INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 7

ステンレス鋼と Ni 基溶接金属異材溶接部の高温水中 SCC 進展挙動
SCC Growth Behavior of alloy 182 and 152 /SUS316 dissimilar metal weld joints in
High-Temperature Water
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
蒸気発生器などの管台部と配管を接合する場合，低合金鋼とステンレス鋼には Ni 基溶接金属が用いられることが多い．本研究では，ステンレス鋼と Ni 基溶接金属異材接合部の 320℃のPWR1 次冷却材環境下の SCC 挙動を調べた．溶接部材による検討に加え，溶接部材と母材の希釈による化学組成を模擬したモデル合金を用いて，CT 試験片による SCC 進展試験を実施した．溶
接部材は，182 合金と 152 合金の溶接棒を使用し，母材を SUS316 として製作した．希釈部モデル
合金としては，1030℃× 1h の溶体化熱処理材に，20% の圧下率で冷間加工を施したものを製作した．
182 合金 /SUS316 溶接部では SCC 進展が確認されたが，他の 600 系 Ni 基溶接金属で報告されている SCC 進展を超える部位は確認されなかった．152 合金 /SUS316 溶接部では，希釈部を含めて
152 合金側に有意な SCC 進展は観察されなかった．希釈部の化学組成を想定した７種のモデル合金（Fe-16%Cr-x%Ni（x=16,20,25,32,40,50,60））の SCC 進展速度は，SUS316 と MA600 のそれを大きく逸脱するものではなかった．また，Cr 濃度 20% のモデル合金（Fe-20%Cr-x%Ni（x=25,40））
では，16%Cr のモデル合金に対して SCC 進展が一桁程度遅くなった．以上の結果から，182 合金
および 152 合金と SUS316 の異材溶接部で，特異に SCC 進展を速める可能性は低いものと考えられた．さらに，高 Cr 濃度の 152 合金と SUS316 の異材溶接部では，希釈部を含めて SCC が抑制されることが示唆された．
キーワード

異材溶接部，高温水中応力腐食割れ（SCC），SCC 進展速度，冷間加工，軽水炉

Abstract
Ni-base weld metals are usually used for dissimilar joints with low alloy steel andstainless steels, e.g. between a steam generator and piping in nuclear power plants. In thisstudy, SCC behavior of dissimilar metal weld joints, such as Ni-base weldments and SUS316,
was investigated in simulated PWR water at 320℃. In addition model alloys, solution treated at
1030℃×1h and 20% cold-worked were prepared to simulate chemical compositions at the weld
dilution zone.
Commercial alloy 182 and 152 welding rods were used as weld materials. SCC growth behavior
were evaluated using compact tension specimens cut from near the weld fusion line. SCC growth
was observed in alloy 182 including the weld dilution zone, but the growth rate did not exceedthat of the other Ni-base weld materials. No signiﬁcant SCC growth was observed in the case ofalloy 152 including the weld dilution zone. The SCC growth rate of Fe-16%Cr-x%Ni（x=16, 20, 25,
32, 40, 50, 60）model alloys, simulating the chemical composition near the weld dilution zone, did
not signiﬁcantly exceed those of SUS316 and MA600. The SCC growth rate of Fe-20%Cr-x%Ni（x=25, 40）model alloys was an order of magnitude slower. These ﬁndings suggested that there
were no remarkable eﬀects due to the change in chemical composition near the weld dilution
zone of 182 and 152 alloys. The results also suggested that the SCC growth was suppressed in
the dissimilar weld joint with alloy 152 of high Cr concentration and SUS316 including the weld
dilution zone.
Keywords

dissimilar metal weld joint, stress corrosion cracking（SCC）
in high-temperature water,
SCC

growth rate, cold-work, light water reactor＊ 1 （株）
原子力安全システム研究所 技術システム研究所

117

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 7118

溶接部材を製作し溶接境界部近傍の SCC 挙動を評

1. はじめに価した．また，SCC 挙動に影響する材料因子とし異材を接合する溶接部は，母材と溶接金属の成分て希釈による化学組成の変化に着目し，化学組成をが大きく異なるため，希釈の影響で化学組成や冶金模擬したモデル合金（以下，希釈モデル合金と呼ぶ）

