239

ニッケル基合金溶接部の SCC き裂進展に関する機構論的研究（その 3）
─ 応力負荷条件および腐食環境下での材料特性の検討 ─Mechanistic Study on SCC Propagation of Welded Nickel based Alloy− Evaluation of Material Characteristics on Corrosion and Stress Condition −寺地

巧（Takumi Terachi)＊戸塚

信夫（Nobuo Totsuka)＊山田

卓陽（Takuyo Yamada)＊

有岡孝司（Koji Arioka)＊藤井

克彦（Katsuhiko Fujii)＊

要約 ニッケル基合金の応力腐食割れは加圧水型軽水炉の蒸気発生器伝熱管や原子炉容器蓋用管台部などで報告されており，発電所の安全性向上のために多くの研究が進められている．本研究では供試材に 600 合金とその溶接金属である 132 合金を用い，き裂進展への関連が疑われる腐食特性・クリープ特性・内部酸化特性・水素吸収特性それぞれについて実験的に検討した．(1)腐食特性については 600 合金，132 合金とも内層皮膜の厚さは 10nm 以下と全体的に少なく，また，600 合金の粒界炭化物は溶出していないことが確認された．(2)内部酸化特性に関しては 600 合金，132 合金とも
数 mm にわたり結晶粒界に沿った酸化が確認された．また，(3)クリープ特性の検討では 475℃の大気中で同じ材料が粒界クリープ破壊を起こし，360℃でもクリープ変形が生じていることがわかった．更に，(4)水素吸収特性については破断部近傍ほど水素濃度が高くなる傾向が明らかとなった．
これら 4 つの材料特性はいずれも応力腐食割れに影響する因子と評価され，複合的に作用すること
で応力腐食割れ進展を助長している可能性が示唆された．
キーワード

ニッケル基合金，応力腐食割れ，溶接金属，脱気高温水，加圧水型原子炉，腐食，内部酸化，ク
リープ，水素脆化

Abstract
Stress corrosion cracking (SCC) of nickel based alloy has been reported inpressurized water reactors. To increase reliability of components, mechanistic studies for primarywater SCC on Alloy 600 and their weld were carried out. In this study, characteristic of corrosion,internal oxidation, creep and hydrogen embrittlement phenomena, which might have correlate to
SCC were examined to clarify their mechanism. As a result: (1) it was shown that the inner oxide
film on both metals were less than 10nm. And the grain boundary precipitates that mainly Cr7C3inAlloy 600 were insoluble to high temperature water. (2) Internal oxidation along grain boundaries
were observed in several micro meters on both Alloy 600and 132. (3) Grain boundary creep ofAlloy 600 at 475 ℃ in air and creep deformation on both Alloy 600 and 132 at 360 ℃ were observed
although in condition without water. Furthermore, (4) increasing of hydrogen concentration near afracture region was confirmed by slow strain rate technique test. It was assumed that these fourcharacteristic might influence the SCC propagation mutually.
Keywords

nickel-based alloy, stress corrosion cracking, weld metal, Alloy 600, pressurized water
reactor, corrosion, internal oxidation, creep, hydrogen embrittlement

1. 緒言

全性に影響を及ぼす重要な事象として認識されており，高経年化を迎えつつある国内の原子力発電所にニッケル基合金は耐食性，溶接性に優れた材料ととって重要な問題と捉えられている(2)(3)．

して知られており，軽水型原子力発電所の重要な部

高温水中におけるニッケル基合金の SCC は BWR

位で使用されている．しかしながら，当該環境で応（boiling water reactor）で確認されているような溶力腐食割れ（stress corrosion cracking, SCC）感受

