243

しては表面塗装，金属の表面処理，耐食材料，防錆油，はじめに

インヒビター，電気防食，腐食研究などの種々のものが挙げられが，その対策費を含めると極めて大きな額とな

腐食は材料と環境との相互作用であり，その結果としっている．

て材料の性質を変化させ実用的な機能を損傷させることしたがって，本稿では，液体の水が関与する腐食が生が多い．具体的には，耐食性皮膜の形成，外観美化のよずるための基本的な電気化学的機構ならびにこれに対す

うなよい結果もあるが，大多数は熱効率低下，強度低下，る対策を講ずるに際して重要となる腐食の形態を中心と内容物の漏れなどの好ましくない結果に終わることが多して概説する．

い．これらの腐食による強度低下は，単に早期破損を招
くいとどまらず，内容物の危険性によっては多くの人命

腐食の電気化学を高いリスクの晒すという結果をもたらしてきた．したがって，社会生活におけるリスクの低減，安全の実現の観点からも腐食は疲労と共に解決されなければならない
最重要課題である．
近年，設備の高経年化にともなう劣化・腐食を原因と

2.1

腐食の電気化学的機構

金属の腐食は，環境中に酸化剤（酸素，水素イオンなど）が存在するときに起こる．酸素による酸性水溶液中する高圧ガス事故が数多く発生している．我が国のコンの鉄の腐食反応は，次の反応式で表される．
………（1）
Fe＋1/2 O ＋2H＋→Fe2＋＋H O

ビナート施設の多くは，既に築後30年以上を経過し，ま反応の駆動力は通常，化学親和力 A＝（反応系の化学ポテ

たその半数近くが稼働後40年を超えていることを考慮す

ンシャル）−（生成系の化学ポテンシャル）で与えられ，れば，このような設備の老朽化や経年劣化に起因する災A＞0 の場合に反応が進行する．

2

2

害にどのように対応していくかが，高圧ガス保安におい

腐食の電気化学的機構は，上の反応を次の二つの電気ても今後の重要な課題となりつつある．したがって，メ

化学反応，（2）式の鉄の酸化反応（電子放出反応）すな

ンテナンスの強化や定常点検のさらなる充実などの対策

わちアノード反応と（3）式の酸素の還元反応（電子受容を，これまで以上にきめ細かく検討していくことが求め反応）すなわちカソード反応の結合と考える．
………（2）
Fe→Fe2＋＋2e−

られている．この数年間に発生した高圧ガス関係事故件
数を，原因別に累計したデータからも読み取れるように，

1/2 O2＋2H＋＋2e−→H2O………（3）

これら増加傾向にある災害の多くは，設備上（ハード）

図２は，電気化学的機構による腐食反応モデルを示す．

の問題に起因とするものであり，その大部分が劣化・腐

各種金属溶解の平衡電位（標準電極電位）と酸素および食等が要因となっている．

水素イオンの還元反応平衡電位とを比較すると，図１に一方，腐食による損失は我が国では GDP の数％にな示すように，鉄や亜鉛などの卑金属は水素発生型およびることが知られているが，生産・製造面からのコストと酸素還元型腐食の両電位域に入るが，銀や銅は酸素が存在しないと腐食しない電位域にあることがわかる．
金属表面で金属溶解反応が起こる場所（アノード），酸
化剤還元の反応が起こる場所（カソード）の両反応サイ
トが微視的にみて，表面に均一に分布され，時間的に常溶接学会誌

第 79 巻（2010）第 3 号

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244

図１

酸性水溶液（pH＝0）中の金属の腐食電位域と金属溶解反応（M→Mn＋＋ne−）の平衡電位：Mn＋濃度 （1×10−6
kmol･m−3）

E a ：ア ノ ー ド 反 応 平 衡 電 位 ，E c ：カ ソ ー ド 反 応 平 衡 電 位 ，Ecorr：腐食電位，icorr：腐食電流密度
図３

図２

腐食の電気化学モデルと電流回路の形成

腐食反応の電位-電流密度曲線模式図

ので，ieRM は無視できる．なおイオン電流による電圧降
下 iiRS は，アノードおよびカソード反応サイトが微視的に接近している均一腐食の場合には無視できるが，両サ
イトが離れている局部腐食の場合には必ずしも無視でき

