JP5861599B2 - 原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents

Description

本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼に関し、さらに詳しくは、原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼に関する。

原子炉は種々の駆動機構を備える。駆動機構は複数の部材を含む。駆動機構では、複数の部材間で摺動摩耗が発生する。摺動摩耗により部材間に隙間が生じたり、部材自体が損傷したりすると、駆動機構が本来の機能を発揮しにくくなる場合がある。

さらに、摩耗により部材から削り出された金属粉（以下、摩耗粉という）が、原子炉の冷却水により原子炉内まで搬送されると、摩耗粉が放射化する。摩耗粉を構成する金属の種類によっては、放射線量が大幅に上昇する場合がある。したがって、原子炉の駆動機構等の部材には、耐摩耗性が求められる。さらに、原子炉の駆動機構等の部材は、３００℃近傍のいわゆる原子炉水温度域で使用される。

一般に、オーステナイト系ステンレス鋼は、原子炉水温度域における耐食性に優れる。そこで、溶接部の鋭敏化抑制の観点から、原子炉用部材の素材として、オーステナイト系ステンレス鋼のうち、低炭素のＳＵＳ３１６Ｌ、ＳＵＳ３０４Ｌが利用されている。

ＳＵＳ３１６ＬやＳＵＳ３０４Ｌは構造部材としての強度を有する。しかしながら、上述の摩耗に耐え得るほどの強度を有しない。さらに、原子炉に利用される複数の部材は、互いに溶接される場合があるため、溶接による溶接熱影響部（ＨＡＺ）に割れが生じるのは好ましくない。したがって、原子炉用部材に使用される素材には、原子炉水温度域での摩耗に耐えうるだけの高温強度と、優れた溶接性、及び耐食性、特に耐応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）が求められる。

特開昭６１−２７６９６３号公報（特許文献１）、特開昭６３−１０８２９５号公報（特許文献２）、特開平５−６５６０１号公報（特許文献３）、国際公開第２００４／０８３４７６号（特許文献４）及び特開昭５７−１６４９７１号公報（特許文献５）は、強度及び耐食性を高めた鋼を提案する。

特許文献１では、原子力プラントの制御棒駆動装置等に利用される水中摩擦機構部を開示する。この文献では、水中摩擦機構部に、他の部材との接触面に窒化処理を施した鋼を利用する。特許文献２も、特許文献１と同様に、原子力プラントの電動制御棒駆動機構において、他の部材と接触する部分に窒化層を有するＦｅ基合金を利用する。

特許文献３では、耐食性と高強度とを有するオーステナイト系ステンレス鋼を提案する。特許文献３では、特定組成のオーステナイト系ステンレス鋼の製造工程において、加工終了温度を１０００℃以下にする。これにより、オーステナイト系ステンレス鋼の組織が扁平未再結晶粒組織となり、その結果、高強度が得られると記載されている。

特許文献４では、高強度及び溶接継手の特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提案する。特許文献４では、Ｎの固溶強化によりオーステナイト系ステンレス鋼の強度を高める。さらに、微細なＣｒ炭窒化物を析出して鋼の延性及び靱性を得る。さらに、溶接金属のＮｉ当量及びＣｒ当量を規定することにより、溶接継手の強度及び耐水素脆化特性を改善できる、と記載されている。

特許文献５は、高温強度及び耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼を提案する。特許文献５では、高温強度を得るために、Ｎ、Ａｌ及びＭｇを含有する。これにより、優れた耐食性だけでなく、優れた高温強度も得られると記載されている。

特開昭６１−２７６９６３号公報 特開昭６３−１０８２９５号公報 特開平５−６５６０１号公報 国際公開第２００４／０８３４７６号 特開昭５７−１６４９７１号公報

しかしながら、特許文献１及び２のように、窒化層を形成する場合、窒化処理のコストが掛かる。さらに、特許文献１及び２では、原子力水温度域での強度についての検討がなく、ＨＡＺ割れの抑制に関する溶接性、耐ＳＣＣ性に関する検討もされていない。

特許文献３では、扁平未再結晶粒組織により、高強度が得られるとしている。しかしながら、このような組織の場合、優れた耐ＳＣＣ性及び溶接性が得られない可能性がある。

特許文献４では、高圧水素ガス環境用途のステンレス鋼を想定している。そのため、原子炉水温度域のような高温環境下での使用は想定されていない。そのため、十分な高温強度が得られない可能性がある。

特許文献５では、高温強度についての検討はされているものの、耐ＳＣＣ性及び溶接性について検討されていない。そのため、耐ＳＣＣ性及び溶接性が低い可能性がある。

本発明の目的は、原子炉水温度域において優れた強度を有し、さらに、優れた耐ＳＣＣ性及び溶接性を有する原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼を提供することである。

