高温高圧水中における原子力構成材料の応力腐食割れ


原

洋

平

SCC が多発し，問題となった．鋭敏化とは，入熱により粒

.

は じ

め

に

界に Cr23C6 が析出してその周囲に Cr 欠乏域が形成されることによって粒界の耐食性が低下する現象である．鋭敏化に起

近年，世界でカーボンニュートラルの動きが活発となり，因した SCC を経験したことで，その後，鋭敏化対策鋼とし積極的な再生エネルギーの創出・活用とともに原子力発電にて Type 316L ， 316NG ( 316L のように C 量を低減することついても見直す動きが出ている．欧州では原子力発電はクリで鋭敏化を防止し，C 量の低減による強度低下とオーステナ

ーンエネルギーと位置付けられており，既存の発電設備に加イト当量低減を窒素添加によって補完した材料)が実機に適え， SMR ( Small Module Reactor )など自然災害発生時のリ用された．しかし， 2000年頃からシュラウド( BWR 原子炉

スクを最小限に抑えることのできる小型炉の開発も進んでい圧力容器内の仕切り板の役目を果たす円筒状構造物)のる(1) ． 2011 年 の 3.11 以 降 ， 国 内 で は PWR ( PressurizedType 316L お よ び 再 循 環 系 配 管 の Type 316NG 鋼 に お い

Water Reactor ，加圧水型原子炉発電設備)のみ再稼働してて ， 鋭 敏 化 に 起 因 し な い SCC が 発 見 さ れ た(2)(4) ． こ のいる状態であり， BWR ( Boiling Water Reactor ，沸騰水型

SCC の経路は粒内型，粒界型であって，機械加工やグライ

原子炉発電設備)は再稼働のための安全対策，再認可手続き

ンダなどの研削に起因するケースと溶接による塑性変形に起を進めている．今後原子炉発電設備の安定的な運転を支える

因するケースがあることが明らかとなった．研削による表面

ために，プラントの健全性評価が必要となり，BWR 構成材

強加工では，ごく表層に 10 nm ～ 1 mm オーダーの微細結晶料 に お い て は 経 年 劣 化 現 象 の ひ と つ で あ る SCC ( Stress

粒を有する層が形成される(13)．断面観察において硬さプロ

Corrosion Cracking ，応力腐食割れ)の理解が必要となってファイルを取得すると，機械加工した表層でのマイクロビッいる(2)(6)．

カース硬さは 300 ～ 400 Hv の値を示し，表面から数百 mm

BWR においては，ステンレス鋼，ニッケル基合金(特にの 範 囲 で 300 Hv 以 上 と な っ て い た こ と が 報 告 さ れ て い溶接金属)，低合金鋼で SCC が発生していて，これまでに多る(2)(4) ．表面強加工を受けたステンレス鋼では 300 Hv 以くの研究報告があるが BWR 環境での SCC 挙動が十分理解上となった加工硬化領域で粒内割れによって SCC が発生しされているわけではない(7)(13)．いずれの材料においても残ていることが報告されている．溶接部では，溶接金属の凝固

留応力によって SCC が起こるわけであるが，ステンレス鋼

収縮によってその熱影響部に塑性ひずみが発生する．発生すとニッケル基合金では特に冷間加工による SCC 感受性の増る塑性ひずみ量は，溶接継手の拘束状態，溶接方法，入熱，大が顕著である．本稿では，BWR 環境における非鋭敏化ス

材質などによって変わるが，配管の周継手においては内面側

テンレス鋼の SCC に及ぼす冷間加工の影響について述べる．

の溶接線近傍が最も硬化して 250 Hv 程度になる(3) ． Type
316NG の母材は 160～180 Hv 程度であり，この素材を冷間.