学的な変化を伴う場合がある．一般に，炭素鋼や低を製作し SCC 挙動を評価した．

合金鋼をステンレス系溶接金属で溶接する場合，溶接境界部近傍でマルテンサイトが生成することがあ

2. 実験方法

る．このような部分は通常極めて硬く，靭性・延性が低く，低温割れも発生しやすいので，マルテン

2.1 供試材

サイト生成を避けるため Ni 濃度を高めた溶接材料が用いられることが多い．また Ni 基系溶接材料は，（1）溶接部材

低合金鋼とオーステナイトステンレス鋼の中間的な溶接部材は SUS316 の母材に V 開先を施し，初層

熱膨張係数を有するので，溶接熱サイクルに対する部をティグ溶接（Tungsten Inert Gas, TIG 溶接），

熱疲労に対しても有利である．
以上のような理由で，

中 間 部 を 被 覆 ア ー ク 溶 接（Shielded Metal Arc

原子力発電プラントでは，蒸気発生器の管台部と配Welding, SMAW）による多層盛りで製作した．中管を接合する場合などの低合金鋼とステンレス鋼の間部の溶接部材は，182 合金または 152 合金の溶接

接合に，Ni 基系溶接材料が用いられる．

棒 を 用 い た．182 合 金 と 152 合 金 お よ び 比 較 材 の異材溶接部を対象とした軽水炉条件での応力腐食

SUS316 と MA600 の化学組成を表１に示す．図１

割れ（stress corrosion cracking, SCC）に関して，に溶接完了時の外観を，溶接材の開先形状およびマ

低合金鋼とステンレス鋼の溶接部を想定した研究がクロ組織の代表例を図２（a）に示す．溶接時の溶接なされ，高電位環境下の低歪速度引張試験（slow

熱歪による変形を避け，溶接熱影響部近傍の熱収縮

strain rate test, SSRT）により，溶接境界部近傍でによる硬化を模擬するため，母材を拘束台に固定しSCC 感受性増大の可能性が指摘されている（2）．低溶接した．

合金鋼と 600 系 Ni 基溶接金属の 182 合金を対象とし

図２（b）に，溶接線からの距離に応じた硬さ分布

た研究では，沸騰水型原子力発電所（boiling water（0.5mm ピッチ）の，182 溶接金属の例を示した．

reactor, BWR） 環 境 下 の SCC 挙 動 が 調 べ ら れ，
SCC 感受性増大の可能性が指摘される（3）．一方で，182 合金から低合金鋼に侵入した SCC き裂は，溶接線近傍で停留する挙動などが報告されている（4 〜 7）．

拘束台

Ni 基溶接金属とステンレス鋼の溶接では，マル拘束台

テンサイトの生成のような冶金的な変化を避けることができるが，希釈の影響で化学組成が変化する部位が形成する．軽水炉で使用される Ni 基溶接金
属 に は，600 系 の 82，182，132 合 金 や 690 系 の 52，
152 合金などがあり，これらについて SCC 挙動の評価が行われている（8）が，この希釈部まで考慮した

母材

溶接金属

SCC 研究例はほとんどない．
そこで本研究では，厚肉配管の溶接部を想定した
表１

図１

溶接状況の外観

供試材の化学組成（％）

ID

C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

Mo

Fe

Nb+Ta

Ti

182 合金

0.070

0.65

7.52

0.005

0.007

67.8

14.48

−

6.91

1.83

0.46

152 合金

0.034

0.31

4.32

0.019

0.009

54.40

29.02

<0.01

10.21

1.47

0.09

SUS316

0.044

0.38

1.39

0.025

0.0002

11.22

16.26

2.05

残部

−

−

MA600

0.060

0.33

0.35

0.006

<0.001

76.26

16.02

−

6.94

0.012

−

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 7

119

22mm

（a）硬さ測定位置（b）硬さ分布
図２（c）機械的性質

溶接部材の硬さ分布と機械的性質（微小引張試験）

測定位置は図２（a）に対応する．溶接金属中の硬さ定し，類似の傾向を確認した．

（ビッカース硬さ）は平均 HV（0.05）＝ 237（58）で，カッコ内に示したバラツキは 58 と若干大きい

図２（c）に，溶接線からの距離に応じた 0.2% 耐力（320℃）を示した．丸棒引張試験は 3mmƴ の小型

ものの，溶接境界部近傍で顕著な硬化や軟化は観察試験片で実施した．0.2% 耐力は，溶接金属中と溶されなかった．母材の硬さ分布は，溶接線に向かっ

接熱影響部（溶接線から 3mm）の値がほぼ同等でて硬化する傾向を示し，溶接線から十分に離れた位あった．すなわち，
溶接部近傍（3mm）0.2% 耐力は，置（10 〜 25mm）の平均硬さ HV（0.05）=181（37）溶接時の熱歪により上昇したものと考えられる．