本実施形態による原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．００５％以上０．０３５％未満、Ｓｉ：０．２％以上１．０％未満、Ｍｎ：４．０％以上７．０％未満、Ｃｒ：２０〜２５％、Ｎｉ：１１〜１４％、Ｍｏ：１．５〜３．０％、Ｎ：０．２〜０．４％、Ｎｂ：０．１５〜０．２８％、及び、Ｖ：０．１５〜０．２８％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物のうち、Ｐ、Ｓ及びＣｏはそれぞれ、Ｐ：０．０１８％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｏ：０．０５％以下であり、３００℃において、０．２％耐力が２６５〜３２５ＭＰａであり、引張強度が５６０〜６１０ＭＰａである。

本実施形態の原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼は、原子炉水温度域において優れた強度を有し、さらに、優れた耐ＳＣＣ性及び溶接性を有する。

図１は、実施例中のロンジバレストレイン試験の模式図である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。

本発明者らは、オーステナイト系ステンレス鋼の高温強度、耐ＳＣＣ性及び溶接性について調査、検討した。その結果、本発明者らは、次の知見を得た。

（Ａ）原子炉水温度域（３００℃近傍）において、耐全面腐食性を高めるためにＣｒ含有量を高め、耐ＳＣＣ性を高めるためにＣ含有量を低くすることが有効である。しかしながら、Ｃ含有量が低ければ、原子炉水温度域での高い強度は得られない。

（Ｂ）原子炉水温度域での強度を高める他の方法として、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮ等による固溶強化がある。Ｃｒ含有量が高い場合、ＭｏはＣｒと結合してシグマ（σ）相に代表される金属間化合物を形成し、溶接性が低下するとともに脆化を促す。さらに、Ｃｕを含有する部材が原子炉水と反応して腐食した場合、Ｃｕが溶出してＣｕ酸化物となる。Ｃｕ酸化物は、他の部材（たとえば、燃料被覆管等）に付着すると、その部材の腐食を加速する。したがって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、固溶強化元素として０．２〜０．４％のＮを利用する。

（Ｃ）原子炉水温度域での強度を高める固溶強化以外の他の方法として、析出強化がある。上述のＮは、固溶強化により高温強度を高めるとともに、Ｖ，Ｎｂ，Ｔａ，Ｈｆ及びＷ等と、Ｃと結合して炭窒化物を形成し、析出強化により高温強度を高める。しかしながら、Ｔａ，Ｈｆ及びＷは熱中性子吸収断面積が大きいため原子炉用途には適さない。そこで、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、０．１５〜０．２８％のＶと、０．１５〜０．２８％のＮｂとを含有して鋼を析出強化する。

（Ｄ）上述の炭窒化物は、粒内に析出する。そのため、炭窒化物の析出によりＣは粒内に固定される。そのため、粒界にてＣｒ炭化物の析出が抑制され、耐ＳＣＣ性も高まる。

（Ｅ）Ｃ，Ｃｒ，Ｎ，Ｖ及びＮｂを含有する高温のオーステナイト系ステンレス鋼を冷却していくと、液相からフェライト相とオーステナイト相とが析出し、さらに冷却すると、液相が消失する直前にフェライト相が消失する。フェライト相の生成はＮの固溶度を下げるため、固溶強化の観点からは好ましくない。しかしながら、凝固温度域でフェライト相とオーステナイト相の２相が共存する方が、オーステナイト相の粒成長を抑制できる。したがって、結晶粒の細粒化には有効である。さらに、鋭敏化の原因となるＭ_２３Ｃ_６の析出温度は低下できる方が好ましい。

以上の観点から、平衡状態図におけるフェライト相とオーステナイト相の割合と、鋭敏化抑制とを満たす成分設計として、Ｃ：０．００５％以下０．３５％未満、Ｃｒ：２０〜２５％、Ｎｉ：１１〜１４％、Ｍｎ：４．０％以上７．０％未満及びＮ：０．２〜０．４％と規定するのが適切である。

（Ｆ）上述のとおり、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｍｎ含有量及びＮ含有量が高い。そのため、強度が高くなり、溶接熱影響部（ＨＡＺ）において、延性低下割れ（以下、ＨＡＺ割れという）が発生する場合がある。

ＨＡＺ割れの原因としては、不純物の濃化による粒界脆化と、粒内及び粒界の強度差の拡大とが考えられる。そこで、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、不純物のうち、特に粒界脆化に影響するＰ、Ｓの含有量をそれぞれ制限する。

（Ｇ）さらに、粒内及び粒界の強度差を小さくするために、高温強度の上限を制限する。具体的には、３００℃における０．２％耐力を２６５〜３２５ＭＰａとし、３００℃における引張強度を５６０〜６１０ＭＰａにする。この場合、０．２％耐力及び引張強度が高すぎることによりＨＡＺ割れが発生するのを抑制できる。

