INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7

冷間加工 690 合金の高温水中き裂進展挙動−試験温度，溶存水素，粒界炭化物，粒界組成の影響−
SCC growth behavior of cold worked alloy 690 in high-temperature water−Dependence of test temperature, dissolved hydrogen in water,
grain boundary carbide and chemical composition−
山田

卓陽（Takuyo Yamada）＊1

青木政徳（Masanori Aoki）＊1

宮本友樹（Tomoki Miyamoto）＊1

有岡孝司（Koji Arioka）＊1

要約 690 合金は強い冷間加工を加えれば，PWR 環境で SCC 進展を示すことが報告されているが，各種影響因子についての系統的な研究例が少ない．そこで本報告では，冷間加工 690 合金のき裂進展挙動に及ぼす環境因子として試験温度，溶存水素の影響について，材料因子として粒界炭化物および粒界組成の影響について検討した．また，き裂進展機構検討の一環として，炭素鋼で確認されているキャビティ生成機構の観点，および選択酸化あるいは選択溶解の観点で SCC 機構を検討した結果を報告する．
その結果，20%CW TT690 合金は，20%CW MA600 に比べて一桁程度 SCC 進展が遅いものの，有意な粒界型 SCC 進展を示す．20%CW TT690 合金の SCC 進展速度の温度依存性は，単調な 1/T型ではなく，340℃近傍にピークをもつ．溶存水素濃度範囲（０〜 45 cc H2 / kg ・H2O）の溶存
水素の影響は顕著ではない．溶体化熱処理材の方が，炭化物をより多く析出させた特殊熱処理材
よりも SCC 進展速度が一桁遅く，耐 SCC 進展が改善される．クリープおよび SCC き裂近傍にキャビティ生成を確認し，クリープき裂進展にはキャビティ生成機構が強く関与していることを確認した．SCC でもキャビティ生成が関与するが，それ以外の因子，すなわちき裂先端近傍での選択
酸化あるいは選択溶解なども関与しているものと推察した．
キーワード

冷間加工，690 合金，き裂進展試験，高温水中応力腐食割れ，温度依存性，熱処理条件，
溶存水素依存性，キャビティ生成機構，き裂先端分析

Abstract
Recently, some researchers reported that inter-granular stress corrosion
cracking（IGSCC）occurs in cold-worked（CW）
thermal-treated（TT）
alloy 690 in simulated PWR
primary water. However, there are not enough systematic experimental SCC studies which haveclariﬁed the environmental and material factors that inﬂuence IGSCC. The principal purposeof this research is to investigate IGSCC growth behavior of CW alloy 690 in simulated PWR
primary water, and to clarify the environmental and material factors that aﬀect SCC such astemperature, dissolved hydrogen in water, cold-working, and carbide and chemical composition
at grain boundary. The crack growth rate of the CW alloy 690 with TT and solution-treated wasmeasured in simulated PWR primary water, which contained 500 ppm B, 2 ppm Li, and dissolvedhydrogen（DH）（0, 15, 30, and 45 cc STP H2/kg H2O）
in the temperature range between 320℃
and 360℃. Regarding the mechanism of IGSCC of CW materials in high-temperature water, themechanism can explain the formation of cavities before crack initiation and growth, as reported
in the case of CW carbon steel. So, the IGSCC mechanism（s）of alloy 690 was considered fromthe viewpoint of the cavity formation process and grain boundary oxidation and/or dissolution.
As a result, signiﬁcant IGSCC growth was observed for 20%CW TT 690 in hydrogenated PWR
primary water under static constant load conditions, although the measured IGSCC growthrate was around ten times slower than that of 20%CW MA 600. Temperature dependence of
IGSCC growth rate of 20%CW TT 690 had a peak around 340℃, in other words the temperaturedependence on the IGSCC growth rate was not simple 1/T dependence. No big dependence ofdissolved hydrogen on IGSCC growth rate was observed in the concentration range from 0 to 45
cc STP H2 kg/H2O at temperatures from 340℃ to 360℃. Ten times slower growth rate of IGSCC
was seen for the 20%CW solution-treated 690 in PWR primary water than that of the 20%CW＊ 1 （株）原子力安全システム研究所

