2011, Vol.18, 158-169

ステンレス鋳鋼の高温水中 SCC 進展挙動
― 腐食電位，鋼種，熱時効および冷間加工の影響 ―SCC Growth Behavior of Cast Stainless Steels in High-Temperature Water― Influences of Corrosion Potential, Steel Type, Thermal Aging and Cold-Work ―山田
宮本

卓陽（Takuyo Yamada） 寺地友樹（Tomoki Miyamoto） 有岡

巧（Takumi Terachi）
孝司（Koji Arioka）

158

ステンレス鋳鋼の高温水中 SCC 進展挙動
― 腐食電位，鋼種，熱時効および冷間加工の影響 ―SCC Growth Behavior of Cast Stainless Steels in High-Temperature Water― Influences of Corrosion Potential, Steel Type, Thermal Aging and Cold-Work ―山田＊1
卓陽（Takuyo Yamada）

寺地＊2
巧（Takumi Terachi）

宮本＊1
友樹（Tomoki Miyamoto）

有岡＊1
孝司（Koji Arioka）

要約 SCC 進展に関する最近の研究結果から，沸騰水型原子力発電所（BWR）のような酸素を含む高電位環境の高温純水中で，ステンレス鋼溶接金属は有意な SCC 進展を示す．一方で，加圧水型原子力発電所（PWR）の 1 次冷却材模擬環境下のような低電位環境下では，著者らの報告から，有意な SCC 進展が観察されず，顕著な腐食電位依存性が観察される．PWR の 1 次冷却材
管として使用されるステンレス鋳鋼については，BWR，PWR の両水質で，SCC 進展に関する報告例はない．そこで本報告では，PWR1 次冷却材環境下におけるステンレス鋳鋼の SCC 進展挙動を系統的に調べることを目的とした．また，鋼種，熱時効（400℃で 4 万時間），冷間加工（圧下率 10%）の影響について検討し，それらの挙動を含めて腐食電位の影響を検討した．
その結果，水素を添加した低電位条件では，鋼種（SCS14A と SCS13A），冷間加工（10% 冷間加工）にかかわらず，有意な SCC 進展は観察されなかった．また，酸素添加条件においては顕著な SCC 進展の加速が認められた，熱時効（400℃で 4 万時間）材でも，低電位環境下では有意な SCC 進展は観察されない．以上の結果から，ステンレス鋳鋼は PWR1 次冷却材環境下で優れた耐 SCC 進展性を示した．一方，酸素を添加した高電位環境下では，全ての材料条件（鋼種（SCS14Aと SCS13A），熱時効と冷間加工（400℃で 4 万時間まで，10% 冷間加工）で，有意な SCC 進展が観察される．SCS14A と SCS13A との間で，大きな SCC 進展速度の差は見られなかった．400℃
で 1 万時間）の熱時効による SCC 進展速度の変化は認められなかったが，長時間熱時効（400℃
で 4 万時間）による SCC 進展速度の加速が認められた．
以上の結果から，ステンレス鋳鋼の SCC 進展には，明瞭な腐食電位依存性が認められた．
キーワード	ステンレス鋳鋼，高温水中応力腐食割れ（SCC），SCC 進展速度，腐食電位，冷間加工，軽水炉

Abstract		 Recent studies on crack growth rate（CGR）measurement in oxygenatedhigh-temperature pure water conditions, such as normal water chemistry（NWC）in BWRs,
using compact tension（CT）type specimens have shown that stainless steel weld metal aresusceptible to stress corrosion cracking（SCC）. On the other hand, the authors reported thatno significant SCC growth was observed on stainless steel weld metals in PWR primary waterat temperatures from 250 ℃ to 340 ℃. Cast austenitic stainless steels are widely used in lightwater reactors, and there is a similarity between welded and cast stainless steels in terms ofthe microstructure of the ferrite/austenite duplex structure. However, there are a few reports
giving CGR data on cast stainless steels in the BWRs and PWRs. The principal purpose ofthis study was to examine the SCC growth behavior of cast stainless steels in simulated PWR
primary water. A second objective was to examine the effects on SCC growth in hydrogenatedand oxygenated water environments at 320 ℃ of :（1）corrosion potential ;（2）steels type（Moin alloy）;（3）thermal-aging（up to 400 ℃ x40kh）; and（4）cold-working（10%）.
    The results were as follows :（1）No significant SCC growth was observed on all types ofcast stainless steels: aged（400 ℃ × 40 kh）of SCS14A and SCS13A and 10% cold-working, inhydrogenated（low-potential）water at 320 ℃.（2）Aging at 400 ℃ × 40 kh SCS14A（10%CW）
markedly accelerated the SCC growth of cast material in high-potential water at 320 ℃, but nosignificant SCC growth was observed in the hydrogenated water, even after long-term thermal＊1 （株）
原子力安全システム研究所 技術システム研究所＊2 元（株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所