（Ｈ）上述の範囲の高温強度を実現するために、製造工程において、準最終固溶化熱処理工程と、最終冷間加工工程と、最終固溶化熱処理工程とを実施する。準最終固溶化熱処理は、最終冷間加工工程の前に実施される。最終冷間加工工程は、最終固溶化熱処理工程の前に実施される。準最終の固溶化熱処理での熱処理温度を１１２０〜１２３０℃とし、最終の冷間加工での断面減少率を２０〜４０％とし、最終の固溶化熱処理での熱処理温度を１０２０℃以上１１２０℃未満とする。さらに、準最終及び最終の固溶化熱処理での熱処理時間ＴＨ（ｍｉｎ）をそれぞれ、式（１）を満たすように調整する。
２×Ｔｓ≦ＴＨ≦３×Ｔｓ （１）
ここで、Ｔｓには、準最終の固溶化熱処理の場合、準最終の固溶化熱処理が実施されるときの前記オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ（ｍｍ）が代入され、最終の固溶化熱処理の場合、最終の固溶化熱処理が実施されるときの前記オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ（ｍｍ）が代入される。

この場合、準最終及び最終の固溶化熱処理により、Ｎ固溶量が適切になり、かつ、適切な量の炭窒化物が粒内に生成される。そのため、高温強度を上記範囲内にすることができ、さらに、ＨＡＺ割れ及びＳＣＣの発生が抑制される。

以上の知見に基づいて、本実施形態の原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼は完成した。以下、本実施形態の原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼の詳細を説明する。

［化学組成］
本実施形態による原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼は、以下の化学組成を有する。

Ｃ：０．００５％以上０．０３５％未満
炭素（Ｃ）は、原子炉水温度域（３００℃近傍）での鋼の強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の耐ＳＣＣ性、より具体的には、耐粒界応力腐食割れ（ＩＧＳＣＣ）性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．００５％以上０．０３５％未満である。Ｃ含有量の好ましい下限は、０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．００８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は、０．０２５％未満であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。

Ｓｉ：０．２％以上１．０％未満
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、シグマ（σ）相に代表される金属間化合物が析出し、鋼が脆化する。Ｓｉ含有量が高すぎればさらに、溶接時にオーステナイト凝固した場合に、凝固割れ感受性が高くなる。したがって、Ｓｉ含有量は０．２％以上１．０％未満である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は、０．２％よりも高く、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．６５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。

Ｍｎ：４．０％以上７．０％未満
マンガン（Ｍｎ）は、オーステナイト相を安定化する。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼において、Ｍｎは、Ｃｒ、Ｎｉ及びＮとの適正な組み合わせにより、鋼の強度及び溶接性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果は有効に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎが溶接部の表面に優先的に濃化し、鋼の耐食性を低下する。したがって、Ｍｎ含有量は４．０％以上７．０％未満である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は、４．０％よりも高く、さらに好ましくは４．５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は６．０％であり、さらに好ましくは５．５％である。

Ｃｒ：２０〜２５％
原子炉水温度域は３００℃近傍の高温であるため、炉水中の溶存酸素濃度が高い場合、鋼の腐食が加速する。クロム（Ｃｒ）は、このような原子炉水温度域における鋼の耐食性を高める。さらに、Ｃｒはフェライト生成元素であるため、凝固時において鋼がアルファ（α）相から凝固する。そのため、凝固時のオーステナイト粒が微細になり、母材結晶粒の成長を抑制し，細粒化に有効である．また，ＨＡＺ割れも抑制される。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、σ相に代表される金属間化合物が析出し、鋼が脆化する。したがって、Ｃｒ含有量は２０〜２５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２０％よりも高く、さらに好ましくは２１％であり、さらに好ましくは２１．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は、２５％未満であり、さらに好ましくは２３％であり、さらに好ましくは２２．５％である。

Ｎｉ：１１〜１４％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト相を安定化し、原子炉水温度域での鋼の耐食性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、溶接凝固時において、鋼がガンマ（γ）相から凝固するため、母材でのＨＡＺ割れが発生しやすくなる。したがって、Ｃ、Ｎ及びＭｎ等との相乗効果も考慮して、Ｎｉ含有量は１１〜１４％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は１１％よりも高く、さらに好ましくは１１．５％であり、さらに好ましくは１２．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は１４％未満であり、さらに好ましくは１３．５％であり、さらに好ましくは１３．０％である。

Ｍｏ：１．５〜３．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の不働態皮膜を安定化し、鋼の耐全面腐食性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、σ相に代表される金属間化合物が析出して鋼が脆化する。したがって、Ｍｏ含有量は１．５〜３．０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は、１．５％よりも高く、さらに好ましくは１．８％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は３．０％未満であり、さらに好ましくは２．５％であり、さらに好ましくは２．３％である。

Ｎ：０．２〜０．４％
窒素（Ｎ）は、固溶強化により鋼の強度を高める。Ｎはさらに、炭窒化物を形成して鋼の高温強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果が有効に得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、炭窒化物に粒内に過剰に生成されて結晶粒が硬くなり過ぎ、溶接時にＨＡＺ割れが発生しやすくなったり、粒界にＣｒ炭窒化物が生成して鋼の耐応力腐食割れ性が低下したりする。したがって、Ｎ含有量は０．２〜０．４％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．２％よりも高く、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．４％未満であり、さらに好ましくは０．３６％であり、さらに好ましくは０．３４％である。

