INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 9154

実機模擬 690 合金の PWSCC き裂進展速度
PWSCC crack growth rate of alloy 690 to simulate actual plant material
福村

卓也（Takuya Fukumura）＊1

戸塚信夫（Nobuo Totsuka）＊1

要約 国産 690 合金き裂進展速度を把握するために，実機プラントで使用実績のある２社の 690合金を入手し，冷間加工を加えた TT690 合金の PWR 一次系模擬環境中で PWSCC き裂進展速度を評価した．20% 冷間加工材のき裂進展速度は２社とも 5 × 10‑11m/s 以下であり，Bettis から報告されたような速いき裂進展速度ではなかった．また２社の TT690 合金のき裂進展速度には最大で 2.5 倍程度の差がみられた．
キーワード

ニッケル基合金，TT690，冷間加工，発生域き裂進展速度，PWR

Abstract
In order to understand the PWSCC crack growth rate of domestically produced
alloy 690, alloy 690 materials were obtained from two companies which supply materials that areused in actual plants. PWSCC crack growth rates of cold worked alloy TT690 were measured
under simulated PWR primary water conditions. The crack growth rates of 20% cold-worked
alloy TT690 from both companies were less than 5×10‑11 m/s, and the crack growth rates were
not as fast as reported from Bettis. Also it was observed that there was up to about 2.5 times
diﬀerence in the crack growth rates of TT690 of the two companies.
Keywords

nickel based alloy, TT690, cold work, crack growth rate, PWR

Bettis により報告（3） された．他の研究機関からも

1. はじめに冷間加工を加えた TT690 合金のき裂進展速度につニ ッ ケ ル 基 合 金 は 耐 食 性 に 優 れ， 加 圧 水 型 原

いて報告（4）,（5） がなされたが，10‑13 〜 10‑9 m/s の子 炉（PWR, pressurized water reactor） の 圧 力

広い範囲に分布している．き裂進展速度にバラツキ

容器管台や管台溶接部等 PWR 一次系の圧力バウが大きい原因として材料や試験条件の違いが考えらンダリを構成する主要な部位に広く使われていれるが系統的には評価されていない．そのため国内

る． ミ ル ア ニ ー ル（MA, mill annealed）600 合 金

で使用されている TT690 の PWSCC き裂進展挙動

は PWR 一次冷却材環境下では一次冷却材応力腐を把握するため，２種類の実機模擬 690 合金材（実食 割 れ（PWSCC, primary water stress corrosion

機材の 690 合金塊（ビレット）を入手し，最終熱処（1）,（2）．そ理と冷間加工を実施）を 0.5 インチのコンパクトテのため，従来の MA600 合金からより耐 SCC 性が高ンション（CT, compact tension）試験片に加工し，いとされる特殊熱処理（TT, thermal treatment）

PWR 一次系模擬環境下，定荷重試験でき裂進展速690 合金に材料変更が行われた．

度を調べ，材料の粒界炭化物占有率等の材料因子とcracking）を起こすことが知られている

TT690 合金は 600 合金より Cr 含有量が高く，さの関係を調べた．

らに TT 処理という最終熱処理を加えることにより，粒界に炭化物を十分に析出させた材料である．

2. 試験方法

冷間加工を加えていない TT690 合金は MA600 合
金に比べて優れた耐 SCC 性を示すが，冷間加工を

2-1. 供試材

加 え た TT690 合金では冷間加工を加えていない
MA600 合金より高いき裂進展速度を示すことが＊ 1 （株）原子力安全システム研究所

技術システム研究所

供試材は日本のプラントで使用実績のあるメーカ

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 9155

２社
（A 社および B 社）の690合金ビレットを入手し，の材料の TT 処理条件，材料組成および機械的性質

実機相当の特殊熱処理（TT 処理）を実施し，そのを表１に示す．

後圧延により 20% の冷間加工を加えた．それぞれ
表１

TT690 合金の TT 処理条件（上），材料組成（中）および機械的性質（下）メーカ

TT 処理条件

A

1075 ℃ 2h- 水冷 +700 ℃ 15h- 空冷

B1040 ℃ 1.5h- 水冷 +720 ℃ 10h- 空冷
単位：重量 %

メーカ

C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

Fe

Cu

A

0.021

0.15

0.30

0.010

0.001

60.57

29.5

9.15

0.03

B

0.015

0.17

0.05

<0.005<0.001

60.7

29.3

9.09

<0.01

メーカ

A

B

2-2.