非鋭敏化ステンレス鋼の SCC 形態

加工によって 250 Hv 程度にするには，図の冷間圧延と硬さの関係で示すように 15 程度の塑性ひずみが必要とな

BWR1 次 冷 却 水 環 境 で は ， 1970 年 代 に ス テ ン レ ス 鋼る．図に BWR 環境で非鋭敏化ステンレス鋼が受ける加工( Type 304 鋼)の溶接入熱による鋭敏化に起因した粒界型とミクロ組織ならびに硬さの模式図を示す．以降では，冷間

株式会社 IHI 技術開発本部技術基盤センター主任研究員(〒2358501 横浜市磯子区新中原町一番地)
Stress Corrosion Cracking in High Temperature Water for Structural Materials in Nuclear Power Plant; Yohei Sakakibara (IHI
Corporation, Yokohama)
Keywords: SCC (stress corrosion cracking), EBSD (electron backscatter diffraction), triple junction, plastic strain, progressive crack, non
sensitized austenitic stainless steel, BWR (boiling water reactor), cold work, CBB (creviced bent beam) test
2022年 2 月21日受理[doi:10.2320/materia.61.406]




特

集

Material

表1

ステンレス鋼の化学成分．

C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

Mo

N

Type 316NG #1 0.019 0.42 1.41 0.024 0.005 12.62 17.06 2.60 0.105
Type 316NG #2 0.013 0.52 1.38 0.024 0.003 11.56 17.62 2.08 0.101
Type 304NG

図10.010 0.49 1.61 0.026 0.001

9.48 18.51

―

0.104

受け入れままならびに冷間圧延した Type 316NG，
304NG ステンレス鋼の硬さ．

図3

CBB 試験治具．

験前の予ひずみを与え，圧延方向と試験片長手方向が一致す
るように板厚 2 mm ，長さ 50 mm ，幅 10 mm の短冊状試験
片 を 採 取 し た ． SCC 発 生 試 験 と し て は CBB 試 験 法( Creviced Bent Beam ，すきま付き定ひずみ曲げ試験)を用いた． CBB 試験法とは，図のような曲げ治具を用いて，スペーサーで間隙を維持しつつ，試験片表面に約 1の曲げひずみとすきまを形成して SCC を発生させる試験法である(16) ．すきま形成材としては GFW ( Graphite Fiber Wool )を用いた．試験は溶存酸素濃度を 8 ppm にコントロールし
図2

ミクロ組織ならびに硬さプロファイルの模式図
層加工層，(b)周継手．

(a)表た循環型オートクレーブ内で行った．なお，高温水中では酸化剤である酸素は金属表面の酸化によって消費されて時間とともに減少するので，試験環境を一定に保つために高圧ポン

加工ステンレス鋼の SCC 試験後の観察から考えられる微小き裂の発生，進展性き裂への遷移挙動について述べる．

プを用いて溶存酸素濃度 8 ppm に制御した試験水をオート
クレーブ内に送る必要がある．試験溶液として 0.1 mS / cm
以下の高純度水を用い， 288 °C ， 8 MPa の試験条件で CBB

.

冷間加工材の SCC 試験

試験を実施した．
CBB 試験後の試験片表面には非常に薄い酸化皮膜が形成

研究室における再現試験では，溶接変形による塑性変形をされる． SCC 経路観察を目的とした EBSD ( Electron Back-

冷間加工などで模擬した予ひずみ試験片が用いられ

scatter Diffraction)による方位解析を実施するため酸化皮膜

た(8)(11)．実機で報告された硬さを目安として加工を加え，を研磨で除去し，鏡面に仕上げた後， SCC の経路を観察しバルク材より SCC 試験片を採取し，SCC 試験の際にこれらた．図は 1000 hr 後の CBB 試験片表面に発生した SCC の試験片に定ひずみ，定荷重などを与えて試験が実施された．

EBSD による IPF map ( Inter Pole Figure ，逆極点図)であ

冷間加工材から採取した試験片を用いた SCC 試験では一般

る． Type 316NG (# 1 )の 10 冷間圧延材では粒内 SCC と粒にビッカース硬さ 300 Hv 以上で SCC が劇的に加速される

界 SCC が混在していることが分かる．一方， Type 304NGと坪田らによって報告された(12) ．代表的な低炭素オーステの 20冷間圧延材ではそのほとんどが粒内 SCC であった．

ナイト系ステンレス鋼としては Type 316NG ， 304NG が挙試験片を長手方向に切断し断面観察を実施したところ，げられ，多くの冷間加工材の SCC について試験が実施されType 304NG では，き裂深さの小さい粒内 SCC が観察された．著者らもこれら素材の冷間加工材の SCC 試験を実施したのに対して，Type 316NG(#1，#2)ではき裂深さの大きなた(14)(15) ． 用 い た 鋼 種 の 化 学 成 分 を 表  に 示 す ． Type

