INSS JOURNAL Vol . 23 2016 RV 1

145

ステンレス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属の高温水中応力腐食割れ挙動に及ぼす長時間熱時効の影響−これまでの研究状況と今後の課題−
Inﬂuence of long-term thermal aging on SCC Behavior of Cast Stainless Steels
and stainless steel weld metals in High-Temperature Water‑ Current research status and Future Program ‑山田

卓陽（Takuyo Yamada）＊1

宮本友樹（Tomoki Miyamoto）＊1

寺地
有岡

巧（Takumi Terachi）＊1
孝司（Koji Arioka）＊1

要約
ステンレス鋳鋼やステンレス鋼溶接金属は，その良好な耐食性や溶接性から軽水炉で広く使用されているが，実機使用温度域（290℃〜 320℃）における長期間の使用により熱時効脆化し，靭性等の機械的性質が低下することが知られている．このように供用期間中に諸性質が変化する
材料については，熱時効により経年変化した状態においても健全性が保証されることが望ましい．
当研究所ではステンレス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属の高温水中応力腐食割れ挙動について，2000 年以降研究を続けてきた．本報告では，既報告済みの内容を整理し，応力腐食割れ挙動に及ぼす熱時効の影響を中心に説明する．
キーワード

ステンレス鋳鋼，ステンレス鋼溶接金属，熱時効，高温水中応力腐食割れ（SCC），
SCC 進展速度，腐食電位，冷間加工，軽水炉

Abstract
Cast austenitic stainless steels and stainless steel weld metals have good corrosion
resistance and weldability, so these are widely used for light water reactors in the intermediate
temperature range of 290℃-320℃. However when they are used in this temperature range forextended periods of time, they can suﬀer a loss of toughness and Charpy impact energy. For
material reliability of such as degraded materials during service time, it is necessary to evaluate
the SCC behavior even after long-term thermal aged materials.
Since 2000 years, we continuously performed the research program, such as SCC behavior of
those materials before and after long-term thermal ageing. In this study, inﬂuence of long-term
thermal aging on SCC behavior of cast stainless steels and stainless steel weld metals in hightemperature water will be introduced refer from our reports.
Keywords

cast stainless steels, stainless steel weld metal, thermal aging,stress corrosion cracking（SCC）in high-temperature water, SCC growth rate,
corrosion potential, light water reactor

1. 諸言することが知られている．この熱時効による機械特性変化については多くの報告（1）〜（8） があり，靭性，ステンレス鋳鋼は，加圧水型軽水炉（PWR, pre-シャルピー衝撃値等の機械的性質に関する経年劣化

ssurized water reactor）の一次冷却材主配管とし挙動はほぼ明らかになっている．その結果によれて，また，ステンレス鋼配管の接合にはステンレス

ば，ステンレス鋳鋼の靱性低下は，この材料に８〜

鋼溶接金属が広く使用されている．これらの材料は23% 程度含まれるフェライト相がスピノーダル分解

実機使用温度域（290℃〜 320℃）における長期間するとともに G 相がフェライト相中に析出することの使用により熱時効し，靭性等の機械的性質が低下で硬化することにより引き起こされる．このように＊ 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 RV 1

146

供用期間中に靱性等の機械的性質が変化する材料について，現在まで実機での発生事例はない．研究については，熱時効により経年変化した状態においてついても著者らの報告例を除いてほとんどない状況

も応力腐食割れ（SCC, stress corrosion crack）にであった．2000 年頃に開始したステンレス鋳鋼の対する健全性が保証される必要がある．著者らは，

SCC 挙動研究は，低歪速度引張（slow strain rate

そのような検討例はほとんどなかった 2000 年頃か

technique, SSRT）試験と定荷重式腐食試験により，ら熱時効後の SCC 挙動評価の観点で研究プログラ

その SCC 感受性の有無などについて検討を開始しムを開始し，ステンレス鋳鋼やステンレス鋼溶接

た．その主要な結果を 2.2 項にまとめる．

（9）〜
（22）

．2000

その後，BWR の再循環配管で SCC がステンレ

年代中頃には，高温水中でのステンレス鋼溶接金

ス鋼溶接金属まで到達する実機事例が報告され（23），

金属の SCC 挙動について報告してきた属部の SCC 事例として，沸騰水型軽水炉（BWR,

2000 年代中頃からステンレス鋼溶接金属の BWR

boiling water reactor）の再循環配管で，溶接部近（NWC）条件下の SCC 進展試験による検討例が報傍で強い加工を受けたステンレス鋼母材部で発生し告されるようになった（24）~（31）．著者らも同時期かた SCC が溶接金属部に達している事例が報告されら，評価対象にステンレス鋼溶接金属を加え，ま（23）．その後，ステンレス鋼溶接金属の BWR 標準