技術システム研究所

133

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7

134

TT 690 which had more grain boundary carbide precipitated. Cavities were observed in intergranular locations on the periphery of the tips of both IGSCC and creep cracks of 20%CW TT
690. And the creep crack growth was strongly aﬀected by the cavity formation mechanism. The
SCC growth was also aﬀected by cavity formation, and based on the crack tip analysis results,
grain boundary oxidation and/or dissolution may additionally aﬀect IGSCC.
Keywords

Cold-worked, alloy 690, crack growth rate, stress corrosion cracking in high-temperature water,
temperature dependence, heat-treatment, dissolved hydrogen dependence, cavity formation
mechanism, crack tip analysis

極大を示し，その両側の低 DH や高 DH 領域におい

1. はじめに,‑ては SCC 進展が抑制されるとの報告があるが（18）（29）

1989 年 以 降， 加 圧 水 型 原 子 炉（PWR） で は ミ
ル ア ニ ー ル 熱 処 理 を 施 し た（mill anneal, MA）（34），690 合金の DH 依存性は 600 合金とは異なると,．
の報告もある（11）（12）600 合金（MA600 合金）に代わる耐応力腐食割れ,を以上の観点から，本報告では既報の内容（8）（9）（stress corrosion cracking, SCC）材料として特殊含め，20％冷間加工を加えた TT690 合金を用い，

熱 処 理（thermally treated, TT） を 施 し た 690 合

SCC 進展速度に及ぼす環境因子として，温度依存

金（TT690 合金）が採用されるようになった．し性，DH 依存性について調べた．また，材料因子とか し，2007 年 頃 か ら，690 合 金 は 強 い 冷 間 加 工

しては，溶体化熱処理において冷却速度を変えた（CW）を加えれば，PWR 環境で SCC 進展を示すこ690 合金を用意し，粒界炭化物および粒界組成の影

（1）
（
‑ 2）
（4）
,

，Paraventi と Moshierと が，Andresen ら
（3）

（5）

，Toloczko と Bruemmer（6），Alexandreanu ら

（7）
（
‑ 9）

そして Arioka ら

から報告されている．これら

響について検討した．
高温水中の SCC 進展機構については，有岡らは
（25）
（
‑ 28）

冷間加工を加えた炭素鋼において，高温水中の SCC 進展速度は，研究機関によって大きくバラの SCC 進展および高温クリープにキャビティ生成

ついており，その影響因子について Andresen ら（1）‑機構が強く関与していることを報告している．そこ

（2）
（4）
,

は，冷間加工方位や特殊な微細組織（いわゆで，690 合金の SCC 進展機構を検討するために，高る banding structure）が，大きな加速要因になる

温でのクリープき裂進展挙動を含め，キャビティと報告している．しかし，このような特殊な微細組生成機構の観点で検討を実施した．あわせて，SCC

織を持たずとも冷間加工 TT690 は SCC 進展を示す

き裂先端分析を実施し，腐食反応の観点で SCC 機

ことから，種々条件での 690 合金の SCC 進展データ

構の検討を実施した．

‑ 16）
が，各種影響因子についが整備されつつある（9）（ての系統的な研究例は少ない．

2. 実験方法（17）,

高温水中の SCC において，冷間加工は 600 合金
（18）

‑ 24）
‑ 28）
，ステンレス鋼（19）（や炭素鋼（25）（などでも

2.1 供試材

SCC 進展を加速することが報告されており，多くの SCC が溶接熱影響部のような塑性ひずみを受け供試材は 690 合金で，ラボ溶製材（TT1）およびた部位で発生することを考えると，加工ひずみを考