冷間加工度
（%）
20

20

耐力
（MPa）

引張強さ
（MPa）

伸び
（%）

硬さ
（Hv）

温度
（℃）

701

770

17.5

254

室温

612

644

13.0

‑

320

608

645

13.2

‑

360

641

762

32.1

262

室温

578

640

25.0

‑

360

PWSCC き裂進展試験方法

取り出し，大気中で破面を開放し，き裂進展量を測定した．き裂進展は破面をデジタルマイクロスコー

PWSCC き裂進展速度の測定にあたり，供試材をプと走査型電子顕微鏡（SEM）で観察し，き裂進

図１に示す 0.5TCT 試験片に加工した．予き裂は大展量を等間隔に 10 点測定し，その最大値と平均値

気中で疲労により導入し，その長さは約 2mm であを求めた．なお，PWSCC が局所的に進展している

る．試験片はエタノールとアセトンの混合液で脱脂洗浄し，酸化ジルコニウムの絶縁材で試験片を絶縁ものについては，その最大値のみを評価した．
き裂進展速度 CGR の評価に関しては，式（1）でして図２に示す液循環式腐食試験装置に取り付け

示すように最大 PWSCC き裂進展量αMAX を試験時た．

間 t（荷重を負荷した時間）で割ることにより最大
き裂進展速度 CGRMAX を，式（2）で示すように平均

水質に関しては，ほう酸をほう素換算で 500ppm，濃度を 2.7ppm とした．水質調整はイオン交換水に

PWSCC き裂進展量αAVE を試験時間 t で割ることにより平均き裂進展速度 CGRAVE を求めた．なお，一ほう酸と水酸化リチウムを添加して所定の濃度と部サブクラック（他のき裂から枝分かれしたき裂がし，水質調整タンクにおいて高純度アルゴンガスで開放破面上において開口き裂として観察されたも脱気し，水素ガスを添加して所定の溶存水素濃度にの）のみが観察された破面に関しては，サブクラッ
クが観察された深さをαMAX とみなして，CGRMAX を

水酸化リチウムをリチウム換算で 2ppm，溶存水素調整した．
試験温度に関しては，同じニッケル基合金である
600 合金の PWSCC き裂進展速度はアレニウス型の評価した．また，試験片の方位に関しては図３に示す全６方位について CGR を求めた．

温度依存性を示すことが知られており（1），温度加速のため，試験温度を 360℃とした．所定の試験温式（1）度に昇温後，荷重を負荷した．負荷応力は応力拡大係数（K 値）の初期値が約 30MPa･m0.5 となるように設定し，定荷重試験を実施した．
き裂進展量の評価に関しては，約 3000 から 7700
時間の試験後，試験片を液循環式腐食試験装置から式（2）INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 9

156

単位：mm

減圧弁

オートクレーブ

Arガス

冷却器

2-φ6.4

試験片

ヒーター

水素ガス

調整槽
熱交換器

水質計測 アキュムレータ
ポンプ

駆動系
予熱器

高圧定量ポンプ

図１

0.5TCT 試験片形状および寸法

図２

図３

液循環式腐食試験装置系統

冷間加工材の方位

2-3. 粒界炭化物占有率測定方法
粒界炭化物占有率の測定に関しては，図４に示す
ように 0.5TCT 試験片を厚さ 3mm で切断し，内側断面をコロイダルシリカでの鏡面仕上げまで研磨し，観察面とした．一つのサンプルにつき予き裂先
端近傍の粒界三重点を含む 10 視野を SEM で拡大観察し，粒界と粒界炭化物の長さを計測した．粒界炭化物占有率 CC は式（3）に示すように粒界炭化物の長さ LC の総和を粒界長さ LGB の総和で割ることによ
り求めた．