時変動している場合には，腐食は比較的均一に進行する．

ない．抵抗分極の大きさは，iR で示されるように電流 i

これに対してアノード反応サイトが巨視的にみて，表面に比例し，オーム則（直線則）が成立する．これに対しの特定位置に固定されると，局部腐食となり，この場合て，反応分極は必ずしもオーム則が成立せず，多くの場には通常，金属側あるいは環境側に巨視的な局部組成変合次の非線形速度式（Tafel 式）に従う．
η＝a＋b log i化がみられる．図２は腐食の電気化学モデル（腐食電池………（5）

モデル）での反応電流の流れを示す．アノードおよびカ

ここで，a および b は反応によって決まる定数である．

ソード反応の進行に伴い，金属内では両サイト間に電子

図 3(a) に示す均一腐食の場合には，抵抗分極が無視でき電流が生じ，溶液中では，電気的中性条件を満たす必要るので，アノード反応分極曲線とカソード反応分極曲線

上，両サイト間にイオン電流が生ずる．したがって，金との交点で，両反応速度がバランスし，この交点が腐食

属表面でのアノード反応電流を ia，カソード反応電流を ic，

電位 Ecorr と腐食電流密度 icorr に対応する．局部腐食の場

金属内電子電流を ie，溶液中イオン電流を ii は，腐食進

合には，抵抗分極 iiRS に相当するだけ反応分極が減少す

行中相等しく，その電流が腐食反応電流 icorr を示す．

るため，腐食電流密度 icorr は両反応分極曲線の交点より

図２の腐食電池の駆動力は，電位差（Ec−Ea）で表さ

低電流側へ移り，アノード反応サイトの電位 Eacorr とカソれる．この電位差は上述の反応電流，電子電流，およびード反応サイトの電位 Eccorr は抵抗分極 icossRS に相当する

イオン電流の駆動力に割り振られる．

だけ離れることになる．

(Ec−Ea)＝ηa＋ηc＋ ieRM＋iiRS………（4）

2.2

金属の不動態

ここで，ηa およびηc は各々アノードおよびカソード反活性態金属のアノード溶解速度は，電極電位とともに応へ配分された電位差で，反応分極あるいは反応過電圧

増加するが，ある限界電位を超えると急激に減少することよばれている．ieRM および iiRS は各々，金属内電子流とがある（図４）．この現象は金属の不動態化とよばれ，および溶液中イオン流による電圧降下で，抵抗分極とよ

不動態化は金属表面に保護性皮膜（不動態皮膜）が生成ばれる．通常，金属自体の電気抵抗 RM はきわめて小さいすることによる．一般に，不動態化金属は溶解速度が小40

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

木村：腐食概論

245

さいので，耐食状態にあるとみなされ，実際の耐食材料膜である．Ni や Cr の場合には，皮膜厚はさらに薄く，の多くは不動態の安定性がキーとなる．

0.3〜1 nm 程度，すなわち酸素の単原子層あるいは数原

金属の不動態化特性は，そのアノード分極曲線にみら子層のオーダーである2)．比較的高電位側まで酸素発生のれる次の特性値で記述される．①活性態から不動態へのみられない Ti，Zr および Al の表面不動態皮膜は高電位

移行境界電位（不動態化電位）：Ep（この値は不動態か側でかなりの厚さまで成長する．通常，金属は不動態電ら活性態への移行境界電位である．活性化電位あるいは位域にとどまる限り，安定な不動態を保持する．これに脱不動態化電位と必ずしも一致しない．）②不動態化臨界

対して，環境溶液中に Cl−，Br− などの皮膜破壊性のアニ

電流：imax．③不動態保持電流：id 等である．不動態電位

オンが存在する場合には，不動態電位域にあっても不動域を超えると，再び溶解電流が増大する過不動態域に入態皮膜が局部的に破壊され，この部分で下地金属の孔食り，金属によってはこれにつづく二次不動態電位域をも溶解が起こる．ただし，皮膜の局部破壊が起こっても，

