INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-5102

中性子照射ステンレス鋼の粒界酸化部の破壊特性の評価
Characterization of fracture behavior of oxidized grain boundary
in neutron-irradiated stainless steel
三浦藤井

照光（Terumitsu Miura）＊1

克彦（Katsuhiko Fujii）＊1

福谷耕司（Koji Fukuya）＊1

要約
照射されたステンレス鋼では高温水中で結晶粒界が優先的に酸化することが知られており，その破壊特性を超微小引張試験で調べた．酸化した粒界を含む内層酸化膜を試験した結果，酸化した粒界に沿って割れが生じた．一方，酸化した粒界を含まない内層酸化膜では，酸化物自身の粒界で割れた．破断時の応力は，酸化した粒界を含む場合は 1100MPa であり，酸化した粒界を含まない場合は 1700MPa であった．酸化した粒界の引張強度は，周囲の内層酸化膜よりも低いことが分かった．また，報告済みの酸化していない粒界の破壊挙動と比較すると，酸化により粒界の引張強度が約 1/3 に低下することが分かった．多結晶体中の変形拘束や転位チャンネル変形による結晶粒界での応力集中を考慮すると，高温水中の照射されたステンレス鋼に引張応力が加わると酸化した結晶粒界で割れが発生し，照射誘起応力腐食割れ（IASCC）の起点となる可能性が推察された．粒界の酸化と破壊が繰り返されて粒界割れが進展する過程が，IASCC の発生機構の一つとして考えられる．
キーワード

照射誘起応力腐食割れ，中性子照射，ステンレス鋼，粒界酸化，超微小引張試験

Abstract
It is known that grain boundaries（GBs）in neutron-irradiated stainless steels are
preferentially oxidized in high temperature water; hence, the fracture behavior of oxidized GBs
was investigated by micro-tensile testing in the present study. The specimen fabricated with an
inner oxide layer containing an oxidized GB failed along the oxidized GB, whereas the specimen
with an inner oxide layer containing no oxidized GB failed along GBs of the oxide. The fracture
stress was 1700MPa for the no oxidized GB specimen and 1100MPa for the oxidized GB specimen.
It was found that the tensile strength of the oxidized GB was less than that of the inner oxide
layer. It was also found that the tensile strength of the oxidized GB was approximately one
third the tensile strength of the non-oxidized GB previously reported for neutron-irradiatedstainless steel. Considering the stress concentration on GBs due to deformation constraint inpolycrystalline material and dislocation channeling deformation, it was suggested that theoxidized GBs would be cracked and irradiation assisted stress corrosion cracking（IASCC）
would occur when tensile stress is applied on neutron-irradiated stainless steels used in hightemperature water. Intergranular cracking propagation by repetition of further GB oxidationand its fracture was thought as one of the initiation mechanisms of IASCC.
Keywords

Irradiation assisted stress corrosion cracking, Neutron irradiation, Stainless steel,Grain boundary oxidation, Micro-tensile testing

1. はじめにを比較的起こし難い材料として，原子炉の炉内構造物や配管等に使用されているが，高温水と中性子照原子炉で使用される鉄鋼材料等は高温，放射線，射の両方に曝される炉内構造物では粒界型の SCC

腐食雰囲気等の過酷環境で使用されるため，脆性である照射誘起応力腐食割れ（irradiation assisted

破 壊 や 応 力 腐 食 割 れ（stress corrosion cracking,stress corrosion cracking, IASCC）の発生が報告

SCC）を生じる場合がある．ステンレス鋼は SCCされている．国内の PWR では発生事例は報告され＊ 1 （株）原子力安全システム研究所

技術システム研究所

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-5

103ていないが，海外ではフランスの Bugey 原子力発

おり，Couvant ら（7） は 360℃の PWR 一次系模擬水電所等でバッフルフォーマボルト（baﬄe former

環境で腐食試験した 316L ステンレス鋼を引張試験（1）bolt, BFB）に IASCC の発生が報告されている ．

し，粒界酸化部が開口したことを報告している．粒BFB は冷間加工した 316 ステンレス鋼等で作製され界が酸化されると結合強度が低下し，高温水中で中たボルトであり，炉内に 600 ～ 1000 本程度用いられ性子照射ステンレス鋼に引張応力が加わった際に，ている．BFB の IASCC は軽水炉の主要な高経年化