た評価手法もコンパクトテンション（CT, compact

水質（NWC, normal water chemistry）条件下でのtension）試験片を用いた SCC 進展試験による定量

（24）
~
（31）

．

評価を開始した．その結果，水素を添加した PWR

熱時効の影響の観点では，T. Lucas ら（26）は，316L

一次冷却材環境下（低電位環境下）では，ステン

ステンレス鋼溶接金属を 400℃ 5,000 時間まで熱時

レス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属は優れた耐効し，熱時効材は未時効材の２倍の SCC 進展速度

SCC 性を示すことを明らかにした．一方，酸素をを示すことを報告している．著者らも，酸素を添加添加した高電位環境下では，未時効材でも有意なした条件でのステンレス鋳鋼の SCC 進展について，

SCC 進展を示し，明確な腐食電位依存性があるこ

たSCC 進展データが報告されるようになった

（22）

の熱時効

,
．2.3 項では，それらのとを報告してきた（13）〜（18）（21）

条件では未時効材の約 10 倍の SCC 進展速度に増加

結果を熱時効の影響の観点で材料条件毎にまとめすることを報告している．

る．2.4 項では，熱時効による機械的性質の変化と400℃で３万時間

（19）
（21）
,

および４万時間

そこで本報告では，これまで著者らが報告してき

SCC 挙動の変化を比較し，SCC 進展挙動に及ぼすたステンレス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属の熱時効の影響メカニズムについて現状と課題をまとSCC 挙動について，熱時効の影響の観点で成果をめる．

取りまとめるとともに，今後の課題を述べる．

2.1 対象材料
2. これまでの研究状況
主要な材料条件は表１〜３に，試験条件は表４ステンレス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属のに一覧で示す．SCS14A は，表１に示したように，

PWR 一次冷却材環境下（低電位環境下）の SCC に

Mo を含むステンレス鋳鋼で，化学組成は SUS316

表１

SCS14A ステンレス鋳鋼の化学組成（wt%）

鋳造法

目標フェライト量

C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

Mo

N

Fe

遠鋳

23

0.044

1.46

0.68

0.029

0.016

9.57

20.02

2.23

0.0501

Bal.

遠鋳

15

0.039

1.07

0.84

0.023

0.008

9.28

18.80

2.14

0.0558

Bal.

遠鋳

８

0.047

0.79

0.90

0.026

0.017

10.67

18.85

2.22

0.0562

Bal.

静鋳

15

0.061

1.40

0.69

0.026

0.016

9.45

20.41

2.63

0.0407

Bal.

静鋳

８

0.061

098.

0.78

0.025

0.016

9.19

19.09

2.61

0.0305

Bal.

N

Fe

表２

SCS13A ステンレス鋳鋼の化学組成（wt%）

鋳造法

目標フェライト量

C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

静鋳

15

0.052

1.39

0.58

0.022

0.016

8.38

20.01

0.0358

Bal.

静鋳

８

0.062

0.73

0.59

0.024

0.017

8.96

20.06

0.0326Bal.

INSS JOURNAL Vol . 23 2016 RV 1

表３

溶接金属の化学組成の代表例（カタログデータ）（wt.%）

C

Si

Mn

316L 溶接金属

0.024

0.42

1.56

308L 溶接金属

0.032

0.35

1.45

P

表４
評価項目
SCC 感受性

SCC 進展速度

試験項目
SSRT 試験

147

S

Cr

Ni

Mo

Fe

0.025

0.002

19.26

12.11

2.20

Bal.

0.024

0.002

19.53

9.79

─

Bal.

