JP7370830B2

JP7370830B2 - ニッケル基合金溶接材料、原子炉用溶接材料、原子力用機器および構造物、ならびに原子力用機器および構造物の補修方法

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Publication number: JP7370830B2
Application number: JP2019215731A
Authority: JP
Inventors: 義紀片山; 渉河野; 稔小畑; 康雄森島; 貴広林; 由美子阿部; 大輝田中
Original assignee: Toshiba Corp; Toshiba Energy Systems and Solutions Corp
Current assignee: Toshiba Corp; Toshiba Energy Systems and Solutions Corp
Priority date: 2019-05-28
Filing date: 2019-11-28
Publication date: 2023-10-30
Anticipated expiration: 2039-11-28
Also published as: KR20200136811A; KR102308405B1; JP2020196043A

Description

本発明の実施形態は、ニッケル基合金溶接材料、原子炉用溶接材料、原子力用機器および構造物、ならびに原子力用機器および構造物の補修方法に関する。

従来、沸騰水型原子炉（ＢＷＲ）プラントでは、炉内構造物の溶接部に応力腐食割れ（ＳＣＣ：ＳｔｒｅｓｓＣｏｒｒｏｓｉｏｎＣｒａｃｋｉｎｇ）が発生する事象が報告されている。具体的には、ＳＣＣ感受性を有する１４質量％以上かつ１７質量％以下のＣｒを含有する１８２合金を溶接材料として使用したときに、ＳＣＣが発生したものである。また、８２合金は、１８質量％以上かつ２２質量％以下のＣｒを含有するものであり、１８２合金に比べて耐ＳＣＣ性に優れた材料であるが、この８２合金においても損傷事例が報告されている。

ＢＷＲプラントよりも温度環境の厳しい加圧水型原子炉（ＰＷＲ）プラントの溶接部の溶接材料には、６９０系合金である５２合金が用いられている。５２合金は、２８質量％以上かつ３１．５質量％以下のＣｒを含有しており、８２合金に比べてＣｒの含有率が高い。

一般的に、Ｃｒは合金の耐ＳＣＣ性を向上する元素である。そのため、合金に含まれるＣｒの割合が増加すると、合金のＳＣＣ感受性を低下させることができる。

特表２０１３－５２７８０５号公報特開平１１－０１２６６９号公報

ＢＷＲプラントの溶接材料には、耐ＳＣＣ性の高い８２合金が主に用いられているが、この８２合金がＳＣＣにより損傷するような状況の場合には、ＢＷＲプラント用として、８２合金よりも優れた耐ＳＣＣ性を有する溶接材料を用いることが必要となる。

また、ＰＷＲプラントでは、８２合金よりも優れた耐ＳＣＣ性を有する５２合金が用いられている。これは、５２合金のＣｒ含有量が高いことによるが、その一方で５２合金による溶接は、たとえば３０％近くとＣｒ含有量が高いために、１８２合金や８２合金に比べて高温割れや延性低下割れなどの溶接時に割れが生じやすいという課題がある。さらに、５２合金は、ＢＷＲプラント用の溶接材料として適用した例が無く、この５２合金をＢＷＲプラントに使用するためには、溶接条件を確立する必要がある。

そこで、本発明の実施形態は、耐ＳＣＣ性に良好で、かつ、溶接性に優れたニッケル基合金溶接材料を提供することを目的とする。

上述の目的を達成するため、本実施形態に係るニッケル基合金溶接材料は、質量％で、Ｃｒ：３０．０％を超えかつ３６．０％以下、Ｃ：０．０５０％以下、Ｆｅ：１．００％以上かつ３．００％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：０．０１％以上かつ３．００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．７０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上かつ３．５０％以下、Ｃｕ：０．５％以下を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、前記不可避的不純物におけるＳおよびＰは、それぞれ０．００５％以下である、ことを特徴とする。

また、本実施形態に係る原子炉用溶接材料は、上述のニッケル基合金溶接材料を用いることを特徴とする。

また、本実施形態に係る原子力用機器および構造物は、上述のニッケル基合金溶接材料を用いることを特徴とする。

また、本実施形態に係る原子力用機器および構造物の補修方法は、上述のニッケル基合金溶接材料を補修用の溶接材料として準備する材料準備ステップと、前記溶接材料を用いて、原子力用機器および構造物の補修を実施する補修ステップと、を有することを特徴とする。