式（3）

図４

粒界炭化物占有率測定のイメージ

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 9157

合金では，方位 S-L で複数個所に局所的な IGSCC，

3. 試験結果

方位 L-S および S-T で１〜２箇所の極めて局所的な
IGSCC，方位 T-L，T-S および L-T ではサブクラッ

3-1. き裂進展速度の測定結果
き裂進展試験後の破面の観察例（A 社方位 S-L）

クのみが観察された．
CGRMAX に関しては，６方位での測定結果として，を図５に示す．A 社の方位 S-L（試験時間 5252h）

A 社の TT690 合金では，き裂進展試験時間 4989 〜

では予き裂先端から連続した予き裂とは異なる破面

7687 時 間 で 4.29 × 10‑12 〜 4.42 × 10‑11m/s，B 社 のが観察され，当該部の SEM による拡大観察から粒TT690 合金では，き裂進展試験時間 3000 〜 6477 時

界型応力腐食割れ（IGSCC）破面であることが確認

間 で，2.96 × 10‑12 〜 1.75 × 10‑11m/s を 得 た． ま た
CGRAVE に関しては，A 社の方位 S-L および T-S でそされた．
A，B 両社の全６方位の破面の比較を図６に示し，れぞれ，3.23 × 10‑11 と 1.13 × 10‑11m/s を得たが，Aき裂進展速度を評価した結果を表 2 に示す．図６中社のそれ以外の方位および B 社の全ての方位では局

IGSCC 箇所を白の矢印で示した．破面形態に関し所的な IGSCC あるいはサブクラックしか観察されなかったため，CGRAVE は評価対象外とした．

ては，A 社の TT690 合金では，方位 S-L で連続した
IGSCC，方位 T-S でほぼ連続した IGSCC，方位 T-L
で複数個所に局所的な IGSCC，方位 S-T および L-T
で１〜２箇所の極めて局所的な IGSCC，方位 L-S ではサブクラックのみが観察された．B 社の TT690

