INSS JOURNAL Vol . 28 2021 NT-5

113

668866 の
温水
水中
中6
す微
微細
細組
組織
織の
の影
影響
響
の高
高温
6&&&& 挙
挙動
動に
に及
及ぼ
ぼす
The Effect of Microstructure on SCC behavior of SUS630 in High-temperature Water
The Effect of Microstructure on SCC behavior of SUS630 in High-temperature Water
山田

卓陽（Takuyo…Yamada）＊1
大厩徹（Toru…Oumaya）＊1

國谷耕平（Kohei…Kokutani）＊1…

有岡孝司（Koji…Arioka）＊1

要の PWR１次冷却材模擬水中のPWR１次冷却材模擬水中の SCC
SCC 挙動については，熱時効の影響がない場合，比挙動については，熱時効の影響がない場合，比要約
約 SUS630
SUS630 の要
約 SUS630H1100の PWR１次冷却材模擬水中のSCC 挙動については，熱時効の影響がない場合，比較的高靱性のと H1150較的高靱性のH1100 とH1150 は，試験温度
は，試験温度 290℃以下であれば高応力拡大係数（K=30
290℃以下であれば高応力拡大係数（K=30 MPa√m）条MPa√m）条較的高靱性の SCC
H1100 と H1150 は，試験温度
290℃以下であれば高応力拡大係数（K=30MPa√m）条件であっても件であっても SCC 進展は生じないが，進展は生じないが，400℃,
400℃, 350℃,
350℃, 320℃で320℃で 20,000
20,000 hh までの熱時効により硬化し，までの熱時効により硬化し，件であってもSCC 進展は生じないが，400℃, 350℃, 320℃で20,000 h までの熱時効により硬化し，
SCC
SCC 進展を生じるようになり，熱時効時間とともに進展を生じるようになり，熱時効時間とともに SCC
SCC 進展速度が増加することをこれまでの研進展速度が増加することをこれまでの研SCC進展を生じるようになり，熱時効時間とともに Cu-rich
SCC 進展速度が増加することをこれまでの研究で明らかにした．また，その硬化因子は，微細な相の析出，G究で明らかにした．また，その硬化因子は，微細な Cu-rich 相の析出，G 相の生成，スピノーダル
相の生成，スピノーダル
究で明らかにした．また，その硬化因子は，微細なCu-rich相の析出，G 相の生成，スピノーダル分解であることを報告したが，各々微細組織変化と分解であることを報告したが，各々微細組織変化と SCC
SCC 挙動の関係が未だ不明確である．本研究
挙動の関係が未だ不明確である．本研究分解であることを報告したが，各々微細組織変化とSCC 挙動の関係が未だ不明確である．本研究では，同一熱時効条件で硬さもほぼ同じ
では，同一熱時効条件で硬さもほぼ同じ HV1=400
HV1=400 程度の程度の SUS630（H1150
SUS630（H1150 とと H1100）のH1100）の 320℃で
320℃ででは，同一熱時効条件で硬さもほぼ同じ
HV1=400 程度の SUS630（H1150 と H1100）の 320℃で20,000h
熱時効材のSCC
進展速度に一桁程度差異があったことに着目し，これらの熱時効材の微20,000 h 熱時効材の SCC 進展速度に一桁程度差異があったことに着目し，これらの熱時効材の微20,000h 熱時効材の SCC 進展速度に一桁程度差異があったことに着目し，これらの熱時効材の微細組織を詳細に調べ，各々微細組織変化と細組織を詳細に調べ，各々微細組織変化と SCC
SCC 挙動の関係について検討した．また，吸収水素量
挙動の関係について検討した．また，吸収水素量
細組織を詳細に調べ，各々微細組織変化とSCC 挙動の関係について検討した．また，吸収水素量についても調べ微細組織との関係を検討した．
についても調べ微細組織との関係を検討した．
についても調べ微細組織との関係を検討した．
 その結果，
その結果，熱時効により生成した数
熱時効により生成した数 nm
nm サイズのサイズの Cu-richCu-rich 相と隣接して生成する相と隣接して生成する GG 相が，相が，硬さと硬さと その結果，熱時効により生成した数 nm サイズの Cu-rich 相と隣接して生成する G 相が，硬さとSCC
SCC 挙動へ影響する可能性が示唆された．一方で未時効材と熱時効材で水素吸収に差が見られな挙動へ影響する可能性が示唆された．一方で未時効材と熱時効材で水素吸収に差が見られな
SCC挙動へ影響する可能性が示唆された．一方で未時効材と熱時効材で水素吸収に差が見られなかったことから，それらの熱時効生成物は水素のトラップサイトとは関係しないことが示唆されかったことから，それらの熱時効生成物は水素のトラップサイトとは関係しないことが示唆されかったことから，それらの熱時効生成物は水素のトラップサイトとは関係しないことが示唆され
た．
た．
た．
キ
ステンレス鋼，熱時効，高温水中応力腐食割れ（6&&），6&&
キー
ーワ
ワー
ード
ド686，3+
686，3+ ステンレス鋼，熱時効，高温水中応力腐食割れ（6&&），6&& 進展速度，軽水炉
進展速度，軽水炉
キーワード686，3+ ステンレス鋼，熱時効，高温水中応力腐食割れ（6&&），6&& 進展速度，軽水炉