本発明の実施形態によれば、耐ＳＣＣ性に良好で、かつ、溶接性に優れたニッケル基合金溶接材料を提供することが可能となる。

ニッケル基合金溶接材料のそれぞれについての化学成分を示す比較表である。試験体採取を説明する図であり、（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図、（ｃ）は平面図である。ＣＢＢ試験治具を示す図であり、（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図である。ＣＢＢ試験の結果を示す表である。ＳＣＣ亀裂進展試験に用いた試験片形状を示す図であり、（ａ）は左側面図、（ｂ）は正面図、（ｃ）は右側面図である。本実施例によるニッケル基合金溶接材料Ｃと８２溶接材料についての、ＳＣＣ亀裂進展速度と応力拡大係数の関係を示すグラフである。原子力用機器および構造物の補修方法の手順を示すフロー図である。沸騰水型原子炉のシュラウドサポートを概念的に示す部分立断面図である。沸騰水型原子炉の制御棒駆動機構ハウジング貫通部を概念的に示す部分立断面図である。

以下、図面を参照して、本発明の実施形態に係るニッケル基合金溶接材料、原子炉用溶接材料、原子力用機器および構造物、ならびに原子力用機器および構造物の補修方法について説明する。ここで、互いに同一または類似の部分には、共通の符号を付して、重畳説明は省略する。

第１の実施形態におけるニッケル基合金溶接材料は、以下に示す化学組成範囲を有するニッケル基合金で構成される。なお、以下の説明において、化学組成を表す％は、特記しない限り質量％を表わすものとする。

ニッケル基合金溶接材料は、Ｃｒ（クロム）：３０．０％を超えかつ３６．０％以下、Ｃ（炭素）：０．０５０％以下、Ｆｅ（鉄）：１．００％以上かつ３．００％以下、Ｓｉ（ケイ素）：０．５０％以下、Ｎｂ（ニオブ）＋Ｔａ（タンタル）：３．００％以下、Ｔｉ（チタン）：０．７０％以下、Ｍｎ（マンガン）：０．１０％以上かつ３．５０％以下、Ｃｕ（銅）：０．５％以下を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなる。

また、第２の実施形態は、ニッケル基合金溶接材料として、Ｍｏ（モリブデン）：２．００％以上かつ５．００％以下をさらに含む。

さらに、他の実施形態は、第１の実施形態または第２の実施形態に、Ｚｒ（ジルコニウム）：０．０５％以下、Ｂ（ボロン）：０．０５％以下、Ｖ（バナジウム）：０．５％以下、Ａｌ（アルミニウム）：０．５％以下、Ｃｏ（コバルト）：０．１２％以下のいずれかをさらに含む。

これらのニッケル基合金溶接材料における不可避的不純物としては、例えば、Ｐ（リン）、およびＳ（硫黄）などが挙げられる。不可避的不純物は、例えば、ニッケル基合金溶接材料を製造するために必要な鉱石やスクラップなどの原材料に含まれている成分や、製造工程から混入する成分である。

上述した化学組成範囲を有するニッケル基合金溶接材料は、ＢＷＲプラントあるいはＰＷＲプラントの原子炉圧力容器内の炉内構造物を構成する部材全般を溶接するための原子炉用溶接材料として使用することができる。ここで、原子炉用溶接材料は、ニッケル基合金溶接材料を用いて、実際に溶接の施工が可能なように、棒状、ワイヤ状、あるいは粉末状などの形態にしたものである。

例えば、原子炉内構造物を構成する部材の全てを本実施形態のニッケル基合金溶接材料で溶接してもよいし、原子炉内構造物を構成する部材の一部を本実施形態のニッケル基合金溶接材料で溶接してもよい。

次に、これらの実施形態に係るニッケル基合金溶接材料における各化学組成範囲の限定理由を説明する。

（１）Ｃｒ
Ｃｒは、ニッケル基合金溶接材料の耐ＳＣＣ性、耐酸化性、耐食性および機械的強度を高めるのに不可欠な元素である。また、Ｃｒは、強化相であるＭ_２３Ｃ_６型炭化物の構成元素である。一般的に、Ｃｒは含有率が増加するにつれて、耐食性は向上するが、Ｃｒの含有量が高すぎると、高価格になり、また、有害相であるσ相の析出により機械的強度が低下する、溶接性が低下する懸念がある。