Ｎｂ：０．１５〜０．２８％
Ｖ：０．１５〜０．２８％
ニオブ（Ｎｂ）及びバナジウム（Ｖ）はいずれも、鋼の高温強度を高める。Ｎｂ及びＶは、結晶粒内で炭窒化物として析出し、鋼を析出強化する。Ｎｂ及びＶの炭窒化物はさらに、ピンニング作用により結晶粒を微細化し、さらに高温強度を高める。Ｎｂ及びＶ含有量が低すぎれば、上記効果が得られにくい。一方、Ｎｂ及びＶ含有量が高すぎれば、結晶粒が硬くなり過ぎ、溶接時にＨＡＺ割れが発生しやすくなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．１５〜０．２８％であり、Ｖ含有量は０．１５〜０．２８％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．１５％よりも高く、さらに好ましくは０．１８％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．２８％未満であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１５％よりも高く、さらに好ましくは０．１８％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．２８％未満であり、さらに好ましくは０．２３％である。

本実施形態の原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここで、不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素であって、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

上記不純物のうち、特に、Ｐ、Ｓ、及びＣｏの含有量は、以下のとおりに制限される。

Ｐ：０．０１８％以下
燐（Ｐ）は不純物である。ＰはＨＡＺの割れ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０１８％以下である。好ましいＰ含有量は０．０１８％未満であり、さらに好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１３％以下である。

Ｓ：０．００２％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓ含有量が高すぎれば、粒界脆化が発生し、鋼の耐食性も低下する。本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｃを粒内炭窒化物として粒内に固定し、粒界鋭敏化を抑制する。粒内での炭窒化物の析出が促進すれば、粒内強度が高まる。そのため、Ｓ含有量が高すぎれば、Ｓの偏析により脆化した粒界と、炭窒化物により強度が高まった粒内との強度差が大きくなる。その結果、ＨＡＺでの延性低下割れ感受性が増大する。したがって、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量は０．００２％以下である。好ましＳ含有量は０．００２％未満であり、さらに好ましくは０．００１％以下であり、さらに好ましくは０．０００８％以下である。

Ｃｏ：０．０５％以下
コバルト（Ｃｏ）は不純物である。鋼中のＣｏは、^５９Ｃｏである。しかしながら、仮に、Ｃｏが部材の摩耗により炉水に取り込まれ、炉心まで搬送された場合、Ｃｏは炉心で放射化して^６０Ｃｏに変換される。^６０Ｃｏの半減期は２７２年と長いため、原子力発電所作業員の放射線被ばく線源となり得る。したがって、Ｃｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｃｏ含有量は０．０５％以下である。ステンレス鋼を電気炉で溶製する場合、Ｃｏ含有量を０．０５％以下にするにはコストが掛かる。一方、ステンレス鋼を高炉により溶製する場合、Ｃｏ含有量を０．０５％以下にしやすい。好ましいＣｏ含有量は０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。

［製造方法］
本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の一例を説明する。上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。たとえば、電気炉やＡＯＤ（Ａｒｇｏｎ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉、ＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ Ｏｘｙｇｅｎ Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）炉を用いて、上記溶鋼を製造する。

製造された溶鋼から造塊法によりインゴットを製造する。インゴットを熱間加工（熱間鍛造、熱間圧延等）してスラブやブルーム、ビレット等の鋼素材を製造する。製造された溶鋼から連続鋳造法によりスラブやブルーム、ビレット等の鋼素材を製造してもよい。

製造された鋼素材を熱間加工して、オーステナイト系ステンレス鋼材を製造する。たとえば、鋼素材を熱間圧延して鋼板や棒鋼、線材を製造する。また、熱間押出や熱間穿孔圧延等によりオーステナイト系ステンレス鋼管を製造する。上記のとおり、熱間加工の具体的な方法は特に限定されず、最終製品の形状に応じた熱間加工を実施すればよい。

熱間加工後のオーステナイト系ステンレス鋼材に対して、最終工程を実施する。最終工程は、少なくとも、準最終固溶化熱処理工程と、最終冷間加工工程と、最終固溶化熱処理工程とを含む。最終冷間加工工程は、準最終固溶化熱処理工程後に実施する。最終固溶化熱処理工程は、最終冷間加工工程後に実施する。なお、最終工程は、準最終固溶化熱処理工程前に、複数回の固溶化熱処理工程及び冷間加工工程を含んでもよい。

準最終固溶化熱処理工程と、最終冷間加工工程と、最終固溶化熱処理工程とを実施することにより、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼では、Ｎ固溶量が適切になり、かつ、適切な量の炭窒化物が粒内に生成される。そのため、３００℃における０．２％耐力が２６５〜３２５ＭＰａになり、引張強度が５６０〜６１０ＭＰａになる。さらに、ＨＡＺ割れ及びＳＣＣの発生が抑制される。以下、最終工程の詳細を説明する。

［準最終固溶化熱処理工程］
準最終固溶化熱処理では、熱処理温度を１１２０〜１２３０℃にする。この場合、鋼中の合金元素が十分に均質化する。熱処理温度が低すぎれば、鋼中の元素の均一な固溶が不十分になり、後の最終固溶化熱処理工程において、炭窒化物の析出が不足する。そのため、上述の高温強度（３００℃での０．２％耐力及び引張強度）が得られにくい。一方、熱処理温度が高すぎても、結晶粒が粗大化し、高温強度が得られない。したがって、準最終固溶化熱処理において、熱処理温度は１１２０〜１２３０℃である。熱処理温度の好ましい下限は１１５０℃であり、好ましい上限は１２００℃である。