Abstract According
According toto ourour previous
previous report,
report, in
Abstractin unaged
unaged H1100
H1100 andand H1150
H1150 SUS630
SUS630 (better(better toughness
toughness andand
Abstract
Accordingto ourpreviousin unaged
H1100
and H1150
SUS630PWR(better
toughness
lower
than
and
H1025),
nogrowthobservedinprimarywater
atlower hardness
hardnessthan H900
H900
and
H1025),report,
no SCC
SCC
growth waswas
observedin simulated
simulated
PWR
primary
waterandatlower
hardnessthan290°C,
H900 andH1025),
no SCC
growthin simulated
PWR (30cc
primaryattemperaturesbelow
290°C,
which
contained
500 ppm
ppm
B, 22wasppmobserved
Li, andand dissolved
dissolvedhydrogen(30cc
STPwater
H22/kg/kgtemperatures
below
which
contained
500
B,
ppm
Li,
hydrogen
STP
H
1/2
temperaturesbelow
290°C,
whichstresscontained
500 factor
ppm B,condition
2 ppm Li,(K=30
and dissolved
H2after/kgH
theappliedintensity
MPa
).
other
hand,
O), eveneven forforthe highhigh
appliedstressintensity
factorcondition
(K=30
MPa m
m1/2hydrogen). On
On thethe(30cc
other STP
hand,
after
H22O),
H
forat
high350
appliedstress forintensity(K=30
m1/2the). On
the other
hand,
after
2O), even
thermal
aging
and
up
20,000hh ofand
H1150,
hardnessandthethermalaging
atthe320,320,350
and 400°C
400°C
for
up to
to factor
20,000conditionof H1100
H1100
andMPa
H1150,
thehardnessandthe SCC
SCC
thermalagingincreased
at 320, 350
400°C
forIn
to 20,000itof H1100
andthat
H1150,
hardness
andcaused
the SCC
growth
with
aging
time.
suggestedage
hardening
wasby
growth rate
rate
increasedwithandaging
time.
Inupaddition,
addition,
it hwaswassuggested
that
age thehardening
wascausedby
growthrate increasedInaddition, it wassuggested
thatphase,
age hardening
causedbymicrostructuralchangeswithaging,
suchof
fineformationofG
microstructuralchangeswith
withaging
aging,time.
such asas precipitation
precipitationof thethefine Cu-richCu-richphase,
formationwasof thetheG phasephase
microstructuralchanges with But
aging,
as precipitationof the fine Cu-richphase,
formationthebehavior
G phaseandtheindividual
percent
forhardening
andSCC
and Spinodal
Spinodal decomposition.
decomposition.
But
thesuchindividual
percent contributions
contributions
for thethe ageagehardening
andof
SCC
behavior
andSpinodaldecomposition.
individual
percent contributions
the age hardening
and SCCbehavior
areunclear.
In
weevaluatedcorrelations
among
microstructuralchanges,hardnessandare still
still
unclear.
In thisthis study,
study,But
wetheevaluatedcorrelations
among thethe formicrostructuralchanges,hardnessandareunclear.
In thisstudy,(H1100,
we evaluatedamong
the microstructural
hardnessandSCC
behavior
using
SUS630H1150)
materials
atforBecausethose
SCCstillbehavior
using
SUS630(H1100,H1150)correlations
materials aged
aged
at 320℃
320℃
for 20,000
20,000 h.
h. changes,
Because ofof
those aged
aged
SCC
behavior
using
SUS630(H1100,H1150)
aged atrate,
320℃
for 20,000
h. Becauseof those
aged
H1100
and
have
one
differenceofthedespitebeing
thehardness.
H1100
and H1150
H1150
have
one order
order
differenceof materials
the SCCSCC growth
growthrate,
despitebeing almost
almostthe samesame
hardness.
H1100
and H1150
one order indifference
the SCCrate, despite
being hydrogen
almost theanalysis
same hardness.
To
aa role
for
SCC,
out
temperaturedesorption(TDA)
To consider
considerrole havefor hydrogenhydrogenin
SCC, we
weofcarried
carriedoutgrowthtemperaturedesorptionhydrogenanalysis(TDA)
To
considera role for hydrogen in SCC, we carried out temperature desorption hydrogen analysis (TDA)
using
the
using
the materials.
materials.
using
the materials.
From
the
From
the obtained
obtained findings,
findings, we
we considered
considered thatthat thethe finefine Cu-richCu-rich phase
phase andand G
G phasephase affectedaffected thethe ageage
From thefindings,
we otherconsideredthat
the differencefine Cu-richand inG thephaseaffected
the agehardening
and
SCC
On
hand,
major
was
observedamountofhardening
andobtained
SCC behavior.
behavior.
On thetheotherhand, nono
major
difference
wasphase
observedintheamountof hydrogenhydrogenhardening
SCC behavior.
Onagedthe otherhand,majorThisdifference
wasthatobservedin theprecipitations
amount of hydrogen
desorption
betweenunagedH1100
andH1150.
suggested
these
aged
precipitations
did not
notdesorptionand
betweenunaged and
and
aged
H1100
and no
H1150.
This
suggestedthat
these aged
diddesorption
betweenaged
H1100 and H1150. This suggested that these aged precipitations did not
act
trap
sites
inand
these
materials.
act asas hydrogenhydrogen
trapunagedsites inthese
materials.
act as hydrogen trap sites in these materials.
Keywords
Keywords
Keywords

1.
1.

SUS630，
SUS630， 17-4
17-4 PHPH stainlessstainless steel，steel， thermal
thermal aging，
aging，SUS630，17-4 PH stainlesssteel，
thermal aging，
stresswater， SCC
SCC growth
growth rate，rate， light
light water
water reactor
stress corrosion
corrosion cracking
cracking (SCC)(SCC) inin high-temperature
high-temperature water，
reactorstress corrosion cracking (SCC) in high-temperature water， SCC growth rate， light water reactor

はじめに
はじめに

SUS630（17-4
PH ステンレス鋼）は，基本成分がステンレス鋼）は，基本成分がSUS630（17-4 PH
SUS630（17-4 PH ステンレス鋼）は，基本成分が17%Cr-4%Ni-4%Cu のマルテンサイト系析出硬化型ス
17%Cr-4%Ni-4%Cuのマルテンサイト系析出硬化型ス
17%Cr-4%Ni-4%Cu のマルテンサイト系析出硬化型ス
テンレス鋼であり，1020～1060℃の固溶化熱処理後にテンレス鋼であり，1020～1060℃の固溶化熱処理後にテンレス鋼であり，1020～1060℃の固溶化熱処理後に析出硬化熱処理を施し，Cu-rich 相などの微細な第相などの微細な第 22 相相
析出硬化熱処理を施し，Cu-rich析出硬化熱処理を施し，Cu-rich 相などの微細な第 2 相粒子を析出させることで，高強度と高硬度を得る材料
粒子を析出させることで，高強度と高硬度を得る材料
粒子を析出させることで，高強度と高硬度を得る材料(1)(1)．日本産業規格日本産業規格（Japanese（Japanese Industrialであるである(1)．
Industrial Standards，Standards，である ．日本産業規格（Japanese Industrial Standards，
JIS）JIS）では硬度を重視する
では硬度を重視する H900
H900 から高靱性を重視するから高靱性を重視する
JIS）では硬度を重視する H900 から高靱性を重視する
１（株）原子力安全システム研究所技術システム研究所
１（株）原子力安全システム研究所技術システム研究所
１（株）原子力安全システム研究所技術システム研究所