に対して，溶接部近傍（1mm）の硬化量は，平均SCC 進展試験には ASTM 標準 0.5tCT 試験片を用

硬さ HV（0.05）＝ 215（55）まで硬化した．溶接部

いた．
試験片採取方位と溶接線の関係を図３に示す．

近傍（1mm）の硬さも，溶接金属中と同様に，硬試験片板厚中央部に溶接線が位置するように採取しさのバラツキが若干大きい．これら溶接金属中およた（採取方位 A）．182 合金については，希釈部近び溶接熱影響部の硬さのバラツキの理由は，多層盛傍に予き裂先端が位置するように採取した（採取方りによる溶接時の複雑な繰り返し熱履歴により，硬位 B）ものも併用した．

化と軟化が繰り返されるためと推察される．溶接部
近傍（1mm）の最大硬さは HV（0.05）=240 であり，

（2）希釈部モデル合金

この値は溶接金属中の硬さの平均値と同程度であっ

182 合 金（68%Ni-15%Cr） と SUS316（16%Cr-

た．152 溶接金属についても，同様の硬さ分布を測

11%Ni）の接合では，Cr は濃度差がほとんどなく，INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 7

120

図３

溶接部材の断面マクロ組織と試験片採取方位

16% 程度だが，濃度差の大きい Ni は 11 〜 68% の間を考慮した評価が必要と考えた．そこで，モデル合で変化する．そこで Cr 濃度を 16% で固定した Fe-

金に対しては，圧下率 20% の冷間圧延（cold work,

16%Cr-x%Ni（x=16,20,25,32,40,50,60）７種を用いた．

CW） を 施 し，T-L 方 位 で 0.5tCT 試 験 片 を 採 取 しまた，152 合金（54%Ni-29%Cr）と SUS316（16%Cr-

SCC 進展試験に供した．比較材の SUS316，MA600

11%Ni）の接合では，Cr 濃度についても 16 〜 29% の合金についても 20%CW 後，T-L 方位で 0.5tCT 試験

間で変化するため，20%Cr まで増量した Fe-20%Cr-片を採取し，SCC 進展試験に供した．

x%Ni（x=25,40）２種を用いた．これらの合金には，

図 ４ に， 各 モ デ ル 合 金 の 材 料 強 度（320 ℃ の微量元素として 0.03%C, 0.3%Si, 0.4%Mn を目標組成

0.2% 耐力と常温の硬さ）を Ni 濃度に対して示す．

として添加されている．また，実用鋼相当の熱間鍛

20%CW モデル合金の材料強度は，実用鋼である

造，熱間圧延を施した後，1030℃で溶体化熱処理しSUS316 や MA600 に比べて若干低いが，各々のモた．ステンレス鋼配管との溶接部については，溶接

デル合金の硬さ，0.2% 耐力の差は小さい．また，時および溶接後の熱鋭敏化を避けるため，低合金鋼

平均結晶粒径についても 80 〜 340µm の範囲内で，などで施工される応力除去焼鈍は施工されないこと

概ね同程度であった．

が多い．したがって，この部位の評価には溶接熱歪

図４

希釈部モデル合金の機械的性質の Ni 濃度依存性

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 7

2.2

SCC 進展試験

121

点計測した SCC 深さを示す．測定位置は左側５点が SUS316 母材に位置し，右側５点は 182 合金に位SCC 進展試験は，320 ℃で PWR1 次冷却材模擬水置する．182 合金では，溶接線から 0.2mm の位置で行っ中（500ppm B，2ppm Li，
30 cc H2 / kg ・H2O）

で 0.28mm 深さの SCC が観察されたが，溶接線かた．試験時間は，920h 以上とした．最も SCC 進展

ら 3.8mm の位置で SCC が観察されない部位があり，が遅いと想定された 152 合金 /SUS316 溶接部材は，溶接線からの距離に応じて，SCC 挙動が異なるよう