現在関西電力（株）

159

aging（400 ℃ × 40 kh）.（3）Thus, cast stainless steels have excellent SCC resistance in PWR
primary water.（4）On the other hand, significant SCC growth was observed on all types ofcast stainless steels: 10%CW SCS14A and SCS13A, in 8 ppm-oxygenated（high-potential）waterat 320 ℃.（5）No large difference in SCC growth was observed between SCS14A（Mo）andSCS13A.（6）No large effect on SCC growth was observed in specimens before and after aging
up to 400 ℃ for 10 kh.（7）Long-term aging at 400 ℃ for 40 kh markedly accelerated the SCC
growth of cast stainless steel.
According to these results, a clear corrosion potential dependence on SCC growth behaviorof cast stainless steels was recognized.
Keywords	cast stainless steels, stress corrosion cracking（SCC）in high-temperature water, SCC growthrate, corrosion potential, cold-work, light water reactor

1.

はじめに

下率 20% 以下）にかかわらず有意な SCC 進展が観察されないことなどを報告しており（12）-（14），鍛造の材料が強い冷間加工を受けた場合，非鋭敏化ステステンレス鋼とは異なる挙動を示す．

ンレス鋼（316L など）においても粒界型応力腐食割

ステンレス鋳鋼の BWR，PWR の両水質環境下のれが発生する事例が近年一部の軽水炉（沸騰水型原- 14）
SCC 進展に関する研究は，著者らの報告例（13）（を（1）

子炉におけるシュラウドなど）で報告され ，
この高除いて報告例がない．このステンレス鋳鋼は，材料

温水中でのステンレス鋼の応力腐食割れ（stress

分類上はオーステナイト系ステンレス鋼であるが，corrosion cracking, SCC）進展挙動については，実機

熱間割れを防ぐためにフェライト相を含むなど，ス

保全の重要な課題のひとつである．軽水炉で使用さテンレス鋼溶接金属部と金属組織的な共通点が多れるステンレス鋼は，鍛造のステンレス鋼のみならく，その SCC 進展挙動については不明である．そこず，その溶接金属やステンレス鋳鋼等種々あるので，で，本報告ではこのステンレス鋳鋼の PWR1 次冷却

それらの材料因子を考慮した取り組みが重要である．

材模擬環境下における SCC 進展挙動を調べることを

高温水中でのステンレス鋼の SCC 事例としては，目的とした．ここでは，SCC 進展挙動に対する鋼種，沸騰水型原子炉（boiling water reactor, BWR）に

熱時効および冷間加工の影響について検討し，それおける再循環配管で，溶接部の近傍で強い加工を受らの挙動を含めて腐食電位の影響を検討した．

けたステンレス鋼母材部で発生した SCC が溶接金
（1）

鋼種の影響については，SCS14A（316 系）と SCS属部に達している事例が報告されている ．実験室

13A（304 系）とを比較した．PWR においては，SCS

データでは，冷間加工を加えた非鋭敏化ステンレス

14A は一次冷却材配管，SCS13A はポンプケーシン

鋼は，BWR の通常水質（normal water chemistry,グ等で用いられることから，この両鋼種を選定した．

NWC）のような電位の高い高温水中，および水素

また，フェライト含有量の影響を把握するため，国注 入 水 質（hydrogen water chemistry, HWC） の内の実機のフェライト含有量を包含する，8 ～ 23%

ような水素を添加した高温水中で，SCC 進展が観の範囲に調整した材料について調べた．

（2）
（5）
-

．また，ステンレス鋼溶接金属

熱時効の影響については，以下の観点から 400℃

部は，BWR の NWC 高温水中で有意な SCC 進展がで 4 万時間までの熱時効材を比較した．ステンレス

察されている（6）（9）-

観察されている．

鋳鋼は，一般に，熱間割れを防ぐために 8 ～ 23%

加圧水型原子力発電所（Pressurized water reactor,

程度のフェライト相を含む．フェライト相を含むス

PWR）の 1 次冷却材環境下のような水素を添加した

テンレス鋳鋼は，軽水炉の供用温度域で長期間使用

高温水中でも，冷間加工を加えた非鋭敏化ステンレ

されると，フェライト相がスピノーダル分解を起こ

ス鋼は，BWR の NWC 環境下に比べてその SCC 進

し硬化することにより，材料の靭性等が低下するこ

展速度は遅いものの，有意な SCC 進展を示すこと（16）,とが知られている（15）．この熱時効に関する研究（11）,が報告されている（10）．また，ステンレス鋼溶接結果によれば，フェライト相を 8 ～ 23% 含むステ

