145

２相ステンレス鋼の熱時効機構に関する研究
Study on Thermal Aging Mechanism of Cast Duplex Stainless Steel
山田 卓陽（Takuyo Yamada）*
工藤 大介（Daisuke Kudo）†

根岸 和生（Kazuo Negishi）*
桑野 寿（Hisashi Kuwano）†

要約 加圧水型原子力発電所の１次冷却材管として使用される鋳造２相ステンレス鋼は，長時間の熱時効により靭性が低下する．この熱時効の程度を共用期間中に評価する非破壊検査手法の開発研究が行われているが，実用的な精度の評価法はいまだ開発されていない．これは材料の微細組織変化と機械的性質変化との関係に不明確な部分があるためと思われる．そこで本研究では，
この熱時効を析出物の生成過程という観点から調べ，機械的性質変化との関係を検討し，熱時効程度評価の指標を得ることを目的とした．
供試材はSCS14A遠心鋳造材で，フェライト含有量を8，15と23%の３種類準備した．この材料を350℃と400℃で10,000時間まで時効した．機械的性質をシャルピー衝撃試験とヴィッカース
硬さ試験で，微細組織変化を，透過型電子顕微鏡，アトムプローブ分析およびメスバウアー分光法により調べた．その結果，シャルピー衝撃値は，フェライト含有量の多いものが最も低下した．
一方オーステナイト相の硬さはあまり変化せず，フェライト相では顕著に増加した．硬さの増加
傾向と相分離の進行速度はフェライト含有量の違う３試料でほぼ同程度であった．長時間の熱時
効で15と23％フェライト材ではＧ相が観察された．従って，フェライト相の相分離の程度，フェライト含有量およびＧ相の析出を検出すれば，熱時効程度を評価可能である．
キーワード

鋳造２相ステンレス鋼，熱時効，相分離，透過型電子顕微鏡，アトムプローブ分析，メスバ

ウアー分光法，G相Abstract
Cast duplex stainless steel is used for reactor coolant piping in pressurized water
reactors. However, its toughness is reduced by aging after long time operation. R&D on nondestructive techniques for evaluating the level of aging during in-service inspections has been carriedout. A practical technique to evaluate accuracy has not, however, been developed yet. This is because
the relationship between microstructural changes and mechanical property changes has not beenclearly identified. The aim of this study is to clarify the relationship between the microstructural andmechanical property changes due to aging by examining the process of generation of precipitates.
The specimens used in this study were SCS 14A centrifuged cast stainless steel with three different
ferrite content types of 8, 15 and 23%. They were aged at temperatures of 350℃and 400℃ for up to
10,000 hours. The mechanical properties were investigated with Charpy impact testing and Vickers
hardness testing, and microstructural changes studied with a transmission electron microscope, atom
probe analysis and Mössbauer spectroscopy. As a result, the Charpy impact value of the specimen
with larger ferrite content decreased the most. The hardness of the austenite phase remained almost
unchanged while the hardness of the ferrite phase significantly increased. The ferrite hardness
increase and the phase decomposition rate were almost the same among the three specimens withdifferent ferrite contents. G phase precipitation was observed for the ferrite materials of 15% and
23% after the long period of thermal aging. In conclusion, the thermal aging degradation can beevaluated by detecting the ferrite phase decomposition rate, the ferrite content and the G phase
precipitation.
Keywords

Cast duplex stainless steel, thermal aging, phase decomposition, transmission electron

microscope, atom probe analysis, Mössbauer spectroscopy, G phase.

＊（株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所
室蘭工業大学 材料物性工学科

†

146

1．はじめに

2．実験方法

鋳造2相ステンレス鋼は，加圧水型原子炉（以下

2.1

供試材

PWR）の１次冷却材管として290℃〜325℃で使用されているが，この温度で長時間使用されると熱時供試材はSCS14A２相ステンレス遠心鋳造管

効により靭性が低下することが問題となっている（１）（CF8M相当）で，（株）クボタ製造によるものであ〜（３）．そのため，熱時効の特性について調べるととり，フェライト目標含有量を8，15と23%（以降そもに，共用期間中にその熱時効に伴う脆化度を非破れぞれF8，F15とF23と呼ぶ）の３種類用意した．