H1150
H1150 まで
まで 44 段階の析出硬化熱処理，即ち段階の析出硬化熱処理，即ち H900（470H900（470
H1150 まで 4 段階の析出硬化熱処理，即ち H900（470～490℃/空冷），
H1025（540～560℃/空冷），
H1075～490℃/空冷），H1025（540～560℃/空冷），H1075（570（570～490℃/空冷），H1025（540～560℃/空冷），H1075（570～590℃/空冷），H1150（610～630℃/空冷）が規定され～590℃/空冷），H1150（610～630℃/空冷）が規定され～590℃/空冷），H1150（610～630℃/空冷）が規定され(2)(2)．海外の鉄鋼メーカ（AK-steel）では，これにているている(2)．海外の鉄鋼メーカ（AK-steel）では，これにている ．海外の鉄鋼メーカ（AK-steel）では，これに加え加え H925，H1100
H925，H1100 などさらに細かく規定されているなどさらに細かく規定されている
加え
H925，H1100 などさらに細かく規定されている(3)(3)．この H900～H1150 は析出硬化熱処理記号であり，．この
H900～H1150
は析出硬化熱処理記号であり，(3)．この H900～H1150 は析出硬化熱処理記号であり，
例えば 1150
1150 は熱処理温度の摂氏
は熱処理温度の摂氏 621℃を華氏に換算
621℃を華氏に換算
例えば
例えば 1150 は熱処理温度の摂氏 621℃を華氏に換算
した温度に相当する．この鋼種は耐食性と高強度を兼この鋼種は耐食性と高強度を兼した温度に相当する．
した温度に相当する．この鋼種は耐食性と高強度を兼ね備えていることから，軽水炉においても高強度が求
軽水炉においても高強度が求
ね備えていることから，
ね備えていることから，軽水炉においても高強度が求INSS JOURNAL Vol . 28 2021 NT-5

114

められる弁棒等に用いられている．
められる弁棒等に用いられている．

テンレス鋳鋼やステンレス鋼溶接金属のフェライト
テンレス鋳鋼やステンレス鋼溶接金属のフェライト

SUS630の軽水炉での実機損傷事例については，の軽水炉での実機損傷事例については，
SUS630相においても報告されているが相においても報告されているが，それらの材料は，それらの材料はOlender
Olender
らがとりまとめた報告によると，析出硬化熱
らがとりまとめた報告によると，析出硬化熱

400℃で
400℃で
10,000h を超える長時間熱時効後も，PWR１
10,000h を超える長時間熱時効後も，PWR１

処処
理理
条条
件件
にに
よよ
っっ
てて
応応
力力
腐腐
食食
割割
れれ
（（
stresscorrosionstresscorrosion

次冷却材模擬環境下で優れた耐SCC性を示すことが次冷却材模擬環境下で優れた耐SCC性を示すことがcracking,
cracking,
SCC）の発生時期が異なること，推奨されるSCC）の発生時期が異なること，推奨される(11) (11)
報告されており，スピノーダル分解と，スピノーダル分解と
GG
相の析出
相の析出
報告されており析出硬化熱処理条件は，より靱性に有利な
析出硬化熱処理条件は，より靱性に有利な
H1050
H1050
以以

およびそれによる硬化が，単純におよびそれによる硬化が，単純にSCC
SCC
進展速度の増進展速度の増(4) (4)上であることを報告している上であることを報告している．加えて，熱時効によ．加えて，熱時効によ加因子とはならない場合があり，加因子とはならない場合があり，さらなる微細組織変さらなる微細組織変りり
SCC
感受性が増加すること，どのような熱処理条
SCC
感受性が増加すること，どのような熱処理条化の観点での評価が必要性と考えられる．
化の観点での評価が必要性と考えられる．

件においても，推奨される使用温度は316℃以下であ
件においても，推奨される使用温度は316℃以下であ

そこで本報告では，
そこで本報告では，同じ熱時効条件であるが同じ熱時効条件であるが
SCC
SCC
進進

ることなどを報告している．一般に，硬化はSCCににることなどを報告している．一般に，硬化はSCC

展速度に一桁以上の差異が観察された高靭性の展速度に一桁以上の差異が観察された高靭性の2 材
2 材

関係するが，SUS630
はは300～450℃の温度で長期間時関係するが，SUS630
300～450℃の温度で長期間時

料料
SUS630（H1100,
SUS630（H1100,
H1150）のH1150）の320℃×20,000
320℃×20,000
h（以降
h（以降

(5) (5)
効すると硬化が生じる場合がある
効すると硬化が生じる場合がある．また，国内での．また，国内での320℃×20kh
320℃×20khと呼ぶ）と呼ぶ）
熱時効材に着目し，熱時効材に着目し，そのミクロ組
そのミクロ組

SUS630
SUS630の弁棒折損事例では水素の関与した擬へき開の弁棒折損事例では水素の関与した擬へき開

織データを拡充し，織データを拡充し，
SCC
挙動に及ぼすミクロ組織と熱SCC挙動に及ぼすミクロ組織と熱状の割れとの報告があり状の割れとの報告があり，水素の関与が指摘されて，水素の関与が指摘されて時効硬化の影響を検討した．
時効硬化の影響を検討した．
SCC
SCC
進展データについて
進展データについている．
いる．

は再現性確認のためのデータ拡充も実施した．また，は再現性確認のためのデータ拡充も実施した．また，(6) (6)

実験室における
実験室における
SCC
挙動評価については，Tsubota
挙動評価については，Tsubota
SCC

前述のように
前述のように
SUS630
SUS630の弁棒折損事例では水素の関与の弁棒折損事例では水素の関与

らがらがBWR（boiling
BWR（boiling
water
water
reactor）の酸素を含む環境
reactor）の酸素を含む環境が指摘されている．そこで，熱時効による微細析出物が指摘されている．そこで，熱時効による微細析出物（normal（normalwater
water
chemistry，chemistry，
NWC）条件で，SUS630
NWC）条件で，SUS630
ををの生成が水素吸収量に影響することを想定し，の生成が水素吸収量に影響することを想定し，未時効
未時効含む様々な高強度ステンレス鋼の含む様々な高強度ステンレス鋼のSCC
SCC
感受性をすき
感受性をすき材および熱時効材を水素チャージし，
材および熱時効材を水素チャージし，
材料中の固溶水
材料中の固溶水

ま付定ひずみ曲げ（creviced
ま付定ひずみ曲げ（creviced
bent
bent
beam，
beam，
CBB）試験法
CBB）試験法

素量の熱時効による変化を調べ，素量の熱時効による変化を調べ，
微細析出物と水素の微細析出物と水素のにより調査し，ビッカース硬さ
により調査し，ビッカース硬さ
340340
以上で
以上で
SCC
SCC
感受
感受

関係を検討した．
関係を検討した．

(7) (7)性が増加することを報告している性が増加することを報告している．一方で，PWR．一方で，PWR（pressurized
water
water
reactor）
reactor）の１次冷却材環境下でこの（pressurizedの１次冷却材環境下でこの鋼種のSCC挙動を報告した例はほとんどなく，また鋼種のSCC挙動を報告した例はほとんどなく，また熱時効のSCCに対する影響についてはよくわかって
熱時効のSCC
に対する影響についてはよくわかって2.2.実実
験験
方方
法法