総試験期間として 7,963h とした．試験開始時の応にも見える．溶接金属の SCC 進展は，櫛歯状に進力拡大係数 K は，30 MPa √ m とし，SCC 進展が遅展することが報告されており，溶接境界部近傍でないことが予想された部材については，初期に周期的くても SCC 進展速度は，場所により異なる（8）．そ除荷（台形波条件）を付与し，その後定荷重条件

こで，溶接部材の SCC 挙動については，過小評価に変更した．台形波条件は，応力比 R=0.7，保持時を避けるため SCC 深さの最大値を用いて SCC 進展， 再 負 荷（TRise）
間（THOLD）14400s， 除 荷（TFall）

速度を評価することとした．SUS316 側で観察され

時 間 60s と， 応 力 比 R=0.7，THOLD =9,000s，TFall，

た IG 破面は，溶接熱歪による硬化の影響で IGSCC

TRise=500s を併用した．一部の SCC 進展試験に当を示したと考えられるが，溶接部近傍の硬さは溶接

たっては，直流電位差法（direct current potential

線からの距離に応じて変化するので，この場合もdrop, DCPD）によりき裂をモニタリングし，台形SCC 深さの最大値を用いて SCC 進展速度を評価し波期間を調整した．台形波条件とその期間は試験毎た．

に異なるため，各々破面観察結果に併記した．

図６に，182 合金 /SUS316（採取方位 B）の SCC

SCC 進展試験終了後，試験片を大気中疲労試験

進展破面の代表例を示す．予き裂の先端が，溶接機で強制開放し，デジタルマイクロスコープおよび線の近傍に位置するように調整し，SCC 進展試験

走査型電子顕微鏡（scanning electron microscopy,を実施した．破面は IDSCC を呈し，また局部的にSEM）で破面を観察し，破面形態と SCC 進展深さ

SUS316 母材にまで侵入する部位が存在した．そのを評価した．SCC 進展深さは，板厚方向に等間隔部位では IGSCC 破面を呈していた．計測した SCCに 10 点計測しその平均値とし，台形波条件と定荷深さを図中下部に表でまとめた．材質の欄に 182 と重条件の分離はせず，総試験時間で除し平均 SCC

記載した部位は，SCC 先端が 182 溶接金属内であっ進展速度を求めた．

たもの，182+316 と表記した部位は，溶接線を超え採取方位 B の試験片は，試験片端面から 3mm のて SUS316 まで SCC が侵入した部位である．

位置で切断し，き裂の断面観察，組成分布測定，結図６の矢印で示した位置のき裂断面近傍（希釈部

晶方位分布の測定を実施した．組成分布の測定は，近傍）の元素分布を，EDS で確認した結果を図７

SEM 付 属 の エ ネ ル ギ ー 分 散 型 X 線 分 析（energyに示す．それぞれ同一視野の SEM 像，Fe, Cr, Ni のdispersive x-ray spectroscopy, EDS） 装 置 を， 結

元素マッピング像である．図右端に SEM 像のコン

晶方位分布の測定は，電子線後方散乱回折（Electron

トラスト，および Fe,Ni 濃度が大きく変化するとこ

Back Scatter Diﬀraction, EBSD）装置を用いた．

ろが溶接線であり，上矢印で示した．この溶接線から左側が 182 溶接金属である．この観察例では溶3. 実験結果

接線から約 0.6mm の位置に予き裂先端が位置する．
Fe の元素マップでみると，溶接線と予き裂先端の3.1 溶接部材の SCC 進展挙動

間に，Fe 濃度のムラが観察される．これに対応して Ni にもムラが観察されるが，Cr では観察されな（1）182 合金 /SUS316 溶接金属
図５に 182 合金 /SUS316（採取方位 A）の SCC 進
展試験後の破面観察結果の代表例を示す．182 合金

い．溶接境界部近傍のいわゆる遷移域（成分混合が不十分で，希釈による変化が大きい部位）は，この観察例では 0.6mm 程度の範囲であった．

と SUS316 の両者で SCC 進展が観察され，前者はデ

図７のき裂断面近傍を EBSD 測定した結果を図８

ンドライト境界（Inter dendrite, ID）型の SCC 破に示す．図８（a）はイメージクオリティ図で，
図８（b）面，後者では粒界（inter granular, IG）破面が観察