（４）

．こ

表１に供試体作製時の化学組成を示す．オーステナの熱時効による材料の微細組織変化は，フェライト

イト生成元素であるNiとフェライト生成元素である相中の相分離により生成するFeリッチなα相とCrリ

Crがフェライト相量調節のため，F8，F15とF23で壊的に検出する方法の開発が望まれているッチなα相の生成や，G相（４）〜（６）

る炭化物（４）〜（７），粒界に生成す

微妙に変えられている．また，Si量がF8＜F15＜F23（８），の順に，Mn量はF8＞F15＞F23の順に多くなっていなど

る．その他の含有元素に化学組成の大きな違いはな

（５）

，窒化物

，γ２相などの析出物

オーステナイト相中のスピノーダル様分解（５）が報告されている．熱時効を非破壊的に検出する手かった．

法は，多くの場合，そのフェライト相中の相分離に各相における化学成分のSEM-EDS分析結果を表（９）〜（１２）．

２示す．Cr，Moはフェライト相に，Niはオーステ

そこで，本研究では析出物の組成変化と機械的性質

ナイト相に多く固溶する傾向がみられた．相分離に変化との関係を調べ，非破壊検査手法開発の一つの大きく影響を与えると思われるCrとNiの量は，３試指標を得ることを目的とした．

料でほぼ同程度で，SiとMnはフェライト相，オーより発生する物理的変化を検出している

１次冷却材管の直間部に使用される材料は遠心鋳

ステナイト相ともに初期組成と同様の傾向で，造法により製造され，国内のPWRプラントで使用

F8＜F15＜F23，F8＞F15＞F23の順に多くなっていされる配管は8〜23%のフェライト相を含んでいる．

る．Moについては，初期組成においてはほぼ同程

そこで供試材はSCS14A遠心鋳造材（CF8M相当）

度のものが，フェライト中ではF8＞F15＞F23順にで，フェライト含有量を8，15と23%の３種類用意

多くなっていた．

した．この材料を350℃と400℃で10,000時間まで時

図１に，製造した配管の模式図と光学顕微鏡観察

効し，その機械的性質をシャルピー衝撃試験およびによるフェライト含有量測定結果を示す．どの試料

ヴィッカース硬さ試験で評価した．またその試料のも配管の内面側で目標フェライト含有量に近いフェ微細組織変化は，透過型電子顕微鏡（TEM）およ

ライトを含んでおり，外面側では少ない傾向がみらび３次元アトムプローブ，メスバウアー分光法によれた．F23材では２%程度，F8材では４%程度配管り調べた．

の厚さ方向にフェライト含有量が異なる．光学顕微
鏡観察の代表例を写真１〜６に示す．フェライト相a

供試材の化学組成 （wt.%）

表１
C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

Mo

N(ppm)

規格値

<0.08

1.50

1.50

0.040

0.040

9-12

18-21

2-3

−

F23

0.044

1.46

0.68

0.029

0.016

9.57

20.02

2.23

501

F15

0.039

1.07

0.84

0.023

0.008

9.28

18.80

2.14

558

F8

0.047

0.79

0.90

0.026

0.017

10.67

18.85

2.22

562

a

：ミルシートデータ

147

30

フェライト相の面積率（％）

内面

外面
F23

25
20

F15

15
10

F8

5

70mm
0

0

20

40

60

80

内面からの距離 (mm)図１

各試料のフェライト相の面積率（光学顕微鏡観察による面積率で求めた）

写真１

F23材の50倍観察

写真２

F23材の500倍観察

写真３

F15材の50倍観察

写真４

F15材の500倍観察

148

写真５

表２

b

F8材の50倍観察

写真６

供試材（F23,F15,F8）各相の化学組成b（wt.%） 2.3
Fe

Ni

Cr

Si

Mo

Mn

F23α

63.78

5.57

25.52

1.67

2.91

0.55

F15α

64.67

5.17

24.62

1.35

3.39

0.80

F8α

63.55

5.54

25.32

1.05

3.65

0.89

F23γ

66.28

9.46

20.13

1.40

1.84

0.89

F15γ

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

：各相６点測定の平均値，加速電圧20kV，スタンダードレ
ス法により定量計算した．

F8材の500倍観察

シャルピー衝撃試験

シャルピー衝撃試験はJIS４号試験片（Ｖノッチ）を用い常温で行った．

2.4

硬さ試験

適宜切り出した熱時効材を，鏡面仕上げまで研磨した後，エタノール：0.1N硝酸＝1：4溶液中5〜
10V，30〜60secで電解エッチングし，フェライト相とオーステナイト相の組織を出した．硬さ評価は，アカシ社製マイクロビッカース硬度計（MVK-H2）を用い，荷重25g，押し込み保持時間15secにて両相の測定を行った．