2.1
2.1供供
試試
材材


いない．
いない．
そそ
ここ
でで
著著
者者
らら
は はPWR
１１
次次
冷冷
却却
材材
模模
擬擬
水水
中中
のの
PWR

供試材は，市販の供試材は，市販のSUS630
SUS630で図で図1(b)に示すような直1(b)に示すような直SUS630ののSCC挙動について，
長期間の熱時効によるSUS630SCC
挙動について，
長期間の熱時効による

径径100100
mmmm
の棒鋼に
の棒鋼に
1038℃の固溶化熱処理後急冷の1038℃の固溶化熱処理後急冷の

影響評価に
2016
年頃から取り組んできた．これまで
影響評価に
2016
年頃から取り組んできた．これまで

後，2後，2種類の析出硬化熱処理
種類の析出硬化熱処理
H1100（600℃×6.5h／空H1100（600℃×6.5h／空の結果から，熱時効の影響がない場合，より高硬度のの結果から，熱時効の影響がない場合，より高硬度の冷）
冷），H1150（620℃×6h／空冷）を施した．H1150，H1150（620℃×6h／空冷）を施した．H1150
につ
につ

H900
とと
H1025
は，
試験温度
290℃と
320℃で，
高応力
H900
H1025
は，
試験温度
290℃と
320℃で，
高応力

いては，JIS
いては，JIS
規格に規定されている析出硬化熱処理条
規格に規定されている析出硬化熱処理条（K=30MPa√m）条件下であれば，SCC進展が確認さ（K=30
MPa√m）条件下であれば，SCC進展が確認さ

件を満足した．H1100
件を満足した．H1100
はは
JISJIS
規格にはないが，海外で規格にはないが，海外でれた．一方で，比較的高靱性の
H1100
とと
H1150
は，
れた．一方で，比較的高靱性の
H1100
H1150
は，

(3)(4)(3)(4)の使用実績の使用実績を考慮し選定した．供試材の化学組成を考慮し選定した．供試材の化学組成

試験温度
290℃以下であれば，高応力拡大係数（K=30
290℃以下であれば，高応力拡大係数（K=30
試験温度
MPa√m）条件であってもSCC進展が観察されず，良MPa√m）条件であってもSCC進展が観察されず，良(8) (8)
好な耐
SCC
性を示した
．しかし，同材料は．しかし，同材料は
400℃，
400℃，
好な耐
SCC
性を示した

350℃と
320℃で
20,000h までの熱時効により硬化し，
350℃と
320℃で
20,000h までの熱時効により硬化し，SCC進展を生じるようになり，熱時効時間とともにSCC
進展を生じるようになり，熱時効時間とともにSCC
進展速度が増加すること，またその硬化は数
nmnm
SCC
進展速度が増加すること，またその硬化は数
サイズの微細な
Cu-rich相の析出，G相の生成，スピ
サイズの微細な
Cu-rich相の析出，G相の生成，スピ
ノーダル分解など複数の硬化因子によることについノーダル分解など複数の硬化因子によることについ(9)(10)(9)(10)て報告したが，が，各々の析出物の硬化および各々の析出物の硬化および
SCC
SCC
へへ
て報告した

の寄与については未だ不明確である．
の寄与については未だ不明確である．
スピノーダル分解とGG
相の析出は，熱時効したス
スピノーダル分解と相の析出は，熱時効したス

図図1 1試験片寸法と採取方位試験片寸法と採取方位

INSS JOURNAL Vol . 28 2021 NT-5

115

表 
表 
供試材の化学組成
供試材の化学組成
ZWZW 
C C

Si Si Mn Mn

P P

S S

Cu Cu Ni Ni

Cr Cr

Nb Nb Fe Fe

Spec.
Spec. ≤0.07≤0.07≤1.00≤1.00≤1.00≤1.00MaxMax MaxMax3.003.00-3.003.00-15.0015.00-0.150.150.030 5.005.00 5.005.0017.50
17.500.450.45 Bal.Bal.
0.040
0.0400.030
0.050.05 0.260.26 0.840.840.034
0.0340.003
0.0033.323.32 4.264.26 15.60
15.60 0.240.24
分析値
分析値


表 
表 
供試材
供試材
の機械的性質の機械的性質

析出硬化
析出硬化

試験
試験 耐力
耐力 引張強さ
引張強さ 伸び
伸び 絞り
絞り 硬さ
硬さ 硬さ
硬さ
(MPa) (MPa)(MPa) (%)(%) (%)(%) HBW
HBW HV1HV1
熱処理条件 温度
温度 (MPa)
熱処理条件
RT RT
600℃×6.5
時間,
600℃×6.5
時間,
H1100
H1100
RT RT
空冷
空冷
320℃
320℃

(793)
(793)

(965)
(965)

(14)(14) -

-

-

-

976976

1041
1041

21 21

60 60

331331 349349

80780785485413 13

57 57 -

-

-

RT RT
620℃×6時間,
620℃×6
時間,
H1150
H1150
RT RT
空冷
空冷
320℃
320℃

(725)
(725)

(930)
(930)

(277) (16)(16) (50)(50) (277)

-

1000
1000

1049
1049

20 20

59 59

83883888088013 1356 56 ----

341341 348348---

   ：溶体化熱処理条件は，全て
 ：溶体化熱処理条件は，全て1038℃/
1038℃/
急冷急冷*1*1( )内，JIS
規格値（全て下限値）
規格値（全て下限値）
  ( )内，JISを表を表
1 に，析出硬化熱処理条件と機械試験結果を表
1 に，析出硬化熱処理条件と機械試験結果を表2 2（mm）を試験時間t（sec）で除して求めた．なお，（mm）を試験時間t（sec）で除して求めた．なお，に示した．全ての析出硬化熱処理条件で，強度はJIS JISに示した．全ての析出硬化熱処理条件で，強度は1,000
h 未満で破断した試験片のSCCSCC
深さは一律
6 mm
1,000
h 未満で破断した試験片の
深さは一律
6 mm

あるいは海外規格を満足した．
これらの2 種類の析出
あるいは海外規格を満足した．
これらの2 種類の析出

として
SCCSCC
進展速度を算出した．
として進展速度を算出した．

硬化熱処理材に熱時効処理を施し，硬化とSCCSCC
挙動挙動
硬化熱処理材に熱時効処理を施し，硬化と

に及ぼす熱時効の影響を評価した．
熱時効温度は，400 400に及ぼす熱時効の影響を評価した．
熱時効温度は，

2.32.3
硬
さ
硬さ

～320℃で最長
20,000h とした．
これらの供試材から，～320℃で最長
20,000h とした．
これらの供試材から，



図 1(a)に示した
0.5 インチ厚さの（compact
tension,CT）
図 1(a)に示した
0.5 インチ厚さの（compact
tension,CT） 析出硬化熱処理および熱時効による硬さ変化は，
ビ ビ 析出硬化熱処理および熱時効による硬さ変化は，試験片を，同図(c)に示した方位で採取し，SCCSCC
進展試
試験片を，同図(c)に示した方位で採取し，進展試