Ｃｒの含有率は、２６％程度以上が好ましいが、本実施形態では、３０％を超える範囲としている。また、後述する実施例に示すように、３６．０％までの範囲で確認を行った。この結果、３６．０％までの範囲でも良好な結果が得られることを確認した。

以上により、Ｃｒの含有率を、３０．０％を超えかつ３６．０％以下としている。

（２）Ｃ
Ｃは、溶解時の脱酸剤として、および機械的強度を高めるのに有用である。また、Ｃは、強化相であるＭ_２３Ｃ_６型炭化物の構成元素であると共に、鋳造時の溶湯の流動性を確保する効果を有する。一方、Ｃの含有率が０．０５０％を超えると、Ｃｒ炭化物の析出に伴い、粒界近傍にＣｒ欠乏が生じ、耐ＳＣＣ性が低下する。また、延性低下割れが生じやすくなる。そのため、Ｃの含有率を０．０５０％以下としている。また、Ｃの含有率が０．００１％未満の場合には、機械的強度を高める効果が期待できないため、０．００１％以上含有していることが好ましい。ただし、他の添加元素により十分な強度向上の効果を得ることができる場合は、意図的な添加がなくてもよい。

（３）Ｆｅ
Ｆｅは、機械的強度を高めるのに有用である。Ｆｅの含有率が１．００％未満の場合には、機械的強度が低下する。一方、Ｆｅの含有率が３．００％を超えると、耐食性が低下する。そのため、Ｆｅの含有率を１．００％以上かつ３．００％以下としている。

（４）Ｓｉ
Ｓｉは、溶解時の脱酸剤として有用であると共に、鋳造時の湯流れを向上させる効果を有する。Ｓｉの含有率が増加するにつれて、非金属介在物が生成され、耐食性が低下するので、Ｓｉの含有率は低いほうが好ましい。そして、Ｓｉの含有率が０．５０％を超えると、鋳造性や機械的強度が低下する。そのため、Ｓｉの含有率を０．５０％以下としている。また、Ｓｉの含有率が０．００１％未満の場合には、溶解時の脱酸剤としての効果が期待できないため、０．００１％以上含有していることが好ましい。ただし、他の添加元素により十分な溶解時の脱酸効果を得ることができる場合は、意図的な添加がなくてもよい。

（５）Ｎｂ＋Ｔａ
ＮｂおよびＴａは、炭化物を形成することによりＣｒ炭化物の生成を抑制し、耐ＳＣＣ性を高める。ただし、ＮｂおよびＴａの含有率が高くなると、溶接割れが生じやすくなる。このため、Ｎｂ＋Ｔａの含有率を３．００％以下としている。

また、Ｎｂ＋Ｔａの含有率が０．０１％未満の場合には、Ｃｒ炭化物生成の抑制効果が期待できないため、０．０１％以上含有していることが好ましい。ただし、他の添加元素により十分なＣｒ炭化物生成の抑制効果を得ることができる場合は、意図的な添加がなくてもよい。

ここで、「Ｎｂ＋Ｔａ」は、ＮｂとＴａの総量を表す。また、総量が上記範囲内である限りにおいて、Ｎｂ又はＴａのいずれか一方が含まれていなくてもよく、あるいは、双方が含まれていてもよいことを表す。

（６）Ｔｉ
Ｔｉは、炭化物を形成することによりＣｒ炭化物の生成を抑制し、耐ＳＣＣ性を高める。Ｔｉの含有率が０．７０％を超えると、溶接割れが生じやすくなる。そのため、Ｔｉの含有率を０．７０％以下としている。また、Ｃｒ炭化物生成の抑制効果が期待できる最低限度として０．００１％以上が好ましい。ただし、他の添加元素により十分なＣｒ炭化物生成の抑制効果を得ることができる場合は、意図的な添加がなくてもよい。