つものもある．金属はまた，自然浸漬状態でも酸化剤にこの部分が再不動態化されると，一時的な溶解電流ノイよって自然に不動態化（自己不動態化）することがある．

ズが生ずるのみで，定常的な孔食溶解には至らない．

ステンレス鋼などの耐食金属材料はほとんど，通常環境下で自然に不動態化するが，自己不動態化の安定性は，腐食現象の形態的分類

図５の模式的分極曲線で表すことができる．
金属表面の不動態皮膜は通常，きわめて薄い酸化物皮

3.1

腐食形態

M. G. Fontana3)による腐食の形態による No.1〜8 と番外の計（8＋1）個の分類を表１に示すが，これらの分類は主として外観に基づいており，肉眼でも判定でき
る．すきま腐食と孔食とは同様の局部侵食であるが，すきまとよぶ幾何学的閉塞箇所と自由表面上というそれぞれの侵食部の違いによる．銅合金からの脱亜鉛は，脱成分腐食の典形例である．粒界腐食の確認には光学顕微鏡が必要だが，ジグザグ状の外観によって肉眼でもそれとわかることが多い．ただし同様の割れである応力腐食割れと番外の水素脆化（割れ）とにおいて後者の原因が水素だということは，肉眼では判定できない．表１中の腐食形態のうちの大部分（No.1〜8 および水素脆化）は液体としての水環境で起こる腐食であり，湿食ともよばれる．腐食形態の把握は，正しい診断・原因究明を通じて
適切な対策を立てるために極めて重要である．
→ 溶解電流密度の対数 log i
Ep：不動態化電位，
imax：不動態化臨界電流密度＝活性態最大溶解電流密度，id：不動態保持電流密度＝不動態定常溶解電流密度
図４

不動態化を伴う金属のアノード溶解反応の電位-電流密度
曲線

3.2

均一腐食

均一腐食は，金属表面の全面にわたってほぼ同一の速度で侵食する腐食である．縦軸に電極電位，横軸に pHを目盛った実測腐食領域図（電位-pH 図：図６）において， corrosion（腐食）と表示されている領域で進む．こ
の領域は，pH では，金属の耐食性を担う保護皮膜（酸化ia：金属アノード溶解反応電流密度，ic：酸化剤カソード還元反応電流密度
図５

金属不動態の安定性を示す模式的な腐食反応の電位-電流密度曲線1)
溶接学会誌

第 79 巻（2010）第 3 号

41

246

表１

図６

腐食形態

実測腐食領域図（電位-pH 図）4)

物，水酸化物）が安定でない酸性側およびアルカリ性側分に低く耐食的である領域であるが，耐食性を担う保護にある．その典型例は Al，Zn，Pb，Cu にみられる．ま皮膜の厚さが前者で 1 nm オーダ，後者で 1μm オーダとた電位条件では immunity の直上の活性態域に多く，ま異なる（表２）．

た比較的高い（貴な）電位域である過不動態域でも均一

均一腐食の典型例は海水中での普通鋼に見られ，この腐食する金属（Cr，Fe）もある．immunity 領域は金属場合の腐食（溶解）速度は，電流密度 iA で表すと，は鋼のままの状態が熱力学的に安定であるために腐食しない

表面に到達する溶存酸素 O2,aq の還元反応（カソード反応）領域である． passivity と passivation とは腐食速度が十である拡散限界電流度 ic＝iLO2 に等しい．均一腐食では表42

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木村：腐食概論

247

表２

耐食金属の皮膜の厚さによる分類5)（a）均一腐食（b）不均一腐食

表面のどの場所もアノード（A）かつ金属が腐食を受けるアノード（A）は局在し，カソード（C）であり，
iA＝iC である．その他の表面が，カソード（C）になり，図の場合は iA＝6iC である．
図７ 均一腐食（a）と不均一腐食（b）とにおける，アノード（A）/カソード（C）の場所的分布と単位面積当たり反応速度（電流密度 iA/iC）5)

面のどの位置でもアノード・カソード両反応が進むので，
静止海水中では iLO2 ＝0.2 mm/y であるが，表面皮膜の下地保護性に劣る普通鋼にあってもさび層が形成されてゆくともう少し低い 0.1 mm/y 程度になる．これは海水中の定常的腐食速度として数年後以降数十年にわたって広く測定される値であり，また，化学装置用 A 級（最もよい）材料規格に含まれるほどの低い腐食速度であるので，安価ゆえ厚肉で使える普通鋼には許容される場合も多い．
3.3

局部腐食

腐食の局在化の危険性
均一腐食はアノードとカソードとが場所的に分離しない腐食形態（図 7(a)）であるので，前述の O2 のような酸
図８化剤の還元速度（iC）から腐食速度（iA）が安定的に見積もれる．すなわち，寿命予測が比較的容易な腐食形態で腐食反応の電流回路構成5)（左：金属電極，右:電解質液）

あり，腐食速度を抑制するように管理し，かつ十分な腐食しろを見込むことによってこれに対処できる．
これに対して，不均一腐食（図 7(b)）はアノードとカ挙げたようにその種類も多く大半の腐食問題を引き起こ