金属部の SCC 進展挙動については，著者らの報告

ンレス鋳鋼は，400℃の温度加速条件で 1 万時間のから，PWR の 1 次冷却材環境下では，鋼種（316L，

熱時効を施すと，靭性が有意に低下する．その後，308L），熱時効（400℃ 1 万時間以下），冷間加工（圧400℃で 3 万時間程度熱時効すると，材料の靱性は

160

あまり変化しないものの，時間とともにフェライト
相は硬化傾向を示す．熱時効の活性化エネルギーとして報告されている 100kJ/mol を用いると，400℃
で 6 万時間の熱時効は，実機ホットレグ使用温度近傍の 320℃で約 60 年の熱時効に相当する．そこで，

2.

実験方法

2.1

供試材

ステンレス鋳鋼は，SCS14A 遠心鋳造材（ASTM

熱時効の影響評価としては，実機の供用期間を考慮

CF8M 相 当 ） と SCS13A 静 鋳 造 材（ASTM

し，現状準備できる最長のものとして，400℃で 4相当）で，フェライト（α）含有量は，SCS14A の場合，万時間の熱時効材までとした．

8，15 お よ び 23%（ 以 後 そ れ ぞ れ SCS14A（F8），CF8冷間加工の影響については，以下の観点で主にSCS14A（F15）および SCS14A（F23）と呼ぶ）の10% 冷間加工（cold work, CW）材を使用した．最3 種 類 を，SCS13A の 場 合，8 お よ び 15%（ 以 後，

（10）
,
（11）
,
近の研究結果（2）-（5）によれば，高温高圧水中

SCS13A（F8）および SCS13A（F15）と呼ぶ）のにおける非鋭敏化ステンレス鋼の粒界型応力腐食割

2 種類を，目標含有量としたものを基本素材とした．

れ（inter-granular stress corrosion cracking, IGSCC）

このステンレス鋳鋼に，400℃の温度で最長 4 万時

進展速度は，冷間加工度により加速される．また，間の熱時効を加えたもの，および 10% の冷間加工

溶接熱影響部においても，その硬さに応じた SCC（以後 10CW）を加えたものを用意した．SCS14A（17）．そこで，本研究では低遠心鋳造材のマクロ組織と試験片採取方位を図 1 に電位環境下で有意な SCC 進展の確認されている冷示す．マクロ組織は，配管材の軸方向断面の一部に間加工度 10% の条件を選定した．

相当し，図のように低フェライト材では，配管内面進展が確認されている

表1

SCS14A ステンレス鋳鋼の化学組成（wt%）

表2

SCS13A ステンレス鋳鋼の化学組成（wt%）（a）SCS14A（F8）
図１（b）SCS14A（F15）（c）SCS14A（F23）

SCS14A ステンレス鋳鋼のマクロ組織と冷間加工，試験片採取方位

161

表3

各材料の機械的性質一覧

Type

α量

熱時効条件

CW(%)

耐力
(MPa)

引張強さ
(MPa)

伸び
(%)

ビッカース硬さ ,HV(1kg)SCS14A
(F23)

23.5

400℃×
30,000h

0

―

―

―

231

SCS14A
(F15)

11.9
～
16.8

10

463

630

50

262

0

―

―

―

174

SCS14A
(F8)

7.7
～
8.2

10

436

525

55

214

400℃×
40,000h

10

462

601

54

225

SCS13A
(F15)

14.5

未時効

10

424

702

47

258

SCS13A
(F8)

7.2
～
8.5

未時効

10

477

625

36

235

400℃×
10,000h

10

―

―

―

236

未時効
400℃×
30,000h
未時効― ： データなし
表4から外面に向かって柱状晶組織を呈し，高フェライ
ト材では等軸晶を呈している．試験片は，SCC 進
展方向が，配管材内面側から外面側に向かうように採取した．また，冷間加工材については，冷間加工（18）方位に対して T-S 方位（ASTM E399 の規定） でType

供試体製作時の化学組成をそれぞれ表 1 と 2 に，CW(%)