ッカース硬さ（試験荷重1㎏）で5点計測し平均値で評
ッカース硬さ（試験荷重1㎏）で5点計測し平均値で評験に供した．また，硬さ試験片は，同図(c)に示したよ
験に供した．また，硬さ試験片は，同図(c)に示したよ(10) (10)価した．個別の測定値は，前報で報告済み
であるが
であるが
価した．個別の測定値は，前報で報告済み

うに軸方向断面で採取した．
うに軸方向断面で採取した．

再掲する．
再掲する．

2.22.2
SCC
 SCC
進展
進試
展験
試と
験試
と験
試後
験の
後評
の価
評価
 

2.42.4
微
細
微組
細織
組観
織察
観察






SCCSCC
進展試験は標準的な進展試験は標準的なPWR１次冷却材環境を模
PWR１次冷却材環境を模

 熱時効による微細組織の評価は，アトムプローブ
 熱時効による微細組織の評価は，アトムプローブ

擬し擬し
500 500
ppmppmB+2B+2
ppmppm
Li+30cc/kg-DHの水中で実施しLi+30cc/kg-DHの水中で実施し

（Atom
probe
tomography，APT）分析を行った．APT
（Atom
probe
tomography，APT）分析を行った．APT

た．試験温度は320℃とした．全ての荷重条件は一定
た．試験温度は320℃とした．全ての荷重条件は一定

測定には，米国Imago社（現CAMECA社）製の局所電測定には，米国Imago社（現CAMECA社）製の局所電荷重とし，応力拡大係数の目標値はK=30MPa√m
としとし
荷重とし，
応力拡大係数の目標値はK=30MPa√m

極型３次元アトムプローブ（LEAP
3000X
HR）を用い極型３次元アトムプローブ（LEAP
3000X
HR）を用いた．試験時間は
1,000
h を目安として実施した．
た．試験時間は
1,000
h を目安として実施した．

た．測定は，レーザーパルスモードで行った．測定条
た．測定は，レーザーパルスモードで行った．測定条

SCCSCC
進展試験終了後，大気中疲労試験機にて破面開進展試験終了後，大気中疲労試験機にて破面開件は，試料温度35
K，レーザー出力0.2
nJ，パルス周波
件は，試料温度35
K，レーザー出力0.2
nJ，パルス周波

放し，
デジタルマイクロスコープおよび走査型電子顕放し，
デジタルマイクロスコープおよび走査型電子顕数200
kHzである．
収集したデータは，専用ソフトウェ
数200
kHzである．
収集したデータは，専用ソフトウェ

微鏡（scanningelectronmicroscopy，SEM）により破面微鏡（scanningelectronmicroscopy，SEM）により破面

ア上で元素の種類を決定し，Fe，Fe，
Cr，Cr，
Cu，Cu，
Ni，Ni，
Mn，
Si，Si，
ア上で元素の種類を決定し，Mn，観察し，破面形態とSCCSCC
進展深さを評価した．
観察し，破面形態と進展深さを評価した．

Mo，P，Nb，Cの３次元像形成処理（測定したデータ
Mo，P，Nb，Cの３次元像形成処理（測定したデータ

SCCSCC
進展深さは，
板厚方向に5～10
点計測しその平進展深さは，
板厚方向に5～10
点計測しその平均値とした．
均値とした．
SCCSCC
進展速度
CGR（mm/sec）は，SCC
進展深さ
a a
進展速度
CGR（mm/sec）は，SCC
進展深さ

からアトムマップを再構築するコンピュータ処理）
を をからアトムマップを再構築するコンピュータ処理）行った．なお，３次元像形成処理においては，アトム行った．なお，３次元像形成処理においては，アトム
マップのz 方向長さを最適化するために，電解蒸発マップのz 方向長さを最適化するために，電解蒸発116

INSS JOURNAL Vol . 28 2021 NT-5

場（Evaporation Field）= 28.0 V/nmとアトムマップの伸未満で破断に至り，同じ熱時効条件（320℃×20kh）で縮係数（Image Compression Factor）= 1.65を用いた．スもH1100とH1150でSCC進展挙動に差異があることがピノーダル分解の程度を定量的に調べるために，第一示唆された．

近接分布解析法 (13) を用いてCr濃度の分布解析を実施

このSCC挙動の差異を定量的に比較するため，SCCした．また，解析においてCuあるいはNi，Mn，Siのク進展速度を熱時効時間に対してプロットしたものをラスタは除外した領域で実施した．第一近接分布解析

図3に示す．400℃と350℃の熱時効条件では，H1100と法では，Crについて第一近接間距離を計算して頻度分

H1150両者のSCC進展に及ぼす熱時効の影響は類似の布を求め，ランダム配置を仮定した分布との差をとっ傾向であり，その差は大きくなかった．一方で，た．第一近接分布解析法ではこの差の積分値で1NN

320℃×20kh熱時効材のデータを比較すると，図3中矢（1st nearest neighbor）パラメータの値が定義される．

印で示したように一桁程度の差異が観察された．このスピノーダル分解が進行すると，頻度分布とランダム

ことは，熱時効による微細組織変化など，SCC進展挙分布の差が大きくなり，1NNパラメータも大きくなる

動に及ぼす何らかの差異がある可能性が示唆される．

ので，これをスピノーダル分解の指標とした．

2.5 固溶水素量の分析
SUS630 （ H1100 と H1150 ） の 未 時 効 時 と 熱 時 効（320℃×20kh）材を対象として，水素チャージ前後の
水素吸収量を評価した．水素チャージ用の試験片は，
寸法：5 mm × 5 mm × L10 mm 以下に加工したものを準備した．これに水素チャージ時間 0, 2, 4, 6 hで水素チャージ後，昇温脱離ガス分析（Temperature desorption
gas analysis, TDA）を実施した．昇温条件は5K/min，測定温度範囲は室温～約1100Kまでとした．
水素チャージ条件は，池田らの報告(14)を参考に，溶液は293Kに調整した0.5 vol.%の硫酸＋0.5 g/lの亜ひ酸を用いた．試験片表面の浸漬部位での電流密度が0.1
mA/cm2になるように設定し，水素チャージ後，速やかに水素量測定に供した．