割れの起点になると予想されることから，粒界酸

課題の一つに位置付けられており，その保全は適切

化は IASCC の発生と関係する可能性が考えられる．

な時期での点検の実施と取替え等の管理により行わ

しかし，照射されたステンレス鋼の粒界酸化部の破れる．

壊挙動はよく分かっておらず，周囲の内層酸化膜（粒

点 検 時 期 を 適 切 に 設 定 す る た め に は，BFB のIASCC の 発 生 を 予 測 す る 必 要 が あ る．IASCC の界のない部分）や酸化していない粒界との結合強度の違いについても明らかではない．

発生予測は，ボルト首下部にかかる応力と IASCC

筆者らはこれまでに，照射量 74dpa の中性子照射（1）

発生に要するしきい応力とを比較して行われる ．

316 ステンレス鋼中の粒界や 360℃の PWR 一次系模IASCC の発生しきい応力は中性子照射ステンレス

擬水環境で腐食試験した 600 合金の酸化した粒界を

鋼を高温水中で定荷重 SCC 試験したデータに基づ

対象に超微小引張試験を行っており，照射と酸化がき策定される．IASCC 発生しきい応力と照射量の粒界部の結合強度を低下させることを報告している

関係（IASCC 発生しきい線）は，原子力安全推進

（8）
（9）
,

協会の炉内構造物等点検評価ガイドライン検討会がが大きく絞られ，20% 程度伸びた後にほぼ全面が粒（1）発行する PWR 炉内構造物点検評価ガイドライン

界破面で破断したが，未照射材では同様な引張試験に記載されている．照射量の増加に伴って発生しき

では粒界で割れることはなかった．600 合金についい応力が低下するが，約 40 dpa 以上の照射量ではては，酸化物と母材の界面で割れが生じ，腐食時間

しきい応力の変化は小さい．海外の研究機関から報が増加すると酸化物／母材の界面がよりポーラスな

告されている発生しきい線（2）～（4）についても類似の構造になり，
引張強度が低下することが確認された．

照射量依存性が認められるが，低照射量側での材料

また，Dohr ら（10） は，PWR 一次系模擬水環境で腐による違いや高照射量側の飽和傾向等については見食試験した 304 ステンレス鋼と 600 合金の粒界酸化解が異なる場合がある．IASCC 発生しきい線の策部の変形と破壊挙動を超微小曲げ試験で調べてお定には，SCC 試験に加えて，発生しきい応力の傾向

り，600 合金については，筆者らの結果（9）と同様にを機構論的に説明することが重要であり，IASCC

酸化物と母材の界面で割れが生じること，304 ステの発生と関係する材料特性について照射に対する変ンレス鋼については酸化物が割れ，破壊挙動が 600化を把握する必要がある．

合金とは異なることを報告している．

．中性子照射ステンレス鋼については，試験部

IASCC の発生機構に定説はないが，筆者らは照本研究では，PWR 一次系模擬水環境で定荷重射材特有の転位チャンネル変形によって結晶粒界にSCC 試験に供した中性子照射 316 ステンレス鋼の粒局所的に高い応力やひずみが生じることと，照射と界酸化部の破壊挙動を超微小引張試験で調べ，粒界腐食によるミクロ組織と組成の変化に伴って粒界の酸化と IASCC の発生との関係を検討した．

結合強度が低下して粒界割れを起こし易くなることが発生の主要因であると考えている（5）．最近の研究成果として，中性子照射された 316 ステンレス鋼を
320℃の PWR 一次系模擬水環境で腐食試験すると，
未照射のステンレス鋼に比べて表面に形成される

2. 試験方法
2.1. 供試材

酸化膜が厚くなること，約 1000 時間の腐食で数 100

供試材には 320℃の PWR 一次系模擬水環境で定nm の長さで粒界が優先酸化することを報告してい荷 重 SCC 試 験 に 供 し た 中 性 子 照 射 量 73 dpa の 冷る（6）．照射量が増すと粒界酸化の長さも増す傾向が