粒界き裂が多く観察された． Type 316NG # 2 は粒界割れが316NG # 2 は Type 316NG # 1 より Ni 当量が低い組成となっ観察されたが，これらのき裂深さは Type 316NG # 1 でのきている．圧下率10，20とした冷間加工によって SCC 試

裂深さほど大きくなかった．断面でのき裂経路観察例につい

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Materia Japan




図4

1000 hrCBB 試 験 後 の表 面 き 裂 近 傍の 逆 極 点 図 ．( a )Type 316NG (#1) 10冷間加工材，(b) Type 304NG
20冷間加工材．(オンラインカラー)

図610冷間加工した非鋭敏化ステンレス鋼の 1000 hrCBB
試験後のき裂深さの正規確率分布．

与えられると考えた．
図51000 hrCBB 試験後の試験片断面でのき裂近傍の逆極点
図 ( Type 316NG (# 2 ) 20 冷間加工材)． (オンラインカラー)( t－u a), taF(t )＝1－exp －F(t )＝0, t＜a(1)

ここで a は位置パラメータと呼ばれ SCC 発生現象においてて図に示す．き裂経路が EBSD 計測結果で分かりづらか

は SCC の潜伏期間となり， u は尺度パラメータと呼ばれるったため，黒い太枠によってき裂経路を強調して示していパラメータとなる．指数分布モデルにより実験で得たき裂発る．各材料でのき裂深さについて比較した結果を図に示

生確率は整理されることが示されている．また，明石によれ

す．図 6 はき裂深さの正規確率プロットであり，本図で直ば，種々の SCC において a /u は一定となることが報告され線的であることは正規確率分布に従うことを意味する．明石ており，非鋭敏化 Type 316NG ステンレス鋼管の実機損傷

らの CBB 試験片でのき裂深さの統計的検討によれば， 50

データも鋭敏化 SCC のラボデータと同じであることを示し

mm を境にき裂進展挙動が変わり，50 mm 以上で高い進展速ている(17)．このことから非鋭敏化ステンレス鋼の SCC も鋭度でき裂が進展することが報告されている(16) ．明石は様々

敏化ステンレス鋼での SCC 同様の発生過程に基づいて発生

な SCC のデータを統計学的に分析し，応力腐食き裂発生過していると考えられる．鋭敏化ステンレス鋼の SCC は前述

程を Poisson 分布に近似し， Poisson 分布ランダム過程モデのとおりそれ自体は進展しない非進展性き裂が発生している

ルに基づく潜伏期間の統計数理モデルを検討している(17) ．

ことから，非鋭敏化ステンレス鋼でも進展性/非進展性き裂

き 裂 発 生 の 空 間 分 布 が Poisson 分 布 に 従 え ば 時 間 分 布 もの閾値があると考えられる．図 6 ではき裂分布が 50 mm を

Poisson 確率過程に近似できるとし， Poisson 確率過程で発境に屈曲していることから，今回試験した非鋭敏化ステンレ

生するき裂の累積確率は式( 1 )のように指数分布モデルでス鋼においても 50 mm を閾値として進展性き裂になると読




特

集

み取れる． Type 304NG ではき裂深さは小さく 50 mm 以下の い わ ゆ る 非 進 展 性 の き 裂 の み 見 ら れ ， 一 方 で ， Type
316NG では非進展性き裂に加え， 50 mm 以上の進展性き裂が発生していることが確認できる．すなわち，冷間加工材の
SCC の特徴は以下のように整理できる．

冷間加工材では表面でき裂深さの小さい粒内 SCC が観察される．
き裂深さが大きくなる場合，そのき裂経路は粒界 SCC が支配的となる．
粒界 SCC 感受性のある材料( Type 316NG # 1 ，# 2 )では，
表面において粒内 SCC のみならず粒界 SCC も確認される．
図7

明石らは SCC の発生・進展挙動において，合体過程を考試験片表面での粒内 SCC の役割．

えている(16)．これは SCC が断続的に起こる現象と考えるためである． SCC の発生については多くの研究者がその現象を捉えるために様々な方法を検討している．たとえば井上ら
は SCC 発生試験中の電位ノイズを計測し，き裂進展に伴って断続的に電位が振動していることを報告している(18) ．また，渡辺らは鋭敏化ステンレス鋼のチオ硫酸ナトリウム水溶液中での SCC 試験において直接観察から断続的に SCC 発生が起こることやき裂同士が合体することを可視化して示している(19) ．高温水中の SCC においては釜谷らが CCD カメラを用いた観察を行っており，1 時間ごとの撮影ではあるが，き裂数が増加し，隣接するき裂と合体する過程を報告している(20)．したがって，今回の CBB 試験片においても，ある潜伏期間後に発生した複数の粒界 SCC の間に粒内 SCC が発生して，図に示すように粒界 SCC 同士の合体を促進したと