存酸素存在下での事象（O2SCC）と，PWR （press-性を有することが知られており，蒸気発生器の伝熱

urized water reactor）の 1 次系で生じる溶存水素環

管や原子炉容器蓋用管台などで SCC 事例が報告され境下の事象（PWSCC）に大別することができる．

ている(1)．このニッケル基合金の SCC は原子炉の安

溶存酸素存在下での事象に関しては，ステンレス鋼＊(株)原子力安全システム研究所

技術システム研究所

240

31.8±0.3
25.4±0.1

12.7±0.1
7±0.05の電位差が割れ進展を生じさせるとした機構が広くのの，未だ定説は得られていない．特に溶接金属に14 ± 0.1

R２

に関しては世界中で多くの研究が進められているも0.64±0.0

R0.1

17.5

7±0.05

関しては，実機において最近まで SCC 事例が報告さ

ワイヤカット0.2

受け入れられている(4)〜(6)．しかしながら，PWSCC

れていなかったことから検討例は限られており，機2-Φ6.5

14.3

構論的な検討が必要と考えられる．

30.5±0.3などを含めた研究が盛んに行われたため，き裂内外

+0.1
-0

（+1.1mm Fatigue）
a=7.9mm

独立行政法人 原子力安全基盤機構（Japan Nuc(a)lear Energy Safety organization, JNES）ではこれら

き裂進展試験及び Creep 試験用 1/2TCT 試験片の状況に鑑み，ニッケル基合金の SCC 進展速度に関

31.8±0.3
25.4±0.1

12.7±0.1

する体系的なデータ整備を進めた(7)．その成果とし組みは JNES により得られた SCC 進展速度データの0.64±0.0

妥当性を検証するための基礎研究として開始したも

R=0.5
30.5±0.3R24.5

進展速度をもつことを報告している．本研究の取り14 ± 0.1て，ニッケル基合金の溶接材が母材と比較して高い

16.4±0.2

ので，前報の本誌ではニッケル基合金の母材と溶接金属の材料基礎特性の違いを述べた(8)．その中で，

2-Φ6.5

+0.1
-0

15.4

ニッケル基合金の溶接部と母材では粒界炭化物種別

a=9mm

や結晶粒界近傍部における硬さ，粒界特性など，材料の基本特性の差が進展速度に影響を及ぼしている(b)

内部酸化評価用試験片(c)

水素吸収量評価用試験片可能性を指摘したが，依然 PWSCC 機構に関しては充分な知見があるとはいい難い．
これまでニッケル基合金の PWSCC 機構の代表的なものとして，材料の腐食が支配的と考えるすべり
溶解モデル (9)，クリープ挙動が支配的と考えるク
リープモデル(10)〜(12)，粒界酸化挙動が支配的と考える内部酸化モデル(13)〜(15)，材料に吸収された水素が支配的役割を果たすと考える水素脆化モデル(16)〜(19)

図1

試験片形状

などが提唱されている．しかしながら，何れのモデ
ルもすべての挙動を合理的に説明するには至っておらず，むしろ，複数の機構が複合的に作用している

2. 実験と考える方が現実的と思われる．本研究では，これまでに提唱されている主要なメカニズムに関連した材料特性について横断的な検討を進めることにより，

2.1

供試材

機構論的な理解を深めることを目的とした．検討を行った材料特性は，(１)腐食特性，(２)内部酸化特600 合金母材とその溶接材である 132 合金を比較性，(３)クリープ特性，(４)水素吸収特性である．

することを目的として，表 1 に示した組成の 2 種類の合金を供試材とした．600 合金の熱処理条件は1050℃ × 30 分，132 合 金 の 溶 接 方 法 は SMAW

表1

供試材の化学組成

種類

C

Si

Mn

P

S

Cu

Ni

Fe

Cr

Nb

600 合金132 合金

0.060
0.04

0.33
0.21

0.35
3.0

0.006
0.01

＜ 0.001
0.003

0.03＜ 0.01

76.26
71.2

6.94
8.7

16.02
14.8

0.012
1.8

241

（Shielded Metal Arc Welding）である．

工 装 置（日 立 FIB2000A）を 用 い，加 工 に 伴 う ダ
メージ層は適宜 Ar イオンビームスパッタリング装2.2

腐食特性・内部酸化特性の検討

置（日本フィジテック GENTLE MILL）により除去した．

(１) き裂進展試験および内部酸化試験
SCC 試験に供した試験片形状を図 1 に示す．腐食(３) 内部酸化特性の評価

特性の検討には ASTM の E399 に準拠した形状の内部酸化試験後の分析は，き裂先端部の TEM 観

1/2T CT 試験片（図 1(a)）を用い，内部酸化特性の察と類似の手法により，試験片ノッチ底先端の結晶検討には図 1(b)に示したノッチ形状を変えた試験片

粒界を対象に行った．TEM 観察では，通常の明視を使用した．両試験片の違いは，前者が疲労予き裂

野観察のほかに，フォーカスを変えることで薄膜内を有していることに対して，後者は疲労予き裂を導のミクロ組織のコントラストを得るスルーフォーカ

入せずに，ノッチ底先端を R=0.5mm とし粒径 1μmス法を用いた．また，酸化の評価及び酸化物形成ののダイアモンドペーストにより鏡面仕上げとした点

評価は EDS による分析および電子線回折パターン

である．

の分析により行った．観察した結晶粒界は 600 合金

供試材には，き裂進展試験，内部酸化試験とも（20％ CW），132 合金それぞれについて 3 個である．

600 合金と 132 合金の 2 鋼種を用いた．ただし，600

なお，試験片ノッチ底先端の断面を光学顕微鏡で観合金の試験片には実機における加工による加速効果

察し，き裂の発生が無いことを確認した．

を考慮し，安全側への加速試験とするために T-L 方
向へ 20％の冷間圧延（20％ CW）を加えた材料を使(４) 表面皮膜の分析用した．一方，132 合金は凝固組織に沿って割れが皮膜サンプルにはき裂進展試験に供した 1/2T CT