はオーステナイト地に，太さ数μm，長さ数十μmの島状に分散している．F23とF15材はそのフェラ

2.5

TEM観察

イト相が比較的連続的に存在し，F8材では不連続に存在していた．

TEMディスクは，熱時効材をマイクロカッター

また，実機における微細組織を確認するため，２により0.3mm程度に切り出した後，機械研磨にて

ループプラント１次冷却材管エルボ部（CF8M相当，0.1mm程度まで薄片化し，パンチにより3mmφに打静鋳造材）の試料を入手し，TEM観察を行った．

ち抜いた．このTEMディスクをツインジェット電

この材料の時効条件は317℃，109,000時間であった．

解研磨法により，−60℃の5%過塩素酸＋メタノー
ル溶液中，25〜55Vで孔を空け観察試料とした．観

2.2

時効処理

この供試体には図１のようなフェライト含有量のばらつきが存在したので，供試体内面側から適宜切

察は日立製透過型電子顕微鏡（HF3000）により加速電圧300kVで行った．また，一部の試料はGATAN社製イメージングフィルター（EELS-GIF）
により，FeとCrの元素マッピングを行った．

り出したブロックを大気中電気炉にて，350℃とまた，実機における微細組織を確認するため，時400℃で10,000時間まで熱時効し，各機械試験，微

効条件317℃で109,000時間の２ループプラント１次細組織観察に供した．

冷却材管エルボ部（CF8M相当，静鋳造材）も合わ

149〈H 〉＝33.5−0.36Ｘ Ｃｒ−−−−−−−（3）せて観察した．この場合の観察は日本電子製透過型
電子顕微鏡（JEM2010F）により加速電圧200kVで行った．

従って，この平均内部磁場を測定すれば，相分離に伴うフェライトマトリックス，即ちFe高濃度領域

2.6のCr濃度の減少過程をとらえることができる．また，アトムプローブ分析

Cr濃度が60%を越える領域は常磁性のピークとして
アトムプローブ用試料として，鋳造管の軸方向が検出可能であるが，この材料ではオーステナイト相

長手方向になるように，0.25mm角，長さ15mm程度の常磁性ピークに重なっているため，常磁性相の検に切り出した．この角棒から電解研磨法により試料討は行わなかった．

先端を曲率半径0.1μｍにした針状試験片を作製し，アトムプローブ分析を行った．

2.7

3．実験結果メスバウアー分光測定

3.1

シャルピー衝撃試験結果

メスバウアー分光測定用試料は，機械研磨および常温試験によるシャルピー衝撃値（CVatRT）の時効

電解研磨により厚さ40-50μmにしたものを測定試

時間変化を図２に示す．400℃〜350℃の時効熱処理料とした．測定は57Co線源を用い常温透過法で行っにより衝撃値は低下する．400℃の時効では，F23材

た．

は100時間から，F15材は1,000時間から衝撃値が低下

２相ステンレス鋼の場合，強磁性のフェライト相

し始め，その低下開始時間は350℃時効になると遅くは６本のスペクトルで，常磁性のオーステナイト相なる．F8材も衝撃値は低下するが，フェライト含有はドップラー速度0(ｍｍ・ｓ−１）付近の１本のピー

量が少ないため低下開始時間は明確でない．F23材にクで現れる．実測したメスバウアースペクトルからおいては，10,000時間時効で衝撃値の低下が停滞し，Le Caer とDubois（１３）が作成したプログラムで数値解析し，0〜40Tの内部磁場範囲を50等分してFeの飽和の傾向がみられる．このことは脆化が終盤にさしかかっていることを示唆している．

内部磁場Ｈの存在確率P(H)を求める．平均内部磁場はこの内部磁場分布から（１）式により求められる．
Σ｛Ｈ・Ｐ（Ｈ）｝
Σ｛Ｐ（Ｈ）｝−−−−−−−（1）ここで，H はFeの内部磁場，P（H ）は各内部磁場での存在確率である．また，相分離反応率は一般に平均内部磁場から（２）式のように求められる．

〈Ｈt 〉-〈Ｈ0 〉
×100 −−−−−（2）〈Ｈe 〉-〈Ｈ0 〉

y（％）＝

ここで， Ｈ 0 は未時効材の平均内部磁場， Ｈ ｔ はある時効時間の平均内部磁場，Ｈe は時効時間無限シャルピー衝撃値，
CV atRT (Ｊ)

〈Ｈ 〉＝

400

300

//
//
//

200

350℃ 400℃

100

F23
F15
F8

大の平均内部磁場である．
平均内部磁場（＜H ＞）は，平均的な２相ステン

0レス鋼中のフェライト相のNi量5%で固定とすると，

未時効

Fe-X Cr-5Ni ( 0% < X < 60% )において，（３）式の関係がある（１４）．

図２

//
0
10

1

2

10
10
時効時間，t (h)