試験条件の一覧

試験温度

水質

歪み速度

応力条件

360℃

PWR 一次冷却材模擬水500B+2Li, 30ccDH

5.0 × 10-7 s-1

─

320℃

PWR 一次冷却材模擬水500B+2Li, 30ccDH

─30MPa √ m

320℃

PWR 一次冷却材模擬水500B+2Li, 8ppmDO

─30MPa √ m

SCC 進展試験と類似である．この鋼種は，PWR プラントにおい呈し，フェライト相は延性破面を呈している．図２ては一次冷却材管の直管部（遠心鋳造）およびエルに示した 400℃で１万時間熱時効後では，オーステ

ボ部（静鋳造）で使用されている．SCS13A は Mo

ナイト相とフェライト相の両者ともに TGSCC を呈を含まないステンレス鋳鋼で，化学組成は SUS304

した．これらの結果から，オーステナイト相は，未と類似である．この鋼種は，一次冷却材ポンプケー
シングとして使用されている．これらのステンレス
鋳鋼は，熱間割れを防ぐために８〜 23% 程度のフェライト相を含む．フェライト量は，ASTM-A800（32）で規定された化学組成とフェライト量の関係からある程度制御可能であり，対象材料として３種類のフェライト量の素材を準備した．これらの材料に対しては，溶接熱影響により硬化した部位を模擬する
ため，10% 圧下率の冷間加工（CW）を加えたもの
を基本素材とした．CT 試験片は，SCC 進展方向が，
配管板厚方向となるように採取し，SCC 進展試験に供した．
316L および 308L 溶接金属は，溶接時の熱変形を図１避けるため，母材を固定した状態で溶接し，基本素SCS14A（未時効材）の SSRT 後破面の代表例（10）オーステナイト相：TGSCC
フェライト相：延性破面材とした．溶接材の場合も，CT 試験片は SCC 進展方向が配管板厚方向となるように採取し，SCC 進

α

展試験に供した．配管板厚方向と溶接材中央部のデンドライト成長方向が同じなので，SCC 進展方向とデンドライト成長方向は同じである．
,
（22）
,
を
その他詳細条件などについては，既報（16）（21）

参照されたい．

2.2

SSRT 試験による検討（９）〜（12）図１に SCS14A（α=23%）未時効材の SSRT 試験後の破面観察結果を示すとともに，図２に時効材の結果を示す．図１に示したように，未時効材では，オーステナイト相は TG（trans granular）SCC を

図２

SCS14A（熱時効材）の SSRT 後破面の代表例（10）オーステナイト相：TGSCC
フェライト相：TGSCCINSS JOURNAL Vol . 23 2016 RV 1

148

時効材も熱時効材も TGSCC 感受性を有することが10-7mm/sec 程度の SCC 進展速度を示す．この SCCわかった．フェライト相は，未時効状態では SCC

進展速度は，10%CW の SCS14A および SCS13A の感受性を示さないが，400℃で１万時間の熱時効後未時効材の SCC 進展速度とほぼ同等である．著者

では TGSCC 感受性を示すことがわかった．このらの研究で用いたステンレス鋼溶接材は「溶接まま」

ようにステンレス鋳鋼の PWR 一次冷却材環境下のであり冷間加工を加えていないが，母材を固定して

SCC 感受性は，熱時効の影響を受けることが確認

溶接しているので溶接熱変形の影響を受けている．

された．

316L/308L 溶接金属部の硬さは，未時効材で HV（1）=214 〜 226 で，10%CW SUS316 の硬さと同程度で（13）〜（22）

2.3 SCC 進展試験による検討ある．そのため，10%CW SCS14A および 10%CW
SCS13A の SCC 進展速度と同程度の値を示したも,図 ３ に 10%CW SCS14A（21）（22）， 図 ４ に 10%CW
（21）
（22）
,

のと推定される．316L/308L 鋼溶接金属の 400℃で，図５に 316L および 308L 溶接金属の１万時間の熱時効材では SCC 進展速度は未時効と（16）同程度であり，明確な熱時効の影響は観察されていSCS13A