実機溶製材（TT2）の 2 種類を用意した．これらの慮した検討が必要である．MA600 合金の SCC の温

材料の化学組成を表１に示す．これらの熱処理条件

度依存性については，290℃〜 360℃の温度範囲では，1,075℃× 30 分の溶体化（水冷）処理後，700℃

単調な 1/T 型の温度依存性を示すとされている．そ× 15h の TT 処理（空冷）とした．熱処理条件の影のため，690 合金においても高温での温度加速を意

響を検討するために，ラボ溶製材については，３

図し，360℃などの高温での報告が多いが，詳細な種の冷却条件の溶体化処理材（solution treatment,

温度依存性の議論は少ない．溶存水素（dissolvedST）も用意した．溶体化温度は 1,075℃，冷却速度

hydrogen，DH）依存性についても，MA600 合金

を変化させるため，空冷，水冷等で製作した．冷却や 600 系の溶接金属である 182，82 合金などにおい方法と冷却速度の一覧を表２に示す．また，比較て，Ni/NiO 平 衡 溶 存 水 素 濃 度 近 傍 で SCC 進 展 ののため 930℃×１h（水冷）の MA600 合金について

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7

表１
C

S

690（TT1,ST）

0.021

690（TT2）

0.022

MA600

0.060
表２

素材 ID

供試材の化学組成（wt%）

Mn

P

S

Cr

Fe

Cu

Ni

0.33

0.34

0.32

0.32

0.011

0.002

30.28

9.42

0.04

59.12

0.010

0.00016

28.86

8.86

0.06

61.05

0.33

0.33

0.006

＜ 0.001

16.02

6.94

0.03

76.26

冷却方法と冷却速度一覧

冷却方法

1000℃〜 400℃の冷却速度

ST1

水冷

7℃ /sec

ST2

ファン空冷

3℃ /sec

ST3

氷塩水中−30 °ドライアイス

65℃ /sec

135

次系模擬水中（500ppm B，2ppm Li，0,15,30,45 cc
H2 / kg・H2O）で行った．
クリープき裂進展試験は，360℃〜 460℃，応力拡大係数 K ≒ 40 MPa √ m の定荷重条件にて大気中で行った．試験中，荷重負荷機構の変位をモニタリ
ングし，クリープ変形の目安とした．クリープ変形

31.2
25

が十分であると判定した場合には試験を停止した．

2-φ6.4 リーマ

イ ク ロ ス コ ー プ， 走 査 型 電 子 顕 微 鏡（scanning12.5

試験終了後，き裂断面や開放破面のデジタルマ

ＥＤＭノッチ

さや破面形態等の評価を行った．

疲労予き裂
｝
｝

30
13.75

electron microscopy, SEM）観察によりき裂進展深き裂進展速度は，SCC およびクリープき裂において，（1）式で求めた．
a

図１
表３

1/2TCT 試験片

供試材の機械的性質一覧

試験温度
（℃）

CW
耐力 引張強さ 伸び（%） （MPa） （MPa） （%）

320

2.3 キャビティ生成状況の評価
キャビティ生成状況は，クリープき裂進展試験

0

263

622

50.9

20

693

778

25.2

TT690
（TT2）

0

249

615

53.4

MA600

0

270

652

58

ビティの分布密度を測定した．
以下その手順を示す．

TT690
（TT1）

20

594

652

24.7

まずキャビティの生成を試験片のき裂断面の

TT690
（TT2）

0

204

515

44.0

TT690
（TT1）
RT

き裂進展速度（mm/sec）（1）＝最大き裂深さ（mm）/ 試験時間（sec）

および SCC 進展試験後の CT 試験片のき裂断面をSEM により拡大観察することにより評価した．また，キャビティ生成の役割を定量化する目的でキャ

SEM 観察により確認した．さらに様々な観察位置におけるキャビティ密度を定量化するため，ある観察視野面積（S0）中のキャビティ領域面積（Sc）を，も用意した．これらの基本素材に 20% の冷間圧延画像処理によって計測した．
すなわち，試験片の様々

