1     B     17.3
    10   观察到     0     B     17.5
    50   观察到     0     B     17.2
    100   观察到     0     B     15.9
    700     1   观察到     0     B     17.3
    5   观察到     0     B     17.5
    10   观察到     0     B     17.2
    50   观察到     0     B     16.3
    100   观察到     0     B     17.3
    750     1   观察到     0     B     17.6
    5   观察到     0     B     17.4
    10   观察到     0     B     16.3
    50   观察到     0     B     17.3
    100   观察到     0     B     17.6
    800     1   未观察到     18     A     17.4
    5   未观察到     20     A     16.3
    10   未观察到     17     A     17.3
    50   未观察到     13     A     17.5
    100   未观察到     6     A     17.2
SCC 敏感性(A：敏感，B：不敏感)
                                                            表9
 待试验的材料   冷加工处理比(％)        时效处理条件   碳化物M23C6析出状态   IGSCC断裂比(％)     SCC敏感性     热膨胀系数(×10-6/K)
  温度(℃)   时间(h)
   SUS 316     30   未热处理     -   未观察到     75     A     17.5
    500     1   未观察到     70     A     17.3
    5   未观察到     65     A     17.5
    10   未观察到     18     A     17.2
    50   未观察到     3     B     17.3
    100   未观察到     2     B     17.5
    600     1   未观察到     2     B     16.8
    5   观察到     0     B     17.4
    10   观察到     0     B     17.3
    50   观察到     0     B     17.5
    100   观察到     0     B     17.2
    700     1   观察到     0     B     17.4
    5   观察到     0     B     17.3
    10   观察到     0     B     17.5
    50   观察到     0     B     16.8
    100   观察到     0     B     17.7
    750     1   观察到     0     B     16.8
    5   观察到     0     B     17.3
    10   观察到     0     B     16.9
    50   观察到     0     B     16.8
    100   观察到     0     B     17.3
    800     1   未观察到     5     A     17.2
    5   未观察到     13     A     17.3
    10   未观察到     18     A     17.5
    50   未观察到     21     A     17.3
    100   未观察到     16     A     16.8
SCC 敏感性(A：敏感，B：不敏感)
此外，两种待试验的材料制备如下。通过对具有表1所示化学组成的SUS310S在1050℃固溶处理1小时，然后，在如表10所示温度下时效处理(热处理)100小时，来获得其中一种待试验材料。
通过对采用类似方式固溶处理后的钢进行约20％变形量的冷加工处理，随后在如表10所示温度下时效处理(热处理)100小时，来获得另外一种待试验材料。
将上述两种试验材料加工成具有如图2所示形状和尺寸的试件(图2中，单位为mm)，然后，使用一种用于材料试验的原子反应堆在320℃对试样进行至少5×1022n/cm2(E＞1MeV)的中子辐射。然后，在轻水反应堆的模拟环境下(360℃，214kgf/cm2G，高温高压的水中)，以0.5μm/min的应变速率进行应力腐蚀断裂加速试验。试验结果示于表10中。
                                  表10
  待试验的材料   时效处理条件   碳化物M23C6析出状态     IGSCC断裂比(％)     SCC敏感性
    310S不锈钢   未热处理   未观察到     46     A
  500℃×100h   未观察到     39     A
  550℃×100h   未观察到     28     A
  600℃×100h   观察到     4     B
  650℃×100h   观察到     2     B
  700℃×100h   观察到     1     B
  750℃×100h   观察到     3     B
  800℃×100h   未观察到     19     A
    310S不锈钢+冷加工处理(20％)   未观察到     43     A
  500℃×100h   未观察到     37     A
  550℃×100h   未观察到     24     A
  600℃×100h   观察到     3     B
  650℃×100h   观察到     1     B
  700℃×100h   观察到     0     B
  750℃×100h   观察到     1     B
  800℃×100h   未观察到     16     A
SCC 敏感性(A：敏感，B：不敏感)
表10中，术语“碳化物M23C6的析出状态”、“IGSCC断裂比”和“SCC敏感性”分别与表2-9中相应的术语类似。
由表10可了解如下结果。对于试验材料而言，其晶间断裂比率(IGSCC断裂比)接近于0(优选不高于5％)比较合适，所述比值被认为对抗IASCC性影响最大。而且，通过在600-750时效处理100小时，就获得与基体相相匹配的M23C6已在晶界析出的试验材料。借助透射电子显微镜(TEM)和扫描电子显微镜(SEM)已证实，在上述这些试验材料中，M23C6的析出很充分(半连续析出)。可以认为，不论是否进行冷加工处理，上述这些试验材料均具有优异的抗SCC性。
工业应用性
本发明的具有抗中子辐射诱发品质劣化性的奥氏体不锈钢在抗中子辐射诱发品质劣化方面上非常优异。具体而言，甚至本发明的不锈钢在经受约1×1022n/cm2(E＞1MeV)的中子辐射之后，此处所述辐射值是核电站整个寿命期间，轻水反应堆所受到的辐射总剂量的最大值，其在轻水反应堆水环境中也不易发生应力腐蚀断裂(SCC)。因此，作为轻水反应堆堆芯材料使用的本发明不锈钢，在反应堆的整个寿命期间，有可能在不引起IASCC的情况下进行工作，这样，反应堆的可靠性能够得到进一步改善。
换句话说，本发明的具有抗中子辐射诱发品质劣化性的奥氏体不锈钢，在270-350℃/70-160大气压的高温高压的水中有着优异的抗应力腐蚀断裂性，而且即使在受到高达1×1022n/cm2(E＞1MeV)的中子辐射后，该钢在室温与400℃间，仍有15×10-6-19×10-6/K的平均热膨胀系数。
此外，本发明的奥氏体不锈钢可以用传统上使用的SUS304或SUS316作为基础材料进行生产，这样，与传统生产方法中所使用的相同的材料能够得以采用。本发明的不锈钢的进一步优势还在于：即使通过热处理来改善其抗中子辐射诱发品质劣化性，也不会出现因材料间热膨胀系数上的差异所引起的应力，因为所述不锈钢与实际反应堆中使用的SUS304或SUS316有着几乎类似的热膨胀系数。