は結晶方位分布図である．このき裂断面でも SCCされた．図の下部に，試験片板厚を 10 分割し，10は溶接金属中の ID 粒界を進展していることが確認

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 7

122

320℃, 500ppmB+2ppmLi, DH:30cc
溶接境界
SUS316

182 合金

疲労予き裂
予き裂先端

IGSCC
材質

IDSCC

SUS316

182 合金

距離

-5.8

-4.6

-3.4

-2.2

-1.0

0.2

1.4

2.6

3.8

5.0

深さ

0.19

0.23

0.35

0.19

0.16

0.28

0.12

0.12

0

0.09

距離：溶接線からの距離，深さ：SCC 深さ，単位：mm870h（R=0.7, THOLD:14,400s, TFall and TRise:60s）
1,140h

台形波：Kmax ≒ 30MPa √ m,
定荷重：K ≒ 30MPa √ m,
図５

溶接部材の破面代表例（182 合金 /SUS316：採取方位 A）

320℃, 500ppmB+2ppmLi, DH:30cc

疲労予き裂
182 合金予き裂先端
SCC先端
SUS316

IGSCC

IDSCC

き裂断面観察位置
端面から3mm

IDSCC
IDSCC
IGSCC
材質

182

182+316182

182

182+316

182

182

182

182

182+316

深さ

0.15

0.24

0

0.17

0.27

0.24

0.08

0.12

0.37

0.19

深さ：SCC 深さ，単位：mm
台形波条件：Kmax≒30MPa √ m,
定荷重条件：K≒30MPa √ m,

870h（R=0.7, THOLD:14,400s, TFall and TRise:60s）
1,140h

図６ 溶接部材の破面代表例（182 合金 -SUS316：採取方位 B）

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 7

182 合金123

SUS316

SEM 像

Fe
Fe

予き裂先端

SCC

ƫP
Cr
Cr

Ni
Ni

溶接線

図７

溶接部材のき裂断面観察（EDS 元素マップ）（182 合金 -SUS316：採取方位 B）
182 合金SUS316

溶接線
予き裂先端

SCC

（a）イメージクオリティ（Image quality）

溶接線
予き裂先端

SCC

（b）結晶方位図（Inverse pole ﬁgure）

図８

溶接部材のき裂断面観察（EBSD マップ）（182 合金 -SUS316：採取方位 B）

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 7124されたが，SUS316 には到達していなかった．182

合金は，耐 SCC 性が良好と考えられる．

合金と SUS316 の金属組織は，溶接組織と溶体化組

152合金 /SUS316溶接部材の SUS316で粒界（inter

織で異なるが，粒界は連続的に存在し，溶接線で途

granular, IG）破面が観察された．この溶接部材に切れる部位はなかったので，十分な試験時間があれおいても，182 合金 /SUS316 溶接部材と同様に，溶ば，いずれ SUS316 に到達したものと考えられる．

接部近傍で硬化傾向を示すので，溶接熱歪の影響で加工硬化し，IGSCC を示したと考えられる．

（2）152 溶接金属
図９に 152 合金 /SUS316（採取方位 A）の SCC 進（3）SCC 進展速度

展試験後の破面観察結果を示す．152 合金側で溶接以上の破面から得られた SCC 深さの最大値から境界部近傍を含めて SCC 進展が観察されなかった．

最大 SCC 進展速度を評価し，Ni 濃度に対してプロッ初期の台形波条件と定荷重試験時間は，図中台形波トしたものを図 10 に示す．182 合金 /SUS316 溶接部

１と定荷重１に記載した．この初期段階の SCC 進

材の 182 合金側の最大 SCC 進展速度は，132 合金で展試験中，DCPD による明確な SCC 進展が確認さ報告されているもの（8）と同程度かそれよりも遅く，れなかったので，再度台形波条件で試験を開始し，溶接境界部近傍で SCC 進展が特異に促進される可定荷重条件とした．その試験条件は，台形波２と定能性は低いことが示唆された．152 合金 /SUS316 溶

荷重２に記載した．総試験時間として 7,963h の試験

接部材の 152 合金側の SCC 進展は，7,963h の長時間を実施し，SCC 進展が観察されなかったので，152

浸漬後も全く観察されず，この 152 合金は溶接境界

320℃, 500ppmB+2ppmLi, DH:30cc、溶接境界
152 合金SUS316

疲労予き裂
予き裂先端

No SCC

IGSCC

材質

SUS316152 合金

距離

-5.6

-4.4

-3.2

-2

-0.8

0.4

1.6

2.8

4.0

5.2

深さ

0.02

0.10

0.06

0.36

0

0

0

0

0

0

距離：溶接線からの距離，深さ：SCC 深さ，単位：mm
台形波 1：Kmax≒30MPa √ m
定荷重 1：K≒30MPa √ m
台形波 2：Kmax≒30MPa √ m
定荷重 2：K≒30MPa √ m
総試験時間：

