INSS JOURNAL Vol . 23 2016 NT 460

SSRT 試験による 690 合金冷間加工材のPWSCC 発生条件に関する検討
Study on PWSCC initiation condition on cold worked Alloy 690 using SSRT
寺地
山田

巧（Takumi Terachi）＊1

卓陽（Takuyo Yamada）＊1

戸塚信夫（Nobuo Totsuka）＊1

宮本友樹（Tomoki Miyamoto）＊1

有岡孝司（Koji Arioka）＊1

要約
690 合金は耐 PWSCC に優れる材料であるが，冷間加工材では PWSCC 進展感受性を持つことが指摘されている．ただし，発生についての知見は限定的で，定荷重試験などの一般的な手法での PWSCC 発生報告例はない．そこで，冷間加工により hump（V 型のノッチ）を付与し，荷重条件下で予浸漬を加えた後に SSRT 試験を行い，促進条件下での PWSCC 発生挙動について調べた．690 合金について行った試験の結果，粒界型の PWSCC とは破壊の様相は異なるが，粒内型・粒界型が混在した破面が確認された．SSRT 試験中に動的ひずみ時効が生じ，材料の硬度が増加することで割れ発生が促進されたと考えられる．割れの特徴としては，
開口前の粒界にキャ
ビティ状の欠陥が多数認められ，一部の粒界強度を低下させている様子が観察された．また，き裂内にはき裂外と異なる腐食生成物が生じており，き裂内側が高電位となることでカソード反応が促進された可能性があり，水素型の割れ機構が想定された．
キーワード

690 合金，PWR 一次系，PWSCC 発生，冷間加工，SSRT 試験，動的ひずみ時効

Abstract
PWSCC propagation tests using cold worked specimens revealed even Alloy 690
was susceptible to cracking when the material was cold worked. Regarding the initiation of
cracking, their susceptibility has not been reported in conventional constant load tests. Therefore,
induced initiation tests with a pre-oxide ﬁlm treatment under the constant load condition followed
by slow strain rate technique tests were performed to evaluate the initiation phenomenon of
PWSCC. Transgranular and intergranular mixed fracture, which is unlikely as typical PWSCC
cracking is intergranular, were conﬁrmed to occur with heavy deformation by dynamic stress.
The mixed fracture was assumed to be induced by the increasing of hardness by dynamic strain
aging of the alloy. Moreover, observed cavity like defects at the grain boundaries implied that
there was a decrease of grain boundary bonding. Furthermore, needle-like oxide particles, whichwere diﬀerent from the oxide particles on the specimen surface, were conﬁrmed on the fracturesurface and they indicated that the cathodic reaction was induced by a potential gradient. Sucha ﬁnding might support a hydrogen-induced mechanism as a root cause of PWSCC.
Keywords

Alloy 690, PWP primary water, PWSCC initiation, cold work, SSRT test, dynamic strain aging

1. はじめにまでに割れ報告例は見当たらない． しかしながら，強い冷間加工を付与することにより有意な PWSCC

690 合金は加圧水型軽水炉（PWR）一次冷却水
応 力 腐 食 割 れ（primary water stress corrosion

進展の感受性を示すことが確認されており，き裂進展について多くの検討が行われている（1）〜（3）．

cracking : PWSCC）の対策材として採用された材

その一方で，PWSCC 発生に関する知見は乏しく，料であり，蒸気発生器の伝熱管や圧力容器の管台

材料健全性を議論するデータが充分に整備されて部等，PWR の重要な部位で使用されている．本材いるとは言い難い．これは，690 合金が耐 SCC 性に料は優れた耐 SCC 性を有し，実機においてもこれ優れる材料であるため，従来の手法では発生感受性＊ 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 . 23 2016 NT 4を評価することが困難であることが原因と考えられ（4）61

クを保全に反映することにある．将来起こり得るは 360℃で 11 万時間を超

PWSCC のリスクを評価するためには，機構の解明

える定荷重引張り試験を実施しているが割れ発生はが必須である．本稿は 690 合金の PWSCC 発生研究認められていない．数少ない PWSCC 発生の知見は，として実施している取り組みの一部を紹介するもの

動的荷重を付与した条件において割れ感受性を検討

で，動的荷重で割れが生じ易い原因と腐食の影響にる．例えば，Sakima ら

（5）

（6）

や Andressen らした結果である．Brummer ら ，ついての評価を試みた成果である．試験には 600 合は，引張試験片やブラントノッチ試験片を用い，一金やステンレス鋼で実績のある hump 加工付の低歪定期間の定荷重試験後に定歪み速度引張りによる動速度引張試験（slow strain rate technique : SSRT）