間加工 316 ステンレス鋼製の炉内計装用シンブル（6）

認められており ，高照射材では粒界がより酸化しチューブ（ﬂux thimble tube, FTT）材（6）を用いた．

易くなる．未照射のステンレス鋼についても頻度や供試材の化学組成と照射条件および SCC 試験の条

長さはわずかであるが粒界酸化する例が確認されて件を表１から表３に示す．供試材は O リング試験

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-5

104

表１

供試材の化学組成（wt %）

C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

Mo

Fe

0.04

0.62

1.63

0.022

0.006

12.61

16.94

2.22

balance表２2.2. 超微小引張試験

供試材の照射条件

中性子照射量（dpa）

照射速度（dpa･s-1）

73

1.5 × 10

-7

照射温度
（℃）

集束イオン／電子ビーム加工観察装置（focused297

ion and electron beam system, FIB-SEM）日立ハイテクノロジーズ社製 NB5000 を用いて，マイクロ表３

SCC 試験の条件

試料より図２に示す形状の超微小引張試験片を作製した．試験片の寸法は 8 × 4 × 2 μm であり，試験片

温度（℃）

320

溶存水素濃度（ppm）

2.7

ほう酸 as B（ppm）

500

水酸化リチウム as Li（ppm）

２

溶存酸素（ppb）<１

それぞれ粒界を含まない試験片および粒界を含む試

浸漬時間（h）

1149

験片とする）．粒界を含む試験片については，酸化負荷応力（MPa）

900

した粒界面を試験片中央に引張応力軸に対して垂直

中央の幅 0.1 μm のスリットに挟まれた試験部に粒界を含まない内層酸化膜を配したものと粒界を含む
内層酸化膜を配したものを１本ずつ作製した（以下，に配している．なお，どちらの試験片も外層酸化膜片であり，図１に示すように，試験片表面から酸化した大傾角粒界を含む寸法 25 × 10 × 10 μm のマイは試験片加工前に FIB 加工で除去した．また，試験

クロ試料を集束イオンビーム（focused ion beam,

しているが，試験部とその周辺には蒸着部を含まなFIB）加工により切り出した．

いようにした．

片の一部を FIB 装置のタングステン蒸着により作製

外層酸化膜
内層酸化膜

試験部：粒界を含まない
内層酸化膜

試験部：粒界を含む
内層酸化膜

粒界

（a）マイクロ試料の断面2 mm

タングステン
蒸着

0.3 μm内層酸化膜

マイクロ試料の切り出し位置

母材

4 μm

（a）Oリング試験片

スリット

酸化した
粒界

スリット

2 μm

FIB加工によるトレンチ

8 μm
試験部：粒界を含まない内層酸化膜
粒界を含まない試験片

5 μm（b）マイクロ試料の切り出し位置（b）超微小引張試験片

図２

試験対象とした粒界酸化部

5 μm（c）マイクロ試料（表面）

図１（d）マイクロ試料（断面）供試材からFIB 加工によるマイクロ試料の切り出し

試験部：粒界を含む内層酸化膜
粒界を含む試験片

超微小引張試験片の形状

超微小引張試験は FIB-SEM 内，真空かつ室温環境で実施した．引張試験の概略図と試験前の試験
片の走査イオン顕微鏡（scanning ion microscopy,SIM）像を図３に示す．試験片はマイクロ梁と FIBSEM 内で３軸方向に移動可能なマイクロプローブに固定されている．図３（a）中の右方向にマイクロINSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-5

SIM 像で 12 ピクセルに相当しており，伸びの分解

マイクロ梁能は 8% である．また，マイクロ梁の変位が 0.5 μm

超微小引張試験片
引張
変位：xⲴ㔜 P=kx

マイクロ梁（バネ定数：k）

マイクロ
プローブ

2 μm

（a）超微小引張試験の概略図

図３

105

伸びの
評価位置

マイクロ
プローブ

（b）試験前のSIM像

超微小引張試験の概略図と試験前の SIM 像

増すごとに試験片側面の傾斜像を走査電子顕微鏡（scanning electron microscopy, SEM）で観察した．

2.3. 破面と断面の観察
破面を SEM 観察して破壊の様子を調べた．また，粒界を含む試験片については，FIB 加工により試験片を薄膜化し，断面のミクロ組織を走査透過電子顕

プローブを動かし，試験片が破断するまで引張試

微鏡（scanning transmission electron microscopy,

験を行った．試験片にかかる荷重はマイクロ梁のSTEM）日立ハイテクノロジーズ社製 HD-2700 で観変位とバネ定数から線形弾性論により算出してお察して，破壊様式を詳細に確認した．なお，加速エり，バネ定数は超微小硬さ試験機（エリオニクス