SCC 進展速度の熱時効による影響を示す．

図３に示したように 10%CW SCS14A は，PWR

ない．

一次冷却材環境下で SCC 進展を示さず，400℃で４万時間までの熱時効の影響も観察されない．一方で，酸素を含む高電位条件では，未時効状態で10-7mm/sec 程度の SCC 進展速度を示す．400℃で２〜４万時間の長時間熱時効材では SCC 進展速度が未時効に比べて約 10 倍増加している．

図４

図３

き裂進展速度の熱時効時間による変化（10%CW SCS13A）（フェライト量（α）：8,15%）

き裂進展速度の熱時効時間による変化（10%CW SCS14A）（フェライト量（α）：8,15%）

図４に示したように 10%CW SCS13A は，PWR
一次冷却材環境下で SCC 進展を示さず，400℃で１万時間までの熱時効の影響も観察されない．酸素を含む高電位条件では，未時効状態で 10-7mm/sec
程度の SCC 進展速度を示し，10%CW SCS14A の未時効材と同程度の速度である．400℃で１万時間の熱時効材では SCC 進展速度は未時効材と同程度であり，熱時効の影響は観察されない．

図５

き裂進展速度の熱時効時間による変化（316L/308L 溶接金属）

図 ５ に 示 し た よ う に，316L/308L 溶 接 金 属 は

T. Lucas ら（26） は，BWR（NWC）条件下で 316L

PWR 一 次 冷 却 材 環 境 下 で SCC 進 展 を 示 さ ず，

溶接金属の SCC 進展速度を評価し，400℃で 5000 時

400℃で１万時間までの熱時効の影響も観察され間の熱時効材では，SCC 進展速度が未時効材に比ない．酸素を含む高電位条件では，未時効状態でべて約２倍に増加すると報告している．図５に示し

INSS JOURNAL Vol . 23 2016 RV 1

149

た彼らのデータは，未時効材および熱時効材とも時効材の高電位条件の SCC 進展速度は，未時効材に，本研究のデータと比べて若干遅いものの近い値に比べて約 10 倍に増加する．著者らはこの理由にとなっている．彼らの試験条件は 288℃，純水中，

ついて SCC 進展経路の詳細観察から検討している．

300ppbDO，K ≒ 30MPa √ m で， 本 研 究 の 試 験 条

図６に示したように，SCC 進展経路に関する既報（21）件 320 ℃，500B+2ppmLi，8ppmDO，K ≒ 30MPa

では未時効材の SCC は初期にオーステナイト相の√ m と試験温度およびホウ酸とリチウムの量など

粒内，その後オーステナイト相の粒界を進展する．

が異なる．彼らのデータとの SCC 進展速度の差は，部分的に，フェライト相とオーステナイト相の相境

この試験条件の差によるものと考えられる．熱時効界を進展するが，フェライト相の粒内を進展する例の影響について，400℃ 5000 時間で彼らは差がある

は観察されていない．図７に示したように熱時効としているもののその差は２倍と小さく，著者らの材の SCC 進展経路（22）では，未時効材で観察された

400℃１万時間の熱時効までのデータの誤差範囲内

SCC 進展経路に加えて，フェライト相の粒内割れの違いである．以上の結果を集約すると，酸素を含が観察されている．これが熱時効材において，SCC

むような高電位環境下の SCC 進展速度に及ぼす熱進展速度が増加する主要因と考えられる（22）．

時効の影響は，400℃１万時間までは小さく，400℃
２〜４万時間材では約 10 倍の増加因子となる．その理由については後述する．
以上のように，高電位条件では長時間の熱時効により SCC 進展速度が増加する．一方で，水素を添加した PWR 一次冷却材環境下（低電位環境下）では，ステンレス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属は，未時効状態でも SCC 進展が観察されず，優れた耐SCC 進展性を示す．この低電位環境下の SCC 進展
速度に及ぼす熱時効の影響は，400℃４万時間の熱時効後も SCC 進展が観察されないことから，熱時効による影響も小さいと考えられる．著者らは，この一因としてフェライト相の耐食性が低電位環境

図６下で極めて良好であることを確認し報告している

未時効材のき裂進展経路の代表例（21）（a）10%CW SCS14A（α=8%）（b）10%CW SCS13A（α=8%）（22）．しかし，ステンレス鋳鋼およびステンレス鋼