ソードとが場所的に分離した腐食形態で，表１に示したしている．局部腐食の成立には，pHd（脱不動態化 pH）

均一腐食以外のほとんどの腐食形態がこれに該当する．

以下の低い pH をもつアノード液の維持が必要である．

不均一腐食においては，アノードとカソードとの場所的

一般にアノードでは溶出金属イオンの加水分解反応によ分離に伴いそれぞれの面積も異なり，一般にアノード面

り液は酸性化するので，カソードではアルカリ性化する

積 SA は小さく，カソード面積 SC は比較的大きい．この傾向をもつ．しかしアノードとカソードとが場所的に分場合，電気的中性条件：iASA＝iCSC から，アノードでの侵

離していなければ pH はいずれの方向にも動かない．す食速度 iA＝（SC/SA）iC は，iC の SC/SA 倍となる．腐食反応

なわちアノードの酸性化にはまずカソードからの分離がの構成を荷電の流れ（電流）に注目して図８に示すが，前提であり，アノードの pH をさらに下げるためにはよ

アノード（A）とカソード（C）とは，（1）電子伝導体でり大きな iA が必要である．したがって，より小さいアノ接続され，かつ（2）一連の電解質に浸漬されている，もード面積 SA が要求される．

のとする．腐食回路の電流 I は，電解質中ではカソード

不動態化金属の環境中自然電位方向へのカチオン（ cation：cathode へ向かう ion）とア与えられた環境において不動態化している（局部腐食

ノード方向へのアニオン（anion：anode へ向かう ion）

をまったく起こしていない）金属の自然腐食電位 Esp が，によって，電子伝導体中ではアノードからカソードへ移

後述の臨界電位と比較して貴ならば局部腐食が起こる可動する電子 e− によって運ばれる．

能性があり，卑ならば局部腐食は起こらないという意味

普通鋼の均一腐食ではアノードとカソードとは場所的で Esp は重要である．溶存酸素 8 mass ppm＝2.5×10−4にほとんど分離することなく進む，一方，ステンレス鋼

mol/l を含む水中でのステンレス鋼・チタンの Esp を図9の局部腐食では両者は明確に分離しており，このようなに示す．

アノード/カソード分離型の腐食形態は腐食反応の電気化

自然の海水・淡水中での Esp 値が，図9の値より 0.3〜

学的構成なしには発現しない形態であり，かつ表１に0.4 V 貴になることがあり，これは微生物（バクテリアと溶接学会誌

第 79 巻（2010）第 3 号

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248

図９

ステンレス鋼などの Esp の pH 依存性5)

図 10 動電位法による往復分極曲線，およびこれから求められる電位 E1，E2 の使用試片ごとの名称

珪藻）の働きによる 3，4)．溶存酸素の共存しないこの環境
では Esp は著しく卑であって，これは局部腐食を回避しやすい条件である．
孔食
孔食は不動態化した金属の自由表面上の一部で凹み状の金属溶解箇所が拡大していく腐食形態で，通常塩化物
イオン（Cl−）を含む水環境での事例が多い．
孔食電位 VC.PIT 以上の定電位では，溶解を開始した凹み
は臨界サイズ r＊を超えて成長を継続することができる．
孔食電位は本来定電位法による VC.PIT であるが，数多くの定電位試験による決定は手数がかかるため，図10に示す
動電位法6)が用いられる．アノード電流の立ち上がる電位

図 11

すきま内外での腐食反応3)

E1 を動電位法孔食電位V'C.PIT とすると， V'C.PIT はVC.PIT のよい近似値として使える．その後電位掃引方向を逆にして下げてきて，電流が元のレベルに戻るときの電位 E2 は動電位法による食孔再不動態化電位 E'R.PIT である．

9.4の範囲で小さいのは，孔食電位の場合と同様である．
局部腐食機構ステンレス鋼孔食電位は，ある範囲では pH には依存

孔食，すきま腐食は特定の臨界電位より高い（貴な）しないが，それ以上では pH とともに貴になる．孔食電電位以上の酸化性環境においてはじめて起こるという意

位は一般に温度に依存し，多くのステンレス鋼の孔食電味で酸化型不動態破壊といわれ，両者の臨界電位の違い

位は低温側で貴で，鋼種に依存する特定温度で大きく卑は，主として両者の幾何学的条件の差に求められ，腐食化し，以降はまたあまり変わらなくなる．

機構自体に本質的な差があるとはいえない．

すきま腐食

すきま内外で起こっていると思われる腐食反応の概念

自由表面上で起こる孔食に対して，すきま腐食は沖合

的説明図を図113)に示すが，すきま腐食の開始は，すきま

環境との物質移動を制約された狭いすきまの内部または内部における，溶存酸素の消費，液 pH の pHd（脱不動ごく近傍における局部腐食である．すきま腐食の発生・態化 pH）までの低下8)によって起こる．こうして溶存酸