Claims (7)

1.具有抗中子辐射诱发品质劣化性的奥氏体不锈钢的制造方法，该钢通过将一种不锈钢在1000-1180℃进行热固溶处理，之后在600-750℃再对如此处理的钢进行时效处理而获得，其中所述的不锈钢的组成为：不高于0.08重量％C(重量)，不高于2.0重量％Mn，不高于1.5重量％Si，不高于0.045重量％P，不高于0.030重量％S，8.0-22.0重量％Ni，16.0-26.0重量％Cr和余量的Fe。
2.根据权利要求1的具有抗中子辐射诱发品质劣化性的奥氏体不锈钢的制造方法，该钢通过在所述热固溶处理和所述时效处理之间，对所述不锈钢进行处理程度最高为30％的冷加工处理来获得。
3.根据权利要求1或2的具有抗中子辐射诱发品质劣化性的奥氏体不锈钢的制造方法，该钢还含有3.0重量％或更低的Mo。
4.根据权利要求1的具有抗中子辐射诱发品质劣化性的奥氏体不锈钢的制造方法，该钢通过在1000-1150℃进行所述的热固溶处理来获得，其中所述的不锈钢是日本工业标准中规定的SUS304。
5.根据权利要求1或2的具有抗中子辐射诱发品质劣化性的奥氏体不锈钢的制造方法，该钢通过在1000-1150℃进行所述的热固溶处理来获得，其中所述的不锈钢是日本工业标准中规定的SUS316。
6.根据权利要求1或2的具有抗中子辐射诱发品质劣化性的奥氏体不锈钢的制造方法，该钢通过在1030-1180℃进行所述的热固溶处理来获得，其中所述的不锈钢是日本工业标准中规定的SUS310S。
7.由权利要求1-6中任一项的方法得到的具有抗中子辐射诱发品质量化性的奥氏体不锈钢。
CN98801183A 1997-08-19 1998-08-12 抗中子辐射诱发品质劣化的奥氏体不锈钢的制造方法 Expired - Lifetime CN1084796C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP222593/97 1997-08-19
JP22259397 1997-08-19

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1236401A CN1236401A (zh) 1999-11-24
CN1084796C true CN1084796C (zh) 2002-05-15

Family

ID=16784909

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN98801183A Expired - Lifetime CN1084796C (zh) 1997-08-19 1998-08-12 抗中子辐射诱发品质劣化的奥氏体不锈钢的制造方法

Country Status (8)