溶接金属のフェライト含有量はわずか 8% 〜 23% であり，フェライト相の耐食性のみでこの種の材料の
耐 SCC 性を説明できるかどうか不明である．また，
SSRT 試験においては，400℃１万時間時効材でフェライト相の TGSCC が観察されており，SCC 進展試
験の結果と必ずしも整合しない点もある．ステンレ
ス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属が PWR 一次冷
却材環境下で良好な耐 SCC 性を示すことは実験結果から明確であるが，良好な耐 SCC 性の機構については，軽水炉プラントにおける SCC 対策材料開発の観点でも今後さらに検討が必要である．

図７

熱時効ステンレス鋳鋼の SCC 進展経路（22）（10%CW SCS14A（α=15%）
熱時効：400℃で３万時間（2）熱時効による機械的性質の変化と2.4 SCC 進展挙動に及ぼす熱時効の影響機構

SCC 挙動の変化との関係
SCS14A の熱時効による機械的性質の変化と微細,によれば，図８に示組織の変化に関する既報（7）（8）（1）SCC 進展速度増加要因（高電位条件）
前述のように，400℃で２〜４万時間の長時間熱したように熱時効によるシャルピー衝撃値の変化
は，400℃で１万時間では概ね飽和傾向を示す．しINSS JOURNAL Vol . 23 2016 RV 1

150

かし，図９に示したようにフェライト相の硬さはの関係を検討するにあたっては，シャルピー衝撃値

その後も増加し 400℃で３万時間まで増加傾向を示のような材料全体の熱時効挙動だけではなく，フェす．一方で，オーステナイト相の硬さは，400℃のライト相の熱時効挙動（硬さの変化あるいは微細組

３万時間までほとんど変化しない．シャルピー衝撃

織の変化）との関係を検討する必要がある．

値のような材料全体の挙動は，材料の大部分を占めこれまで示してきた 400℃の熱時効条件は加速熱るオーステナイト相の機械的性質に大きく影響され時効条件であり，実機温度条件での SCC 挙動予測

るため，シャルピー衝撃値の変化とフェライト相のが必要である．仮に熱時効によるシャルピー衝撃値

硬さ変化は一致しないものと考えられる．今後，熱の活性化エネルギーとして報告されている 100kJ/

時効による機械的性質の変化と SCC 挙動の変化とmol を用いると，400℃で１〜４万時間の熱時効は実機ホットレグ使用温度近傍の 320℃の熱時効で約
13 〜 51 年 に 相 当 す る（ 稼 働 率 80% の 場 合 約 16 年
〜 63 年）．ただし，ここで用いた活性化エネルギー
100kJ/mol は，シャルピー衝撃値の変化から経験的に求められた数値（1）であり，様々な材料条件によって 65 〜 250 kJ/mol まで幅のある値を持つことも指摘されている（6）．したがって，今後実機温度条件での SCC 挙動予測のためには，活性化エネルギーの評価についても検討が必要である．
PWR 一次冷却材環境は通常酸素を含まない低電位条件であるが，閉塞部など酸素が滞留するような部位においては，高電位条件下にさらされる可能性があり，オーステナイトステンレス鋼の SCC 事例が報告されている（33）〜（35）．そのような部位では，熱時効の影響で SCC 進展速度が増加する懸念がある．

図８

シャルピー衝撃値の熱時効変化（8）（SCS14A 遠心鋳造材）

3. まとめステンレス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属の高温水中 SCC 挙動に与える熱時効の影響について，
これまでの成果を再整理し紹介した．主要な結論と今後の課題について以下に述べる．
320℃の PWR 一次冷却材環境下において，ステ
ンレス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属は，未時効で優れた耐 SCC 性を示す．400℃で４万時間（320℃
で約 63 年）の長時間熱時効後も SCC 進展は観察されず，優れた耐 SCC 性が維持される．
これらの知見から，PWR の一次冷却材のように水素を添加した腐食電位の低い高温水中では，この種の材料使用箇所が SCC によって破損する可能性
は，高経年化したプラントにおいても低いと期待される．
酸素を含む高電位環境下（320℃）では，ステ
ンレス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属は，未時効状態で 10-7mm/sec 程度の SCC 進展速度を示す．