進展することが知られているため，き裂進展方位が試験片の側面を用いた．皮膜の外観観察には SEM

凝固組織の成長方向と合うように試験片を採取した．

を用い，皮膜厚さの測定は AES による深さ方向分

試験は 320℃の PWR1 次冷却材模擬水（500ppmB

析により行った．AES による深さ方向分析には 2kV＋ 2.0ppmLi ＋ 30cc/kg × H2 O DH2）中 で 実 施 しの Ar イオンスパッタリングを用いた．更に，皮膜た．荷 重 条 件 は，腐 食 特 性 検 討 用 の 試 験 を K ＝構造の同定を目的として，X 線回折装置（X-ray dif-

1/2

30MPa m一定とし，内部酸化特性検討用の試験はfraction, XRD）による結晶構造解析を行った．

腐食特性検討用の試験と同じ荷重とした．き裂進展
長さの評価は，試験後試験片を厚さ方向に半分の位

2.3

クリープ特性の検討

置で切断したもので行い，大気中疲労破壊によって
破 面 を 開 放 し た 後，走 査 型 電 子 顕 微 鏡（scanning

図 1 のき裂進展試験に使用した 1/2T CT 試験片とelectron microscope, SEM）にてき裂長さを計測し同じ形状の試験片を用い，大気中にてクリープ試験

た．

を実施した．試験温度には 360, 400, 425, 475 ℃の4 条件を採用し，それぞれ K=40MPa m1/2 の一定荷

(２) き裂先端部の分析

重にてクリープ試験を実施した．試験の第 1 目的は，

き裂進展試験実施後の 1/2T CT 試験片を放電加工

クリープ変形が軽水炉運転温度近傍の低温で生じる

機により切断し，断面を鏡面まで研磨することできか否かを確認することであり，この目的に対して荷裂断面観察用サンプルとした．観察はデジタルマイ

重点間の変位を変位計で計測した．測定の第 2 目的

クロスコープおよびオージェ電子分光装置（Auger

は IGSCC の起点となりうる粒界割れがクリープき裂

electron spectrometer, AES）により行い，き裂おとして発生するか否かを評価することであり，このよび粒界炭化物の状態について検討した．また，き点については一部の試験片について SEM により試裂先端部の微細観察には透過電子顕微鏡（transmis-

験後の破面を観察し，粒界クリープき裂の発生の有sion electron microscope, TEM）を用い，併設され無を確認した．

た EDS（energy dispersive spectrometer）により化
学組成の分析を実施した．TEM サンプルの加工には集束イオンビーム（forcused inon beam, FIB）加242

水素吸収特性の検討

2.4

3. 実験結果

PWSCC の促進試験および水素濃度測定に実績の腐食特性の検討（き裂進展試験）

3.1

ある(17)図 1(c)に示す突起付 SSRT（slow strain ratetechnique）試験片を用い，360℃の PWR 一次系模600 合金（20％ CW）のき裂進展試験結果を図 2

擬 水 中（500ppm B, 2ppm Li, 30cc-STP/kg-H2 Oに示す．本試験片は断面観察用にも使用したため，

DH2）でクロスヘッド速度 1 × 10-5 mm/s［見かけき裂進展長さの評価は厚さ方向の中央部を切断した-7の歪み速度：5 × 10 /s（平行部を 20mm として算半分の試験片で実施した．図 2(a)のとおりき裂はほ出）］にて SSRT 試験を行なった．試験後，直ちに

ぼ一様に進展し，その平均速度は 5.6 × 10-7 mm/s

オートクレーブを冷却し，試験片の中に取り込まれと評価された．

た水素濃度を水素分析装置（LECO 社製 RH-1E 型）

SEM による破面の拡大観察（図 2(b)）から，破面が典型的な粒界破面を呈し，その破面上に多くのにて分析した．

環境中き裂

環境中き裂
疲労予き裂

1mm
(a)

疲労予き裂

SCC 試験終了後の破面

(a)

1mm

SCC 試験終了後の破面・EDS 分析位置

5μm
・EDS 分析位置

100μm(b) 破面の SEM 像(b) 破面の SEM 像
600

1400

Cr

1200

Cr
400

800

CountsCounts

O

500

1000

600

300

Cr
Ni

Cr Ni
Fe

0
0

5

10

15

0

図2

Fe
5

10
Energy (keV)

Energy (keV)

(c)

Ni

Nb

100

0

Cr

Ni

200

400
200

5μm

100μm

EDS による組成分析結果(c)