SCS14A 400℃×(F23)
30,000h

0

未時効

10

採取した．試験片形状は，compact tension, CT 型試
験片で，厚さ 12.5mm の 1/2 インチ T サイズとした．

熱時効条件

腐食試験実施マトリクス

SCS14A(F15)

機 械 的 性 質 を 表 3 に 示 す．SCS14A は Mo を 含 み

400℃×30,000h

0

未時効

10

SUS316 に近い化学組成，SCS13A は Mo を含まず
SUS304 に近い化学組成となっている．

2.2

SCS14A(F8)

SCC 進展試験

SCC 進展試験は，1 次冷却材模擬水（500ppmB

400℃×40,000h

10

未時効

10

+ 2ppmLi） を 基 本 水 質 と し，30cc-STP/kg-H2Oの水素添加条件（以後 DH 条件と呼ぶ）および 8ppm の酸素添加条件（以後 DO 条件と呼ぶ）で実SCS13A(F15)施した．荷重条件はすべて一定荷重とし，応力拡大係数の目標値はと し た． た だ し，

未時効

DH 条件の場合は，試験開始後 10 日間については，
環境中の予き裂導入条件として，R=0.7 の台形波荷重を負荷した．本報告で実施した試験マトリクスを
表 4 に示す．表のように，試験期間は最長約 1 年間
とした．

30.2

DH

7,777.6

28.3

DO

673.1

29.3

DH

988.9

29.8

DH

9,529

31.7

DO

673.1

28.8

DH

988.9

30.8

DO

673.1

30.5

DH

988.9

32.2

DO

673.1

29.2

DH

982.4

30.3

DO

673.1

30.9

DH

982.4

29.4

DO

450.7

29.0

DH

982.4

10

SCS13A(F8)
400℃×10,000h

試験時間
初期K値
試験環境
(MPa√m)
（h）

10

162

試験後の試験片は，板厚約 3mm で切断し，き裂

し，400℃で 4 万時間の熱時効材では顕著な SCC 進

断面観察に供した．残部約 9.5mm は，大気中疲労展の促進が観察された．図 2 下段に示すように，そ

試験機で破面開放し，SCC 進展深さはデジタルマの破面形態は主に粒界（IG）型を呈しており，冷間

イクロスコープあるいは走査型電子顕微鏡（scanning（11）,
加 工 を 加 え た SUS316 と 類 似 の 破 面 形 態（10）でelectron microscopy, SEM）を用いて評価した．SCC

あった．

進展速度は，次式のように平均き裂進展深さ
（a）
を試
験期間
（t）
で除することで評価した．

図 3 に，SCS13A ステンレス鋳鋼 SCC 進展破面を示す．また，図中四角で囲った部分を SEM 観察した結果を図 3 下段に示す．図 3（a）（b）および（c）は，

SCC 進展速度（mm/s）
=a
（mm）
/t（s）

そ れ ぞ れ SCS13A（F15）未 時 効 +10CW（T-S）材，
SCS13A（F8）
未時効 +10CW（T-S）
材および SCS13A

3.

実験結果

3.1

DO 条件の SCC 進展試験結果（F8）
400℃，1 万時間熱時効 +10CW
（T-S）
材である．
図から全ての条件の SCS13A が，有意な SCC 進展を示し，400℃で 1 万時間の熱時効材では SCC 進展の促進は観察されなかった．図 3 下段に示すように，

温度 320℃の DO 条件における SCS14A ステンレ
ス鋳鋼の SCC 進展破面を図 2 に示す．また，図中その破面形態は主に粒界（IG）型を呈し，冷間加工（11）,を加えた SUS304 と類似の破面形態（10）であった．

四角で囲った部分を SEM 観察した結果を図 2 下段

図 4 と 5 に DO 条件の SCC 断面観察結果の代表に示す．図 （2 a）
（b）および（c）は，それぞれ SCS14A

例を示す．図 4（a）は，SCS14A（F8）未時効 +10CW（F15）未時効 +10CW（T-S）材，SCS14A（F8）未時効（T-S）の， 同 図（b）は SCS13A（F8）未 時 効 +10CW+10CW（T-S）材および SCS14A（F8）400℃ 4 万時間（T-S）の電子線後方散乱回折（electron back scattering

熱時効 +10CW（T-S）材に対する結果を示す．図か

diffraction, EBSD）による結晶方位図である．図から，ら全ての条件の SCS14A が，有意な SCC 進展を示

SCC は進展初期にオーステナイト相粒内を進展（図（a）SCS14A（F15）
未時効 +10CW（T-S）
673.1h（b）SCS14A（F8）
未時効+10CW（T-S）
673.1h（c）SCS14A（F8）
熱時効※+10CW（T-S）
673.1h