10

3

10

4

時効時間によるシャルピー衝撃値の変化

150

表３
未時効硬さ

他の研究者（５），（７），（９）〜（１１），（１５）〜（１７）による未および時効材のフェライト相の硬さ
最長時効時間最長時効時間出典

荷重条件

ﾌｪﾗｲﾄ量（%）

400℃8,000ｈ

Gonzalez（１５）

25g

12

硬さ
290

600.2

a
a

280

616.1

280

592.5a

18
22
（７）

290

550

400℃10,000ｈ

西本ら

305

540

400℃3,000h

Gotoら（１０）（１１）

320

570

b

5g

−

1g

10.8
25.8

（１６）

280

550

400℃20,000h

Tanakaら

25g

10.3

−b

496

400℃30,000h

Chungら（５）25or50g

10.4

b

662

−

357

c

10.4

519

22
（１７）

10g

15.2〜17.7

50g

24

288

639

400℃10,000h

Mrazら

304

989

400℃30,000h

Augerら（９）a：データ採取100点のうち，上位20点で平均：記載なし
c：550℃，1時間回復熱処理後のデータb

未時効材における衝撃値は，F15材が最もが高く，

図中でフェライト相の硬さの誤差棒はその３点に特にフェライト含有量との相関は見られない．しかおける最大値と最小値である．オーステナイト相のし時効時間が進むにつれて，その低下量はフェライ

硬さはばらつきが少ないので誤差棒は記載しない．

ト含有量の多いほど大きい傾向がみられた．このこ

オーステナイト相の硬さは350℃と400℃の熱時効とはこの材料の脆化が主としてフェライト相によっではF8，F15，F23材ともに熱時効による有意な変て引き起こされていることを示唆している．

化は見られない．それに反しフェライト相の硬さは，400℃時効では100時間時効程度，350℃では3,000時

3.2

間時効程度から上昇し始め，その後単調に増加する．

硬さ試験結果F23材の硬さの増加が他に比べて若干早いが，F15，
硬さ試験は，一般的な測定誤差や表面硬化層の影

F8材は同程度の上昇傾向が見られた．また，400℃

響を低減するため荷重25gで行った．またフェライ

で10,000時間熱時効するとフェライト相の硬さは，ト相の下に存在する軟らかいオーステナイト相の影

それぞれ600を越えた．

響を受けることによって，硬さがばらつき且つ過小

ここでJ.J.Gonzalezらの研究結果を含めて他の研ので，そ究者 （５），（７），（９）〜（１１），（１５）〜（１７）のCF8M遠心鋳造材のばらつきを低減し，且つ過小評価しないために以におけるフェライト相硬さと本研究結果のそれを比下のようなデータ操作をした．まず，各データ点は較する．表４にその未時効材と最長時効時間におけ５点ずつ採取し，硬さの低い方のデータ２点を誤差るフェライト相硬さを示す．

評価が発生することが指摘されている（15）として削除し，残った３点で平均した値をフェライ

表３からフェライト相の硬さの初期値は多少の違

ト硬さとした．オーステナイト相の硬さは，５点のいはあるが，概ね280〜320程度におさまっている．

測定においてもばらつきが少なかったため，５点そ

一方，熱時効により最終的に到達する最大硬さ（最のまま平均した値を用いた．400℃時効による結果

長時効時間での硬さ）も概ね580〜640程度となってを図３に，350℃時効による結果を図４に示す．

いる．F23，F15とF8材の硬さの初期値は300程度，

151

800

800

350℃時効

600

F23
F15
F8

フェライト相の硬さ，HV (25g,15sec)

フェライト相の硬さ，HV (25g,15sec)

400℃時効

α γ

400

200

0
//
-1
0
未時効
10
10
図３

10

1

2

10
10
時効時間，t (h)

3

10

F23
F15
F8

600

α γ

400

200

0
//
-1
0
未時効
10
10

4

400℃時効による硬さの変化

図４

10

1

10

2

10
時効時間，t (h)

3

10

4

350℃時効による硬さの変化

400℃10,000時間時効材の硬さが600〜640程度なので，少なくとも本研究の結果はフェライト相の硬さを過小評価していないと考えられる．

3.3

時効材の微細組織変化

3.3.1

透過電子顕微鏡(TEM)による組織観察

a.長時間時効材の観察
写真７，８にそれぞれ400℃で10,000時間時効したF23材とF8材のフェライト相のTEM組織およびそ写真７400℃で10,000時間時効したF23材のフェラ
イト相のTEM組織および電子線回折パターンの電子線回折ﾊﾟﾀｰﾝを示す．
まず写真７より，フェライト相中に数nmサイズの析出物が観察された．F23材のこの領域の制限視野電子線回折から，この析出物は格子定数a=約1.1nmのG相と同定された．また，その同定結果か
らG相はフェライト相と(100)α//(100)Gの方位関係で析出している．ここには示さないがF15材においても，G相の析出が確認された．一方，写真８のF8材におけるフェライト相中の電子線回折には，フェライト相以外のパターンは認められなかったことから，この析出物はα相である可能性が高い．