図81000 hr 後の CBB 試験片の最大き裂深さと圧下率の関係．

考えた． SCC が深さ方向に進展するためには表面き裂の進展も必要である．仮に深さ方向にのみき裂が進展し続けるとき裂深さと表面き裂長さのアスペクト比が変化し，表面き裂

SCC は 発 生 し な か っ た と 報 告 し て い る(22) ． こ の よ う にが進展しやすくなる(21) ．すなわち，表面き裂の進展，またBWR 模擬環境での冷間加工ステンレス鋼の SCC 感受性は

表面き裂同士の合体はき裂深さを大きくするための必須条件

Type 316NG の ほ う が Type 304NG よ り 大 き い 傾 向 が あとなる．粒内割れはその深さが小さく，単独では非進展性きる．そこで，次節では， Type 316NG と 304NG の材料組織裂であると予想されるが，図 7 のように表面き裂の合体に因子の違いから進展性き裂への遷移条件について考察する．

寄与することで進展性の粒界 SCC への遷移を助長していると考えることができる．粒内 SCC のき裂深さが小さい理由

.

進展性き裂への遷移に関する考察は明確ではないが，き裂面の酸化皮膜構造が粒界 SCC のそれと異なるために，前者はき裂が進展しづらく後者は進展しやすいのではないかと推測される．
図に最大き裂深さと冷間加工度の関係を示す．冷間加工

Type 316NG と Type 304NG の違いとしてまず考えることは加工誘起マルテンサイトの生成の違いである．国谷らは種々のオーステナイト系ステンレス鋼に冷間加工を与えて度の上昇とともに Type 316 NG(# 1，# 2)ではき裂深さが大CBB 試験を実施した．加工誘起マルテンサイトの指標であきくなるが， Type 304NG ではき裂深さの増加は認められ

る Md 値を用い，加工誘起マルテンサイトが SCC 抑制に関なかった．

係している可能性を指摘した(8) ．一方で， P. L. Andresen

この傾向は，他の研究者によっても報告されている．国谷は，冷間加工温度や材料(Type 304， Type 316， Alloy600)

らは Type 304 ， 304L ， 316 ， 316L ， 316NG ， 347NG につを変えた試験片を用意し，BWR 模擬環境においてき裂進展

いて冷間加工を施した後に採取した試験片を用いて 500 hr

試験を行った．加工誘起マルテンサイトの生成しない Alloyの CBB 試験を実施し，圧下率20の試験ではき裂深さは，600も含めき裂進展速度は硬度で整理できることを示し，特Type 316L ＞ 316NG ＞ 304 ＞ 347NG ＞ 304L の序列となったに加工誘起マルテンサイトを含む材料でのき裂進展速度が大ことを報告している(8)．また，中山らは溶接継手から採取しきくなるという傾向はなかったと報告している(23)．筆者らた試験片を用いて 2000 hr の CBB 試験を実施したところ，の試験で用いた冷間加工した Type 316NG を EBSD で 0.2Type 316NG 継手から採取した試験片では SCC が発生してmm ステップで観察すると，微量に加工誘起マルテンサイト

いたのに対し， Type 304NG 継手から採取した試験片ではと推定される相が確認された．これにより SCC 発生試験に

ま て り あ 第61巻 第 7 号(2022)
Materia Japanおいて加工誘起マルテンサイトによる SCC 抑制の可能性は否定されたわけではないが，以降では加工誘起マルテンサイ
ト以外の可能性について検討した結果を紹介する．
BWR 模擬環境中の冷間加工ステンレスにおける粒界 SCC

では，き裂は大傾角粒界のうち，ランダム粒界を経路に選択する場合が多い(24)．逆に∑3 などの対応粒界は粒界エネルギ
ーが低いことが知られており，粒界 SCC の経路となりづら
いことが報告されている．オーステナイト系ステンレス鋼で見られる対応粒界としては∑3 粒界がほとんどであるため，
冷間加工材の大傾角粒界に占める∑3 の割合を調査した．ある結晶粒間にある粒界が対応粒界であるかどうかは，EBSD
では一般に式( 2 )で示す Brandon の式の範囲にあるかどうかで判断される(25)．