試験環境：320℃，
500ppmB+2pmLi, 8ppm DO2 ，K≒30MPa･m１／２※：熱時効条件 400℃× 40,000h
図2

SCC進展試験後の破面観察結果（SCS14A）（上段：デジタルマイクロスコープ）（下段：SEMによる拡大観察（観察位置は上段青四角に対応））

163（a）SCS13A（F15）
未時効+10CW（T-S）
673.1h（b）SCS13A（F8）
未時効+10CW（T-S）
673.1h（c）SCS13A（F8）
熱時効※+10CW（T-S）
450.7h

試験環境：320℃，500ppmB+2pmLi, 8ppm DO2 ，K≒30MPa･m１／２：熱時効条件 400℃× 10,000h※

図3

SCC進展試験後の破面観察結果（SCS13A）（上段：デジタルマイクロスコープ）（下段：SEMによる拡大観察（観察位置は青四角に対応））（a）SCS14A（F8）未時効+10CW（T-S）（b）SCS13A（F8）未時効+10CW（T-S）

試験環境：320℃，500ppmB+2pmLi, 8ppm DO2 ，K≒30MPa･m１／２
図４

SCC断面観察結果の代表例（EBSD結晶方位図）

164（a）SCS14A（F15）未時効+10CW（T-S） （b）SCS14A（F8）熱時効+10CW（T-S）
熱時効：400℃×40kh
試験環境：320℃，500ppmB+2pmLi, 8ppm DO2 ，K≒30MPa･m１／２
図5

SCC断面観察結果の代表例（SEM像）

中 TGSCC（γ））し，その後オーステナイト / オース

および長期間試験を実施した SCC 進展破面を示す．

テナイト粒界（図中 IGSCC（γ/γ）），およびフェライ

最も長い試験時間では，1 年を超える期間試験を実

ト / オーステナイト界面（図中 IGSCC（α/γ））を進施したが，SCC 進展が観察されなかった．

展しており，ステンレス鋼溶接金属で報告

（6）
-（9）

さ

DH 条件では，以上の材料条件で，SCC 進展が観れている SCC 進展経路と類似であった．また，図察されず，低電位環境下における SCC 進展挙動は，5（a）に示したように，SCS14A（F15）未時効 +10CW

鋼種（SCS14A と SCS13A），鋳造方法（遠心鋳造（T-S）
では，SCC がフェライト相に到達後，左右にと静鋳造），フェライト含有量（7 ～ 23%），および

分岐するものが観察され，後述する一部の長時間熱

冷間加工度（10CW）に影響されなかった．

時効材以外は，フェライト相の粒内割れは観察されなかった．図 5（b）に示したように，長時間の熱時効を加えた SCS14A（F8）400℃ 4 万時間熱時効 +103.3

腐食電位依存性

CW（T-S）
材でのみ，フェライト相の粒内割れ（図中それぞれ SCC 進展破面から求めた SCC 進展速度α-TG）が観察され，これは長時間の熱時効によりを 400℃の熱時効時間に対してプロットしたものをフェライト相がビッカース硬さで HV（25g）= 750 ま図 8 に示す．図中青（■，□，◆，◇）で示したで硬化したためと考えられる．

DO 条件では，SCS14A，SCS13A ともに SCC 進展が観察され，その SCC 進展速度は，400℃で 1 万時

3.2

DH 条件の SCC 進展試験結果

間までの熱時効ではあまり変化しないが，400℃で4 万時間の熱時効で，顕著に促進された．フェライ

DH 条件におけるステンレス鋳鋼の SCC 進展破

ト量 15% の SCS14A（図中青□，10CW SCS14A（α =面を図 6 に示す．図 6 上段は図 2 と，同図下段は図15%）材）は，他の材料条件に比べて SCC 進展速度3 と同一の材料条件である．全ての条件のステンレが若干遅く，フェライト含有量依存性が示唆される．

ス鋳鋼で SCC 進展が観察されなかった．図 7 に，一方で，図中赤（■，□，◆，◇，○）で示した

高フェライト含有量（15 と 23%）で，長時間時効，

DH 条件では，DO 条件で加速の認められた長時間

165（a）SCS14A（F15）
未時効+10CW（T-S）
988.9h（b）SCS14A（F8）
未時効+10CW（T-S）
988.9h（c）SCS14A（F8）
熱時効※+10CW（T-S）
988.9h（F15）（d）SCS13A
未時効+10CW（T-S）
982.4h（F8）（e）SCS13A（T-S）
未時効+10CW
982.4h（f） SCS13A（F8）
熱時効※2+10CW（T-S）
982.4h