的荷重を加えた時にき裂が発生する挙動を確認して試験片を用い（13），キャビティの核形成を狙った予いる．また，
Moss ら（7）は定引張速度試験（constant

浸漬を行った後に，動的荷重によりき裂発生試験を

extension rate tensile testing : CERT）により７%実施した．これにより，690 合金への動的荷重の影の歪みを付与した時に，表面に粒界型の微小なき裂

響とき裂発生について検討した．

が生じたことを報告している．これらの知見から，動的荷重がき裂発生に何らかの役割を果たしている

2. 実験方法と推察されるが，その機構は解明されていない．
き裂発生の前駆挙動に対する知見としては，粒界

2.1. 供試材および試験片キャビティの生成が報告されている．Arioka らは複数の合金について高温ガス中のクリープ試験を行試験に用いた 690 合金の機械特性と化学組成を表い，き裂発生に先行して粒界キャビティが生成する

１，
表２にそれぞれ示す．供試材は特殊熱処理（TT

（8）〜
（11）

．粒界キャビティが成長処理）を施した 690 合金で，実機相当材として入手

すると粒界部の結合が失われるため，き裂発生に必した材料である．試験片は図１に示す形状の hump

要な応力が低下すると考えられる．また，粒界キャ加工付き SSRT 試験片で，き裂発生が想定される

ビティ生成については応力依存性が認められておノッチ底部は #1200 番の研磨紙による仕上げとしり，き裂先端等の高応力部ではキャビティが生じやた．

ことを確認している（12）

すいことも報告されている．粒界キャビティは
表１

空孔が移動，集積することにより生じるため，金属供試材の機械特性

材料が長期間・高温環境に晒されることで成長する

温度場合がある．その観点では，40 年から 60 年の供用

室温

249

615

期間が想定される原子力発電プラントにおける 690

320℃

204

515

0.2% 耐力（MPa） 引張強さ（MPa）

合金の材料劣化機構として，キャビティ生成を考慮することが重要と考えられる．
これらのキャビティに関する議論は CANDU 炉（重水減速重水冷却圧力管型炉）における SCC およびクリープき裂の発生を契機に，690 合金に対して検討を深化させたものである（10）．炉型が異なるプ
ラントで生じた事象について深く分析評価することが，材料の高経年化事象についての知見を拡充させ，
原子力プラントにおける安全性および信頼性を向上させるために役立つ取り組みであるといえる．
本 研 究 の 狙 い は，690 合 金 に 将 来 PWSCC が 生

図１hump 付き SSRT 試験片の形状

じる可能性を明らかにし，適切に評価されたリス
表２
種

類

TT690 合金供試材の化学組成

C

Si

Mn

P

S

Cu

Ni

Fe

Cr

Mo

Nb

0.019

0.30

0.32

0.009

0.0006

0.04

59.25

9.42

30.18

─

─

INSS JOURNAL Vol . 23 2016 NT 4

622.2. 実験方法

320
300

溶存水素を添加したほう酸，水酸化リチウム水（500ppmB+2ppmLi+30cc・STP/kg-H2O）とした．
き 裂 発 生 を 助 長 す る 目 的 で 常 温 0.2 ％ 耐 力 相 当

荷重（kg）

試 験 水 は 標 準 的 な PWR 一 次 系 模 擬 水 と し て，

280
260
240

（249MPa） の 荷 重 付 与 条 件 下 で 320 ℃，340 ℃，
360℃の３条件における予浸漬を 2027 時間行った．

320℃
340℃
360℃

220

その後，予浸漬と同じ温度条件で，引張速度 1 ×200

10-5mm/min で の SSRT 試 験 を 開 始 し， き 裂 発 生

1

1.5

2

が原因と考えられる荷重低下の兆候が認められた

2.5

3

変位（mm）

2300時間の時点で試験を停止し観察に供した．き裂

図３の 観 察 は 電 界 放 射 型 走 査 型 電 子 顕 微 鏡（ﬁeld-

SSRT 試験期間中の荷重−変位曲線

emission scanning electron microscope : FE-SEM）

し，360℃の条件では変位が 2.2㎜に到達した辺りか（Carl Zeiss 社製 ULTRA55）により実施した．

ら荷重の低下が観察された．荷重の低下はき裂発生

ま た，hump 加 工 が SSRT 試 験 の 機 械 特 性 に 及の兆候と判断されたため，その傾向が顕著に表れたぼす影響を評価するために，参照材として大気と判断した 2300 時間で 320℃，340℃を含むすべて

中でも同様の引張試験を行った．引張試験にはの試験を停止した．

SHIMADZU 社製 AG-100KNG を用い，試験中の変3.2 大気中引張試験

位速度は 0.1mm/min で行った．

3. 結果

hump 加工の機械特性に対する特徴を把握するために実施した 690 合金の大気中引張試験の結果を3.1.