ネルギーを 2 kV まで低下させた FIB で薄膜部を最社製 ENT-2100）を用いてマイクロ梁の中央部に 1

終加工し，FIB 加工により薄膜に導入されるダメー

mN までの荷重を負荷して得た荷重－変位曲線からジ層を低減した．

582 ± 25 N･m-1 と決定した．試験中の SIM 像を 512
× 512 ピクセル（14.45 × 14.45 μm）の解像度にて3. 試験結果

毎秒 20 コマで録画し，試験片の形状変化とマイク
ロ梁の変位を記録した．なお，本試験における SIM
像の空間分解能は 28 nm であり，マイクロ梁の変位から算出される荷重の分解能は 16 μN（582 N･m-1

3.1. 超微小引張試験
超微小引張試験の様子を図４と図５に示す．
なお，

× 28 nm）である．試験部の伸びは図３（b）に示し試験片の SEM 観察はマイクロ梁の変位が 0.5 μm 増

たスリット幅の変化で評価した．試験部の長さはすごとに行っているため，破断直前における SEM
像は撮影されていない．両試験片ともに，破断まで

SIM像

SEM像

SIM像

（a）試験前（a）試験前（b）試験中（変位930 nm）（b）試験中（変位480 nm）（c）破断直前（c）破断直前

2 μm

2 μm（d）試験後図４

SEM像

粒界を含まない試験片の超微小引張試験中の SIM像および SEM 像（d）試験後

図５

粒界を含む試験片の超微小引張試験中の SIM 像
および SEM 像

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-5106に測定精度 28 nm 以上の明確な伸びは認められなれ，粒の大きさが 10 nm 程度であることが分かる．

かった．破断時の荷重は粒界を含まない試験片では 950 μN であり，粒界を含む試験片では 640 μN で破面に認められた凹凸の大きさはスピネル酸化物のあった．

試験片が破断したと推察された．

3.2. 破面と断面の観察

試験部の断面積は，試験前は 0.70 μm2 であったが，試験後は 0.56 μm2 であった．破断荷重 950 μN を試

粒径に近く，
酸化物自身の粒界に沿って割れが生じ，

験前と後の試験部の断面積でそれぞれ除すと，試験粒界を含まない試験片の破面の SEM 像を図６に示す．破面には 10 nm 程度の微細な凹凸が多数認め片は公称応力 1400MPa，真応力 1700MPa で破断したことが分かった．

られ，破面の上側では大きく絞られた部位が認めら粒界を含む試験片の破面の SEM 像を図７に示す．

れた．破面からは延性破壊の様相は認められず，脆

破面の下側については絞られた部位と伸びて延性破性的に破壊したことが確認された．

壊した様子が認められたが，破面の大部分は平滑であった．図７（a）に示した位置で薄膜加工し，観察した断面のミクロ組織を図８に示す．図中の左右方

スリット

向が試験時の引張方向に相当する．スリット
（上側）

タング
ステン
蒸着

の直下から破面の平滑部が生じているが，スリット
絞られた
部位

破面

絞られた
部位

内層
酸化膜

（下側）の近傍では図中右方向に破壊の経路が変化している．スリット（下側）の近傍では電子線の回折斑点図より粒界が確認され，この位置では粒界は酸化していなかった．破面の平滑部は粒界の延長線上に位置しており，酸化した粒界に沿って破壊が生

スリット

母材

500 nmマイクロ梁側（a）試験片の破面

マイクロプローブ側
タング
ステン
蒸着

スリット

500 nm

じたことが確認された．

破面
酸化した
粒界

母材

100 nm

100 nmマイクロ梁側

図６（b）破面の拡大図

マイクロプローブ側

スリット

絞られた
部位

断面観察用
薄膜加工位置

断面観察用
薄膜加工位置500 nm

500 nmマイクロ梁側粒界を含まない試験片の破面の SEM 像

絞られた
部位

（a）試験片の破面

マイクロプローブ側PWR 一次系模擬環境水中でステンレス鋼に形成される内層酸化膜は，Fe の外方拡散（溶出）と環境水からの O の内方拡散が同時に進行する過程
で，O が Fe や Cr と化合して形成される．内層酸化膜は Cr リッチなスピネル型の酸化物であり，微細粒から成る構造であることが分かっている（11）．透過電子顕微鏡（transmission electron microscopy,