［最終冷間加工工程］
準最終固溶化熱処理を実施した後、オーステナイト系ステンレス鋼材に対して最終の冷間加工を実施する。冷間加工はたとえば、冷間圧延や、冷間抽伸である。冷間加工による断面減少率ＲＡは２０〜４０％にする。ここで、断面減少率ＲＡ（％）は、次の式（Ａ）で定義される。

ＲＡ（％）＝（１−最終冷間加工後の鋼材の断面積／最終冷間加工前の鋼材の断面積）×１００ （Ａ）
断面減少率ＲＡが低すぎれば、鋼材に付与された加工歪が少なすぎるため、最終固溶化熱処理工程で微細な炭窒化物が析出しにくい。そのため、上述の高温強度が得られにくい。

一方、断面減少率ＲＡが高すぎれば、鋼材に付与された加工歪が多すぎるため、最終固溶化熱処理工程で炭窒化物が過剰に析出したり成長したりする。そのため強度が過剰に高くなる。そのため、０．２％耐力が３２５ＭＰａを超える、及び／又は、引張強度が６１０ＭＰａを超える。さらに、ＨＡＺ割れが発生しやすくなる。

断面減少率ＲＡが２０〜４０％であれば、適切な量の加工歪が鋼材に導入される。そのため、最終固溶化熱処理後の鋼の０．２％耐力が２６５〜３２５ＭＰａ、引張強度が５６０〜６１０ＭＰａとなり、かつ、ＨＡＺ割れが発生しにくくなる。さらに、適切な炭窒化物が粒内に析出するため、粒界にＣｒ炭化物が生成されにくく、耐ＳＣＣ性が高まる。

［最終固溶化熱処理工程］
最終固溶化熱処理工程では、微細な炭窒化物を析出し、微細な炭窒化物及び再結晶により、結晶粒を微細化する。

最終固溶化熱処理における熱処理温度が低すぎれば、再結晶が発生しにくいため、結晶粒が粗大化する。さらに、冷間加工による加工歪が十分に除去されないため、強度が過剰に高くなる。強度が過剰に高くなるためＨＡＺ割れが発生しやすくなる。さらに、粒内の炭窒化物析出が足らず粒界にＣｒ炭化物が析出し、耐ＳＣＣ性が低下する。一方、最終固溶化熱処理工程における熱処理温度が高すぎれば、再結晶により生成された結晶粒が粗大化し、強度が低下する。したがって、最終熱処理工程における熱処理温度は１０２０〜１１２０℃である。好ましい熱処理温度の下限は、１０２０℃よりも高く、さらに好ましくは１０５０℃である。熱処理温度の好ましい上限は１１２０℃未満であり、さらに好ましくは１１００℃である。

［準最終及び最終固溶化熱処理工程における熱処理時間］
準最終及び最終固溶化熱処理における熱処理時間ＴＨ（ｍｉｎ）は、次の式（１）を満たす。
２×Ｔｓ≦ＴＨ≦３×Ｔｓ （１）
ここで、Ｔｓは、準最終固溶化熱処理又は最終固溶化熱処理が実施される鋼材の厚さ（ｍｍ）である。より具体的には、Ｔｓには、準最終の固溶化熱処理の場合、準最終の固溶化熱処理が実施されるときの前記オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ（ｍｍ）が代入され、最終の固溶化熱処理の場合、最終の固溶化熱処理が実施されるときの前記オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ（ｍｍ）が代入される。

鋼材が鋼板である場合、厚さＴｓは、鋼板の厚さ（ｍｍ）を意味する。鋼材が鋼管である場合、厚さＴｓは、鋼管の肉厚（ｍｍ）を意味する。鋼材が棒鋼又は線材である場合、厚さＴｓは、棒鋼又は線材の直径（ｍｍ）を意味する。

たとえば、準最終固溶化熱処理が実施される鋼材が厚さ２５ｍｍの鋼板であり、最終固溶化熱処理が実施される鋼材が厚さ１７ｍｍの鋼板である場合、準最終固溶化熱処理での熱処理温度ＴＨは５０〜７５分であり、最終固溶化熱処理での熱処理温度は３４〜５１分である。

準最終固溶化熱処理において、熱処理時間ＴＨが式（１）の下限未満である場合、合金元素が十分に固溶せず、最終固溶化熱処理工程において、炭窒化物の析出が不足する。そのため、上述の高温強度が得られにくい。一方、熱処理時間ＴＨが式（１）の上限を超える場合、結晶粒が粗大化する。そのため、高温強度が得られにくい。

最終固溶化熱処理において、熱処理時間ＴＨが式（１）の下限未満である場合、強度が過剰に高くなり、耐ＳＣＣ性も低下する。一方、熱処理時間ＴＨが式（１）の上限を超える場合、再結晶により生成された結晶粒が粗大化し、析出した炭窒化物も粗大化する。そのため、強度が低下する。