EDS による組成分析結果

600 合金（20％ CW）の SCC 試験結果

図3132 合金の SCC 試験結果

15

243

疲労予き裂
100μm

図4

600 合金（20％ CW）のき裂断面観察結果

クロム炭化物

開口が確認でき酸化の先端る領域の先端

O

SEM像

図5

O

Ni

Cr

600 合金（20％ CW）き裂断面の AES による元素マッピング像

粒状物質が生成していることが観察された．これら粒状物質は EDS による分析によって，クロム濃度が高く酸素濃度が低いことが確認されたので（図 2(c)），破面形成前に存在していたクロム炭化物と考えられる．このことから，破面上に存在する炭化物

疲労予き裂の少なくとも一部は，高温高圧水環境下でも溶解せずに残存すると考えられる．
図 3 に示した 132 合金のき裂進展試験結果においても SCC の進展が認められ，そのき裂進展速度は

100μm

図6

132 合金のき裂断面観察結果

2.0 × 10-7 mm/s と評価された．ただし，き裂前縁は 600 合金（20％ CW）のように一様ではなく，結晶粒形状の影響を強く受けたくし歯状の破面を形成していた．破面には，600 合金（20％ CW）の破面

前述したとおり，600 合金と 132 合金では 132 合で観察された典型的な炭化物は認められず，粒状の金の方がき裂進展速度が速いことが報告されている酸化物のみが EDS による分析によって確認された．

(7)．しかしながら本研究における 600 合 金（20％

これまでの研究成果により 132 合金の典型的な粒界CW）と 132 合金のき裂進展速度を比較した結果で析出物は Cr7C3ではなく NbC であることが明らかとは，600 合金（20％ CW）のき裂進展速度が 132 合なっている(3)．この NbC のサイズは数十 nm 程度と金より速い事が確認された．その理由としては，冷600 合金の析出物と比較して小さいため，SEM によ

間加工により 600 合金のき裂進展速度が加速されたる観察では分解能の問題により確認が難しい．そのことが影響していると考えられる．つまり，20％のため，NbC の溶出の有無を明確にするためにはより冷間加工による SCC 加速効果は，材料間の差異より詳細な観察が必要である．

も大きな影響を有していると評価され，このことか

244

90

粒界析出物

80
70
組成比（at%）開 口 が 確 認 される領域の先端き裂の進行方向

Fe

50

Cr

40

Ni

30

O

20

(c)EDS分析位置

粒界の酸化領域

き裂先端部の TEM 像
図7100−30 −20 −10

100nm
(a)

60

100nm
(b)

試料を約 15 度傾斜させた状 (c)態のアンダーフォーカス像

0

10 20 30

粒界からの距離（nm）

酸化領域の EDS ライン分析
結果

600 合金（20％ CW）のき裂先端 TEM 像ら，冷間加工が重要なパラメータであることがわかき裂の進行方向る．同種環境下における冷間加工による SCC 加速効
果は 600 合金のみならずステンレス鋼でも報告されている(20)〜(23)．

粒界析出物(２) き裂断面の観察
600 合金（20％ CW）のき裂断面観察結果を図 4に示す．き裂は疲労予き裂と接した結晶粒界を通り，複数のサブクラックを伴い進展している．図 5 の
AES による組成マッピング像では，き裂内に極薄い酸化物形成が認められるとともに，粒界析出物が確認された．粒界析出物は Cr7C3と考えられ，SEM に

100nm
図8

600 合金（20％ CW）き裂断面の TEM 像

よる破面の観察結果と同様に典型的な溶出の状況は確認されなかった．また，き裂は析出物と母材の境するために試料を約 15 度傾け，結晶粒界を斜め方向界で進展しており，開口が確認される領域から先でか ら 観 察 し た TEM 像 で あ る．写 真 は ア ン ダ ー

も結晶粒界が酸化している状況が認められた．

フォーカスとすることで酸化物の輪郭を強調して撮影した．TEM 観察により結晶粒界に沿って筋状に

図 6 に示した 132 合金のき裂断面の状態は 600 合

内部酸化が生じている状況が認められ，その長さは金（20％ CW）と比べて枝分かれが少なく，単一の1 mm 以上に及んでいることがわかった．図 7(c)はき裂のみしか確認されなかった．これは，結晶粒径

内部酸化領域の EDS によるライン分析結果を示し

が 600 合金（20％ CW）と比べて大きいことが影響ており，20nm 以下という狭い領域で酸素が検出さしていると考えられる．

れた．このようなき裂先端部における内部酸化は観察した 3 サンプルすべてのき裂先端領域で認められ(３) き裂断面の TEM による詳細観察た．

600 合金（20％ CW）のき裂先端部を TEM にて

一般に熱処理により粒界析出物を成長させた 600

詳細観察した結果を図 7 に示す．き裂は粒界析出物

合金は，耐 SCC 感受性に優れることが知られていと母材の境界を進展しており，粒界析出物の先端近る．き裂断面の観察結果である図 8 では，粒界析出

傍まで開口が確認された．図 7(b)は酸化状況を確認

物の存在により直線的なき裂進展が阻害され，き裂

245

80
70

き裂開口の先端

き裂開口の先端

粒界の酸化(c) EDS分析位置

組成比（at%）

60
Fe
Cr
Ni
O

50
40
30
20
10
0

(a)