Country Link
EP (1) EP0964072B1 (zh)
JP (1) JP3495377B2 (zh)
KR (1) KR100315621B1 (zh)
CN (1) CN1084796C (zh)
CA (1) CA2269038C (zh)
DE (1) DE69824702T2 (zh)
ES (1) ES2221185T3 (zh)
WO (1) WO1999009229A1 (zh)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008208451A (ja) * 2007-01-31 2008-09-11 National Institute Of Advanced Industrial & Technology オーステナイト系ステンレス鋼、及びその水素除去方法
JP5205577B2 (ja) * 2008-02-04 2013-06-05 独立行政法人日本原子力研究開発機構 粒界制御型耐照射性ｓｕｓ３１６相当鋼およびその製造方法
WO2010110003A1 (ja) 2009-03-27 2010-09-30 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼
CN102294573B (zh) * 2011-07-27 2013-05-01 上海第一机床厂有限公司 一种用于核电控制棒驱动机构的钩爪的制备方法
JP2014181383A (ja) * 2013-03-19 2014-09-29 Hitachi-Ge Nuclear Energy Ltd 高耐食性高強度ステンレス鋼および原子炉内構造物ならびに高耐食性高強度ステンレス鋼の製造方法
CN104032233B (zh) * 2014-05-27 2016-09-14 中国核动力研究设计院 一种奥氏体不锈钢及其制造工艺
CN105803356A (zh) * 2016-05-30 2016-07-27 苏州双金实业有限公司 一种具有韧性高性能的钢
JP2020050940A (ja) * 2018-09-28 2020-04-02 国立研究開発法人日本原子力研究開発機構 オーステナイト系微細粒ステンレス鋼の製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56126794A (en) * 1980-03-10 1981-10-05 Doryokuro Kakunenryo Nuclear reactor core material
US4818485A (en) * 1987-02-11 1989-04-04 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Radiation resistant austenitic stainless steel alloys
US4878962A (en) * 1988-06-13 1989-11-07 General Electric Company Treatment for inhibiting irradiation induced stress corrosion cracking in austenitic stainless steel
JP3235390B2 (ja) * 1995-02-03 2001-12-04 株式会社日立製作所 析出強化型オーステナイト鋼単結晶及びその用途
JPH09125205A (ja) * 1995-09-01 1997-05-13 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 耐中性子照射劣化高Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼

Also Published As

Publication number Publication date
JP3495377B2 (ja) 2004-02-09
EP0964072B1 (en) 2004-06-23
WO1999009229A1 (fr) 1999-02-25
KR100315621B1 (ko) 2001-12-12
EP0964072A4 (en) 2002-05-02
CN1236401A (zh) 1999-11-24
CA2269038A1 (en) 1999-02-25
CA2269038C (en) 2003-12-16
EP0964072A1 (en) 1999-12-15
KR20000068776A (ko) 2000-11-25
DE69824702D1 (de) 2004-07-29
ES2221185T3 (es) 2004-12-16
DE69824702T2 (de) 2005-08-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100205917B1 (ko) 지르코늄 합금 및 그 처리방법
KR100733701B1 (ko) 크립저항성이 우수한 지르코늄 합금 조성물
Bradbrook et al. The precipitation of zirconium hydride in zirconium and zircaloy-2
Chakrapani et al. Hydrogen embrittlement in a Mg-Al alloy
CN1084796C (zh) 抗中子辐射诱发品质劣化的奥氏体不锈钢的制造方法
WO2001061062A1 (en) Zirconium niobium-tin alloy for use in nuclear reactors and method of its manufacture
Manahan et al. A phenomenological investigation of in-reactor cracking of type 304 stainless steel control rod cladding
US5976275A (en) High-nickel austenitic stainless steel resistant to degradation by neutron irradiation
KR100754477B1 (ko) 크립저항성이 우수한 지르코늄 합금 조성물
Ford et al. The theoretical prediction of the effect of system variables on the cracking of stainless steel and its use in design
US6245163B1 (en) Austenitic stainless steel resistant to neutron-irradiation-induced deterioration and method of making thereof
Johnson Corrosion and failure characteristics of zirconium alloys in high-pressure steam in the temperature range 400 to 500° C
CA1163120A (en) Low in reactor creep zr-base alloy tubes
JPH05171359A (ja) 窒素とホウ素の含有量を極めて低くしたオーステナイト系ステンレス鋼
Etoh et al. Evaluation of environmental compatibility of EHP (extra high purity) using austenitic stainless steel cladding material
US4530727A (en) Method for fabricating wrought components for high-temperature gas-cooled reactors and product
JPH07173587A (ja) ジルコニウム合金溶接部材の製造方法
Yeske et al. Corrosion-assisted cracking of duplex stainless steels in suction roll applications
Yukitoshi et al. The behavior of low C 9Cr 2Mo steel in a fast breeder reactor irradiation environment
Kornilov et al. PRINCIPAL PROPERTIES OF THE TITANIUM ALLOY AT-3 AND THE PROSPECTS FOR ITS APPLICATION
Qian et al. A study of iodine induced stress corrosion cracking of zirconium alloys
Brun et al. Cumulative fatigue and creep-fatigue damage at 350 0 C on recrystallized zircaloy 4
Peng et al. A study of iodine induced stress corrosion cracking of zirconium alloys
Wang et al. Cracking process of Fe-26Cr-1Mo during low cycle corrosion fatigue
Morris Relation between metallurgical microstructure and the resistance to hydrogen embrittlement in coal gasifier ferrous alloys

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CX01 Expiry of patent term

Granted publication date: 20020515

CX01 Expiry of patent term