284h（R=0.7, THOLD:14,400s, TFall and TRise:60s）
2,256h381h（R=0.7, THOLD:9,000s, TFall and TRise:500s）
5,043h
7,963h
図９ 溶接部材の破面（SUS316-152 合金：採取方位 A）

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 7

320℃,500ppmB+2ppmLi

125で，20%CW SUS316 の 981h の 倍 以 上 の 時 間 で あるが，初回の 20%Ni の試験時間は 1,361h と若干短く，
また台形波条件を付与していなかった．そこで，
この抑制傾向の確証を得るため Fe-16%Cr-20%Ni
モデル合金については，台形波条件を付与し且つ2,540h の長時間試験を実施したところ，他の Ni 濃度域と同等の SCC 進展速度が得られた．図中※で示した遅い SCC 進展を示すモデル合金（Fe-16%Crx%Ni,x=16,20,25）では SCC が局部的にしか確認されておらず，試験時間も比較的短いため，この３条件については再現性を含めてさらなる検討が必要で

図 10

溶接部材の SCC 進展速度ある．一方で，20%CW Fe-20%Cr-25%Ni モデル合金については，台形波条件も付与し，5,423h の長時部を含め耐 SCC 性が良好であることが確認された．

間試験においても，全く SCC 進展を示さなかった．

SUS316 の SCC 進展速度の最大深さは，溶接線かSCC 進展が遅い場合に，どの程度の試験時間浸漬

ら 2 〜 3 mm の位置で観察された．溶接線に平行にすれば，十分な評価となるかは議論の分かれるとこ

CT 試験片を採取し，溶接熱影響部（HAZ:1,3mm）

ろであり，今後この SCC 抑制傾向については，さ（9）で SCC 進展速度を評価した結果を図 10 に比較とらに確認を実施する必要がある．

して示す．本研究の SUS316 側の最大 SCC 進展速度と，溶接熱影響部（HAZ:1,3mm）SCC 進展速度は

4. 考察

同程度であった．
これらの評価に用いた溶接部材は，溶接金属が異なるものの，溶接開先形状や溶接方法，

溶接部材と，希釈部モデル合金の SCC 進展評価

溶接後の硬化量がほぼ同等であり，そのため同程度から，溶接境界部近傍に特異に SCC 進展を速めるの SCC 進展を示したものと考えられる．

ような部位が存在する可能性は低いものと考えられた．希釈部モデル合金の SCC 進展では，むしろ Ni

3.2 希釈部モデル合金の SCC 進展挙動

および Cr の組成によって，SCC 進展が抑制される可能性が示唆された希 釈 部 モ デ ル 合 金 Fe-16%Cr-x%Ni（x=16,20,25,

まず，前述のとおり，限られた浸漬時間であるも

32,40,50,60）の７種を図 11 に，および 20%Cr まで増の の，20%CW Fe-16%Cr-x%Ni モ デ ル 合 金 の 16%

量した Fe-20%Cr-x%Ni（x=25,40）の２種の，SCC〜 25%Ni の範囲で SCC 進展の遅い傾向が認められ進展試験後の破面代表例を図 12 に示す．また図中た．Coriu らが報告した SCC 挙動では，350℃と高に 試 験 時 間 と 平 均 SCC 深 さ を 示 す．20%CW Fe-

温ではあるが，SUS316 と MA600 の間の中間的 Ni

16%Cr-x%Ni モデル合金，20%CW Fe-20%Cr-x%Ni

濃度で SCC の抑制が報告されている（10）．また，モモデル合金の SCC 進展試験後の破面は全て IG 破デル合金における 340，360℃の SCC 進展挙動にお面 で あ っ た． 比 較 材 の 20%CW SUS316，20%CW