図４に示す．通常，金属材料に冷間加工を加えた場

SSRT 試験時の変位および荷重合，耐力および引張強さは増加する．しかしなが浸漬期間と SSRT 試験中の変位の状況を図２に示ら，hump 加工の場合は均一な変形とならないため，す．予浸漬の期間は常温での耐力相当に荷重が維持

hump 加工なしの材料と比べて耐力，引張強さおよされており，この間は変位が約 1.2㎜から変化してび伸びが大きく低下した．hump 加工による特徴はいないことがわかる．その後，SSRT 試験に切り替

室温と 320℃の試験片で類似であった．いずれの試えた後は一定の速度で変形した．SSRT 試験期間中

験も割れは hump 加工のノッチ底部で急速に進展しの荷重 - 変位曲線を図３に示す．大気中での一般的破断に至った．

な引張試験と比べて荷重のばらつきが大きく，10〜 20㎏程度の範囲で荷重が変動していることがわ

600

かる．SSRT 試験中は変形に伴い荷重が徐々に増加

500
3

SSRT
荷重（kg）

予浸漬

変位（mm）

2.5
2
1.5

300
200

hump無し RT
hump有り RT● hump有り 320℃
●

1

320℃
340℃
360℃

0.5
0

400

0

1000

2000

3000

4000

5000

100

●

0
0

試験時間と変位の関係

10

変位（mm）

試験時間

図２

5

図４

690 合金の大気中引張試験の結果

15

INSS JOURNAL Vol . 23 2016 NT 4

3.3 試験後の観察63a）320℃
a）32
a）
320
0℃
℃

試験後の試験片側面とノッチ底部の観察結果をそれぞれ図５，図６に示す．試験前に加えた hump
加工は一定の長さまで伸張し，すべての温度域におけるサンプルで hump 加工のノッチ底部からのき裂の発生が認められた．き裂は高温条件である
1mm
1mm
1m

360℃のサンプルで最も大きな開口が生じていたが，320℃と 340℃では有意な差は認められなかった．
b）
340℃
b）
340
34
0℃
℃

1mm
1mm
1m

c）
360℃
c）
36
3
60℃
0℃

図５ 690 合金 hump 付き SSRT 試験の側面（左から 320℃，340℃，360℃）

320℃で発生した破面を SEM により観察した結果
1mm
1mm
1m

を図７
（a）に示す．破面は粒内と粒界が混在した状況であり，一般的な SCC 進展試験結果に認められるような典型的な粒界破壊は確認されなかった．しかし，比較材として示した大気中引張試験破面（図７（b））のディンプル状延性破面と比べると異なる

図６690 合金 hump 付き SSRT 試験片のノッチ底部観察結果

3.5 断面の観察様相を呈しており，延性破壊ではないき裂と解釈できる．340℃および 360℃についても同様の破面を試験片中央部を軸方向に切断し断面観察を実施し呈し，粒内と粒界が混同した破面形態であった．

た結果を図９に示す．き裂は 0.3㎜〜 0.7㎜程度の深さまで進展しているが，何れの温度域でも大きな3.4 腐食生成物の観察

変形を伴い開口しており，600 合金等に実機で認められている閉口したき裂とは異なる状況であった．

き裂内外における腐食の状況を SEM により観察

SSRT 試験による動的な変形が試験結果に影響を及した結果を図８に示す．PWR の一次系環境下ではぼし，機械的な変形を伴いながらき裂が伝播したも粒状のスピネル構造の酸化物が安定に生成することのと考えられる．

（14），き裂内の拡大観察の結果で320℃の試験片について，き裂先端から先の粒界はいずれの温度域でも針状の腐食生成物が認められ部を拡大観察した結果を図 10 に示す．き裂前方のた．他方，き裂の外に位置する試験片表面では針状

粒界にはキャビティ状の欠陥とそれらが合体成長しの腐食生成物は認められず，粒状の腐食生成物に覆たように見える欠陥が多数観察された．これらのわれた表面形態を呈した．

欠陥は，材料の変形挙動に伴って生じたと推察さが知られているがれ，き裂周辺に位置する粒界の至る所で認められた．
340℃と 360℃の試験片についても，同様の特徴が