試験環境：320℃，500ppmB+2pmLi, DH : 30cc-STP/kg-H2O，K ≒ 30MPa･m１／２※１：熱時効条件 400℃× 40,000h，※２：熱時効条件 400℃× 10,000h
図6

SCC進展試験後の破面観察結果（デジタルマイクロスコープ）

プロットし，その挙動を比較した．図 9 に SCC 進
展速度を供試材の硬さに対してプロットして示す．
比較のため，冷間加工を加えた SUS316 の DO 条件（図中青×）と DH 条件（図中赤×）の SCC 進展速度（10）を同時に示す．
DO 条 件 で は，400 ℃ で 4 万 時 間 の 熱 時 効 材 の（a）SCS14A
（F23）
熱時効※
7,777.6h（b）SCS14A
（F15）
熱時効※
9,529h

試験環境：320℃，500ppmB+2pmLi,
DH : 30cc-STP/kg-H2O，
K ≒ 30MPa･m１／２※：熱時効条件 400℃× 30,000h
図7

SCC進展試験後の破面観察結果

SCC 進展速度（図中青■，図中矢印で時効条件を示した）は，SUS316 の 290℃の SCC 進展速度に比べて速いが，それ以外のステンレス鋳鋼の SCC 進
展速度（図中青（■，◆））は SUS316 の SCC 進展
速度（図中青×）より若干遅い．これは試験温度の違いも考慮すると，DO 条件におけるステンレス鋳鋼の SCC 進展速度は，鍛造のステンレス鋼に比べて若干遅い結果である．長時間熱時効（400℃で 4万時間）材を除けば，鋼種（SCS14A と SCS13A）の違いによる SCC 進展速度の差は観察されない．

熱時効（400℃で 4 万時間）材を含め，全ての条件
で SCC 進展は観察されなかった．
ステンレス鋳鋼は，材料中にフェライト相を含む
ことにより，材料の耐力等，強度が増加する．また，DH 条件では，全ての条件で SCC 進展は観察されず，SUS316 の SCC 進展速度（図中赤×）と比
べても，これらのステンレス鋳鋼の SCC 進展速度は顕著に遅い．

冷間加工や熱時効によっても，材料強度が増加する

以上の結果から，DO 条件および DH 条件の SCC

ので，表 3 で示した硬さに対して，SCC 進展速度を

進展挙動は，大きく異なり，顕著な腐食電位依存性

166

著な SCC 進展抑制傾向を示し，DO 条件（高電位環境）では，有意な SCC 進展を示すことから，明確な SCC 進展の腐食電位依存性が確認された．この PWR1 次冷却材環境下の SCC 進展抑制傾向はフェライト相を含むステンレス鋼溶接金属の SCC
進展挙動と類似しているので，フェライト相がこのSCC 進展抑制傾向に何らかの役割を果たしているものと推察される．この優れた耐 SCC 性の詳細メカニズムは，現状不明確であるが，考えられる抑制因子を考察する．

4.1
図８

SCC進展速度のフェライト量と熱時効依存性

フェライト相による抑制効果

フェライト相の存在が，SCC 進展の腐食電位依存性の一因であるならば，フェライト相の高温腐食特性にも何らかの腐食電位依存性がある可能性がある．そこで，試験後 CT 試験片底面の酸化皮膜観察
結果を図 10 に示す．図 10（a）の DH 条件では，粒状の腐食生成物の付着が少ないため，フェライト相（写真左 α）は，比較的黒見える．一方，同図（b）のDO 条件では，フェライト相上の腐食生成物が，オーステナイト相に比べて多いため，フェライト相は比較的白く見える（写真右中 α）．したがって，DO 条
件では，むしろフェライト相上の酸化皮膜が多く，優先腐食が観察されるが，DH 条件では，フェライ
ト相上には酸化皮膜がほとんど観察されず，このよ

図９

SCC進展速度に及ぼす硬さの影響

うな低電位環境下で耐食性の高いことが示唆される．これが一つ目の因子と推察される．
PWR1 次冷却材模擬環境下の冷間加工を加えたが観察された．ステンレス鋼（鍛造）においても，