図９

硬さの熱時効変化（8）（SCS14A 遠心鋳造材）

400℃で１万時間の熱時効材では，SCC 進展速度は

INSS JOURNAL Vol . 23 2016 RV 1

151

ほぼ変わらないが，400℃で２〜４万時間の長時間“ 鋳造２相ステンレス鋼の PWSCC 感受性に及熱時効材では，SCC 進展速度が未時効材に比べてぼす熱時効の影響（第２報）− SSRT 後破面

約 10 倍増加する．

解析からの考察− ”，INSS JOURNAL Vol.9,

これらの知見から，PWR プラントにおいても酸pp.141‑133,（2001）．

素滞留部など高電位条件に晒され，かつ比較的高温（11） T. Yamada, K. Negishi, N. Totsuka and N.

の部位においては，熱時効の影響で SCC 進展速度

Nakajima, Corrosion/2002, Paper No.02524,が増加する懸念がある．

（2002）．
（12） T. Yamada, K. Negishi, N. Totsuka, N. Naka-

4. 謝辞

jima and K. Arioka, Fontevraud 5, Paper011,（2002）．

本研究を遂行するにあたり，各種実験準備や腐食（13） T. Yamada, T. Terachi, K. Arioka, “SCC試験等の実施にあたっては，㈱原子力安全システム

growth of 308L/316L weld metals in研究所 材料グループ 村上公治氏，黒崎登氏，平hydrogenated and oxygenated high-

尾充司氏（現関電プラント），
高瀬亮人氏（現東洋紡）

temperature water”, Proc. of JSCE Materialsの多大な協力があった．ここに記して謝意を表す．

and Environments,（2008），A-206.
（14） 山田卓陽，寺地巧，有岡孝司，“ ステンレス

5. 参考文献

鋳鋼および溶接部の高温水中き裂進展挙動 ”，
第 55 回材料と環境討論会（2008），A-109（1） A. Trautwein and W. Gysel, Stainless Steel（15） T. Yamada, T. Terachi, T Miyamoto andCastings, ASTM STP 756, pp.165‑189,

K. Arioka, “Effect of potential on SCC（1982）．

Growth of Weld and Cast Stainless Steels（2） O.K.Chopra, SMiRT 13, pp.349‑354,（1995）．

in High-Temperature Water”, Proc. of JSCE

（3） T.Tanaka, S.Kawaguchi, N.Sakamoto andMaterials and Environments,（2009），A-204.

K.Koyama, ASME, PVP-318, pp.141‑146（16） 山田卓陽，寺地巧，宮本友樹，有岡孝司，“ ス（1995）．

テンレス鋼溶接金属部の高温水中 SCC 進展（４） L.Mraz, F.Matsuda, Y.Kikuchi, N.Naruo and

挙 動 - 腐 食 電 位， 鋼 種， 熱 時 効， 冷 間 加 工

S.Kawaguchi, Trans. JWRI, 23［２］, pp.213‑

お よ び 温 度 の 影 響 -”，INSS JOURNAL Vol.

222,（1994）．

pp.（2009）．

（５） S. A. David, J. M. Vitek, and D.J. Alexander,（17） T. Yamada, T. Terachi, T. Miyamoto and K.

Journal of Nondestructive Evaluation, Vol.15,

Arioka, “Crack Growth Behavior of Welded

Nos. 3/4, pp.129‑136,（1996）．

and Cast Stainless Steels in Hydrogenated（６） NUREG/CR-4513, ANL-93/22 Rev.1, “Esti-

and Oxygenated High-Temperature Water”,

mation of Fracture Toughness of Cast Stain-

14th Int. Conf. on Environmental Degra-

less Steels during Thermal Aging in LWR

dation of Materials in Nuclear Power Sys-

Systems”（７） 山田卓陽，根岸和生，工藤大介，桑野寿，“ ２相ステンレス鋼の熱時効機構に関する研究 ”，
INSS JOURNAL Vol.7, pp.145‑158,（2000）．
（８） T. Yamada, S. Okano, H. Kuwano, Journal of
Nuclear Materials, 350, pp.47‑55,（2006）．

tems, Virginia Beach, VA, August 23‑27,（2009）（18） T. Yamada, T. Terachi, T. Miyamoto and
K. Arioka, Proc. of Nuclear Plant ChemistryConf. 2010, Quebec, Canada,（2010）．
（19） T. Yamada, T. Terachi, T. Miyamoto, M.