INSS JOURNAL Vol . 23 2016 NT 4

64

50μm

500μm

（a）PWR 環境中き裂の破面

50μm

500μm

試験片表面の腐食生成物

き裂内の腐食生成物（b）大気中引張試験の破面

図８

図７690 合金 hump 付き SSRT 試験片の SEM による破面観察結果

320℃

340℃

360℃

1µm

1µm

1µm

1µm

1µm

1µm

690 合金 hump 付き SSRT 試験片のき裂内外の腐食生成物観察結果（500ppm B ＋ 2ppm Li + DH 30cc/kg-H2O）

認められており，温度による顕著な違いは観察されなかった．

INSS JOURNAL Vol . 23 2016 NT 4

65（a）320℃（b）340℃（c）360℃

0.5mm

0.5mm

0.5mm

図９

690 合金 hump 付き SSRT 試験片のき裂断面 SEM 像（500ppm B ＋ 2ppm Li + DH 30cc/kg-H2O）

粒界

粒界

100µm

粒界

25µm

粒界

キャビティ状の欠陥が成長したように見える粒界

粒界

キャビティ状
の欠陥
1µm

5µm

図 10

2µm

690 合金 hump 付き SSRT 試験片のき裂先端から先の粒界部における断面 SEM 像（320℃ , 500ppm B ＋ 2ppm Li + DH 30cc/kg-H2O）

4. 考察

一般に SSRT 試験では粒界割れ比率を以って SCC
感受性が評価される．粒界と粒内の割れ比率につい

4.1

SSRT 試験片の割れ挙動ては，SSRT 試験における歪み速度が影響することが知られており，遅い条件ほど粒界割れ比率が上が600 合金や X-750 の実機における PWSCC は，粒,ることが報告されている（11）（15）．

界割れであり粒内でのき裂進展は報告されていな破壊モードと試験結果の関係についての概念を図い．690 合金についての CT 試験を用いたき裂進展

11 に示す．本試験と類似の SSRT 試験は過去に戸塚試験でも，主たる割れは粒界で進展している．そのによって取り組まれ，応力付与条件での予浸漬無し

ため，粒内での割れは実機で生じ難いと考えられ，

では SCC は生じていない（16）．一方，今回の試験は

INSS JOURNAL Vol . 23 2016 NT 4

66

350

予皮膜付与無し（16）

300

延性破断
荷重（kg）

250

応力

TGSCC

IGSCC

200
150
100

大気中
0.1mm/min

本試験結果

PWR環境中50（予浸漬後のSSRT）

1E-5mm/min

0

0

1

2

3

4

変位
（mm）

時間
図 11

SSRT 試験時の破壊モードと試験結果の関係についての概念図図 12690 合金 hump 付き試験片の 320℃における荷重−変位曲線

的ひずみ時効の影響を受けたと考えられる．なお，

粒内と粒界が混在した破壊を生じさせ，粒界部には動的ひずみ時効に及ぼす腐食や水素の影響について

キャビティ状の欠陥も観察された．これらの結果はは明確となっておらず，更なる検討が必要である．

長時間応力と腐食が生じる環境に材料を晒すことに以上の観点から，今回の試験片は試験中に材料がより，き裂発生の前駆挙動となる材料の変化やき裂

更なる硬化を受けていると考えられる．高温高圧水の核形成が生じていることを示唆している．材料変環境下での SCC は一般に硬い材料ほど感受性が増化およびき裂の核形成の内容としては，表面皮膜の加することが知られているため，よりき裂が発生し形成や水素侵入に伴ったキャビティ状欠陥の形成なやすい条件形成という観点で，動的ひずみ時効が影ど複数の候補が挙げられるが，定量的な解釈には響した可能性がある．

至っていない．

4.3 き裂内の腐食挙動
4.2 試験中の機械特性の変化
PWR の一次系模擬環境では溶存水素を添加する
320℃の条件で得られた PWR 環境中 SSRT 試験とことにより腐食が抑制され，構造材の表面にはスピ

大気中引張試験の比較結果を図 12 に示す．SCC はネル構造の腐食生成物が生成することが知られてい腐食の影響により，通常の引張試験より低い応力でる．そのため，試験片表面に観察された腐食生成物