（７）Ｍｎ
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であると共に、脆性の原因となるＳ（硫黄）と結合してＭｎＳとなり、脆性を防止し、強度や湯流れを向上させる。Ｍｎの含有率が０．１０％未満の場合には、上記した効果が得られない。一方、Ｍｎの含有率が３．５０％を超えると、Ｓなどと非金属介在物を形成しやすくなり、耐食性が低下する。さらに、オーステナイトの安定化によって、溶接割れ感受性が高くなる。そのため、Ｍｎの含有率を０．１０％以上かつ３．５０％以下としている。

（８）Ｃｕ
Ｃｕは、強度を高める効果がある。ただし、添加量が多すぎると耐溶接割れ性が低下するため、Ｃｕの含有率は０．５％以下が好ましい。また、粒界強度を高める効果が得られる最低限度として０．００１％以上が好ましい。ただし、他の添加元素により十分な強度向上の効果を得ることができる場合は、意図的な添加がなくてもよい。

（９）Ｍｏ
Ｍｏは、強度を高めるとともに、延性低下割れに効果がある。ただし、添加量が増えると脆化相を形成するため、Ｍｏの含有率を２．００％以上かつ５．００％以下が好ましい。

（１０）Ｚｒ
Ｚｒは、粒界強度を高めるとともに、延性低下割れに効果がある。ただし、添加量が多すぎると溶接性が低下するため、Ｚｒの含有率は０．０５％以下が好ましい。また、延性低下割れ抑制効果が得られる最低限度として０．００１％以上が好ましい。ただし、他の添加元素により十分な延性低下割れ抑制効果を得ることができる場合は、意図的な添加がなくてもよい。

（１１）Ｂ
Ｂは、粒界強度を高める効果がある。ただし、Ｂの含有率は０．０５％以下が好ましい。また、粒界強度を高める効果が得られる最低限度として０．０１％以上が好ましい。ただし、他の添加元素により十分な粒界強度向上の効果を得ることができる場合は、意図的な添加がなくてもよい。

（１２）Ｖ
Ｖは、強度を高める効果がある。ただし、添加量が多すぎると延性が低下するため、Ｖの含有率は０．５％以下が好ましい。また、強度を高める効果が得られる最低限度として０．０１％以上が好ましい。ただし、他の添加元素により十分な強度向上の効果を得ることができる場合は、意図的な添加がなくてもよい。

（１３）Ａｌ
Ａｌは、強度を高め、脱酸化の効果がある。ただし、添加量が多すぎるとスラグ発生等で溶接作業性が低下するため、Ａｌの含有率は０．５％以下が好ましい。また、強度を高め、脱酸化の効果が得られる最低限度として０．０１％以上が好ましい。ただし、他の添加元素により十分な強度向上および脱酸化の効果を得ることができる場合は、意図的な添加がなくてもよい。

（１４）Ｃｏ（コバルト）
Ｃｏは、その同位元素である^６０Ｃｏが崩壊によりガンマ線源となるため、原子炉内で使用する場合のＣｏの含有率は０．１２％以下が好ましい。

（１５）ＰおよびＳ
ＰおよびＳは、本実施形態におけるニッケル基合金溶接材料において、不可避的不純物に分類されるものである。これらの不可避的不純物は、ニッケル基合金溶接材料に残存する含有率を可能な限り０％に近づけることが好ましい。

Ｐは、粒界の脆化を生じさせて、耐食性を低下する。さらに、Ｐが偏析することによって、溶接割れが大幅に生じやすくなる。そのため、Ｐの含有率は０．００５％以下に抑制されることが好ましい。また、Ｓの含有率が０．０１０％よりも大きいと、Ｓは、Ｍｎと非金属介在物を形成し、耐食性を低下させる。そのため、Ｓの含有率は、０．００５％以下に抑制されることがより好ましい。ＰおよびＳの含有率がそれぞれ０．００５％以下であると、凝固割れが抑制される。

以上に述べた本実施形態によるニッケル基合金溶接材料および原子炉用溶接材料によれば、既存のＢＷＲ用溶接材料を構成する合金、例えば１８２合金および８２合金に比べて優れた耐ＳＣＣ性を有すると共に、良好な溶接性を有する。そのため、実施の形態のニッケル基合金溶接材料を原子力プラントにおける炉内構造物を溶接するための溶接材料に用いることによって、炉内構造物の溶接が容易になり、炉内構造物の溶接部における耐ＳＣＣ性向上が期待できる。