EDMノッチ

疲労予き裂

IGSCC
試験後開放破面

500µm

図５

500µm

破面観察例 （左上：開放後の 0.5TCT 試験片，右上：破面部拡大，左下および右下：IGSCC 部拡大）

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 9

158

方位

Ａ社

Ｂ社

疲労予き裂
S-L

局所的なIGSCC
連続したIGSCC

T-L

T-S

L-S

S-T

L-T

図６

CW20%TT690 合金の PWSCC 破面の A,B 社間および方位間の比較

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 9

表２

159

CW20%TT690 合金のき裂進展速度測定結果 （温度 360 ℃，CW20%，応力拡大係数初期値約 30MPa･m0.5）

メーカ

方位

CGRMAX（m･s‑1）CGRAVE（m･s‑1）

試験時間
（h）

破面形態

S-L

4.42 × 10‑11

3.23 × 10‑115252

連続した IGSCC

T-L

2.99 × 10

‑11

‑

5252

局所的な IGSCC

T-S

2.30 × 10‑11

1.13 × 10

7687

ほぼ連続した IGSCC

L-S

4.29 × 10‑12

‑

4989

サブクラック

S-T

1.20 × 10

‑11

‑

4989

極めて局所的な IGSCC

L-T

6.35 × 10‑12

‑

4989

極めて局所的な IGSCC

S-L

‑11

‑

3000

局所的な IGSCC

T-L

1.51 × 10

‑11

‑

4296

サブクラックT-S

1.22 × 10‑11

‑

4296

サブクラック

L-S

‑12

‑

6477

極めて局所的な IGSCC

S-T

1.22 × 10

‑11

‑

3000

極めて局所的な IGSCC

L-T

6.39 × 10‑12

‑

3000

サブクラックAB‑11

1.75 × 10

2.96 × 10〜 0.80 の範囲に分布し，その平均は 0.50 であった．

3-2. 粒界炭化物占有率測定結果

B 社では 0.30 〜 0.61 の範囲に分布し，その平均は 0.47
粒界炭化物占有率の測定例を図７示す．1µm 以であった．

下の大きさの炭化物が多数析出しており，そのほとんどが粒界上に析出している．A および B 社の粒界
A社

0.19

0.12

長さ/µm

0.05

粒界炭化物占有率=0.49

1.0

0.8

粒界炭化物占有率=0.50

6

数値は粒界上の炭化物
粒界炭化物
長さ/µmを示す

0.16

総粒界長さ
総炭化物長さ
炭化物占有率8

図８に示す．粒界炭化物占有率 CC は A 社では 0.33

0.6
4
0.4

0.14

粒界炭化物占有率

炭化物占有率等を 10 視野について整理したものを

0.13
2
0.2

粒界

0.12
0.08
0.11
0.14

0.13

0
0.30

0.85

0.0
1

0.20

2

3

4

5

6

7

8

9

10

粒界

1µｍ
総粒界長さ
総炭化物長さ
炭化物占有率8
B社

1.0

粒界炭化物占有率=0.49
6
0.05

0.05

粒界炭化物占有率=0.47

0.36
長さ/µm

0.10
0.06

0.6
4
0.4

0.20
0.52

0.10 0.07

粒界炭化物占有率

0.8

0.12

2
0.2
0.58
1µｍ
0.06

図７

0

0.12

粒界炭化物占有率測定例（上：A 社，下：B 社）

0.0
1

2

3

4

5

6

7

8

9

10

粒界

図８

粒界炭化物占有率測定結果（上：A 社，下：B 社）

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 9

160

4. 考察

10‑12 〜 1.75 × 10‑11m/s で あ る． こ の き 裂 進 展 速 度
CGRMAX の範囲を報告（4）されている 690 合金のき裂

4-1. 実機模擬 TT690 合金の
PWSCC き裂進展速度

進展データと比較したものを図９に示す．図９のき裂進展速度には冷間加工度，温度等異なる条件のデータも含まれているので大きくばらついている．

温度 360℃，PWR 一次系模擬水中，冷間加工度
0.5

比較的条件の近いき裂進展速度の測定として，冷間20%，応力拡大係数約 30MPa･m の条件で 0.5TCT

加工度 20%，応力拡大係数約 32MPa･m0.5，方位 S-L

定荷重により PWSCC き裂進展試験を実施した結の条件で海外 ATI 社製 TT690 のき裂進展速度 4.5

果，試験時間 3000 〜 7687 時間で 12 個中２個の試験片に連続した IGSCC 破面が見られ，他の６個の試

× 10‑11m/s が報告（9） されており，A 社方位 S-L のCGRMAX の 4.29 × 10‑11m/s とほぼ同程度となってい験片に局所的な IGSCC 破面が見られ，残りの試験

る．

片にも IGSCC に起因すると考えられるサブクラッ

本研究で測定されたき裂進展速度は文献データのクが観察された．これより国産の TT690 合金でも範囲内であり，Bettis から報告されたほぼ同じ応力

冷間加工が加わると PWSCC によるき裂進展は起こ

拡大係数のき裂進展速度に比べて一桁以上小さいこ

りうることが確認された．

とが確認された．なお，図９中の灰色の曲線は冷間

き 裂 進 展 速 度 に 関 し て は A 社 の CGRMAX は 4.29

加工を加えていない 600 合金のき裂進展速度線（出× 10‑12 〜 4.42 × 10‑11m/s，B 社 の CGRMAX は 2.96 ×

典：MRP-55（12））を比較として示されたものである．

A社
B社

図９

4-2.