−30 −10

50nm

100nm
き裂先端部の TEM 像

(b)
図9

10

30

50

70

粒界からの距離（nm）

像
アンダーフォーカス像(c)

き裂先端近傍の分析結果

132 合金のき裂先端 TEM 像

80

化学組成 (at%)

70

Ni

60
50
40

O

30

Cr

20

Fe

10
0

SEM像

0

10

20

30

40

50

スパッタ時間 (min)(a)

600 合金80

化学組成 (at%)

70

Ni

60
50
40

O

30

Cr

20

Fe

10
0

SEM像

0

10

20

30

40

50

スパッタ時間 (min)

(b)
図 10

132 合金

表面皮膜の SEM 像および AES 深さ方向分析結果が分断された状態であることがわかる．微細領域の障害物として機能し，き裂の進展を阻害する可能性

観察からの考察であるため，力学的な効果までは明を示唆している．

らかになっていないが，本観察結果は粒界析出物が

246

スピネル酸化物

母材

規格化強度

600合金

132合金

図 11

表面皮膜の XRD による結晶方位解析結果

132 合金のき裂先端部を TEM により観察した結CW），132 合金の分析結果は，スパッタ開始直後か果を図 9 に示す．酸化物に関する特徴は 600 合金

ら酸素濃度が大きく減少する傾向を示した．ここで，（20％ CW）と共通しており，き裂開口前の結晶粒界

SiO2のスパッタレートは約 11nm/min であることかに沿った内部酸化が筋状に進行している状態が認め

ら，皮膜の最も薄い領域は約 10nm 以下と評価されら れ た．一 方，粒 界 析 出 物 に つ い て は 600 合 金

る．このことから，600 合金（20％ CW），132 合金（20％ CW）と状況が異なり，観察を行った 3 サンプ

とも保護層として形成される緻密な皮膜は，高温高ルではその存在が確認されなかった．132 合金の代

圧水中にもかかわらず約 10nm 以下と非常に薄いこ

表的な粒界析出物である NbC の溶出や粒界すべりとがわかる．この皮膜厚さの値は同種環境下で形成を緩和する能力を明確にするには，更に多くの分析されるステンレス鋼の皮膜と比べても 1 桁小さい値

および評価が必要と考えられる．

である(25)．

(４) 表面皮膜の分析

皮膜の結晶構造を明らかにすることを目的として，

CT 試験片底部に形成した酸化皮膜を AES により

XRD による結晶構造解析を実施した結果を図 11 に分析した結果を図 10 に示す．SEM 像から，600 合

示す．XRD による分析結果では，スピネル構造の酸

金（20％ CW）
，132 合金とも表面には粒状の腐食生

化物と，母材からの回折線のみが確認された．その成物が多数認められた．AES による深さ方向の分析ため，安定に析出している腐食生成物はスピネル構

では，132 合金の方が 600 合金（20％ CW）より酸造を主体としており，NiO などは殆ど含まれていな

化物が厚く成長している様子を示しているが，これいと考えられる．その傾向は 600 合金（20％ CW）

らは表面に析出した腐食生成物の影響を受けたもの

および 132 合金の両方に共通しており，酸化物の結と推定される．腐食生成物量は腐食試験時の試験片晶構造としての明確な差は認められなかった．

設置位置や流れの影響をも受けるため，図 10 のデー
タのみで 132 合金の腐食量が多いか否かを判断する

3.2

内部酸化特性の検討ことは難しい．
本試験環境における 600 合金は，クロムリッチな図 12 に 600 合金（20％ CW） の試験片ノッチ底

内層と，スピネル構造による外層皮膜を形成し，一の結晶粒界を TEM 観察した結果と EDS で元素分析

般的に耐食性に影響を及ぼすのはクロムリッチな内した結果の一例を示す．TEM 像は内部酸化状況を層と云われている(24)．このことから，腐食量のパラ確認するためにデフォーカスさせた状態で，酸化物メータとしては粒状の腐食生成物を含む皮膜全体のが観察され易い条件で撮影したものである．結晶粒

厚さより，内層の皮膜厚さを評価することが重要と界に沿って一部白いコントラストの部分が観察され，考えられる．図 10 の分析では，酸素濃度が低下を開酸化物の形成が示唆された．また，転位の集積に対始するまでのスパッタ時間が，内層の最も薄い領域