図 2 SCC 進展試験後の破面

3. 実験結果
3.1 6&&進展速度の熱時効依存性
図2に，SUS630（H1100とH1150）熱時効（320℃×20kh）
材のSCC進展試験（320℃PWR１次冷却材環境）後のSCC破面を示す．H1100熱時効（320℃×20kh）材は955h
試験後，板厚方向に均一なSCC進展が観察された．
H1100の未時効ではほとんどSCC進展が観察されない(8)ため，熱時効の影響によりSCC進展感受性が増加したと考えられる．次にH1150熱時効材では，図2(b)のよ
うに955hで破断に至り，より熱時効の影響を受けたことが示唆される．なお，再現性確認のため実施した
H1150熱時効材の結果（図2(c)）でも，362 hと1,000 h

図 3 SCC 進展速度の熱時効依存性

INSS JOURNAL Vol . 28 2021 NT-5

117

3.2 硬さの熱時効依存性
図4にSUS630（H1100とH1150）の硬さの熱時効依存性を示す．H1100とH1150両者の硬さに及ぼす熱時効の影響は類似の傾向であり，その差は大きくなかった．
SCC進展速度に差異の確認された320℃×20kh熱時効材でH1100とH1150を比較すると，両者ともHV1=400程度（図中矢印で示した）と硬さの観点での差異は観察されなかった．

× × QP

図 5 SUS630 のアトムマップ
H1100（320℃×20kh）

図 4 硬さの熱時効依存性

3.3 熱時効材（320℃×20kh））の微細組織
図5にH1100（320℃×20kh）熱時効材，図6にH1150（320℃×20kh）熱時効材のアトムマップを示す．分析
結果は全てマルテンサイト母相中の分析結果である．
図中Cuのアトムマップに矢印で示した30 nmサイズのCu-rich相は未時効材のH1150でも観察される(9)ので，熱時効前（析出硬化熱処理後）に生成した析出物と考えられる．一方で，数 nmサイズのCu-rich相は，未時
効材のH1150では観察されない(9)ので，320℃×20khの
熱時効により生成したと考えられる．このCu-rich相とほぼ同じ位置にSiとNiとMnを含むG相の生成も確認された．これらの熱時効生成物は，前報で報告した
H1150の320℃×10kh熱時効材でも観察されている(10)．
これらの微細な熱時効生成物のクラスタ解析を実施した．クラスタ解析にあたっては，30 nmサイズの析
出物を除外し図5，6で示したような赤枠内に限定し評価した．この微細なCu-rich相とG相は隣接して存在す(52 × 49 × 241 nm)

図 6 SUS630 のアトムマップ
H1150（320℃×20kh）

INSS JOURNAL Vol . 28 2021 NT-5

118

(10)
(10)
ることを前報で報告した
ることを前報で報告したが，が，本報告ではコア原子を
本報告ではコア原子を

H1150との比較においても，水素吸収量に明確な差は
H1150との比較においても，水素吸収量に明確な差は

Cu,
Cu,Ni,
Ni,Mn,
Mn,Siとしてクラスタ解析を実施し，一つのク
Siとしてクラスタ解析を実施し，一つのクなく，むしろSCC進展速度の遅いH1100の方が若干多なく，むしろSCC進展速度の遅いH1100の方が若干多ラスタとして取り扱った．その結果を表3に取りまとラスタとして取り扱った．その結果を表3に取りまとい傾向であった．これらの結果から，それらの熱時効い傾向であった．これらの結果から，それらの熱時効めた．
また，クラスタの平均組成を表4に示した．
H1100
めた．
また，
クラスタの平均組成を表4に示した．
H1100

生成物が水素のトラップサイトとは関係しないこと
生成物が水素のトラップサイトとは関係しないこととH1150の熱時効材ともに数とH1150の熱時効材ともに数nmサイズのクラスタがnmサイズのクラスタがが示唆された．
が示唆された．

確認され，H1150熱時効材ではそのサイズがやや大き確認され，H1150熱時効材ではそのサイズがやや大き
く，数密度もわずかに多い傾向であるものの，両者にく，数密度もわずかに多い傾向であるものの，両者に大きな差異はなかった．
クラスタ平均組成もわずかな大きな差異はなかった．
クラスタ平均組成もわずかな差は見られるが大きな差ではなかった．
スピノーダル
差は見られるが大きな差ではなかった．
スピノーダル
分解の進行度は1NNパラメータで0.055および0.057と分解の進行度は1NNパラメータで0.055および0.057と両者ともに差が明瞭ではなく，
スピノーダル分解の硬両者ともに差が明瞭ではなく，
スピノーダル分解の硬化への影響は少ないものと考えられた．以上から，化への影響は少ないものと考えられた．以上から，
320℃×20kh熱時効材の主たる熱時効硬化因子は，
前者
320℃×20kh熱時効材の主たる熱時効硬化因子は，前者の熱時効生成物が寄与したことが示唆され，H1100との熱時効生成物が寄与したことが示唆され，H1100とH1150の320℃×20kh熱時効材の硬さがHV=400とあま
H1150の320℃×20kh熱時効材の硬さがHV=400とあまり変わらないこととも整合する．
り変わらないこととも整合する．

表表  解析結果一覧
解析結果一覧

図図7 7 水素吸収量の分析結果例
水素吸収量の分析結果例
H1150（320℃x20kh）
H1150（320℃x20kh）（（）内は標準偏差）内は標準偏差表表  クラスタ平均組成
クラスタ平均組成DW
DW

3.4
3.4 固
固溶
溶水
水素
素量
量分
分析
析結
結果
果

図7にH1150熱時効材
図7にH1150熱時効材（320℃×20kh）（320℃×20kh）の水素放出曲線の水素放出曲線を示す．TDA測定は，水素チャージ時間を0,を示す．TDA測定は，水素チャージ時間を0,2,2,4,4,6 6hとhとし，それぞれ測定した．図のように，水素チャージ時
し，それぞれ測定した．図のように，水素チャージ時間が長くなるにつれて，400
間が長くなるにつれて，400K近傍のピークが増大す
K近傍のピークが増大することが分かる．一般に，弱い結合のトラップサイト
ることが分かる．一般に，弱い結合のトラップサイト
からの水素の放出は比較的低温の100～200℃に対応からの水素の放出は比較的低温の100～200℃に対応
し，いわゆる「拡散性水素」として議論されることがし，いわゆる「拡散性水素」として議論されることが多いが，ここでは水素チャージによって明確に増加が多いが，ここでは水素チャージによって明確に増加が確認された700K以下の吸収量を積算し，水素チャー確認された700K以下の吸収量を積算し，水素チャー
ジ時間毎に図8に示した．H1100，H1150ともに，未時
ジ時間毎に図8に示した．H1100，H1150ともに，未時
効材と熱時効材の水素吸収量を比べると，
熱時効前後
効材と熱時効材の水素吸収量を比べると，
熱時効前後の水素吸収量に大きな差はなかった．またH1100との水素吸収量に大きな差はなかった．またH1100と