いて，Arioka らも類似の挙動を報告している（11）．

MA600 も，SCC 進展破面は全て IG 破面を呈した．

このような中間的な Ni 濃度において，SCC が抑制

SCC 深さから平均 SCC 進展速度を求め，Ni 濃度にされる明確な機構について現時点明らかではない

対して図 13 にまとめて示す．比較のため，20%CW

が，320℃においても類似の SCC 挙動が観察された

SUS316 と 20%CW MA600 の SCC 進 展 速 度 を 同 時ものと推察される．ただし，試験時間や再現性の問に示す．182 合金 /SUS316 の希釈部を想定した Fe-

題も残されているので，今後更なる検証とともに，16%Cr-x%Ni モデル合金では，SUS316 や MA600 とSCC 抑制機構の観点から検討が必要である．

比較すると，母材や溶接金属部を大きく逸脱する

次に，希釈部モデル合金 Fe-16%Cr-x%Ni（x=25,

速い SCC 進展は観察されなかった．むしろ，16%40）に対して，Cr 濃度の高い Fe-20%Cr-x%Ni（x=〜 25%Ni の範囲で SCC 進展の一桁以上遅いデータ

25,40）で SCC 進展は一桁程度抑制された（図 13）．

が認められた．16%Ni と 25%Ni の試験時間は 2,078h

SCC 進展の Cr 濃度影響を，ステンレス鋼組成を基

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SUS316（11Ni）

Fe-16Cr-16Ni

局部 SCC

SCC

1.37mm981h

Fe-16Cr-20Ni

SCC

Fe-16Cr-25Ni

局部 SCC0.04mm2,078h（台 270h）

0.055mm2,078h（台 270h）
6.05mm2,540h（台 284h）

Fe-16Cr-32Ni

SCC

Fe-16Cr-40Ni

SCC

Fe-16Cr-50Ni

Fe-16Cr-60Ni

SCC
SCC

3.94mm
1,361h3.59mm
1,361h
7.57mm
1,675h4.8mm
2,788h

台形波：Kmax≒30MPa √ m
270〜284h（R=0.7, THOLD:14,400s, TFall and TRise:60s）
定荷重：K≒30MPa √ m
破面の下に記載（台形波は，x=16,20,25Niでのみ実施．
）
図 11

希釈部モデル合金（20%CW，Fe-16%Cr-x%Ni）のSCC 進展破面

Fe-20Cr-25Ni

Fe-20Cr-40Ni

SCC

No SCC0mm
5,423h（台 381h）
台形波：Kmax≒30MPa √ m
定荷重：K≒30MPa √ m

320℃, 500ppmB+2ppmLi, DH:30cc

1.38mm
5,423h（台 381h）

381h（R=0.7,Hold time:9,000s, down and rising time: 500s）
5,043h

図 12 モデル合金（20%CW，Fe-20%Cr-x%Ni）のSCC 破面

320℃, 500ppmB+2ppmLi, DH:30cc

本としたモデル合金で調べた結果として，PWR 環

ステンレス鋼に比べて高 Ni であるが，材料中の Cr

境のような低電位環境下においても Cr の増加（12の増加は，SCC 進展抑制に寄与することが示唆さ〜 20%Cr）に伴い SCC 進展が抑制されることが報れる．20%CW Fe-20%Cr-40%Ni については，SCC（12）

告されている．本報告の希釈部モデル合金は，進展が抑制されるものの，10-7mm/sec 程度の SCC

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320℃, 500ppmB+2ppmLi, DH:30cc K≒30MPa√m※※※※：SCCが局部的
図 13

希釈部モデル合金の SCC 進展速度の Ni 濃度依存性進展が観察された．これらの材料は非鋭敏化材であ属 部 で は， 溶 接 境 界 近 傍 を 含 め て 有 意 な SCC 進

るが，20%CW Fe-20%Cr40%Ni 材で，シュウ酸エッ

展は観察されなかった．希釈部の化学組成を想チングにより，粒界溝状組織が部分的に観察され，定 し た ７ 種 の モ デ ル 合 金（20%CW Fe-16%Cr-

粒界で微量な炭化物の析出と Cr 欠乏が生じている

x%Ni（x=16,20,25,32,40,50,60）） の SCC 進 展 速 度可能性が示唆された．Ni 濃度の高い 600 合金では，は，20%CW SUS316 と 20%CW MA600 のそれを大炭素の溶解度が Fe 基合金に比べて低いため，溶体きく逸脱するものではなく，この範囲の化学組成化処理材においても粒界炭化物が析出し粒界 Cr 濃