準最終及び最終固溶化熱処理における熱処理温度ＴＨが式（１）を満たせば、製造された鋼材の鋼の０．２％耐力が２６５〜３２５ＭＰａ、引張強度が５６０〜６１０ＭＰａとなり、かつ、ＨＡＺ割れが発生しにくく、優れた耐ＳＣＣが得られる。

種々の化学組成のオーステナイト系ステンレス鋼板を製造し、各オーステナイト系ステンレス鋼板の強度（０．２％耐力及び引張強度）、耐ＨＡＺ割れ性、及び耐ＳＣＣ性を調査した。
[試験方法]

表１に示す化学組成の溶鋼を製造した。

表１を参照して、鋼Ａ〜Ｇの化学組成は、本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の化学組成の範囲内であった。一方、鋼Ｈ〜Ｎでは、いずれかの元素の含有量が本実施形態のオーステナイト系ステンレス鋼の範囲外であった。

鋼Ａ〜Ｎの溶鋼を用いて、インゴットを製造した。インゴットを熱間鍛造及び熱間圧延して、厚さ２０ｍｍの鋼板を製造した。

製造された鋼板に対して、表２に示す条件で最終工程（準最終固溶化熱処理工程、冷間加工工程、最終熱処理工程）を実施し、厚さ１４ｍｍの鋼板（以下、試験素材という）を製造した。なお、準最終固溶化熱処理工程では、厚さ２０ｍｍの鋼板に対して熱処理を実施したため、式（１）に基づいて、適切な熱処理時間は４０〜６０分であった。一方、最終固溶化熱処理工程では、厚さ１４ｍｍの鋼板に対して熱処理を実施したため、式（１）に基づいて、適切な熱処理時間は２８〜４２分であった。

製造された試験素材を用いて、次に示す高温引張試験、ロンジバレストレイン試験、ダブルＵベンド試験を実施した。

［高温引張試験］
ＪＩＳ Ｇ０５６７に基づいて、試験素材から、平行部の長さが５０ｍｍの丸棒引張試験片を作製した。丸棒引張試験片を用いて、３００℃にて引張試験を実施し、０．２％耐力（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を得た。引張速度は、０．２％耐力までは０．３％／ｍｉｎ、それ以降は７．５％／ｍｉｎとした。

表２に試験結果を示す。表２中の「高温ＹＳ」欄には、０．２％耐力（ＭＰａ）を示す。高温ＹＳ欄において、「Ｇ」は、得られた０．２％耐力が２６５〜３２５ＭＰａの範囲内であることを示す。「Ｌ」は、得られた０．２％耐力が２６５ＭＰａ未満であることを示す。「Ｕ」は、得られた０．２％耐力が３２５ＭＰａよりも高いことを示す。

さらに、表２中の「高温ＴＳ」欄には、引張強度（ＭＰａ）を示す。高温ＴＳ欄において、「Ｇ」は、得られた引張強度が５６０〜６１０ＭＰａの範囲内であることを示す。「Ｌ」は、引張強度が５６０ＭＰａ未満であることを示す。「Ｕ」は、引張強度が６１０ＭＰａよりも高いことを示す。

［ロンジバレストレイン試験］
溶接後の耐ＨＡＺ割れ性を評価するため、ロンジバレストレイン試験を実施した。試験素材から板厚１０ｍｍ、幅５０ｍｍ、長さ３００ｍｍの板状試験片を作製した。

図１に、ロンジバレストレイン試験の模式図を示す。半径３００ｍｍの曲率半径の傾斜面を有する治具１０を準備した。治具１０の傾斜面の頂上に板状試験片２０の長手方向の一方の端部を固定した。

板状試験片２０の他方の端部から、長手方向に沿って、ＧＴＡ溶接のトーチ３０を移動しながら、ＧＴＡ溶接によるビードオンプレート溶接を実施した。そして、溶接中、板状試験片２０の他方の端部に対して下方に向かう外力Ｆを付加して板状試験片２０に曲げによる歪みを与え、溶接中にＨＡＺ割れが発生するか否かを調査した。ＧＴＡ溶接における溶接電流は２００Ａ、アーク電圧は１６Ｖであり、溶接速度は１５０ｍｍ／ｍｉｎであった。さらに、外力Ｆによる付加歪み量は２．５％であった。

表２に試験結果を示す。「ＨＡＺ割れ」欄において、「Ｎ」は、ロンジバレストレイン試験中に、ＨＡＺ割れが発生しなかったことを示す。「Ｆ」は、ＨＡＺ割れが発生したことを示す。

［ＳＣＣ試験］
各試験番号の試験素材に対して、７００℃で５時間の鋭敏化処理を実施した。その後、試験素材から、厚さ２ｍｍ、幅１０ｍｍ、長さ７５ｍｍの短冊試験片を２枚作製した。２枚の短冊試験片を重ねて、ＪＩＳ Ｇ０５７６に準拠したダブルＵベンド試験片を作製した。