応する黒いコントラストが結晶粒界に認められ，きの皮膜厚さに相当している．また，600 合金（20％裂は発生していないが SCC 試験に於いて結晶粒界に

247

表面

Ni

Counts400③

Ni

Point 1 on GB

300
200

Cr

100

O

Cr

Fe

Ni

0

Counts400

Point 2 on GB

300
200
100

結晶粒界

0
400
Counts②

Point 3 on GB

300
200
100
0

Counts150

Point 4 on GB
100
50

①

図 12

表2
試
600 合金（20％ CW）

132 合金

④

0

2

4
6
Energy (keV)

810600 合金の粒界に沿った酸化の TEM 像と EDS による組成分析結果

結晶粒界に沿った酸化の進展距離料

0合金（20％ CW）では，内部酸化が結晶粒界に沿って手のひらを広げたような形状で進行することを示

粒界 1

酸化進展距離（μm）
1.0

粒界 2

4.0

粒界 3

1.0

表 2 に，結晶粒界に沿った酸化の進展距離を示す．

平均

2.0

両合金とも PWR1 次系模擬環境下で 1000 時間浸漬

粒界 1

2.8

粒界 2

0.6

粒界 3

1.0

平均

1.5

し，132 合金では粒界析出物を囲むように比較的直線的に酸化が進行することを示した．

させただけでも，応力負荷条件下では mm オーダーの内部酸化を生じさせることが明らかとなった．600
合金（20％ CW）の方が酸化の進展距離は長い傾向があるが，比較観察した 3 個の結晶粒界でばらつき歪が蓄積されている様子がわかる．結晶粒界を EDSが大きく，両合金で明確な差は認められなかった．

により分析したスペクトルには酸素のピークが認められ，結晶粒界で酸化が起こっていることがわかる．

3.3

クリープ特性の検討

これら結晶粒界の内部酸化は，他の結晶粒界でも観察されるとともに 132 合金でも同様に観察された．

各材料および温度条件での大気中一定荷重におけ

図 13 は 600 合金（20％ CW） と 132 合金の表面る変位測定結果を図 14 〜図 16 に示す．475℃におけから結晶粒界に沿った酸化組織を比較したものである試験結果である図 14 では，600 合金（20％ CW），

る．なお，600 合金（20％ CW），132 合金とも結晶

132 合金ともに有意なクリープ変形を示し，特に 600

粒界は観察方向に対して斜めに入っており，粒界面合金（20％ CW）は試験開始後約 290 時間で破断にを斜めから見た像に対応する．TEM 観察結果は 600

至った．また，600 合金 （20％ CW） および 132 合

248

表面
表面

100nm

100nm
(a)

600 合金（20％ CW）

(b)

図 13

粒界に沿った酸化の TEM 像
0.1

0.6

600合金（20％CW）

0.09
0.08
クリープ変位（mm）

クリープ変位（mm）

0.5
0.4
0.3

600合金（20％CW）

0.2
132合金

0.07
0.06
0.05

425℃

0.04
0.03

400℃

0.02

0.1
0

360℃

0.01
0

0

500

1000

1500

2000

0

500

1000

1500

2000

2500

時間（h）

時間（h）

図 14 475℃でのクリープ変形挙動〔600 合金（20％ CW），132 合金〕

図 15 クリープ変位挙動の温度依存性〔600 合金（20％ CW）合金〕
1.E-06

0.1

0.08
0.07
0.06
0.05
0.04
0.03
0.02

600 合金クリープ変形速度（mm/s）

475℃
425℃
400℃
360℃

132合金

0.09

クリープ変位（mm）

132 合金132 合金1.E-07

1.E-08

1.E-09

1.E-10

0.01
0

0

500

1000

1500

2000

2500

時間（h）

図 16

クリープ変位挙動の温度依存性（132 合金）

1.E-110.00120.00140.00160.0018

1 / Temp ( K-1)

図 17 クリープ変形速度の温度および材料依存性

き裂進展方向249

クリープき裂500μm2mm(a) 600 合金の SSRT 試験後破面（破断時間：80.90h，粒界破面率：60.2％）

100μm

500μm

図 18 600 合金（20％ CW）のクリープ試験後の破面観察結果（大気中 475℃，289 時間，K=40MPa m）(b) 132 合金材の SSRT 試験後破面（破断時間：48.93h，粒界破面率：72.4％）
図 19

水素脆化特性の検討を目的とした SSRT 試験結果（360℃，500ppmB+2ppmLi ＋ 2.75ppmH2，
クロスヘッド速度 1 × 10−5mm/s）

金とも，360℃の軽水炉温度に比較的近い条件でも，有意なクリープ変位を示した．
定常変形部と想定されるクリープ変位速度を暫定3.5的に求め，その温度依存性をまとめた結果を図 17 に示す．425℃以上の高温でのクリープ変形速度は，ことがわかる．しかし，400℃および 360℃では有意な差は認められない．両合金ともクリープ変形速度は高温域ほど高く，最高試験温度である 475℃で最大の変形量を示した．
475℃での試験期間中に破断した 600 合金（20％CW）の破面を観察した結果を図 18 に示す．破面は典型的な粒界破面を呈し，粒界型のクリープき裂が