100 nmTEM）によりアンダーフォーカス条件で酸化物を観察すると，微細粒の境界が網目状の模様で確認さ100 nmマイクロ梁側

図７（b）破面の拡大図

マイクロプローブ側

粒界を含む試験片の破面の SEM 像と断面観察位置

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-5形成されている．本研究で試験した酸化した粒界も引張方向
タングステン
蒸着

タングステン
蒸着

内層酸化膜

内層酸化膜

また，酸化した粒界の前方にある Ni 濃化領域ではNi が 25% 近くまで濃化しても粒界の結合強度が大きく下がることはないことが示唆された．
試験部の断面積は，試験前は 0.72 μm2 であったが，試験後は 0.59 μm2 であった．破断荷重 640 μN を試酸化した粒界酸化した粒界マイクロ梁側

報告されている平均値と同程度の酸化長さである．
割れずに，亀裂の進展経路は母材側へ変化しており，

スリット
（上側
（上側）

破面の
破面の
平滑部
平滑部

107

マイクロ
プローブ側

粒界
界

験前と後の試験部の断面積でそれぞれ除すと，試験片は公称応力 900MPa，真応力 1100MPa で破断したことが分かった．

100 nm

スリット
スリット
（下側）
下側）

母材

母材

（a）破面の断面

4. 考察（1）酸化による粒界の結合強度の低下
PWR 一次系模擬環境水中で腐食した照射量 73
dpa の中性子照射ステンレス鋼の粒界酸化部の破壊

粒界

挙動を超微小引張試験で調べた結果，内層酸化膜に粒界が含まれると，破壊は酸化した粒界に沿ったものとなり，内層酸化膜が破壊する応力も低くなるこ×とが分かった．この結果は，酸化した粒界の強度は×

周囲の内層酸化膜よりも低いことを示しており，高温水中で照射されたステンレス鋼に引張応力が加わ50 nm（b）スリット（下部）近傍の拡大図と粒界近傍で撮影した回折斑点図

図８

粒界を含む試験片の破面の断面のミクロ組織

ると，酸化した粒界に沿って優先的に割れが生じる可能性を示唆する．
粒 界 酸 化 部 を STEM の Z コ ン ト ラ ス ト 像 で 観察した結果では，酸化した粒界に周囲の内層酸化粒界を含む試験片の破壊の模式図を図９に示す．

膜と比べて暗い線状のコントラストが確認されて引張により酸化した粒界が開口したが，スリット（下いる（6）．エネルギー分散型 X 線分析装置（energy側）の近傍では粒界が酸化していなかったため，亀dispersive X-ray spectrometer, EDS）による元素

裂は母材側に進展方向を変え，せん断により試験片分析を粒界酸化部について実施した結果，酸化した（6）が破断したと推測された．Fukumura ら によると，粒界上で X 線の計数率が低下することが確認され本試験で供試材として用いた照射量 73 dpa の中性ており，Z コントラスト像での観察結果と合わせて，

子照射ステンレス鋼の O リング試験片では平均 400

酸化した粒界は物質密度が低いポーラスな構造であnm の長さで粒界酸化が生じており，酸化した粒界る可能性が指摘されている（12）．これが，酸化したの前方では約 200 nm の長さに渡って Ni 濃化領域が粒界での優先的な破壊の理由になると考えられる．
照 射 量 74 dpa の FTT 材 の バ ル ク の 粒 界 を 超
微小引張試験した際の破断時の真応力（8） との比

タングス
テン蒸着

較 を 図 10 に 示 す． 破 断 時 の 真 応 力 は， 酸 化 し た

内層
酸化膜
粒界
（未酸化）

粒 界（1100MPa） ＜ 粒 界 を 含 ま な い 内 層 酸 化 膜

酸化した
粒界

（1700MPa）＜バルク粒界（2700MPa）の順番であっ

母材

た．粒界が酸化されると粒界の引張強度が約 1/3 に（a）引張前図９（b）酸化した粒界に沿って開口（c）粒界部（未酸化）はせん断で破壊粒界を含む試験片の破壊の模式図