ダブルＵベンド試験片を用いて、ＳＣＣ試験を実施した。具体的には、ダブルＵベンド試験片をオートクレーブ容器内の試験浴に５００時間浸漬した。試験浴は、２８８℃の純粋とした。５００時間浸漬後の試験片の断面を観察し、割れ深さが２０μｍ以上のＳＣＣの有無を確認した。

表２に試験結果を示す。「耐ＳＣＣ性」欄中の「Ｎ」は、ＳＣＣ試験にて割れ深さが２０μｍ以上のＳＣＣが発生しなかったことを示す。「Ｆ」は、ＳＣＣ試験にて割れ深さが２０μｍ以上のＳＣＣが発生したことを示す。

［試験結果］
表２を参照して、試験番号１〜７の化学組成は適切であり、準最終及び最終固溶化熱処理における熱処理温度も適切であり、準最終及び最終固溶化熱処理における熱処理時間ＴＨはいずれも式（１）を満たした。さらに、最終冷間加工工程での断面減少率ＲＡも適切であった。そのため、試験番号１〜７では、高温（３００℃）での０．２％耐力は２６５〜３２５ＭＰａ、引張強度は５６０〜６１０ＭＰａの範囲内であり、ロンジバレストレイン試験においてＨＡＺ割れは観察されなかった。さらに、２８８℃の高温でのＳＣＣ試験において、ＳＣＣは確認されなかった。

一方、試験番号８では、化学組成は適切であったものの、準最終固溶化熱処理工程での熱処理温度が高すぎた。そのため、高温強度（３００℃での０．２％耐力及び引張強度）は低かった。準最終固溶化熱処理工程での熱処理温度が高すぎ、結晶粒が粗大化したためと考えられる。

試験番号９では、化学組成は適切であったものの、準最終固溶化熱処理工程での熱処理温度が低すぎた。そのため、高温強度が低く、ＳＣＣが観察された。準最終固溶化熱処理での熱処理温度が低すぎ、合金元素の固溶が不足し、粒内に析出すべき炭窒化物の成長が不足したため、粒界にＣｒ炭化物が生成し、ＳＣＣが発生したと考えられる。

試験番号１０では、化学組成は適切であったものの、準最終固溶化熱処理工程での熱処理温度が長すぎた。そのため、高温強度が低かった。準最終固溶化熱処理での熱処理時間が長すぎ、結晶粒が粗大化したため、最終固溶化熱処理が適切であっても、強度の低下は免れなかったと考えられる。

試験番号１１では、化学組成は適切であったものの、最終固溶化熱処理温度が高すぎた。そのため、高温強度が低かった。熱処理温度が高すぎたため、結晶粒が粗大化し、高温強度が低下したと考えられる。

試験番号１２では、化学組成は適切であったものの、準最終及び最終固溶化熱処理工程での熱処理時間ＴＨがいずれも式（１）の上限を超えた。そのため、高温強度が低く、ＨＡＺ割れも観察された。熱処理時間が長すぎたため、結晶粒が粗大化し、高温強度が低下したと考えられる。また、粒内の炭窒化物が多量に析出することにより、粒内と粒界との強度差が大きくなったため、ＨＡＺ割れが発生したものと考えられる。

試験番号１３では、化学組成は適切であったものの、準最終固溶化熱処理工程での熱処理時間ＴＨが式（１）の下限未満であった。そのため、高温強度が低く、ＳＣＣが確認された。熱処理時間が短すぎたため、合金元素が純分に固溶せずに再結晶が促進されず、微細炭窒化物の析出も不足した。そのため、高温強度が低く、かつ、粒界にＣｒ炭化物が析出してＳＣＣが発生したと考えられる。

試験番号１４では、化学組成は適切であったものの、最終冷間加工工程における断面減少率ＲＡが高すぎた。そのため、ＨＡＺ割れが観察された。最終冷間加工により過剰な歪みが鋼中に導入された結果、過剰な炭窒化物が粒内に析出し、粒内強度と粒界強度との差が過剰に大きくなったため、ＨＡＺ割れが発生したと考えられる。一方、歪みが過剰であったため、最終固溶化熱処理後の強度は高めになった。

試験番号１５では、最終固溶化熱処理工程での熱処理温度が低すぎた。そのため、高温強度が高すぎた。さらに、ＨＡＺ割れ及びＳＣＣが観察された。最終固溶化熱処理工程での熱処理温度が低かったため、鋼中に多くの歪みが残存し、高温強度が過剰に高くなったと考えらえる。さらに、熱処理温度が低かったため再結晶が促進されず、かつ、強度が高すぎるため、ＨＡＺ割れが発生したと考えられる。また、炭窒化物の析出が少なくＣが固定化されなかったため、ＳＣＣが発生したと考えられる。

試験番号１６では、化学組成は適切であったものの、最終固溶化熱処理工程での熱処理時間が式（１）の下限未満であった。そのため、高温強度が高すぎ、ＨＡＺ割れ及びＳＣＣが観察された。最終固溶化熱処理工程での熱処理時間が短すぎたため、鋼中に多くの歪みが残存し、高温強度が過剰に高くなったと考えらえる。さらに、固溶化及び再結晶が促進されず、かつ、強度が高すぎるため、ＨＡＺ割れが発生したと考えられる。また、炭窒化物の析出が少なくＣが固定化されなかったため、ＳＣＣが発生したと考えられる。