以下、本実施形態の具体的な実施例を図面および表を参照しながら詳細に説明する。なお、本実施形態は、これらの実施例によって限定されるものではない。

（ステップ１）
図１は、ニッケル基合金溶接材料のそれぞれについての化学成分を示す比較表である。
ニッケル基合金溶接材料として、Ａ、Ｂ、ＣおよびＤの４種類の組成を示している。

これらの化学組成を有するニッケル基合金溶接材料をそれぞれ得るために、必要な原材料を真空誘導溶解炉にて溶解し、約１５０ｍｍ角×約４５０ｍｍ長さのインゴットを製造した。その後、鍛造によりΦ６０ｍｍ×約１０００ｍｍの鍛造品を製作し、ロール圧延によりΦ９．５ｍｍとした。さらに、表面をピーリング後、伸線によりΦ１．２ｍｍのワイヤとした。こうして、ニッケル基合金溶接材料Ａ、Ｂ、ＣおよびＤの４種類について、溶接材料が製造可能であることが確認された。

（ステップ２）
図２は、試験体採取を説明する図であり、（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図、（ｃ）は平面図である。架構１２の平板１２ａの上に、基材部１１を平板状に形成し、基材部１１の上に肉盛部１０を形成する。架構１２は基材部１１が変形しないように剛性を確保している。基材部１１は、６００合金製とした。この状態のものを３台製作した。

ステップ１で製造したニッケル基合金溶接材料のうちＡ、ＢおよびＣを用いて、それぞれの基材部１１の上に、入熱を１６ＫＪ／ｃｍ以下、ベース電流を１８０Ａ、溶接材料の送給速度を９００ｍｍ／ｍｉｎとしたガスタングステンアーク溶接により、図２に示すように長さＬが２５０ｍｍ、幅Ｗが６０ｍｍ、高さＨが５０ｍｍの肉盛部１０を多層盛りで形成した。

この結果、ニッケル基合金溶接材料Ａ、ＢおよびＣによる溶接材料のいずれについても、問題無く肉盛溶接が可能であり、有害な欠陥が無いことが確認された。

なお、ニッケル基合金溶接材料ＤについてもＭｏ以外の成分はニッケル基合金溶接材料Ａと同等であることから、ニッケル基合金溶接材料Ａとによる溶接材料と同条件で溶接可能であると考えられる。

（ステップ３）
ステップ２で形成したそれぞれの肉盛部１０から、１０ｍｍ幅、５０ｍｍ長さで、２ｍｍの厚みの試験片２０を４体ずつ採取した。これらの試験片について、以下に示すすきま付き定ひずみ曲げ（ＣＢＢ：ＣｒｅｖｉｃｅｄＢｅｎｔＢｅａｍ）試験を実施した。

図３は、ＣＢＢ試験治具を示す図であり、（ａ）は正面図、（ｂ）は側面図である。なお、以下の説明で、上下方向の表現を用いているが、説明の便宜上用いているもので、これに限定することを意味するものではない。

図３に示すように、ＣＢＢ試験治具３０は、全体としてほぼ直方体の外径を有する。ＣＢＢ試験治具３０は、試験片２０を上下に挟む上半部３１および下半部３２と、試験片２０と上半部３１との間にすき間を確保するためのグラファイトウール３４と２つのスペーサ３５、および上半部３１および下半部３２を互いに締め付ける２本のボルト３３を有する。２つのスペーサ３５は、グラファイトウール３４を挟むように配されている。

上半部３１は長手方向について上方に向かって凹面状に、下半部３２は上半部３１の凹面に対向するように長手方向について上方に向かって凸面状に形成されている。上半部３１の凹面および下半部３２の凸面は、それぞれの曲率半径が１００ｍｍとなるように形成されている。

試験片２０は、上半部３１と下半部３２との間に挟まれ、ボルト３３で締め付けられる。この際、グラファイトウール３４とスペーサ３５により試験片２０と上半部３１との間にすき間が確保され、試験片２０には、スペーサ３５および下半部３２による曲げ荷重が付加され、かつ、上面に腐食環境形成用の空間が形成された状態が確保される。

以上のような試験体系に基づいて、高温水中の応力腐食割れ感受性を評価するために、ステップ２で製作したニッケル基合金溶接材料Ａ、ＢおよびＣを用いた試験片２０を用いて、ＣＢＢ試験を行った。