加工を施し，T-L 方位で 0.5 インチ厚さの compactな場所で，式（2）のようにキャビティ密度を面積

tension, CT 試験片を採取し，き裂進展試験に供し率として算出し，
キャビティ密度の分布を検討した．

た．試験片形状を図１に示す．各素材の機械的性質の一覧を表３に示す．

キャビティ密度 = Sc / S0

（2）

Sc：キャビティ領域面積

2.2 き裂進展試験

S0：観察視野面積（228µm × 160µm）

SCC 進展試験は，温度 320 〜 360℃，応力拡大係

キャビティの生成はき裂近傍のみで観察されたの

数 K ≒ 30 〜 35 MPa √ m の 定 荷 重 条 件 に て PWR1

で，各視野のキャビティ生成量は，き裂の両側で同

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7136程度と仮定し，き裂の片側において網羅的に高倍率

速度の温度依存性を示す．比較のため，20%CWの観察を実施した．それらの結果から，試験期間中

MA600合金の SCC 進展速度も同時に示す．20%CWの総キャビティ生成量は，次式（3）のように各視TT690 合 金 の SCC 進 展 速 度 は，20%CWMA600

野のキャビティ生成面積率の総和とした．

よ り も 遅 く，320 ℃ 〜 340 ℃ の 温 度 範 囲 で は， 一

⎡ [ ⎛ 6⎞ ⎤F⎜⎢∫ ⎢ ∫ ⎝ 6 ⎟⎠ G[ ⎥⎥ GD⎣⎦

桁 程 度 の 差 が あ る も の の， 有 意 な SCC 進 展 を 示

DF

（3）

，x0 はき裂壁から
ここで，ac はき裂深さ（mm）の距離（mm）である．

す．図のように，SCC 進展速度の温度依存性は，20%CWMA600 合金では 290℃〜 360℃で単調な 1/
T 型の温度依存性を示すが，20%CW TT690 合金では，340℃近傍でピークをもち，この温度範囲で単調な 1/T 型の温度依存性ではない．
360℃

1.E-05次に，
キャビティ生成の反応速度論的評価のため，340℃

キャビティ生成速度（µm2/h）（4）= 試験期間中の総キャビティ生成量/ 試験時間（h）

3. 実験結果および考察

SCC 進展速度 ( mm/s )キャビティ生成速度を次式（4）で求めた．

20% CW 600 MA

1.E-07

20% CW 690 TT
1.E-08

1.E-0920%CW TT690 (DH 30cc/kg)
20%CW MA600 (JNES)

0.0015

図２に 20%CW TT690（TT1）の SCC 進展試験

0.00160.00170.00181 / 温度 ( K‑1)

後の破面の代表例（360℃× 3,906.5h（K ≒ 35MPa
一次系模擬水環境中で粒界型の SCC 進展を示す．

290℃

1.E-06

3.1 SCC 進展挙動

√ m））を示す．図から，20%CW690 合金は，PWR

320℃

図３

20%CW MA600 と 20%CW TT690 合金（TT1）のSCC 進展速度の温度依存性

これらの破面から SCC 最大深さを求め，前述の式

このような SCC 進展速度の温度依存性がピーク（1）で SCC 進展速度を算出した．図３に SCC 進展をもつ挙動は，有岡らの冷間加工非鋭敏化ステンレ
ス鋼（24）や Ni-Cr-Fe モデル合金（25）の SCC 進展挙動

疲労予き裂

でも観察されている．寺地らは，このような冷間加工非鋭敏化ステンレス鋼の温度依存性が，ステンレス鋼の腐食挙動に関連すると報告している（36）のSCCで，690 合金の腐食挙動の観点で今後さらなる検討が必要である．これらの高温水中の SCC 進展挙動
は，材料や冷間加工度によってその温度依存性が変わる可能性を示唆しており，加速試験の際には十分な注意が必要と考えられる．
図 ４ に 20%CW TT690 合 金 の SCC 進 展 速 度 のDH 依 存 性 を 示 す． 図 の よ う に， 低 DH（DH=0）
で 若 干 の 抑 制 傾 向 が 観 察 さ れ る も の の， 高 DH
側（DH=30cc と 45cc） で は 大 き な 変 化 は な く，
20%CW TT690 合金の SCC 進展に及ぼす DH 依存性はあまりない．600 系合金の SCC 進展の DH 依存性
,
（
‑ 35）
では，MA600 合金や 600 系の溶の報告例（18）（30）