成長についても孔食と同様の整理ができる．ただしこの素を還元するカソード反応は外表面でしか起こらなくな

場合のサイズとしてすきま内部における侵食深さをとる．

り，アノード（すきま内）とカソード（外表面）との場

動電位法による往復分極をすきま付与試片を用いて行う所的分離が完成する．すきま内部で溶出した金属イオンと，E1 と E2 に対してそれぞれ V'C.CREV と E'R.CREV を得る7）．

Mn＋ の一部は，
Mn＋ ＋nH2O→M(OH)n＋nH＋

このうち，V'C.CREV はVC.CREV より数百 mV高めになるのでその近似値としては使えない．しかし，電位掃引速度をなる加水分解反応を起こし，Mn＋ に加えて H＋ の蓄積すな

十分遅くして得る E'R.CREV の 値 ER.CREV は測定方法によらわち pH の低下が進む．これらカチオンに対して電気的ず再現性よく求められ，かつVC.CREV とほぼ一致すること

中性条件を満たすため，沖合液から Cl− などのアニオンが多くの系で確かめられている．こうして腐食すきま再が流入（泳動）し，pH が低く高濃度の塩化物を含むとい

不動態化電位 ER.CREV は成長停止と発生との双方を包括す

う苛酷な液性条件をつくる．

るすきま構造の特性値として，種々のすきまの評価に使

3.4

われるようになった．ER.CREV に対する pH の影響が 2.7〜

異種金属接触腐食は， 異なる種類の金属材料が電気的

44

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

木村：腐食概論

異種金属接触腐食

249に接触し腐食環境中で相互に影響し合って生じる腐食現の電気化学特性が把握できれば，計算機によって定量的

象

腐食挙動を算出することが可能であり，最適化設計を行である．例えば，鉄と亜鉛をリード線で接続して海水中に浸漬すると，高電位側の鉄片はカソードとなり，低電位側の亜鉛片がアノードとなり，各材料の腐食速度

うことが比較的容易である．
3.5

エロージョン・コロージョン

は単独で浸漬した場合に比べ，電気化学的相互作用が生

エロージョンとは，繰り返し作用する機械的力によっじた結果カソード部品は腐食速度が減小し，アノード部て材料表面が変形・劣化し，少しずつ脱離してその場所品は増大する．

に減肉を生じる現象であるので，セラミックスやプラス

一般にこの速度は，異種材料部品が電気的に接続され，チックなどを含む全ての材料に生じる．１回の機械的力

両部品間の電極電位差が大きいほど，分極抵抗が小さいが作用する範囲は狭く，また深さ方向については表面近ほど，部品間が近接しているほど，腐食液の電気伝導度

くに限られ，構造物全体を破壊するようなものではないが大きいほど，大きいことが知られている．

が，繰り返し数がきわめて多く，時間の経過と共に変形

異種金属接触腐食の損傷防止策としては，1) 材料間をが蓄積されて顕著な減肉に至る．このような機械的力を被覆・絶縁し材料間の回路抵抗を増大させる手法，2) そ発生させる現象として，キャビテーション，液滴衝突おれぞれ独立した自然腐食状態にあるときの電極電位とす

よび固体粒子衝突などがある．金属材料表面にこれらのると， 腐食電位差（ E1 −E2 ）を小さくする手法，（参エロージョンと電気化学的腐食が同時に発生すると互い

考：図12） 3) 材料間の代表的距離 L を増大させる手法，に他を加速して，それらが単独に発生したときに引き起

4) アノード部品とサソード部品の面積比A2/A1を増大させこす被害の単純な加算以上の被害となる．機械的力がごることで損傷の集中を防ぐ，5) 材料表面を塗装すること

く弱く，材料本体を変形させることができなくても，腐で，分極抵抗 h1 および h2 を増大させる，などが挙げられ食している金属材料表面の腐食生成物を除去することがる．これらのうち，いずれが効果的かは，材料条件，環できれば，電気化学的腐食を加速することができる．

＊＊

境条件，機器構成など与えられた条件によりさまざまに

3.6

変化する．

応力腐食割れは，き裂の進行という形をとる局部腐食

応力腐食割れまた近年は異種金属接触腐食速度を有限要素法あるいであって，上述の孔食 /すきま腐食と同様に，き裂というは境界要素法を用いて個々の部品ごとに計算で求めよう