しかし，G相の電子線回折パターンは，弱いスポットで現出する場合も報告されている（８）こと，材料

写真８

400℃で10,000時間時効したF8材のフェライト相のTEM組織および電子線回折パターン

152

写真９

400℃で10,000時間時効したF23材の写真10

フェライト相の格子像

400℃1,000時間時効したF23材のフェライト相のEELS-GIF元素マッピング

中の個別のフェライト相でG相生成の度合いがばら

合でも，濃度変動を検出できる．この図で赤はCr高つく可能性があることから，その判断は困難である．

濃度領域で，青がFe高濃度領域である．これによりこれについてはさらに詳細な検討が必要と思われる．

F23材のフェライト相中では，相分離によるCrの濃写真９に，F23材400℃10,000時間時効材の格子像

度変動が400℃，1,000時間時効で既に起こっている

観察結果を示す．G相は転位や粒界付近に優先析出ことが確認された．この写真からCr高濃度領域の平することが報告されている（５）が，本材においても均分布距離は4.7nmであった．また，この時効材でG相に起因する格子像が転位付近に観察された．まは，G相は確認されなかった．

たこれにより，G相が約4ｎｍの大きさの球状析出
c.実機材観察物であることが分かった．

写真11に２ループプラント１次冷却材管エルボ部のフェライト相のTEM組織を示す．この材料は実b.短時間時効材の観察
短時間の熱時効材においては，相分離の濃度変動
を通常のTEM観察で検出するのは困難である．そこで電子線エネルギー損失分光(EELS)において，特定元素のエネルギーをフィルタリングする装置（GATAN社製イメージング

フィルター）を用い，

元素マッピングにより，CrとFeの元素マッピング像を採取した．400℃，1,000時間時効したF23材における結果を写真10に示す．
この手法では，材料の濃度変化を直接検出することができるので，相分離がまだ析出段階ではない場

写真11

317℃109,000時間時効した実機材のフェ
ライト相のTEM組織

153

機環境下において317℃で109,000時間の熱時効が施されたものである．写真からフェラ
イト相中に黒い斑点状のコント
ラストが観察された．この領域の制限視野回折にはフェライト相によるスポットのみ検出されたので，このコントラストはG相に起因するものではなくCrリッチなα 相によるものと考えられる．

三次元アトムプローブ

3.3.2（3D-AP）による分析
図５

図５に，400℃熱時効材の3D-

400℃時効したF23材のフェライト相のアトムプローブ
分析結果（35at.%以上の領域を青色で示した）

AP分析結果を示す．図５中Cr
濃度35at.%以上の部分に青色を付けて示した．未時効材の平均Cr濃度はF23材のフ

この局部的なCr濃度変化を定量的に評価するた

ェライト中で25.5wt.%であるので，図中未時効材のめ，Cr濃度の頻度分布をとったものを図６に示す．

分析では35at.%Cr以上の領域はほとんど存在しな

この頻度分布は，まず図５のような3D-AP分析領域

い．しかし，500時間時効材でCr元素35at.%以上のを任意に100元素毎のブロックに分割し，その各ブ領域が周期的に発生し，またその領域は10,000ｈのロックのCr濃度を求める．そして，0〜100％のCr濃熱時効で凝集粗大化している．

度に対応するブロックの数をそれぞれ計数し，全体

10

10

Ｆ23材

Ｆ23材

400℃時効400℃時効

300h

5

未時効

0

5

頻度（％）

頻度（％）

0

1,000h1,000h0
10,000h

0F e高濃度領域0
C r高濃度領域

5C r高濃度領域

F e高濃度領域

10,000h

-10

0
0

20

40

60

80

100

0

時効に伴うCr濃度の頻度分布の変化

40

60

80

C r濃度（at％）

C r濃度（at％）
図６

20

図７

時効に伴うCr濃度の差の頻度分布

100

154

が100%になるように規格化したものである．この3.3.3

メスバウアー分光法によるフェライト相の内部磁場解析

Cr濃度の頻度分布から，局部的に変動したCr濃度を定量的に評価することができる．図から，未時効材
では２項分布に近い分布をしているが，時効時間に400℃と350℃時効における平均内部磁場の時効時従いその高さが減少し幅が広がっている．このこと

間変化を，図９と図１０にそれぞれ示す．図から平から相分離によりCr濃度が高い部分と低い部分に分離していることがわかる．このCr高濃度領域とFe高
400℃ 時効から未時効材のそれを差し引き，差の頻度分布をとったものを図７に示す．400℃の300時間時効から相分離によるCrの濃度変動が既に発生し，10,000時間
時効ではその領域が濃縮・増大していることがわかる．
図８に図７におけるCr高濃度領域から求めた平均
Cr濃度およびその頻度の総和の時効時間変化を示す．この頻度の総和はフェライト中に生成したCr高〈 H 〉(T)
平均内部磁場，