（９） 山田卓陽，根岸和生，戸塚信夫，中島宣雄，

Aoki and K. Arioka, Proc. of Nuclear Plant“ 鋳造２相ステンレス鋼の PWSCC 感受性に及Chemistry Conf. 2012, Paris, French,（2012）．

ぼす熱時効の影響 ”，INSS JOURNAL Vol.8,（20） 山田卓陽，寺地巧，宮本友樹，有岡孝司，“ 高pp.125‑133,（2001）．
（10） 山田卓陽，千葉吾郎，戸塚信夫，有岡孝司，

温ホウ酸水中ステンレス鋳鋼と溶接金属のSCC 進展挙動 ”，第 58 回材料と環境討論会，

INSS JOURNAL Vol . 23 2016 RV 1

152

（2011），D-115.

Fontevraud 6,（2006）．

（21） 山田卓陽，寺地巧，宮本友樹，有岡孝司，“ ス（31） Y. Maruno, J. Kaneda, R. Obata, M. Koshiishi,

テンレス鋳鋼の高温水中 SCC 進展挙動 - 腐

M. Ando and K. Nakata, Proceedings of

食電位，鋼種，熱時効，冷間加工の影響 -”，JSCE Materials and Environments,（2009）

INSS JOURNAL Vol.18, pp.158‑169,（2011）．

A-201.

（22） 山田卓陽，寺地巧，宮本友樹，有岡孝司，“ ス（32） ASTM-A800

テンレス鋳鋼の高温水中 SCC 進展挙動に及ぼ（33） G. O. Ilevbare, F. Cattant and N. K. Peat,

す熱時効の影響 ”，材料と環境 2016（2016），"SCC of Stainless Steels under PWR Service

A-302.

Conditions", Fontevraud 7, A115 T03,
（2010）．

（23） 経済産業省 原子力安全・保安院 ,「炉心シュ（34） Francois Cattant, “MATERIALS AGING IN

ラウドおよび原子炉再循環系配管の健全性評

LIGHT WATER REACTORS”, HANDBOOK

価について−検討結果の整理−」，経済産業

DESTRUCTIVE ASSAYS, EDF and MAI

省白書・報告書，（2004）．

（2014）．

（24） J. R. Hixon, J. H. Kim, R. G. Ballinger,（35） 有 岡 孝 司， 山 田 卓 陽， 寺 地 巧， 福 村 卓 也，“EFFECT OF THERMAL AGING ON SCC“PWR1 次系環境でのステンレス鋼の SCC 挙

AND MECHANICAL PROPERTIES OF

動 ”，INSS MONOGRAPHS No.5（2012）．

STAINLESS STEEL WELD METALS”, 13th
International Conference on Environmental
Degradation of Materials in Nuclear Power
Systems, Whistler, British Columbia, August
19‑23,（2007）．
（25） J. H. Kim, R. G. Ballinger, P. W. Stahle,"SCC Crack Growth in 316L Weld Metals in
BWR Environments", Corrosion/2008, Paper
No.08600.
（26） T. Lucas, R.G. Ballinger H. Hanninen
and T. Saukkonen, “Effect of Thermal
Aging on SCC, Material Properties andFracture Toughness of Stainless Steel Weld
Metals”, 15th International Conference on
Environmental Degradation of Materials in
Nuclear Power Systems,（27） J. H. Kim, R. G. Ballinger, Stress Corrosion
Cracking Crack Growth Behavior of Type
316L Stainless Steel Weld Metals in Boiling
Water Reactor Environments, CORROSIONSCIENCE（28） R. Ishibashi, T. Kato, J. Kuniya, H. Fujimori,Y. Kitsunai T. Karasuma and M. Kodama,Proc. of the 52nd Japan Conf. on Materials
and Environments,（2005），B-208.
（29） H. Abe, K. Shimizu and Y. Watanabe, Proc.
of the 53rd Japan Conf. on Materials andEnvironments,（2006），D-204.
（30） K. Kumagai, S. Suzuki and K. Asano,