局所以外の材料部分は長時間経過後も初期の状態を維持とする試みがなされている．以上のように，異種金属接している．応力腐食割れの進展機構は， APC（活性経路

触腐食損傷は，機器構成や材料選択を誤ると著しい損傷腐食）機構，TR（変色皮膜破壊）機構，及び HE（水素に発展することがあり，十分な注意が必要である．しか脆化）機構の三つに分類され，それぞれの特徴は表３にし，上述した防食手法に沿って機器設計すれば，比較的まとめた．

解決しやすい問題と思われる．特に，機器構造や各部品

APC 機構の応力腐食割れは，図13に模式的に示すように，孔食・すきま腐食等の局部腐食を経由して生起するのが通常10)であり，ステンレス鋼 /中性塩化物水溶液環境
系にその代表例を見ることができる．引張応力の作用下で，後述するような速度論的必要条件（図16）が達成さ

表３

図 12

応力腐食割れ機構10)

常温静止海水中における各種金属の腐食電位9)
溶接学会誌

第 79 巻（2010）第 3 号

45

250

表４

図 13

塩化物水溶液環境におけるステンレス鋼の応力腐食き裂
発生状況11)

活性経路腐食（APC）機構による応力腐食き裂の進展

図 15 80℃の NaCl 水溶液環境における Type316 ステン
レス鋼すきま試験片の定電位保持試験結果13)

図 14

変色皮膜破壊（TR）機構による応力腐食き裂の進展（●印：腐食すきまが発生し，そのまま進展を続ける，×印：進展しつつある腐食すきまから応力腐食き裂が発生，進展，○印：不動態を保持，実線：無負荷試験片に対する腐食すきま再不動態化電位）

れた場合に，局部腐食活性先端から応力腐食き裂が生起しての，酸化剤を含む中性の濃厚 NaCl 試験液環境におし，応力腐食割れとして進展する．定常進展しつつある

けるそれは食孔経由型である．また，近年よく実施され応力腐食き裂においては，図に示すように，外表面側かている希薄 NaCl 試験液環境の人工すきま導入型試験でらき裂先端に向かってき裂側壁の再不動態化が進行し，は腐食すきま経由型のき裂発生となる．実環境における

常にき裂先端部のみが活性態溶解する条件が達成されて応力腐食割れに正しく対処するためには，局部腐食を経いる．

由したき裂発生に対する正当な理解が不可欠である．す一方，TR 機構の応力腐食割れにおいては，図14に模式

なわち，孔食・すきま腐食と同様に，応力腐食割れにも的に示すように，き裂先端における皮膜成長とその機械

その臨界電位が明確に存在する．中性塩化物水溶液環境

的破壊の繰り返しによりき裂が進展する．また，HE 機におけるステンレス鋼の応力腐食割れ臨界電位 VC,SCC 等

構による応力腐食割れは水素脆化によりき裂が進展するが求められ，すきま試験片における応力腐食き裂発生臨機構であって，後に詳細に述べる．HE 機構による応力界電位は当該腐食すきまの再不動態化電位と一致するこ

腐食割れの場合を除いて，カソード防食の適用は一般にとが明らかにされている．すなわち，自由表面試験片あ有効である．以下では，応力腐食割れ損傷事例がもっと

るいはすきま試験片における応力腐食き裂発生臨界電位も多い APC 機構によるステンレス鋼の応力腐食割れを中は図15に示すように食孔再不動態化電位あるいは腐食す

心に概説する．

きま再不動態化電位とそれぞれ一致している13)．食孔あるステンレス鋼の塩化物応力腐食割れ

いは腐食すきまの進展速度は顕著な電極電位依存性を示

表４11)に示すとおり，中性塩化物環境系の歴史的な実験す11)が，応力腐食き裂進展速度は電極電位にほとんど依存室加速試験液としての沸騰濃厚 MgCl2 試験液 12)環境におしない11)から，応力腐食き裂進展速度が食孔あるいは腐食けるステンレス鋼の応力腐食き裂発生状況は直接貫入型

すきまの進展速度を上回る条件範囲では局部腐食を起点である．一方， 1970年代より広く普及した加速試験液ととした応力腐食割れが見られ，下回る条件範囲では局部

46

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

木村：腐食概論

251

図 16 局部腐食/ 応力腐食割れ電位領域と進展速度との対応（模式図）
図 17 鋼の強度と環境因子から整理した水素脆化15)