図9

D u＝K･∑n

圧下率と∑3 率の関係．

(2)

ここで D u は幾何学的に決定する理想の回転角からのずれ，，∑は 3(∑3 の場合)， n は 0.5である．結晶粒 A に含K は 15°
まれる測定点とそれに隣接する結晶粒 B 内の測定点間の方位差を計算し，Brandon の式で定義される D u の範囲内であれば対応粒界と判定される．材料に付与する塑性ひずみが高くなってくると，粒界近傍に転位が Pileup し，もとの結晶粒界の方位関係(回転軸，回転角)が崩れてきて対応粒界と判定されない領域が増えてくることになる．冷間圧延を施すと図に示すように圧下率とともに大傾角粒界に占める∑3 の粒界長さ割合が減少する．進展性き裂が生じている Type

図10

非進展性き裂から進展性き裂への遷移の模式図．

316NG # 1 ， # 2 の∑3 粒 界 長 さ 割 合 よ り ， 冷 間 加 工 Type
304NG の∑3 粒界長さが下回っても，Type 304NG において深さ 50 mm 以上の進展性き裂が発生していないことから，いるため(28)，著者らの実験結果に加え，文献の CBB 試験結

冷間加工による∑3 粒界長さ割合の低下は進展性き裂への遷果を種々の SFE(Stacking Fault Energy，積層欠陥エネルギ

移の必要十分条件ではないと考えられた．

ー)の予測式( Pickering ， Rodes ， Schramm ， Brofman によ

最後に SCC 進展モデルと粒内のひずみ分布の観点から考って提唱された式)を用いて整理することを試みたが，進展える． F. P. Ford や森谷ら庄子らによって SCC 進展のモデ性に遷移する鋼種としない鋼種の閾値を設定することはでき

ルが提案されている(26)(27)．式( 3 )は F. P. Ford の提唱したなかった．そこで直接的に結晶粒内のひずみ分布を評価するために，引張中断試験材での EBSD 評価を行った． 15 ま式である．
da/dt＝A(d etip/dt)n(3)

で塑性ひずみを与えた後，引張試験片を荷重軸方向に切断

ここで， da / dt はき裂進展速度， d etip / dt はき裂先端のひずし，埋め込んだ．鏡面研磨後，電解研磨まで行い EBSD にみ速度，A，n は材料定数である．すなわち，き裂先端でのよる測定を 2 mm ピッチで実施した．まず，マクロな引張中ひずみ速度が重要であることが分かる．図の模式図に示す

断 ひ ず み と 粒 内 方 位 差 KAM ( Kernel Average Misorienta-

ように，粒内・粒界の割れ経路にかかわらず，非進展性き裂

tion )の関係を図に示す． KAM は EBSD 測定でのある測が結晶粒界，粒界 3 重点に出会ったときのき裂先端のひず以下)の平均値であ定点とその周囲の測定点間の方位差( 5 °み速度がその後の進展性き裂への遷移に関係するという仮説

る．著者らは結晶粒径， EBSD での測定点間距離が同じでを考えた．すなわち，き裂先端の塑性域が形成された場合にあれば，観察視野内の KAM の領域平均は式( 4 )となるこ粒界近傍，特に 3 重点近傍でのひずみの集中が進展性き裂とを報告していて(29)(30)，今回用いた Type 316NG，304NGへの遷移にとって重要であるという考え方である．塑性ひず

は結晶粒径が約 100 mm であるため，鋼種によらず KAM 値

み 付 与 時 の 結 晶 粒 内 の 転 位 下 部 組 織 は Type 316NG とのひずみ依存性はほぼ同じとなった．

304NG で異なりうる．下平の総説によれば，原子サイズの大きい Mo を含む Type 316 では粗大すべりが起こるのに対

uKAM＝

a d epD(4)