図図8 8 700K
700K以下の水素吸収量の比較
以下の水素吸収量の比較

4．
4．
．
．考
考察
察

SUS630（H1100とH1150）熱時効材（320℃×20kh）
SUS630（H1100とH1150）熱時効材（320℃×20kh）に着目してその微細組織を調べた結果，数に着目してその微細組織を調べた結果，数nmサイズ
nmサイズのCu-rich相が生成すること，また隣接してG相が生成のCu-rich相が生成すること，また隣接してG相が生成することが確認された．図9に各種熱時効条件のスピすることが確認された．図9に各種熱時効条件のスピ
ノーダル分解の1NNパラメータを熱時効時間に対しノーダル分解の1NNパラメータを熱時効時間に対してプロットして示した．第一近接分布解析法では，Crてプロットして示した．第一近接分布解析法では，Crについて第一近接間距離を計算して頻度分布を求め，について第一近接間距離を計算して頻度分布を求め，ランダム配置を仮定した分布と差をとった．
第一近接
ランダム配置を仮定した分布と差をとった．
第一近接
分布解析法ではこの差の積分値で1NN（1st分布解析法ではこの差の積分値で1NN（1stnearest
nearestneighbor）パラメータの値が定義される．スピノーダ
neighbor）パラメータの値が定義される．スピノーダ

INSS JOURNAL Vol . 28 2021 NT-5119

ル分解が進行すると，
ル分解が進行すると，頻度分布とランダム分布の差が頻度分布とランダム分布の差が

効SUS630のSCC進展の増加には，マルテンサイト母効SUS630のSCC進展の増加には，マルテンサイト母

大大ききくくななりり，，1NN
1NNパパララメメーータタもも大大ききくくななるる．．

相内の微細析出物および硬化が寄与したものと考え
相内の微細析出物および硬化が寄与したものと考え

320℃×20kh熱時効材のスピノーダル分解は，
図5と6の320℃×20kh熱時効材のスピノーダル分解は，
図5と6の

られる．
しかし，
本報告で確認したH1100とH1150の微
られる．
しかし，
本報告で確認したH1100とH1150の微Crのアトムマップからも濃度変調を示す特徴は明瞭
Crのアトムマップからも濃度変調を示す特徴は明瞭

細析出物の差異は，両者のSCC進展速度の差異を説明
細析出物の差異は，両者のSCC進展速度の差異を説明

でないが，
図9の1NNパラメータにおいても，
この熱時
でないが，
図9の1NNパラメータにおいても，
この熱時するには，十分な差とは言い難い．今後このSCCメカ
するには，十分な差とは言い難い．今後このSCCメカ

効条件のスピノーダル分解の進行は明瞭ではなかっ
効条件のスピノーダル分解の進行は明瞭ではなかっ

ニズム検討のためには，
高温水中の酸化挙動や亀裂進ニズム検討のためには，
高温水中の酸化挙動や亀裂進

た．
以上からこの熱時効条件の主たる熱時効硬化因子
た．
以上からこの熱時効条件の主たる熱時効硬化因子

展経路などSCC挙動に影響する微細析出物以外の影
展経路などSCC挙動に影響する微細析出物以外の影は数は数nmサイズのCu-rich相とG相の生成によるものとnmサイズのCu-rich相とG相の生成によるものと響因子の検討も必要と考えられる．
響因子の検討も必要と考えられる．

考えられる．
考えられる．
400℃の熱時効硬化因子としては，マルテンサイト
400℃の熱時効硬化因子としては，マルテンサイト
相中においても400℃で5,000
相中においても400℃で5,000hの熱時効でスピノーダ
hの熱時効でスピノーダ
ル分解とG相の析出が生じることが，Murayamaらから
ル分解とG相の析出が生じることが，Murayamaらから報告さ
H1150のの報 告されてれておりおり(15)(15)，，本本研研究究ででもも前前報報ににててH1150
400℃で3,000
400℃で3,000h以上の熱時効条件では，APT分析によ
h以上の熱時効条件では，APT分析によりこのスピノーダル分解とG相の生成を確認するとりこのスピノーダル分解とG相の生成を確認するとともに，微細なCu-rich相の生成を確認し報告している
ともに，
微細なCu-rich相の生成を確認し報告している(9)(10)(9)(10)．図9のH1150の400℃の熱時効条件の1NNパラメ．図9のH1150の400℃の熱時効条件の1NNパラメ

ータは，ータは，320℃の値よりも明確に大きかった．400℃
320℃の値よりも明確に大きかった．400℃の値は，比較のため示したステンレス鋳鋼SCS14Aのの値は，比較のため示したステンレス鋳鋼SCS14Aのフェライト相中の1NNパラメータに比べると小さい
フェライト相中の1NNパラメータに比べると小さい
もののCrのアトムマップにおいても明瞭なCrの濃度
もののCrのアトムマップにおいても明瞭なCrの濃度(9)(9)
変調が確認されていることから，スピノーダル分解
ことから，スピノーダル分解
変調が確認されている図図  1111パラメータと時効時間の関係
パラメータと時効時間の関係は進行している．したがって，400℃の熱時効条件には進行している．したがって，400℃の熱時効条件においては，
スピノーダル分解も熱時効硬化に寄与する
おいては，
スピノーダル分解も熱時効硬化に寄与するものと考えられる．
これらの結果から，
熱時効条件（熱ものと考えられる．
これらの結果から，
熱時効条件
（熱

5．
5．
．
．結
結論
論

時効温度，時間）によって各々熱時効析出物の生成量
時効温度，時間）によって各々熱時効析出物の生成量は異なる傾向が見られ，今後SCC挙動および熱時効硬は異なる傾向が見られ，今後SCC挙動および熱時効硬同一熱時効条件で硬さもほぼ同じHV1=400程度の同一熱時効条件で硬さもほぼ同じHV1=400程度の化と微細組織の関係を明瞭にするためには，
より詳細化と微細組織の関係を明瞭にするためには，
より詳細

SUS630（H1100とH1150）の320℃×20kh熱時効材のSUS630（H1100とH1150）の320℃×20kh熱時効材のな整理が必要と考えられる．
な整理が必要と考えられる．