ＣＢＢ試験は、オートクレーブを用いて温度２８８℃、圧力７．８ＭＰａの高温高圧純水中に５００時間浸漬させた後、ＳＣＣ発生の有無を評価した。試験は、それぞれのニッケル基合金溶接材料について採取した４体の試験片２０について実施した。

図４は、ＣＢＢ試験の結果を示す表であり、ニッケル基合金溶接材料Ａを用いた試験片、ニッケル基合金溶接材料Ｂを用いた試験片、およびニッケル基合金溶接材料Ｃを用いた試験片それぞれの、ＣＢＢ試験後の割れ発生数を示している。

この結果、ニッケル基合金溶接材料Ａ、ＢおよびＣを用いたそれぞれ４つの試験片において、すべて応力腐食割れの発生は認められなかった。なお、ニッケル基合金溶接材料Ｄについても耐食性に影響を与えるＣｒ量がニッケル基合金溶接材料Ａと同等であることから、耐ＳＣＣ性は優れていると考えられる。

なお、１８２合金では同様な試験を行った場合には、ＳＣＣ感受性を示したという報告がなされている（「ニッケル基溶接金属の高温水中ＳＣＣ感受性に及ぼす加工の影響」、材料と環境２００５、Ａ３１０）。

（ステップ４）
ステップ２で形成したニッケル基合金溶接材料Ｃの肉盛部１０から、ＣＴ（ｃｏｍｐａｃｔＴｅｎｓｉｏｎ）試験片を採取し、ＳＣＣ亀裂進展試験を行った。

図５は、ＳＣＣ亀裂進展試験に用いた試験片形状を示す図であり、（ａ）は左側面図、（ｂ）は正面図、（ｃ）は右側面図である。

ＣＴ試験片４０は、ベース４１の幅方向の中央に、端部から切り欠き４２を形成し、荷重付加部４３および４４間で引張荷重を付加する。ベース４１の裏面４５（図５では右側面）には、分割される部分のそれぞれに刻印４５ａが形成されている。

ＣＴ試験片４０の各部寸法は、公称値で、厚さＴは１２．７ｍｍ、幅Ｄは３０．４８ｍｍ、長さＨは３１．７５ｍｍのものを用いた、０．５ＴのＣＴ試験片である。また、切り欠き４２の幅Ｗは１．６ｍｍである。

疲労予亀裂を、大気中、室温で導入の後、次の水質でオートクレーブを用いて環境中予亀裂を導入した。その後に、次の水質条件および荷重条件の下でＳＣＣ亀裂進展試験を実施した。

＜水質条件＞
温度：２８８℃
圧力：９ＭＰａ
腐食電位（ＥＣＰ）：１５０ｍＶ_ＳＨＥ以上
＜荷重条件＞
試験荷重：７．０ｋＮ
目標応力拡大係数Ｋ：約３２～３４ＭＰａ√ｍ
定荷重の亀裂進展時間は、５６２．９時間とし、試験後に破面補正をして亀裂進展速度を求めた。

図６は、本実施例によるニッケル基合金溶接材料Ｃと８２溶接材料についての、ＳＣＣ亀裂進展速度と応力拡大係数の関係を示すグラフである。曲線Ｓは、提案されている８２合金（ＴＩＧ溶接材）の平均亀裂進展速度曲線である（（独）原子力安全基盤機構、平成１７年度Ｎｉ基合金応力腐食割れ（ＳＣＣ）進展評価技術調査（定荷重試験）に関する報告書）。また、点Ｐは、今回のニッケル基合金溶接材料Ｃの場合の試験結果である。

ニッケル基合金溶接材料Ｃの場合の亀裂進展速度は、応力拡大係数Ｋが３２．２ＭＰａ√ｍで、２．６３×１０^－１２（ｍ／ｓ）であった。このときの亀裂進展速度ｄａ／ｄｔは、約１．２３×１０^－１２［ｍ／ｓ］未満であった。ニッケル基合金溶接材料Ｃの場合の亀裂進展速度ｄａ／ｄｔの値は、図６に示すように、８２合金よりも十分に低いことが示された。

以上に示したように、実施例によれば、耐ＳＣＣ性に良好で、かつ、溶接性に優れたニッケル基合金溶接材料および原子炉用溶接材料を提供することができることが確認されている。