SUS316（20CW）の場合，その進展経路は，ほぼDO 条件に比べて DH 条件で SCC 進展速度が遅く

全面が粒界型である．本報告の，酸素を添加した高なり，腐食電位依存性が確認されているが，ステン

温水中のステンレス鋳鋼の場合，SCC 進展初期は，レス鋳鋼は DH 条件で全く SCC 進展が観察されず，オーステナイト相の粒内型，その後結晶粒界に到達

その腐食電位依存性は顕著である．したがって，ス

すると粒界型（γ/γ 粒界，α/γ 相境界）の進展経路

テンレス鋳鋼は，鋼種（SCS14A と SCS13A），鋳が観察され，長時間熱時効材（400℃で 4 万時間）

造方法（遠心鋳造と静鋳造），
7 ～ 23% の範囲のフェを除きフェライト相の粒内は進展しない．DH 条件

ライト相量，400℃で 4 万時効までの熱時効およびの SUS316 の SCC 進展破面から類推すると，ステ10% までの冷間加工にかかわらず，320℃の 1 次冷

ンレス鋳鋼も DH 条件では粒界型（γ/γ 粒界，α/γ

却材環境下で優れた耐 SCC 進展性を示すことが期相境界）の進展経路を示すと推察される．フェライ

待される．

ト相は，その含有量により，比較的細長い形状で分散するので，これが SCC 進展経路の阻害因子とし

4.

考察て働くことが考えられる．図 5（a）では，DO 条件ではあるが，フェライト相が SCC 進展経路上に存在

本研究結果から，ステンレス鋳鋼は，320℃のし，SCC がフェライト相に到達した後，左右に分PWR1 次冷却材模擬環境下（低電位環境）で，顕岐している．この結果は，フェライト相が SCC 進

167

展を阻害したものと考えられ，また，SCS14A
（F15）
+10CW
（T-S）材の SCC 進展速度は，他の材料条件

4.2

粒界性状による抑制効果に比べて遅いこととも整合する．したがって，この前項の観察結果から，フェライト相の腐食抑制や，フェライト相は，DO 条件において抑制因子であり，その分散状態が SCC 進展を抑制する可能性が高い

DH 条件においても，同様の抑制が示唆される．図ことを示したが，図 4（a）で示したように，フェラ

11 に示したように，ステンレス鋳鋼の場合，そのイト量の少ない SCS14A は，局部的に見れば，オー

フェライト相は，いわゆる島状に分散し，高フェラ

ステナイト相の粒界（γ/γ-IG）を含む．したがって，イト材（F15，F23）では，比較的細長い（幅数ミク

フ ェ ラ イ ト 相 の 存 在 だ け で， ス テ ン レ ス 鋳 鋼 のロンで長さ数百ミクロン）形態を示す．このようなSCC 進展が，冷間加工した SUS316 よりも顕著に形態でフェライト相が存在する場合には，図 5（a）

遅いことは説明できないので，ステンレス鋳鋼の粒で示したように，SCC の進展抑制因子となりうる．

界性状について考える．図 12 に SCS14A（F8）材のEBSD による結晶方位図を示すが，この材料の結晶（a）DH条件（41日浸漬）
図10（b）DO条件（28日浸漬）

SCS14A（F8）+10CW材の酸化皮膜観察結果（a）SCS14A（F8）（b）SCS14A（F15）図11ステンレス鋳鋼のミクロ組織の代表例（c）SCS14A（F23）168

粒径は極めて大きく，測定範囲内の計測可能部で，5mm 以上であった．加えて，その一部を拡大すると，波打ち状の複雑形態を呈している（図中紫と緑の境
界が γ/γ 粒界）．この観察結果から，ステンレス鋳

5.

まとめステンレス鋳鋼の 1 次冷却材模擬水中の SCC 進

展挙動を調べ，以下の結果を得た．

鋼の γ/γ 粒界の波打ち形状が，SCC 進展の阻害要因として働くものと推定される．

水 素 添 加 条 件（320 ℃，500ppmB+2ppmLi，DH :次に，
ステンレス鋳鋼の化学組成について考える．

30cc-STP/kg-H2O）

表 2 と 3 に示したように，これらのステンレス鋳鋼⑴鋼種（SCS14A と SCS13A），冷間加工（10% 冷

は，SUS316 あるいは SUS304 と類似の化学組成で間加工）にかかわらず，有意な SCC 進展は観察さある．一般に，Cr 当量を増加させれば，より多くれない．

のフェライト相を含むので，これらの化学組成の調⑵酸素添加条件では顕著な SCC 進展の加速が認め

整によって，フェライト相を含有させる．表 5 に示られた熱時効（400℃で 4 万時間）材でも，低電位したように，材料の耐食性に影響する Cr は，フェ環境下では有意な SCC 進展は観察されない．