図２

SCC き裂進展破面の代表例（20%CW TT690（TT1））（360℃× 3,907h（K ≒ 35MPa √ m））

接金属である 182，82 合金などにおいて，Ni/NiO
平衡溶存水素濃度近傍で SCC 進展の極大を示し，

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7137

その両側の低 DH や高 DH においては SCC 進展が抑1.E-06
20% CWTT690(TL)

制されるとの報告がある．Ni/NiO の平衡溶存水素

SCC進展速度( mm/s )濃度は，温度によってシフトし，340℃〜 360℃では,程度と見積もられる．Bruemmer
20 〜 30cc（30）（37）

1.E-07ら（11） と Alley ら（12） は，325 ℃ で 31% 冷 間 加 工 した TT690 合金の SCC 進展速度の DH 依存性を調べ，
低 DH で若干の抑制があるものの，高 DH ではほぼ

1.E-08
20% CWTT690(TL) (360℃）

変化のない SCC 進展挙動を報告しており，本報告

20% CWTT690(TL) (340℃）の 20%CW TT690 合 金 の SCC 進 展 速 度 の DH 依 存

20% CWTT690(TL) (350℃）

性と類似している．Paraventi ら（34） の 600 合金の

1.E-09
0

10

20

30

40

50

溶存水素濃度、DH ( ccH2 / kg H2O )図４

20%CW TT690 合 金（TT1） の SCC 進 展 速 度 のDH 依存性

低倍率

DH 依存性の報告では，低 DH 側の抑制傾向は，冷間加工を施した 600 合金では効果がなくなることを報告している．図５に，20%CW TT690 の 360℃での DH と表面皮膜の関係を示す．DH=0cc の皮膜は，

高倍率

DH＝45cc

スピネル酸化物
針状酸化物
1µm
1µm

200µm
200µm

1µm
1µm

200µm
200µm

1µm
1µm

200µm
200µm

DH=30cc

DH=15cc

針状酸化物
DH= 0cc

粒状酸化物
1µm
1µm

図５

200µm
200µm

20%CW TT690 合金（TT1）の 360℃高温水中，溶存水素（DH）濃度と表面皮膜の関係

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7138600 合金の類似の報告（38） から NiO と推定され，一粒界炭化物の粒界占有率は，TT690 材の方が多く，

方高 DH 条件の酸化物はその多面体の形態からスピ

ST690 材では少ない．この粒界炭化物占有率を各々

ネル酸化物と推定され，DH ＝ 30cc と 45cc で特段材料について調べ，表４に示す．TT690 材では約の違いは無い．このことは，20%CW TT690 合金

53% の占有率であるが，ST690 材ではその冷却速度の SCC 進展速度も，DH=30cc と 45cc で特段の違いとともに占有率が減少し空冷で 21%，最小で 15% 程がないことと整合する．冷間加工したTT690 合金度であった．

のSCC進展にNi/NiO の平衡溶存水素濃度の効果が

表4少ない理由については，全てのNi 基合金（600 合金，

ST690 ST690
TT690 TT690
ST690（ST3）（ST2）（ST1）（TT1）（TT2）
水冷（‑30°）空冷
水冷

182合金など）を含めて，冷間加工度，表面皮膜，き裂先端での腐食反応も含めた詳細検討が必要である．
次に，690 合金の SCC 進展に及ぼす材料因子として，溶体化熱処理において冷却速度を変えた 690 合金を用意し，炭化物析出量の影響について検討す各種熱処理 690 合金の炭化物占有率一覧

炭化物
占有率
（%）

52.2

52.5

21.0

18.3

14.8

る．具体的には，３種の冷却条件の溶体化処理材
で，溶体化温度は 1,075℃，冷却速度を変化させる

SCC 進展速度に及ぼす粒界炭化物占有率の影響ため，空冷，水冷等を製作した．冷却方法と冷却速を図７に示す．図から 690 合金の SCC 進展速度は，度の一覧を表２に示したとおりであるが，その粒界炭化物占有率により顕著に異なり，溶体化材（ST）