低下することが確認された．

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-5

破断時の真応力（ MPa ）

108

3000

粒界破壊

2000

1000

0

図 10

酸化した粒界に沿って破壊

5. まとめ
320℃の PWR 一次系模擬水環境で定荷重 SCC 試

酸化物の粒界で破壊験に供した照射量 73 dpa の中性子照射ステンレス
鋼の粒界酸化部の破壊挙動を超微小引張試験で調
べた．

粒界を含む
試験片

粒界を含まない
試験片

バルク粒界（8）（酸化していない）

・粒界を含まない内層酸化膜では酸化物自身の粒界が割れて試験片が破断したが，粒界を含む内層酸化膜では酸化した粒界に沿って割れが生じ

超微小引張試験片の破断時の真応力の比較た．粒界が含まれると内層酸化膜が破壊する応（2）粒界酸化と IASCC 発生機構
（13）

力は小さくなっており，酸化した粒界の引張強は， ラ ン ダ ム な 結 晶 方 位 を 有 す

度は周囲の内層酸化膜よりも低いことが分かっる 100 個の結晶粒からなる３次元多結晶体にかかた．また，バルクの粒界と比べて，酸化したる 引 張 応 力 の 分 布 を 有 限 要 素 法（ﬁnite element

粒界では引張強度が約 1/3 に低下することが分

Kamaya ら

method, FEM）解析で調べ，粒界三重点の近傍等かった．

では粒界面にかかる応力が結晶粒の変形拘束の影響

・多結晶体中の変形拘束を考慮すると，粒界三重で高くなる傾向があり，最大で平均応力の約２倍の点の近傍等の粒界面で平均応力の約２倍の応力

応力が粒界面にかかる場合があることを報告していが生じる可能性が考えられる．IASCC の発生しる．酸化した粒界の破壊応力として 1100MPa を想

きい応力は高照射量では 400 ～ 500MPa であり，定すると，550MPa の平均応力が加わると局所的にこの程度の応力が加わった際に局所的に降伏すは酸化した粒界が開口する応力が生じる可能性が考る可能性が考えられる．降伏すると，転位チャえられる．

ンネル変形によって結晶粒界に局所的に平均応照射ステンレス鋼では，変形は転位チャンネル（14）に局所化される特徴がある．Evrard ら

力の約４倍の応力（1600 ～ 2000MPa）が作用は，転位する可能性が FTT 材の場合にはあり，これはチャンネル変形で粒界に転位がパイルアップすると酸化した粒界に割れを誘発する応力である．

平均応力よりも数倍以上の高い垂直応力が粒界面に・高温水中で照射されたステンレス鋼に引張応力生じることを FEM 解析により評価している．平均が加わると，酸化した粒界が優先的に割れ，更応力と粒界垂直応力の比は，これまでに FTT 材でなる粒界の酸化と破壊が繰り返されて粒界割れ確認されている転位チャンネルの幅（平均 50 nm（15））と長さ（10 μm，結晶粒径に相当）の場合では４程が進展する過程が IASCC 発生機構の一つとし度になると報告されている．照射量 73 dpa の FTT
材を 320℃で 6.8 × 10-8 s-1 の変形速度で引張試験した場合，降伏応力は 970MPa であることが報告されて推察された．

文

献ている（16）．高照射量での IASCC の発生しきい応力（1） PWR 炉内構造物点検評価ガイドライン［バッは 400 ～ 500MPa であり，この程度の応力が加わっ

フルフォーマボルト］（第２版）, 一般社団法た際には，73 dpa の FTT 材では粒界三重点の近傍

人原子力安全推進協会 炉内構造物等点検評価

等で塑性変形が生じる可能性がある．粒内に生じた

ガイドライン検討会 ,（2014）．

転位チャンネルの先端が粒界酸化部に達した場合は（2） S. Fyfitch, S. Davidsaver, K. Amberge,

約 2000MPa の応力が粒界酸化部に加わる可能性が“Irradiation-Assisted Stress Corrosion

考えられ，この局所応力によって酸化した粒界がCracking Initiation Screening Criteria for

開口し，IASCC の起点になる可能性が推察される．

Stainless Steels in PWR Systems,” 18th Int.

粒界部の酸化と破壊が繰り返されて粒界割れが進展

Conf. on Environmental Degradation ofする過程が IASCC の発生機構の一つとして考えら

Materials in Nuclear Power Systems - Water

れる．

Reactors, Portland, OR, August 13-17, 2017.

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-5

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