し， Type 304 では転位が絡み合ってセル構造が形成される

ここで，a は材料係数，d は EBSD の測定ピッチ，ep は塑性ことを報告している(28) ．したがって Type 316NG ， 304NG

ひずみ量， D は平均結晶粒径， uKAM は粒内方位差である．

に塑性ひずみを付与した際に，結晶粒内のひずみ分布が変わ

図 8 からマクロなひずみと発生する粒内の方位回転量の合ることを示唆している．なお，このような転位下部組織の形

計はほぼ同レベルであることが言える．次に図に Type成の違いは積層欠陥エネルギーに由来することも報告されて316NG と 304NG の粒内の KAM マップと点線での各測定




特

集

点間の方位差を示す． Type 316NG においては粒界近傍にて 30 点の 3 重点について調査して鋼種ごとの平均値を算出

高い KAM 値が見られるのに対して， Type 304NG では粒した．視野内の全測定点における KAM の平均値で規格化内で高い KAM 値が見られた．上述の仮説のとおり，非進して比較した． Tpye 316NG ， 304NG ，また併せて 316L ，

展性き裂が進展性き裂になるためには粒界近傍，特に 3 重304L の規格化した 3 重点近傍の KAM 値を図に示す．粒点近傍でのひずみが高まることが必要と考えられるため，引界を経路とした進展性き裂に遷移する Type 316NG におい

張中断材で 3 重点近傍にひずみが集中しやすいかどうかを 3て 高 い 3 重 点 KAM が 生 じ て い る こ と が 分 か る ． ま た ，

重点近傍の KAM 値のみ抽出して比較した．まず，ランダ

CBB 試験は実施していないが， Type 316L では 3 重点で方

ム粒界のみで形成された 3 重点を抽出し，その 3 重点近傍

位差が高いのに対し， Type 304L では方位差が小さい．こにおいて KAM 値が高い結晶粒内の 5 つの測定点での KAMのように，粒界近傍，3 重点近傍での KAM 値を用いること

値を平均して 3 重点における KAM 値とした．1 試料に対しで，BWR 環境で粒界割れに遷移して進展性き裂を生じやす
い鋼種の特徴を示すことができた．

.

お

わ

り

に

BWR ， PWR 模擬環境いずれにおいても，高温高圧水中での SCC 試験データは限られている．また，SCC 試験材について材料組織学的なアプローチも限られている．今回提示した仮説は数少ない試験に基づいているものでその妥当性は十分検証されているとは言えない．粒界 SCC 同士の合体を粒内 SCC が助長すると述べたが，そもそも粒界 SCC，粒内SCC がなぜ発生するのかといった点は不明なままである．

しかし，今回示したような着眼点で EBSD を活用してミクロ組織を定量し，系統的かつ大規模な SCC 発生試験を実施することで工学的に SCC 現象を捉えて理解することは期待
図11

粒内方位差 KAM の視野内平均値と塑性ひずみの関係．

図12

できる．特に粒径が変わった場合には，粒内割れが深さ方向

Type 316NG(#1)と 304NG の KAM マップならびに方位差プロファイル．(オンラインカラー)

ま て り あ 第61巻 第 7 号(2022)
Materia Japan




図13

(a) 引張中断試験片における 3 重点 KAM と塑性ひずみの 関 係 ， ( b ) 視 野 全 体 の KAM で 規 格 化 し た 3 重 点
KAM の比較．

において次の粒界もしくは 3 重点に出会うまでの距離が大きくなるため，再不働態化して死滅する可能性が考えられる．同時に粒径の違いによってマクロには同じひずみを付与
しても粒界近傍の KAM や 3 重点 KAM の大きさが変わりうると考えられ，したがって進展性き裂への遷移挙動は粒径によって変化すると考えられる．また，我々の研究では 2次元断面での KAM を計測しているため，紙面奥行き方向の粒界がどのようになっているかは分からない．近年，シリアルセクショニングを用いた 3 次元的な EBSD 計測が可能であることから，結晶粒形状を合わせて評価が可能になると考えられる(31)．粒界や 3 重点に着目した解析は SCC のみな
らず種々の損傷形態で有効な手段となると考えられる．

(2005), 4
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


2005年

献

原洋平

大阪大学大学院工学研究科修士課程修了
株式会社 IHI に入社
2012年 東北大学大学院工学研究科博士課程修了
2022年 2 月現職
専門分野金属の腐食全般，応力腐食割れ，材料組織学◎プラント関連機器，産業機械に用いる金属材料の損傷に関する評価技術の開発とそれを用いた損傷対応に従事．

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