濃度領域を明確に分離するため，時効材の頻度分布

30 <H e >

28

F8
F15

26

//

F23

//

濃度領域の体積分率に相当する．体積分率ではそれ24ほど明確ではないが，Cr高濃度領域の平均Cr濃度は

F23
F15
F8

//

時効時間に伴い増加する傾向がみられる．

//
未時効

0

10

10

1

10

2

10

3

10

4

時効時間，t (h)図９400℃時効におけるフェライト相の平均内部磁場の変化60

60

350℃ 時効

50

40

40

30

30

20

20

10
0
0
10

10

10

1

10

2

10

3

10

4

〈 H 〉(T)
平均内部磁場，

50

30

体積分率
平均 C r濃度

Cr高濃度領域の体積分率（％）

Cr高濃度領域のC r濃度（at％）

350℃ 400℃

//

F8

//

F15

//

F23

//

5

時効時間によるF23材のCr高濃度領域の平均Cr濃度と体積分率の変化

26

0

10

F23
F15
F8

28

24
未時効

時効時間，t (h)図８<H e >

10

0

10

1

10

2

10

3

10

4

時効時間，t (h)
図10

350℃時効におけるフェライト相の平均内部磁場の変化155

均内部磁場は，いずれの試料（F23，F15とF8），時から，本研究の最長時効時間であるF23材の400℃

効温度とも時効時間に伴って増加していることがわの10,000時間時効材では相分離80%に達しており，かる．このことは，熱時効により相分離が進行し，相分離反応は終盤にさしかかっていることがわか

Fe濃度の高い領域が生成していることに対応する．

る．

図11と図12に，（２）式より求めた相分離反応率

ｙの時効時間変化を示す．これにより相分離反応速

4．考察度がわかる．400℃と350℃時効ともにF8材の相分離反応が少し早いが，F15，F23材ともにほぼ同程

4.1

度の相分離速度であることがわかる．この相分離率100

熱時効による硬さの変化は，オーステナイト相に

400℃時効は見られず，フェライト相のみで起こっていること

80
相分離反応率，y (%)

シャルピー衝撃試験値とフェライト
相の硬さの関係から，材料全体の脆化を示すシャルピー衝撃値（常

F23
F15
F8

60

温試験）をフェライト相の硬さに対してプロットしたものを図１３に示す．この図でシャルピー衝撃値
は，フェライト含有量による違いはあるが，熱時効40

温度に関わらず一つの曲線にのっている．図中×で示したのは，L.Mrazら（17）の300〜450℃で時効した
CF8M遠心鋳造材の結果で，フェライト含有量は

20

15〜17%程度である．この場合も，多少のばらつきはあるが，ほぼ一つの曲線にのっている．またその////0
未時効 10
0

10

1

10

2

10

3

10

4

フェライト含有量に応じた妥当な値に思われる．こ

時効時間， t (h)図11

値は，F15材とF23材の間に位置していることから，

400℃時効における時効時間によるフェラ
イト相の相分離率の変化

400

350 400
F23
F15
F8
(17)
L.Mraz et.al.

100
350℃時効シャルピー衝撃値 ,CVatRT (J)

相分離反応率，y (%)

80
F23
F15
F8

60
40
20
0

//
//

未時効 10

300

200

100

0
0

10

1

10

2

10

3

10

4

0

時効時間，t (h)
図12

350℃時効における時効時間によるフェラ
イト相の相分離率の変化

200

400

600

800

フェライト相の硬さ，HV (25g,15sec)

図13

シャルピー衝撃値とフェライト相の硬さの
関係

Ｆ23材

（a）

800

フェライト相硬さ，H V（25g,15sec）

フェライト相硬さ，H V（25g,15sec）

156

600

400

200
400℃
350℃

0
35

40

45

50

55

60

65

C r高濃度領域のC r濃度（at％）
図１４800 （b）

600

400

200

400℃ 350℃

F23
F15
F8

0
30

25

20

15

10

5

0

Fe 高濃度領域のC r 濃度（at％）

フェライト相の硬さとCr濃度変化の関係(a)Cr高濃度領域，(b)Fe高濃度領域の平均Cr濃度の結果から材料の脆化度を示す一つの指標であるシがある．そこで，ここでは暫定的にCr濃度40at.%以ャルピー衝撃値は，フェライト相の硬さとフェライ上の領域からその平均を求め，Cr高濃度領域のCr濃ト含有量を把握すれば，推定可能であることがわか度とした．次に，Fe高濃度領域の平均Cr濃度は，メる．