図７は、原子力用機器および構造物の補修方法の手順を示すフロー図である。
まず、ニッケル基合金溶接材料の準備を行う（ステップＳ０１）。ここで、ニッケル基合金溶接材料は、本実施形態で示した溶接材料である。
次に、ステップＳ０１で準備したニッケル基合金溶接材料を用いての原子力用機器および構造物の補修を実施する（ステップＳ０２）。実施例に示したように、耐ＳＣＣ性に良好で、かつ、溶接性に優れた溶接材料を用いることによって、原子力用機器および構造物についての信頼性の高い補修を行うことができる。

図８は、沸騰水型原子炉のシュラウドサポートを概念的に示す部分立断面図である。炉心の径方向外側で炉心を囲むシュラウドサポート２は、シュラウドサポート３を介して、原子炉圧力容器１から支持されている。このシュラウドサポート３と原子炉圧力容器１との溶接部は異材継ぎ手である。
図９は、沸騰水型原子炉の制御棒駆動機構ハウジング貫通部を概念的に示す部分立断面図である。原子炉圧力容器１を下方から貫通する制御棒駆動機構ハウジング５の貫通部をシールするための溶接部も、同様に異材継ぎ手である。
本実施形態によるニッケル基合金溶接材料は、このような原子力用機器および構造物などの溶接接手へ適用することができる。沸騰水型原子炉のシュラウドサポート、制御棒駆動機構ハウジング貫通部の異材溶接部の他に、図示しないが、加圧水型原子炉の圧力容器上蓋の管台の溶接部、あるいは蒸気発生器の溶接部などに用いることができる。
さらに、原子力分野以外においても、ニッケル基合金が使用されるような高い耐食性が必要とされる発電プラントや化学プラント、海洋船舶やその構造物などにも用いることができる。

［その他の実施形態］
以上、本発明のいくつかの実施形態を説明したが、これらの実施形態は、例として提示したものであり、発明の範囲を限定することは意図していない。

また、各実施形態の特徴を組み合わせてもよい。さらに、これらの実施形態は、その他の様々な形態で実施されることが可能であり、発明の要旨を逸脱しない範囲で、種々の省略、置き換え、変更を行うことができる。これら実施形態やその変形は、発明の範囲や要旨に含まれると同様に、特許請求の範囲に記載された発明とその均等の範囲に含まれるものである。

１…原子炉圧力容器、２…シュラウド、３…シュラウドサポート、５…制御棒駆動機構ハウジング、１０…肉盛部、１１…基材部、１２…架構、１２ａ…平板、２０…ＣＢＢ試験片、３０…ＣＢＢ試験治具、３１…上半部、３２…下半部、３３…ボルト、３４…グラファイトウール、３５…スペーサ、４０…ＣＴ試験片、４１…ベース、４２…切り欠き、４３、４４…荷重付加部、４５…裏面、４５ａ…刻印

Claims

質量％で、Ｃｒ：３０．０％を超えかつ３６．０％以下、Ｃ：０．０５０％以下、Ｆｅ：１．００％以上かつ３．００％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｎｂ＋Ｔａ：０．０１％以上かつ３．００％以下、Ｔｉ：０．００１％以上かつ０．７０％以下、Ｍｎ：０．１０％以上かつ３．５０％以下、Ｃｕ：０．５％以下を含有し、残部がＮｉおよび不可避的不純物からなり、
前記不可避的不純物におけるＳおよびＰは、それぞれ０．００５％以下である、
ことを特徴とするニッケル基合金溶接材料。
質量％で２．００％以上かつ５．００％以下のＭｏをさらに含有することを特徴とする請求項１に記載のニッケル基合金溶接材料。
請求項１または請求項２に記載のニッケル基合金溶接材料を用いることを特徴とする原子炉用溶接材料。
請求項１または請求項２に記載のニッケル基合金溶接材料を用いることを特徴とする原子力用機器および構造物。
請求項１または請求項２に記載のニッケル基合金溶接材料を補修用の溶接材料として準備する材料準備ステップと、
前記溶接材料を用いて、原子力用機器および構造物の補修を実施する補修ステップと、
を有することを特徴とする原子力用機器および構造物の補修方法。