TT690 のき裂進展速度と文献データ（4）との比較

PWSCC き裂進展速度の方位依存性

S-L 方位のき裂進展速度が大きくなる理由については，寺地らは 20% 冷間加工を加えたステンレスCGRMAX を方位で整理したものを図 10 に示す．A

鋼のき裂進展速度におよぼす方位依存性の中で，幾社，B 社ともに方位依存性が見られ，A 社の方位依

何学的に結晶粒が L 方位に扁平な変形することが寄存性は S-L>T-L>T-S>S-T>L-T>L-S であり，B 社の与し，き裂の進展方向が L 方位の場合，S 方位より

方位依存性は S-L>T-L>T-S 㲔 S-T>L-T>L-S であり，直線的にき裂が進展し易いため，き裂進展速度が大A 社と B 社でほぼ同様の方位依存性が見られた．こきくなると考察（7）しており，TT690 合金に関して

れより６方位のうち S-L のき裂進展速度が最大であも同様の機構が働くことが推察される．

ることが確認された．TT690 合金の方位依存性について系統的に調べられた例はないが，S-L>T-S という EPRI の報告（6）や S-L>T-L という Brummer らの報告（4）と整合している．

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 9

5.E-11
20%CWTT690, 360ºC, K値約30MPa･m0.5&*50$;/m･s‑1

4.E-11161

せることにより耐 SCC 性が向上することが報告（8）されている．A 社の伸びが小さいことは，PWSCC
き裂進展速度が大きいことと整合する．
ただし，
ニッ

Ａ社
Ｂ社

3.E-11ケル基合金での P や Mn 含有率の違いと粒界不純物
偏析，粒界脆化，伸びや PWSCC き裂進展速度の関係は定量化されておらず，本研究で確認された材料

2.E-11の違いで PWSCC き裂進展速度の差を説明できるか
1.E-11

は今後の課題である．
PWR で用いられている 690 合金は SCC 抑制のた

0.E+00
S-L

T-L

T-S

S-T

L-T

L-S

方位

図 10

PWSCC き裂進展速度の方位依存性

め粒界に炭化物を析出させる TT 処理が行われている．そのため，粒界炭化物の析出状況の違いが材料
間のき裂進展速度の違いに影響しているか検討した．粒界炭化物占有率は図８に示すように平均する

4-3.

PWSCC き裂進展速度の材料依存性と A 社と B 社でそれぞれ 0.50 と 0.47 で僅かに A 社の方が大きかった．しかしながら，その分布は A 社

図 10 に 示 す よ う に A 社 と B 社 の TT690 合 金 のCGRMAX を比較すると，方位 S-L,T-L,T-S,L-S では A

では 0.33 〜 0.80 の範囲に分布し，B 社では 0.30 〜 0.61

社の方が B 社より大きく，方位 S-T,L-T ではほぼ同が大きかった．このため粒界炭化物占有率の差でき等であった．また表２に示すように A 社の TT690

裂進展速度の違いを説明することは難しい．

の範囲に分布し，両社の材料とも視野毎のバラツキ合金では 5252 時間で方位 S-L に連続的な IGSCC 破

次に粒界炭化物のサイズの違いについて検討し面が観察されたのに対し，B 社では 3000 〜 6477 時

た．A 社と B 社の TT690 合金の粒界炭化物析出状

間でいずれの試験片も局所的な IGSCC 破面しか観況各 10 視野で観察された粒界炭化物の長さの分布

察されなかった．これらより国産の TT690 合金のを比較したものを図 11 に示す．両社とも 0.2µm 以

PWSCC き裂進展速度はメーカによる違いが見ら下の小さな粒界炭化物の割合が多く，1µm に近い

れ，A 社の材料の方が B 社より速いことが確認された．ただしその違いは CGRMAX でみて S-L 方位で最ものも僅かに観察される．粒界炭化物の長さの分布

大 2.5 倍程度である．

らき裂進展速度の違いを説明するのは難しい．なも顕著な違いは見られず，粒界炭化物の析出状況か

A 社と B 社の TT690 合金では表１に示すように

お，600 合金の PWSCC に関しては粒界炭化物占有

化学組成の P および Mn や機械的特性の伸びに違い率を高めると耐 SCC 性が向上することが知られてが見られる．P については A 社，
B 社でそれぞれ0.010