腐食のみとなる（図16）．塩化物水溶液環境におけるオー

食等の臨界電位に着目した対策が望ましい．

ステナイト系ステンレス鋼の応力腐食割れ感受性の抑制

ステンレス鋼の鋭敏化と粒界応力腐食割れに合金元素としての Ni が決定的な効果を持つこと 14)が，Type304 鋼に代表されるオーステナイト系ステンレス

広く知られているが，鋼中 Ni 濃度約 45％ が通常鋼の限鋼が常温における固溶限界以上の濃度の Cr の熱履歴に伴界値と考えられている14)．また，上述のように，通常の実う炭化物としての析出による粒界腐食問題を引き起す鋭環境における応力腐食き裂発生は局部腐食を経由しての敏化への対応は重要である．鋭敏化の抑制には鋼中 C 濃

み生起するから，Cr，Mo 等の局部腐食を抑制する合金度の低減が効果的であり，Ti あるいは Nb の合金化によ元素の添加は，結局応力腐食き裂発生をも抑制する．

り C を固定（安定化）することも同様に効果的である．

APC 機構による Type304 ステンレス鋼の塩化物応力腐

自然の淡水環境に代表される中性低濃度塩化物水溶液環

食き裂発生下限界応力は数十 MPa 程度であって，材料の境のような穏和な環境における鋭敏化ステンレス鋼のそ耐力（〜 210 MPa）に比してきわめて低い．一方，応力れは粒界型（粒界応力腐食割れ： IGSCC）となることは

腐食割れ事例の大半は溶接残留応力を応力源とするもの

よく知られており，このき裂発生条件および寿命は材料であるが，特別の場合を除いて，溶接構造物においてはの鋭敏化度に強く依存するから，穏和な実環境で使用さ溶接部近傍に材料の耐力を超える溶接残留応力が作用しれるステンレス鋼の応力腐食割れに対しては，材料の鋭ている．したがって，塩化物水溶液環境の Type304 ステ

敏化はきわめて重要な材料因子である．また，鋭敏化とンレス鋼製溶接構造物は応力腐食き裂発生のための力学

関連して，沸騰水型原子炉（BWR）高温高純度水配管系

的条件をつねに満足していると考えなければならない．

における粒界応力腐食割れの発生についても報告がなさ

このように，一般に定常進展中の応力腐食き裂進展速度

れ，これに対する対応が行われた．

は十分に大きいから，腐食疲労き裂のように，供用中の

3.7

非破壊検査によりなるべく小さいうちにき裂を発見し，水素脆化（hydrogen embrittlement）は，金属材料のき裂進展評価により装置・機器の残存寿命を予測する，強度や靱性が水環境からの水素によって劣化して，場合という手法には馴染まない．すなわち，応力腐食割れのによっては割れに至る現象を総称して使われている．こ場合はあくまでもき裂発生（き裂進展開始）で評価しなの現象に感受性を有する金属材料として，鉄鋼材料，Ti，ければならない．

Zr 等々があり，感受性の程度と発現形態は，低強度のも

水素脆化割れ

応力腐食割れは，腐食疲労とは異なり，材料・環境・のから超高強度のものまで様々に異なっている．BCC 結応力の３条件の重畳下で成立するので，いずれかの対策

晶格子を有するフェライトあるいはマルテンサイト系のを行えば予防し得るが，与えられた環境で応力腐食割れ

鉄鋼材料の水素脆化が最も身近に事例が多い．

感受性を持たない材料の選定が最も基本的な対策となる．

鉄鋼材料の水素脆化

オーステナイト系の Type304/Type316 ステンレス鋼から鋼中水素濃度（C0：hydrogen content in steel）が割れ高純度フェライト系の Type444 ステンレス鋼（極低炭素

臨界水素濃度（C th：threshold hydrogen content for

19Cr-2Mo 鋼）への材質変更はこの好例である．負荷応

cracking）を超えたときにはじめて，水素脆化の一形態

力の除去あるいは低減は予防対策として有効であるが，である HIC が発生すると言われている．また，負荷応力オーステナイト系ステンレス鋼の溶接残留応力の除去にと鋼中水素濃度でも整理され，負荷応力が高いほど低いは 1000℃ 以上の温度での固溶化熱処理が必要であって，鋼中水素濃度で水素脆化を発生し，鋼中水素濃度が高い

これが熱処理後の変形等の問題を引き起こすことから，ほど低い負荷応力で水素脆化を発生することになる．

実際の構造物への適用が困難な場合が多い．これらのこ

図17は，鉄鋼材料の水素脆化の実例を，材料強度と環とから，環境面に着目した予防策の実施が最も有効であ

境で整理したものである．湿潤 H2S 環境中でラインパイって，かつ実用的であろう．この場合には，カソード防プに発生する水素誘起割れ（HIC：hydrogen induced
溶接学会誌