進展する事象であるため，PWR 条件の SSRT 試験

はスピネル構造の酸化物であると考えられる．

は大気中より低い荷重でき裂が進展し破断すると予一方で，き裂内には試験片表面とは異なる形態の想される．しかしながら，図 12 では PWR 環境中の針状酸化物が認められた．類似の針状酸化物につい方が高い荷重に耐えていることがわかる．

ては 600 合金の腐食生成物で報告されており，一般

引張試験中に材料の強度が変化し，それらが歪み的な PWR 条件よりも溶存水素濃度が低い環境にお速度の影響を受ける事象としては動的ひずみ時効がいて生じることが知られている（20）．本環境下にお知られている．動的ひずみ時効とは，一般に炭素やいて溶存水素濃度が低い条件とは，腐食電位が僅か窒素などの溶質元素が転位と相互作用を生じ，遅いに高い環境に移行することを意味するため，き裂内

歪みの付与に伴って材料の硬度を上昇させる事象で外で電位差が生じていたと解釈される．

あり，690 合金についても生じ得ることが報告され
（17）〜
（19）

き裂内で腐食電位が上昇する要因としては，環境．大気中と PWR 環境中での機械試験

条件が変化することと，き裂開口により新生面が生の差については，歪み速度と環境影響の効果が考えじることが挙げられる．本環境は溶存水素を 30㏄・られ，遅い歪速度で実施した PWR 環境の試験が動STP/kg-H2O 含む環境であるため，腐食電位は溶存ている

INSS JOURNAL Vol . 23 2016 NT 467

水素の酸化還元電位に支配される．この環境での腐模式図を示す．PWSCC は応力や腐食といった単一

食電位が上昇する代表的な要因は（1）式で表わさの要因で生じる事象では無く，複数の要因が相互にれるアノード反応の減少および，（2）
式によるカソー影響を及ぼす複雑な現象と考えられる．一般的な定ド反応の増加が挙げられる．

荷重試験で PWSCC が発生していないにも拘らず本研究で割れが生じたことは，動的荷重により動的ひ+-H2 → 2H + 2e
2H+ + 2e- → H2

（1）

ずみ時効が生じることで局所的に硬度が上昇し，割（2）れが生じ易い条件が整ったことが原因と推察される．

（1）式のアノード反応の減少については，水素がき裂内での腐食生成物にもカソード反応を促進し材料中に取り込まれき裂内で消費されることによっている可能性が示唆されたが，これらはき裂発生後て，き裂内外で水素濃度勾配が生じることが挙げらの狭隘部で生じると考えられ，平滑面からのき裂発れる．一方，（2）式のカソード反応の増加について生を促進するとは考え難い．ただし，実構造材でもは，新生面で材料表面より多くの水素発生反応が生類似の狭隘部が存在すれば，本事象も発生に影響すじることについて検討の余地があると思われるが，ることを考慮する必要があり，詳細についての検討

その根拠を示す知見は見当たらない．何れの反応にが必要である．

ついても材料の腐食反応が影響するため，定量的な原子力プラントにおける構造材では，起動停止時

解釈は容易ではなく今後の検討課題である．
ただし，に材料が熱膨張を生じさせる時に動的な変形が生じ

このき裂内外の電位勾配は酸素濃淡電池を形成する

得る．しかし，起動停止の限られた期間の事象であ

活性溶解型とは逆の電位勾配であり，き裂内側でカり，本試験の様に数カ月間掛けて遅い動的荷重を付

ソード反応が促進されることを示す知見である．

与する条件とは本質的に異なる．また，試験で付与された荷重条件も材料の引張強度以上となってお4.4り，応力要因として強い加速条件となっていた．典690 合金のき裂発生

型的な粒界破面が観察されなかった理由について
本研究では複数の要因によりき裂発生を促し，も，粒界キャビティの成長等の粒界結合力を低下さ

PWR 一次系環境下で 690 合金に粒界型と粒内型がせる因子の作用が不足し，応力支配での割れが生じ混在した割れを生じさせた．促進要因としては，たことが影響したと考えられる．そのため，実機にhump 加工による冷間加工および応力集中の他，動おける現象を模擬した PWSCC 発生評価とするため的ひずみ時効と考えられる試験中の硬度の増加，予には，より長時間の試験を行い粒界結合力が低下す