2.5
2
1.5
1
0.5
0

475℃で進展していることが確認された．

3.4

1

2

3

4
5

1

2

3

4

5

測定部位

水素吸収特性の検討
図 20

水素吸収特性と PWSCC の相関を得ることを目的

132合金
600合金

3
水素濃度（ppm）

132 合金に比べ 600 合金（20％ CW）の方が大きい

MA600 および 132 合金の水素濃度測定部位と水素濃度の関係として，360℃の PWR1 次系模擬環境下で SSRT 試
験を実施した．図 19 に 600 合金および 132 合金ので約 60％，132 合金で約 72％と評価され，破断時間

SEM による破面観察結果を示す．き裂は図下側からはそれぞれ 81 時間，49 時間であった．両合金間で結晶粒界に沿って進展し，最終破断部近傍で延性的粒界破面の形態が大きく異なるが，これは材料組織に割れていることがわかる．粒界破面率は 600 合金の差によるものと考えられる．

250

次に材料中に取り込まれた水素濃度測定結果を図

一方，クリープ特性の検討からは，溶解を伴わな

20 に示す．600 合金，132 合金とも破断部近傍ほど

い大気中の試験であるにもかかわらず，結晶粒界で高い水素濃度を示す傾向が認められるが，両合金間き裂が進展することが確認された．この試験から，で有意な差は認められなかった．

環境水の影響が無くとも高温環境下では結晶粒界における空孔拡散などの影響により，結晶粒界でき裂

4. 考察が進展することが明らかとなった．ただし，ステン
レス鋼の SCC 研究で有岡らが報告している通り(23)，

本研究では，SCC に影響を及ぼしうる材料特性に

高温水環境下のき裂進展速度と比べるとクリープのついて，600 合金と 132 合金を比較することで検討

みの割れ速度は著しく遅いため，何らかの形で腐食を進めた．着目した材料特性とは前述の通り腐食特が補助的な役割を果たしていると考えなければク性，内部酸化特性，クリープ特性，水素吸収特性のリープモデルは成立しない．腐食による補助的な役

4 つである．

割の一つの候補としては，水素の供給による拡散挙腐食特性の検討は，主にき裂先端部の観察と皮膜動の加速効果などが挙げられる(11)．

の評価により行った．その結果，600 合金，132 合金

最後に水素脆化の検討からは，材料中の水素吸収間で大きな差は認められず，両者とも腐食量は非常

量が割れ近傍で増加している傾向が得られた．水素に少ないと評価された．ただし，両合金とも腐食量の影響としては，結晶粒界でトラップされることには少ないものの，熱力学的に鉄・クロムが酸化物とより材料を直接的に脆化させる効果のほか，前述しして安定な環境であるため，材料表面の不働態皮膜た結晶粒界における拡散挙動を助長する効果も考えが腐食を抑制していることに違いない．そのため，られる．また，材料中に取り込まれる水素は腐食に粒界面上での皮膜安定性は SCC 進展に影響すると考より発生したものの影響が大きいことから，腐食とえられる．具体的な腐食の影響としては直接的に材の相関が疑われる．

料を溶出させることで結晶粒界の結合力を弱化させ本研究で得られたデータはいずれの材料特性もる効果や，水素供給源としての効果などがあり，そSCC に影響を及ぼす一因子であることを示唆するもれらは後述する材料特性へも影響を及ぼすと推察さのであり，複雑な割れ機構であることを示している．

れる．

そのため，相互の関係を横断的かつ定量的に評価す

次に内部酸化特性の検討では，600 合金，132 合金
ともき裂発生前の結晶粒界で数μmにおよぶ結晶粒ることで，より重要な影響因子を突き止め，SCC 機構への理解を深めることが必要と考えられる．

界の内部酸化が認められた．表面（接液面）から結
晶 粒 界 に 沿 っ た 酸 化 の 進 展 速 度 は 10−10 〜 10−9mm/s 程度と評価された．SCC の進展速度は材料，
応力，環境により異なるが，10−9

5. まとめ-6〜 10 mm/s の値

が 報 告 さ れ て い る (7)．本 試 験 は ノ ッ チ 底 を(１) 腐食特性

R=0.5mm とすることで 1000 時間ではき裂が発生し600 合金（20％ CW）および 132 合金とも皮膜のない条件となっていたため，報告されているき裂進

薄い領域は 10nm 以下と薄く，試験片表面での母材

展速度の遅いものに近い条件であったと考えられる．

の腐食特性に差は認められなかった．粒界析出物の酸化の進展速度はき裂の進展速度と必ずとも一致し溶解については，600 合金（20％ CW）で溶出してないが，観察された応力条件下の粒界酸化はこれまいないことが明らかとなった．132 合金については