第 79 巻（2010）第 3 号

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cracking）や，油井管，LPG，液体アンモニアタンク等

たが，SCC とは異なり材料・環境・応力の視点から免疫に発生する硫化物応力割れ（SSC：sulfide stress crack-

的な条件が必ずしも明確に定められないなどの課題があing），自然環境で高力ボルト発生する遅れ破壊（DF：るので，この点については他の成書16)をご参照いただけれ

delayed fracture）が，代表的な鉄鋼材料の水素脆化であ

ば幸いである．

る．割れの形態としては，HIC ならびに SSC は応力軸に垂直に進展するため強度低下に大きく引きおこすのに対して， HIBC（Hydrogen Induced Blister Cracking）
は板厚中央部に長手方向に形成され，Blistering は材料
表面部の膨れの形態をとるため，強度に対する影響はそれほど大きく検出されない．
使用中の材料に脆化を引き起こす水素は，ほとんどが環境から侵入したものである．アノード反応である鉄の溶解（Fe→Fe2＋＋2e−）に伴い，カソード反応である水素イオンの還元（ H＋＋e−→H）が起こり，このとき生じた水素原子が，まず鋼表面に吸着した後，鋼中に侵入して水素脆化を引き起こす．その素反応を以下に示す．

水溶液からの水素侵入に影響する主たる因子は， pH と
H2S 濃度である．pH≦4 の酸性環境で水素侵入が増加
し， H2S には，2Had→H2 の素反応を阻害して，Had→
Hab の反応を促進する強い作用がある．H2S は，原油や天然ガスに含まれる他に．S 分を含む石炭や石油を水添反応によって改質する際に生じる．

おわりに
本稿では，液体の水が関与する腐食が生ずるための基本的な電気化学的機構ならびにこれに対する対策を講ずるに際して重要となる腐食の形態を中心として概説した．
腐食が局在化することによる損傷の加速化への対応が最も重要な課題であり，SCC などの割れの発生に対しては臨界電位の把握を基礎とした，材料・環境面に着目した予防策と対策の実施が有効と考える．
また，紙面の都合で腐食疲労については言及しなかっ48

溶接接合教室−基礎を学ぶ−

木村：腐食概論

参考文献
1) 岡本剛，永山政一，三谷幸男，石川達雄：電気化学，27,
325（1959）．
2) N. Sato, G. Okamoto: "Electrochemical Passivation ofMetals", J. O'. M. Bockris, B. E. Conway, E. Yeager, R. E.
White eds., Comprehensive Treatise of Electrochemistry
Vol.4, Electro chemical Materials Science, Plenum Press,
New York, pp.198−245 (1981).
3) M. G. Fontana, N. D. Greene: "Corrosion Engineering",
McGraw-Hill, p.28 (1967).
4) 久松敬弘：日本金属学会会報，20, 3 (1981).
5) 腐食防食協会編： 材料環境学入門 ，丸善（1993）．
6) 試験法分科会：防食技術，26, 539 (1977).
7) 塩原国雄，森岡進：日本金属学会誌，33, 581 (1969).
8) J. L. Crolet, J. M. Defranoux: Corr. Sci., 13, 575 (1973).
9) Francis. L. LaQue: Marine Corrosion Causes andPrevention, John Wiley and Sons, p.179 (1975).
10) 腐食防食協会編： 金属の腐食・防食 Q&A−コロージョ
ン 110 番 ，丸善（1988）．
11) 辻川茂男：材料と環境，47, 2 (1998).
12) M. A. Scheil: in "Symposium on Stress ‐Corrosion
Cracking of Metals", ASTM, p.395 (1945).
13) 辻川茂男，玉置克臣，久松敬弘：鉄と鋼，66, 2067 (1980).
14) H. R. Copson: in "Physical Metallurgy of Stress
Corrosion Fracture", Interscience, New York, p.247(1959).
15) 小若正倫，工藤赳夫：鉄と鋼，63, 328 (1977).
16) 遠藤吉郎，駒井謙治郎著，金属の腐食疲労と強度設計，養賢堂，（1982）．
＜その他の参考書＞
17) 腐食・防食ハンドブック，腐食防食協会編，丸善，（2000）．
18) 伊藤伍郎著，腐食科学と防食技術，改訂版，コロナ社．
（1979）．
19) 木島茂著，防食工学，日刊工業，（1982）．
20) Uhlig's Corrosion Handbook Second Edition,
Electrochemical Sciety Series, Edited by R. Winston
Revie, Whiley-Interscience, (2000).