浸漬期間中の腐食および腐食による水素の取込と粒る因子を促進することが必要と思われる．

界キャビティの核形成などが挙げられる．図 13 にこれらの PWSCC 機構研究に関する取り組みは，

PWSCC への影響因子とその相関についてまとめた

CANDU 炉で生じたクリープき裂など，一見異なる事象からヒントを得て検討を深化させたものであ

腐食
水素発生量の増加

カソード反応る．海外トラブルなどを俯瞰的に捉えた検討の成果として，SCC に対する影響因子が図 13 の通り複雑

アノード反応局所溶解であることが明らかになってきた．各影響因子についての検討は確実に進捗しており，将来的には材料

新生面形成

PWSCC

粒界酸化

の高経年化挙動が明らかになるものと考えられる．

空孔拡散

今後も機構研究に対する取り組みを確実に進める事

動的ひずみ時効
き裂開口

思われる．

粒界キャビティ生成

水素誘起局所塑性
粒界結合力低下

が，原子力プラントの安全性を高めるために重要と硬化による塑性域減少と応力集中

図 13 PWSCC への影響因子とその相関についての模式図

5. まとめPWR 一次系環境下における 690 合金のき裂発生に関する知見を得るため，常温耐力相当の荷重を加INSS JOURNAL Vol . 23 2016 NT 4

68

え約 2000 時間の予浸漬を実施した後，1 × 10-5mm/（2013）．

min の引張速度で約 2300 時間 hump 付き試験片で（3） U.S.NRC, “Expanded Materials Degradation

SSRT 試験を行った．得られた結果は以下の通りでAssessment Volume 2: Aging of Core Inter-ある．

nals and Piping Systems,” NUREG/CR-7153,

・ 耐 SCC 性に優れる 690 合金でも，本試験方法に

Vol.2,（2014）．

より粒界と粒内が混在するき裂が発生すること（4） K. Sakima, T. Maeguchi, K. Sato et al., “Anが確認された．ただし，破面形態は典型的な粒Update on Alloys 690/52/152 PWSCC

界型の SCC ではなく，大きな変形を伴った粒Initiation Testing,” Proc. of 17th International

内型・粒界型が混在した割れであった．

Symposium on Environmental Degradation

・ き裂先端周辺の粒界には，キャビティ状の欠陥

of Materials in Nuclear Power Systems-が多数生じていた．
短期間，
高応力の試験であっWater Reactors, Ottawa, Canada, August

たが，同種欠陥が粒界で大きく成長することが

9‑13,（2015）
．

わかった．

（5） S.M. Bruemmer, M. J. Olszta, D. K. Schreiber・ 動的荷重を付与し冷間加工材でき裂発生試験をand M. B. Toloczko, “Stress Corrosion Crack

実施した場合，試験中に動的ひずみ時効と考え

Initiation of Cold-Worked Alloy 600 andられる硬化が生じ割れを助長すると考えられAlloy 690 in PWR Primary Water,” Technical

た．実機における PWSCC のき裂発生を評価す

milestone report: M2LW 1OR040423, PNNL-

るには，より長時間かけて粒界結合力が低下す

23712, September,（2014）．

る手法を検討する必要がある．

（6） P.L Andresen, M.M. Morra and K. Ahluwalia,

・ き裂内にはき裂外と異なる腐食生成物が生じて“Effect of Deformation Temperature,おり，き裂内側が高電位となることでカソード

Orientation and Carbides on SCC of Alloy

反応が促進された可能性が認められた．

690,”Proc. of 16th International Symposium
on Environmental Degradation of Materials

6. 謝辞

in Nuclear Power Systems-Water Reactors,
Asheville, North Carolina, USA, Aug. 11‑15,

本研究を遂行するにあたり，各種実験準備や腐食（2013）．

試験等の実施にあたっては，㈱原子力安全システム（7） T. Moss, G. S. Was, “Factor of Improvement

研究所 材料グループ 村上公治氏および黒崎登氏

in Resistance of Stress Corrosion Crackの多大な協力があった．この場を借りて謝意を表し

Initiation of Alloy 690 over Alloy 600,”

ます．

Proc. of 17th International Symposium on
Environmental Degradation of Materials in

参考文献

Nuclear Power Systems-Water Reactors,
Ottawa, Canada, August 9‑13,（2015）．

（1） P. L. Andresen, M. M. Morra, A. Ahluwalia,（8） K. Arioka, T. Miyamoto, T. Yamada, T.

J. Wilson, “SCC of Alloy 690 in High Tem-

Terachi, “Formation of Cavities Prior toperature Water,” CORROSION 2010, paper

Crack Initiation and Growth on Cold-Worked

No.10241,（2010）．

Carbon Steel in High-Temperature Water,”（2） S.M. Bruemmer, M. J. Olszta, N. R. Overman
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