でに報告されている酸素の粒界拡散速度(26)に比べて更なる検討が必要である．なお，両合金においてき速いことが明らかとなった．き裂進展に及ぼす影響

裂の開口部から先への内部酸化が認められている．

度は明確ではないが，応力条件下ではこれまで考えられていた以上に内部酸化が速やかに進み，内部酸(２) 内部酸化特性化が進展した領域は結晶粒界が脆化して SCC へ影響

600 合金（20％ CW）および 132 合金とも結晶粒すると推察される．また，き裂発生前に生じること

界に沿った数μm程度の内部酸化層が形成されていが確認されたため，進展への影響のみならず，SCCることが確認された．

発生への関与も考えられる．

251(３) クリープ特性(３) 独立行政法人 日本原子力研究開発機構，「平成475，425，400，360℃の大気中で 1/2T CT 試験片

17 年度福井県における高経年化調査研究 (報によるクリープ試験（K=40MPa  m ）を実施した結告書) のうちのニッケル基合金溶接部の SCC

果，すべての試験温度で有意なクリープ変形を起こ

亀裂進展に関する機構論的研究」 (2006).

していることが確認された．また 475℃の 600 合金(４) J.G. Hines, “On the Propagation of Stress-（20％ CW）では破面の SEM 観察により粒界クリー

Corrosion Cracks in Metals,” Corrosion Science,

プが認められた．

Vol.1, p.21, (1961).
(５) P.L. Andresen and F.P. Ford, “Fundamental(４) 水素吸収特性
破断面に近いほど水素濃度が高くなる傾向が確認された．なお 600 合金と 132 合金で明確な水素吸収量の差は得られていない．

Quantification of Crack Advance for Life
Prediction in Energy System,” Proc. of Corrosion

Research

TopicalSymposium,

p.51,(1996).
(６) S.A. Attanasio, J.S. Fish, W.W. Wilkening, P.M.

検討したそれぞれの材料特性についてき裂進展とRosecrans, D.S. Morton, G.S. Was and Y. Yi,の関連が示唆された．これにより，相互の材料特性“Measurement of the Fundamental Para-の関連を横断的かつ定量的に評価することが，機構

meters解明に必要であることが明らかとなった．今後，応Mechanism - The Effect of Chromium,” Proc. of

力腐食割れ感受性の異なる環境および材料について

9th Int. Symp. on Environmental Degradation

同種パラメータを横断的かつ定量的に評価すること

of Materials in Nuclear Power Systems-Water

により，詳細な機構解明を進める予定である．

Reactors, (1999).

for

the

Film-Rupture/Oxidation(７) 独立行政法人 原子力安全基盤機構，「平成 17

謝辞

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」
本報告は独立行政法人原子力安全基盤機構からの(2006).

委 託 研 究「平 成 18 年 度 ニ ッ ケ ル 基 合 金 溶 接 部 の(８) 戸塚信夫，寺地巧，山田卓陽，「ニッケル基合

SCC き裂進展に関する機構論的研究」で実施したも金溶接部の SCC き裂進展に関する機構論的研のである．関係された方々ならびに，研究の遂行に究 (そ の 1) 」INSS JOURNAL Vol.13, p.205,

協力いただいた㈱神戸工業試験場の宮本友樹氏，関(2006).

電プラント㈱の村上公治し，平尾充司氏に感謝いた
します．また，独立行政法人原子力安全基盤機構の仲田清智博士，小澤正義博士からは有益な助言をいただきました．この場を借りて謝意を表します．

(９) P.L. Andresen and F.P. Ford, Materials Sci. andEng., Vol.A103, p.167, (1988).
(10) G.S. Was, T.M. Angeliu and J.K. Sung, “Deformation and Intergranulor Cracking Behavior of Ni-Cr-Fe Alloys at High Tempera-

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Corrosion Crack Growth in Alloy 600Exposed

Temperature Creep and Primary Water Stress

to PWR and BWR environments,” CORRO-

Corrosion Cracking of Ni Cr Fe Alloys,” Alloy

SION/2000Corrosion 2000, paper No. 222,

600 Expert Meeting, Airlie Conference Center,

NACE, (2000).

Virginia, April, (1993).

(２) H. Kajiwara, S. Kato and A. Natori, Proc. of 8th(12) M.M. Hall, Jr., and D.M. Symons, “HydrogenInt. Symp. on Environmental Degradation ofAssisted Creep Fracture Model for Low

Materials in Nuclear Power Systems-Water

Potential Stress Corrosion Cracking of Ni-Cr-

Reactor, pp.149-156, (1997).

Fe Alloys” Proc. of Symp., Chemistry andElectrochemistry of Corrosion and Stress Corro-

252sion Cracking, New Orleans, (2001).
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