スバウアー分光法で得られた平均内部磁場から（３）式によりCr濃度に換算することができる．

4.2 フェライト相硬さとCr濃度変化の関係

このようにして得られたCr高濃度領域とFe高濃度
領域の平均Cr濃度をフェライト相の硬さの対してプ

前項で，フェライト相の硬さとシャルピー衝撃値

ロットしたものを図１４に示す．図中左からCr高濃には一定の相関があることが確認された．そこで次度領域のCr濃度増加に伴いフェライト相硬さが増加に，そのフェライト相の硬さの上昇と相分離によるし，また右図からはFe高濃度領域のCr濃度減少に伴Cr濃度変化の関係について検討する．

いフェライト相硬さが増加している傾向がみられる．

硬さ試験結果から，F23，F15とF8材は熱時効によ

ここで，この二つのCr濃度変化の内，どちらが硬りフェライト相の硬さが増加し，その上昇傾向はほさにより寄与するか考察する．D.J.Maykuthら（18）にぼ同じであった．また，メスバウアー分光測定結果

よれば，Fe-Cr２元系合金において，そのCr濃度をから，その相分離の速度もほぼ同程度であった．こ増加させると硬さが上昇する．また宮崎ら （19）は，の硬さの上昇挙動と相分離の進行挙動が３試料でほFe−Cr２元系合金が，熱時効によって硬くなる原因

ぼ同程度であったので，このCr濃度に関わるパラメ

は，形成されたCr高濃度領域そのものが硬いためとータとフェライト相硬さを関係づけることを試みた．

考察している．多元系のSCS14A材においても，Cr

ここでまず，相分離により生成するCr高濃度領域

高濃度領域のCr濃度増加，およびその体積分率の増の平均Cr濃度を概算する．Cr高濃度領域の平均Cr濃加が確認されており，これがフェライト相硬さの上度として，3D-APの結果から求めたものは既に図８

昇に大きく寄与しているものと思われる．P.Augerに示した．しかしその値は，Cr濃度のあまり高くな

ら（９）は，Cr濃度振幅がフェライト相硬さと相関がい30at.%Cr程度の頻度を多く含んでいるため，Crリ

あり，またそれは析出物のミスフィットによると推ッチα定している．この点で見解が分かれるが，これにつ相の組成としては過小評価している可能性

157

時点では不明である．以上より，本供試材の熱時効

いては今後さらに検討が必要だろう．

による微細組織変化は，相分離とG相の析出であり，その他の析出物の寄与は少ないものと考えられる．

熱時効による微細組織変化

4.3

従って，フェライト相中の相分離およびG相の析出
熱時効による材料の微細組織変化は，フェライト

が，フェライト相の硬さを上昇させ，その結果衝撃相中の相分離により生成するFeリッチなα相とCrリ値が低下するものと考えられる．また，G相の析出相の生成やG相（４）〜（７），粒界に生成するしていないCF3材においても，フェライト相硬さのッチなα（４）〜（６）（８）およびγ２相などの析出物，

初期値250〜270から400℃で20,000時間の時効によまたオーステナイト相中のスピノーダル様分解（５）り580に硬化している（２０）．この値はG相の析出したなどが報告されている．熱時効による組織変化で，本研究の結果とそれほど変わらないので，G相の影

これらの析出物の析出時期，析出量が材料の性質に響はそれほど大きくないと思われる．しかしG相に大きく影響を与えるものと期待される．そこで本研関しては，その析出量が増大すれば影響のでる可能

究で確認された微細組織変化について，他の研究者性がある．またG相の析出する材料は，脆化の活性の結果との比較により考察を加える．

化エネルギーが低くなることが指摘されている （５）炭化物，窒化物

上記析出物のうち，フェライト相の相分離，G相ので，これについては今後さらに検討が必要だろう．

の析出はフェライト相中で起こる．一方，炭化物，

本研究で用いたF23，F15とF8材のフェライト中

窒化物およびγ ２ 相はα/γ粒界に析出し（４）〜（８），の相分離速度はほぼ同程度（図11，12参照）で，硬オーステナイト相中のスピノーダル様分解はオースさの上昇傾向もほぼ同じであった．相分離速度は，ので，これらの析出はフ鋼材のCrとNi量に特に影響を受ける（２１）が，製造時

ェライト相の硬さには直接寄与しない．また，のフェライト相中の化学組成をみると，そのCrとNi

TEM観察の結果，F23，F15とF8材に，炭化物，窒量は，３試料ほぼ同程度である（表２参照）．その化物およびγ２相は観察されなかった．H.M.Chung

結果相分離速度が同程度になり，硬さの変化も同程

テナイト相中で起こる

（５）

（５）

によれば，炭化物はC量が0.05wt.%以上の鋼材度になると考えられる．F23，F15とF8材においてでは見られるが，CF8MではC濃度に関わらず観察は，前述した他の析出物の影響も少ないと考えられされていない．また，窒化物は400℃で30,000時間るので，図２におけるシャルピー衝撃値の低下量，熱時効された0.151wt.%Nを含有するCF8Mだけに見低下開始時間の違いは，フェライト含有量の違いにられている．γ２相については不明だが，本研究のよるものと考えられる．