いるが（1），690 合金に関しては逆に粒界炭化物析出

と <0.005wt% で A 社の方が大きく，Mn についてはを抑制した材料でき裂進展速度が抑制される傾向も

A 社，B 社でそれぞれ 0.30 と 0.05wt% で A 社の方が大きく，360℃の伸びについては A 社，B 社でそれ70

ぞれ 13.2 と 25.0% で A 社の方が小さい．

50

不純物により粒界が脆化する機構が知られている
脆化し，PWSCC き裂進展速度を増加させた可能性が考えられる．また，鉄鋼材料の焼き戻し脆化では

頻度

（10）

．A 社の P 濃度が高いことは，A 社の粒界がより

40
30

Mn は粒界偏析を促進することが知られている（11）．

20

ニッケル基合金の PWSCC き裂進展速度におよぼす

10

Mn の影響は把握されていないが，鉄鋼材料と同様の機構が働くとすれば，A 社の Mn 濃度が高いこと

Ａ社
Ｂ社

60

一般的に P は不純物として粒界偏析し，偏析した

0

0.1

0.2

0.4

0.5

0.6

0.7

0.8

0.9

粒界炭化物長さ，/& /µm

により粒界偏析が促進された可能性がある．また，高強度材の SCC（遅れ破壊）では伸び性を向上さ

0.3

図 11

粒界炭化物長さの頻度分布

1

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 9162

報告（5）されている．

Cracking of Alloy 690 on Temperature, Cold

いかなる材料間差異がどういう機構でき裂進展速Work, and Carbide Precipitation − Role

度に影響を及ぼしているか知るためには，さらにミof Diffusion of Vacancies at Crack Tips,”

クロな観察や電気化学的な手法などを組み合わせてCorrosion 67（3）, March 2011.

検討する必要があると考えられる．

（6） Resistance of Alloys 690, 152, and 52 toPrimary Water Stress Corrosion Cracking,

5.

まとめ

EPRI, April 2013.
（7） 寺地巧，山田卓陽，千葉吾郎，有岡孝司，「脱国産メーカ２社の 690 合金に TT 処理と 20% 冷間

気高温水中におけるステンレス鋼の応力腐食加工を加えた実機模擬 TT690 合金を用い，360℃の割れ− 冷間加工度および加工方位の影響−」,

PWR 一次系模擬環境中で 0.5TCT 試験片定荷重試

INSS JOURNAL Vol.3, 原子力安全システム

験で PWSCC き裂進展速度を測定し，以下の知見を研究所 , pp179‑193（2006）．

得た．

（8） 例えば

１．20％冷間加工を加えた国産 TT690 合金のき裂‑11進展速度は最大でも 4.42 × 10 m/s で Bettis か並林，藤田，茨木，隠岐，神戸製鉄

技報，Vol.54，No.3，p16.
（9） M. B. Toloczko, M. J. Olszta, and S. M.

ら報告されている値より一桁以上小さい．

Bruemmer, “One Dimensional Cold Rolling

２．き裂進展速度には方位依存性が見られ，方位Effects on Stress Corrosion Crack Growth

S-L が最も速い．
３．メーカによりき裂進展速度に最大 2.5 倍程度の

in Alloy 690 Tubing and Plate Materials”
Proc. 15th Int. Conf. Environmental Degradation

差が見られたが，粒界炭化物占有率等からはそof Materials in Nuclear Power SystemsïWaterの差を説明することは難しく，よりミクロな観

Reactors,（2012）．

察等さらなる検討が必要である．

（10） 例えば 金属便覧改訂６版，日本金属学会編，
p330.
（11） 例えば

文献

渡辺十郎，進藤弓弦，村上賀国，日本製鋼所技報，Vol.38，p69，（1978）．
（1） 戸塚信夫，釜谷昌幸，藤井克彦，寺地巧，「PWR（12） Crack Growth Rates for Evaluating Primary

一 次 系 環 境 下 に お け る 600 合 金 の 応 力 腐 食

Water Stress Corrosion Cracking（PWSCC）

割れの発生と予測」，INSS MONOGRAPHS

of Thick-Wall Alloy 600 Material（MRP-55）,

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