ライト相中に 25% 程度分配され，オーステナイト
相中には 20% 程度分配される．オーステナイト相 以上の結果から，ステンレス鋳鋼は PWR1 次

中の Cr 濃度に着目すると，この 20%Cr は SUS316

冷却材環境下で優れた耐 SCC 進展性を示す．

の 16%Cr に対して，約 4% 高い．モデル合金を用

 このような優れた耐 SCC 性を示す材料因子といた，
SCC 感受性の Cr 濃度依存性の報告例（19）では，して，以下の 3 点が考えられる．

PWR1 次冷却材環境下であっても，Cr 濃度の増加①フェライト相による腐食抑制

は SCC を抑制する．したがって，このオーステナ②粒界およびフェライト相の波打ち形状による

イト相中の Cr 濃度も，SCC 進展抑制に寄与してい進展抑制③高 Cr 含有による粒界腐食抑制るものと考えられる．

の複合効果が推察される．これらの効果については，今後更なる詳細検討が必要である．
酸 素 添 加 条 件（320℃，500ppmB+2ppmLi，DO :8ppm）⑴鋼種（SCS14A と SCS13A），冷間加工（10% 冷間加工）にかかわらず，同程度の SCC 進展が観察される．
⑵ 400℃で 1 万時間までの熱時効による SCC 進展
速度の変化は認められないが，400℃で 4 万時間時（a）SCS14A（F8）図12（b）SUS316

EBSDによる結晶方位図の比較

効では，顕著に進展速度が加速される．
⑶ SCC 破面形態は，進展初期でオーステナイト相の粒内型（γ-TGSCC）を呈し，その後粒界型（γ/γIGSCC，α/γ 界面）であった．未時効材および熱時

表5

SCS14A（F23, F15, F8）の各相の化学組成（wt.%）

効（400℃で 1 万時間時効）材では，フェライト相の粒内割れは観察されなかったが，400℃で 4 万時

Fe

Ni

Cr

Si

Mo

Mn

F23α

間時効では，フェライト相の TG-SCC が観察され，

63.78

5.57

25.52

1.67

2.91

0.55

F15α

これは熱時効によりフェライト相が硬化したためと

64.67

5.17

24.62

1.35

3.39

0.80

F8α

考えられる．このフェライト相の TG-SCC が，長

63.55

5.54

25.32

1.05

3.65

0.89

F23γ

時間熱時効材で SCC 進展が加速される原因と推察

66.28

9.46

20.13

1.40

1.84

0.89

F15γ

される．

66.98

9.15

19.64

1.24

2.02

0.97

F8γ

65.82

10.0

20.03

0.94

2.20

1.01

以上の結果から，ステンレス鋳鋼の SCC 進展に

169

は，明瞭な腐食電位依存性が認められる．

6,（2006）（10）K.Arioka, T.Yamada, T.Terachi and G.Chiba,

謝辞

Corrosion, Vol. 63, No. 12, p. 1114（2007）（11）K.Arioka, T.Yamada, T.Terachi and T.Miyamoto,

本研究を遂行するにあたり，各種実験準備や腐食

Corrosion, Vol. 64, No.9, p.691（2008）

試験等の実施にあたっては，㈱原子力安全システム（12）山田卓陽 , 寺地巧 , 宮本友樹 , 有岡孝司 , INSS

研究所

材料グループ

村上公治氏，平尾充司氏，高瀬亮人氏の多大な協力があった．この場を借りてJournal, Vol. 16, pp. 127-135（2009）.
（13）T. Yamada, T. Terachi, T. Miyamoto and K.
Arioka,  14th  Int.  Conf.  on  Environmental

謝意を表します．

Degradation  of  Materials  in  Nuclear  Power

文献

Systems, Virginia Beach, VA, August 23-27, p.
684（2009）.
原子力安全・保安院，｢炉心シュ（14）T. Yamada, T. Terachi, T. Miyamoto and K.

ラウドおよび原子炉再循環系配管の健全性評

Arioka, Nuclear Plant Chemistry Conference

価について－検討結果の整理－｣，経済産業省

2010（１）経済産業省

白書・報告書，（2004）.
（２）P .L.Andresen, T.M.Angeliu, W.R.Catlin,（15）山 田 卓 陽， 根 岸 和 生， 工 藤 大 介， 桑 野 壽 ,INSS Journal 2000, 7, pp. 145-158（2000）.

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（17）山田卓陽 , 寺地巧 , 宮本友樹 , 有岡孝司 , INSS

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