試験番号１７では、化学組成が本発明の範囲内であったものの、準最終固溶化熱処理を実施しなかった。そのため、高温強度が不足するとともにＳＣＣが発生した。合金元素の固溶が不十分であり、炭窒化物の析出が不十分であったためと考えられる。

試験番号１８では、Ｖが含有されなかった。そのため、高温強度が低く、ＳＣＣが観察された。Ｖを含有しなかったため、粒内での炭窒化物の析出が不足し、強度が低かったと考えられる。さらに、粒内での炭窒化物の析出が不足したため、Ｃｒ炭化物が粒界に析出し、その結果、ＳＣＣが発生したと考えられる。

試験番号１９では、Ｎｉ含有量が高すぎ、かつ、Ｎｂが含有されなかった。そのため、高温強度が低く、ＨＡＺ割れ及びＳＣＣが観察された。粒内での炭窒化物の析出が不足したため、高温強度が低く、ＳＣＣが発生したと考えられる。また、Ｎｉ含有量が高すぎたため、溶接凝固時において、γ相からの凝固となり、その結果、ＨＡＺ割れが発生したと考えられる。

試験番号２０では、Ｃ含有量が高すぎた。そのため、ＨＡＺ割れ及びＳＣＣ割れが観察された。Ｃ含有量が高すぎたため、粒内に多量の炭窒化物が析出し、その結果、粒内及び粒界の強度差が広がりＨＡＺ割れが発生したと考えられる。さらに、Ｃ含有量が高すぎたため、粒界にＣｒ炭化物が析出し、ＳＣＣが発生したと考えられる。

試験番号２１では、Ｎ含有量が低すぎた。そのため、高温強度が低く、ＳＣＣが発生した。Ｎ含有量が低すぎたため、粒内での炭窒化物の析出が不足したため、強度が低く、ＳＣＣが発生したと考えられる。

試験番号２２では、Ｖ含有量が高すぎた。そのため、ＨＡＺ割れが発生した。Ｖ含有量が高すぎるため、炭窒化物が粒内に多く析出し、粒内及び粒界の強度差が大きくなり過ぎたため、ＨＡＺ割れが発生したと考えられる。

試験番号２３では、Ｎｂ含有量が高すぎた。そのため、ＨＡＺ割れが発生した。Ｎｂ含有量が高すぎるため、試験番号２２と同様に、ＨＡＺ割れが発生したと考えられる。

試験番号２４では、Ｃｒ含有量が低すぎた。そのため、ＨＡＺ割れが観察された。フェライト生成元素であるＣｒ含有量が低かったため、溶接凝固時、γ相からの凝固が生じ、その結果、ＨＡＺ割れが発生したと考えられる。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼は、高温強度、耐ＳＣＣ性及び溶接性が要求される用途に広く適用可能であり、特に、原子炉用の鋼材として適用できる。

１０ 治具
２０ 板状試験片

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００５％以上０．０３５％未満、
   Ｓｉ：０．２％以上１．０％未満、
   Ｍｎ：４．０％以上７．０％未満、
   Ｃｒ：２０〜２５％、
   Ｎｉ：１１〜１４％、
   Ｍｏ：１．５〜３．０％、
   Ｎ：０．２〜０．４％、
   Ｎｂ：０．１５〜０．２８％、及び、
   Ｖ：０．１５〜０．２８％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
   前記不純物のうち、Ｐ、Ｓ及びＣｏはそれぞれ、
   Ｐ：０．０１８％以下、
   Ｓ：０．００２％以下、
   Ｃｏ：０．０５％以下であり、
   ３００℃において、０．２％耐力が２６５〜３２５ＭＰａであり、引張強度が５６０〜６１０ＭＰａである、原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼。
2. 請求項１に記載の原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法であって、
   準最終の固溶化熱処理を実施し、前記準最終の固溶化熱処理後に最終の冷間加工を実施し、前記最終の冷間加工後に最終の固溶化熱処理を実施し、
   前記準最終の固溶化熱処理での熱処理温度は１１２０〜１２３０℃であり、前記最終の冷間加工での断面減少率は２０〜４０％であり、前記最終の固溶化熱処理での熱処理温度は１０２０℃以上１１２０℃未満であり、
   前記準最終及び最終の固溶化熱処理での熱処理時間ＴＨ（ｍｉｎ）はそれぞれ、式（１）を満たす、原子炉用オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
   ２×Ｔｓ≦ＴＨ≦３×Ｔｓ （１）
   ここで、Ｔｓには、準最終の固溶化熱処理の場合、準最終の固溶化熱処理が実施されるときの前記オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ（ｍｍ）が代入され、最終の固溶化熱処理の場合、最終の固溶化熱処理が実施されるときの前記オーステナイト系ステンレス鋼の厚さ（ｍｍ）が代入される。