SCC進展速度に一桁程度差異があったことに着目し,SCC進展速度に一桁程度差異があったことに着目し,

本報告では，熱時効生成物の増加により，水素吸収
本報告では，熱時効生成物の増加により，水素吸収

これらの熱時効材の微細組織を詳細に調べ，各々微細
これらの熱時効材の微細組織を詳細に調べ，各々微細挙動に何らかの変化を見出すことを意図し，熱時効前挙動に何らかの変化を見出すことを意図し，
熱時効前

組織変化とSCC挙動の関係について検討した．
また,吸組織変化とSCC挙動の関係について検討した．
また,吸後の水素吸収量についても調査したが，熱時効前後で後の水素吸収量についても調査したが，熱時効前後で収水素量についても調べ，
微細組織との関係を検討し収水素量についても調べ，
微細組織との関係を検討し水素チャージ後の水素吸収量に大きな違いは観察さ
水素チャージ後の水素吸収量に大きな違いは観察さた結果以下の知見を得た．
た結果以下の知見を得た．

れなかった．このことは，前述の微細な熱時効生成物
れなかった．このことは，前述の微細な熱時効生成物

熱時効により生成した数
熱時効により生成した数nmサイズのCu-rich相とnmサイズのCu-rich相とが，水素トラップサイトとは関係しないことを示唆すが，水素トラップサイトとは関係しないことを示唆す

隣接して生成するG相が，硬さとSCC挙動へ影響する
隣接して生成するG相が，硬さとSCC挙動へ影響するる．
一方で，
前述のように一部のSUS630の弁棒折損事る．
一方で，
前述のように一部のSUS630の弁棒折損事可能性が示唆された．スピノーダル分解は，この熱時可能性が示唆された．スピノーダル分解は，この熱時(6)(6)
例において，水素の関与が指摘されている
．本研究
．本研究
例において，水素の関与が指摘されている

効条件では顕著ではなく，硬さおよびSCC進展への寄効条件では顕著ではなく，硬さおよびSCC進展への寄結果が直ちにSCC挙動に及ぼす水素の関与を否定す
結果が直ちにSCC挙動に及ぼす水素の関与を否定す

与は少ないものと考えられた．
与は少ないものと考えられた．

るものではないが，水素脆化機構との関連性を含めてるものではないが，水素脆化機構との関連性を含めてさらなる検討が必要である．
さらなる検討が必要である．

水素吸収の観点では，それらの熱時効生成物は水素
水素吸収の観点では，それらの熱時効生成物は水素のトラップサイトとは関係しないことが示唆された．
のトラップサイトとは関係しないことが示唆された．

破面形態や既報のSCC進展経路から，SCCは主とし破面形態や既報のSCC進展経路から，SCCは主として旧オーステナイト粒界ではなく，
マルテンサイト相て旧オーステナイト粒界ではなく，
マルテンサイト相

今後，熱時効したSUS630のSCCメカニズム検討の今後，熱時効したSUS630のSCCメカニズム検討の粒内を進展し，またラス状組織に対しては，直交方向
粒内を進展し，またラス状組織に対しては，直交方向ため，高温水中の酸化挙動や亀裂進展経路など，微細ため，高温水中の酸化挙動や亀裂進展経路など，微細

(10)
(10)

のものが多い傾向であった．したがって，この熱時のものが多い傾向であった ．したがって，この熱時

析出物以外のSCC影響因子の検討も予定している．
析出物以外のSCC影響因子の検討も予定している．

INSS JOURNAL Vol . 28 2021 NT-5

120

謝 辞

International Congress on Advances in Nuclear Power

Plants, ICAPP 2017, 17432, (2017).
本研究を遂行するにあたり，各種実験準備や腐食試(12) 牧正志, “鉄鋼の相変態―マルテンサイト変態編

験等の実施，データ整理や解析のサポートにあたって

Ⅰ―鉄合金のマルテンサイト変態の特徴―”,

は，㈱原子力安全システム研究所 材料グループ 村りあ, p.557, 第54巻, 第11号, (2015).

上公治氏，黒崎登氏，小島敦子氏，宮下明子氏による多大な協力があった．この場を借りて謝意を表します．

まて(13) M. Kato, Acta Met., 29 (1981) 79.

(14) 池田裕樹, ” 高強度マルテンサイト系ステンレス

鋼の水素脆化”Sanyo Technical Report Vol.9 (2002)



引 用文 献 

No.1
(15)



M.Murayama,

Y.

Katayama

and

K.

Hono,

(1) ステンレス鋼便覧,日刊工業新聞社,p.642, (1976).

“Microstructural evolution in a 17-4 PH stainless steel(2) JIS G 4303 (2005), “ステンレス鋼棒”, JIS ハンドブ

after Aging at 400℃”, Metall. Mater. Trans. A. Vol.

ック, 鉄鋼Ⅰ, p.1099, (2007).
(3) 17-4PH Stainless steel, Products Data Sheet, AK Steel,(2007).
(4) A. Olender, J Gorman, C. Marks, G. Ilevbare, “Recent
Operating Experience Issues with 17-4PH in LWRs”,
Fontevraud 8, (2014).
(5) B. Yrieix, M. Guttmann, “Aging between 300 and 450℃
of wrought martensitic 13-17 wt% Cr stainless steels”,
Materials Science and Technology, 9, pp.125-134,(1993).
(6) ニューシア, 報告書番号1988-九州-T007, 登録日2004
年 3 月 26 日 ,更 新 日 2005 年 7 月 7 日 ,http://www.nucia.jp/nucia/kn/KnTroubleView.do?troubleI
d=1517(7) M. Tsubota, K. Hattori, T. Kaneko, T. Okada, “Effect ofTempering Temperature on SCC Susceptibility ofMartensitic Stainless Steels in High Temperature
Water”, 4th Int. Conf. of Degradation of Materials in
Nuclear Power Systems Water Reactor, pp.9-66-75,(1990).
(8) 山 田 卓 陽 , 寺 地 巧 , 岡 本 マ キ エ , 有 岡 孝 司 ,“SUS630 の 高 温 水 中 の SCC 進 展 挙 動 ”, INSSJOURNAL Vol.24, pp.101-108, (2017).
(9) 山 田 卓 陽 , 寺 地 巧 , 岡 本 マ キ エ , 有 岡 孝 司 ,“SUS630の高温水中のSCC進展挙動（第2報）-熱時
効，温度，応力の影響”, INSS JOURNAL Vol.25,
pp.91-101, (2018).
(10) 山 田 卓 陽 , 寺 地 巧 , 岡 本 マ キ エ , 有 岡 孝 司 ,“SUS630 の高温水中SCC挙動に及ぼす長時間熱時
効 の 影 響 ”, INSS JOURNAL Vol.27, pp.187-196,(2020).
(11) T. Yamada, T. Terachi, T. Miyamoto and K. Arioka,

30A, pp. 345-353, (1999).