ら

試料のC量は0.05wt.%以下で，窒素量も0.06wt.%以下なので，これらの析出物は少ないか存在しないも5．まとめのと思われる．また，オーステナイト相は，スピノ
ーダル様分解により，その組織変化とともに硬化することが報告されている（５）

フェライト量，8，15，23%（F8，F15，F23）のが，本研究の結果で組SCS14A遠心鋳造材を350℃と400℃で10,000時間ま織変化および硬化は観察されていない．オーステナで時効した試料について機械試験としてシャルピー

イト相のスピノーダル様分解は，400℃あるいは衝撃試験と硬さ試験を，微細組織観察として透過電350℃で30,000時間時効したCF8M材に観測されてい子顕微鏡観察，アトムプローブ分析およびメスバウる（５）ので，時効時間が長くなれば，あるいは発生するかもしれないが，現時点では不明である．また，Nbを含む鋼種ではNb炭化物がシャルピー衝撃値に影響を与えることが報告されている（５）が，F23，

アー分光測定により，析出物の状態を調べた．
その結果，SCS14A遠心鋳造材は（１）熱時効により，フェライト相中で相分離によるCr濃度の変化およびG相の析出が確認され，

F15とF8材にNbは含まれていない．F23材の400℃，

これらがフェライト相の硬さを上昇させる．

1,000および10,000時間時効材でMoの粒界偏析が観（２）その硬さの上昇に伴いシャルピー衝撃値が低察されたが，これが時効により生成したものかは現下するので，フェライト含有量の多い材料ほ158（９）P.Auger, F.Danoix, O.Grisot, J.P.Massoud and

どより脆化する．
（３）従って，熱時効を非破壊的に評価するためには，フェライト相の相分離の程度とフェライ
ト含有量をおさえる必要がある．また，G相については，その析出量に応じた硬さへの寄与分について検討する必要がある．

J.C.Van Duysen.：Ann Phys Colloq., Vol.20,No.3,
C3-143-155(1995)（10）後藤徹，内藤猛，山岡隆：日本機械学

会講演論文集，No964-1,226.(1996.3)（11）T.Goto, T.Kamimura and T.Yamaoka: Proc. of the（４）その他の析出物（炭化物，窒化物，γ２相およ13th Int. National Conf. on NDE in the Nuclear andびオーステナイト相のスピノーダル様分解なPressure Vessel Industries Kyoto Japan,22-25 May,ど）が確認される鋼種についてはその寄与分

pp.311-319(1995)についての補正が必要と考えられる．

（12）M.Otaka, K.Enomoto, K.Hasegawa and S.Evanson:
Proc. of the 11th Int. National Conf. on NDE in the
Nuclear6．謝辞

andPressure

VesselIndustries

Albuquerque, New Mexico, USA,30 April-2 May ,本研究の遂行に当たり，助言と透過電子顕微鏡観pp.159-162(1992)

察に多大なご協力を頂きましたオックスフォード大（13）Le Caer and Dubois:J.Phys.E.,12,1983.(1979)

学Dr. R.Dunin-Zbrowski，Prof. J.M.Tichmarsh両氏に（14）伊藤深く謝意を表します．また，本研究の試験にご協力

清彦，山口

智視，桑野

寿：日本金

属学会誌,59,pp.237-243(1995)

いただきました（株）ニュークリア・デベロップメ（15）J.J.GONZALEZ, F.Gutierrez-Solana, L.Sanchez

ントおよび（株）日立製作所機械研究所の関係者のand J.Setien .：J.Test Eval., Vol.25, No.2, pp.154162(1997)

方々に感謝します．

（ 16） T.Tanaka, S.Kawaguchi, N.Sakamoto andK.Koyama： ASME， PVP-Vol.318,pp.141-

文献

146(1995)（１）A.Trautwein and W.Gysel: Stainless SteelCastings, ASTM STP 756, pp.165-189(1982)（２）O.K.Chopra： SMiRT 13, pp.349-354(1995)（17）L.Mraz, F.Matsuda, Y.Kikuchi, N.Naruo and
S.Kawaguchi: Trans. JWRI, Vol.23, No.2, pp.213222(1994)（３）G.Bezdikian：PVP-Vol,Plant Systems/Components（18）D.J.Maykuth and R.I.Jaffee： Ductile Chromium,

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