は SCC を促進するものではないものと考えられた．

（13）

度が低下する．690 系 Ni 基合金の 52,152 合金に

ま た，Cr 濃 度 を 20% ま で 増 加 さ せ た（20%CW

おいても，粒界上に M23C6 炭化物の析出と同時に粒

Fe-20%Cr-x%Ni（x=25,40）） モ デ ル 合 金 で は， 同界 Cr 濃度の低下が報告されている（14）．今後希釈部

一 Ni 量の 16%Cr のモデル合金に対して SCC 進展のモデル合金の粒界性状については，溶接境界部近傍抑制が確認された．以上の結果から，182 合金およの 152 合金も含め，粒界炭化物や粒界組成なども考び 152 合金と SUS316 異材溶接部で，特異に SCC 進

慮した詳細検討により，SCC 抑制機構の検討が必

展を速めるような部位が存在する可能性は低いもの要である．

と考えられた．また，152 合金と SUS316 異材溶接部では，希釈部を含めて SCC が抑制されることが

5. まとめ示唆された．
希 釈 部 モ デ ル 合 金 Fe-16%Cr-x%Ni（x=16,20,

Ni 基 系 溶 接 金 属 で あ る 182/152 合 金 と， 母 材

25,32,40,50,60） の Ni 濃 度 16% 〜 25% の 範 囲 で，

SUS316 の異材溶接部を想定し，その希釈部の PWR

SCC 進展の遅い傾向が認められ，SCC が抑制され環境下の SCC 挙動を調べた結果，以下の結果を得る可能性が示唆された．ただし，20%Ni につては，た．

他の Ni 濃度と変わらない SCC 進展も観察されているので，今後更なる検証とともに，SCC 抑制機構

182 合金溶接部では SCC 進展が確認されたが，他の 600 系 Ni 基 溶 接 金 属 で 報 告 さ れ て い る SCC 進
展を超える部位は確認されなかった．152 溶接金の観点から検討が必要である．

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6. 謝辞
本研究を遂行するにあたり，腐食試験の実施や各種分析の前処理にあたっては，（株）
原子力安全システム研究所 材料グループ 村上公治氏，平尾充司
氏（現関電プラント），高瀬亮人氏（現東洋紡）の多大な協力があった．この場を借りて謝意を表します．

7. 参考文献（1） 向井善彦，ステンレス鋼の溶接，日刊工業新聞社（1999（第２版））（2） G.F. Li, J. Congleton, Corrosion Science 42,
pp.1005‑1021（2000）．
（3） 堀内 寿晃，近藤晃弘，桑野和弘，材料と環境 ,60, pp.132‑134（2011）．
（4） 佐藤昭規，岩渕雅彦，比内正勝，辻川茂男，第 58 回材料境と環境討論会，D102（2011）．
（5） 国谷治郎，竹田陽一，庄子哲雄，第 58 回材料
境と環境討論会 D103（2011）．
（6） 水谷晃，酒井潤一，第 58 回材料境と環境討論
会 D104（2011）．
（7） Juan Hou, Qunjia Peng, Yoichi Takeda, Jiro
Kuniya, Tetsuo Shoji, Corrosion science 52,
pp.3949‑3954（2010）．
（8） 独立行政法人 原子力安全基盤機構 , “ 平成 20
年度 Ni 基合金応力腐食割れ進展評価技術実証に関する事業報告書 ”,（2009）．
（9） 山 田 卓 陽， 寺 地 巧， 宮 本 友 樹， 有 岡 孝 司，INSS JOURNAL Vol.17, pp.150‑158,（2010）．
（10） H. Coriou，L. Grall, S. Vettier, Stress
Corrosion Cracking of Inconel in High
Temperature Water（Amsterdam: North
Holland Publishing Co. 1960）, pp.161‑169.
（11） K. Arioka, T. Yamada, T. Mityamoto and M.
Aoki, Corrosion Vol.70, No.7, pp.695‑707（2014）．
（12） Koji Arioka, T. Yamada, T. Terachi and G
Chiba, Corrosion Vol.62, No.7, pp.568‑575（2006）．
（13） 戸塚信夫，寺地巧，山田卓陽，INSS JOURNAL Vol.13, p205‑215,（2006）．
（14） 戸塚信夫，寺地巧，山田卓陽，INSS JOURNAL Vol.14, p222-238,（2007）．