炭化物生成状況の代表例を図６に示す．
図のように，

は TT 処理材（TT1）より SCC 進展速度が一桁遅く，
耐 SCC 進展が抑制された．このような，熱処理条
件（あるいは炭化物析出量）に関する検討は，M. B.
,
や P.Andresen ら
Toloczko と S.Bruemmer ら（10）（11）からも報告されており，炭化物析出量が多すぎると(a)

SCC 進展速度（mm/s）

耐 SCC 性に悪影響があることを示唆する．

TT690

ST690
0

10

20

30

40

50

60

粒界炭化物占有率（%）
図７

熱処理条件と粒界炭化物，SCC 進展速度の関係

SCC 進展に及ぼす炭化物の影響に関する研究例
では，低電位環境下の SCC 進展において，TT690,,
や鋭敏化ステンレス鋼（41）（42）で観察さ合金（39）（40）

(b)

図６

れるような M23C6 型の整合炭化物は SCC 進展を抑（黒い部分が粒界炭化物）

制することが報告されている．本報告の TT690 材，

690 合金の粒界炭化物析出状況の代表例

ST690 材ともにその粒界炭化物占有率は異なるが，

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7139

M23C6 炭化物は粒界上に存在する．粒界炭化物がの場合も Cr 濃度が SCC 進展を改善すると仮定すれ

SCC 進展抑制にだけ効果があると仮定すると，粒ば，ST690 で SCC 進展が改善された一因と推察さ界炭化物が多いほど抑制されると想定される．前述

れる．

の鋭敏化ステンレス鋼で SCC 進展抑制が確認され粒界炭化物と粒界 Cr 濃度変化が同時に起こったた粒界炭化物占有率は 60% 程度であり，本報告の場合，その効果を分離することは困難であるが，こSCC 進展に及ぼす炭化物占有率とは一致してない．

の両者の相乗効果が最適粒界炭化物占有率の範囲が以上のことから，材料毎に最適粒界炭化物占有率が不明確な一因と推察される．690 合金の耐 SCC 進展

存在する可能性が示唆されるが，その範囲は明確でを最適化するためには，前述の炭化物量および粒界はない．

組成の観点で熱処理条件の最適化の余地が残されて

SCC 進展に及ぼす粒界 Cr 濃度の影響に関する研いるものと考えられる．

究例では，ステンレス鋼粒界組成を模擬した FexCr-14Ni モ デ ル 合 金 に お い て， 低 電 位 環 境 下 の

3.2 キャビティ生成機構

SCC 進展を調べた結果，低電位環境下であっても粒界 Cr 濃度は，高 Cr であるほど SCC 進展を改善す
（41）
（42）
,

有岡らは，冷間加工を加えた炭素鋼において，高．図８に，ST690 と温水中の SCC 進展およびクリープき裂進展にキャ

TT690 の粒界化学組成を示す．図から，ST690 でビティ生成機構が強く関与していることを報告しては何ら Cr 欠乏も Ni 濃化も観察されないが，TT690‑ 29）．そこで，690 合金の SCC 進展機構を検いる（26）（

では弱い Cr 欠乏と Ni 濃化が観察される．Ni 基合金

討するために，
大気中クリープき裂進展挙動を含め，ることが報告されている

キャビティ生成機構の観点で検討を実施した．
図９にクリープき裂進展試験後の破面の代表例をNi示す．図から，20%CW TT690 合金は，粒界型のクリープき裂進展を示すことが分かる．これらの破面からクリープき裂の最大深さを求め，前述の式

Cr

疲労予き裂

Fe

クリープ
（a）溶体化熱処理（ST）材

Ni

Cr

Fe

（b）特殊熱処理（TT）材
図８

熱処理条件と粒界近傍の化学組成の関係

図９20%CW TT690 合 金（TT2） の 大 気 中 ク リ ー プ
き裂進展試験後の破面代表例（425℃× 4,000h（K ≒ 40MPa √ m））

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7140

1.E-04

き裂進展速度（ mm/s ）20%CW TT / ST 690
1.E-05

1.E-06SCC(DH 30cc/kg)
SCC(DH 45cc/kg)
Creep(TT1)
Creep(TT2)Creep(TT1,H2)
Creep(TT1,Ar)
SCC ( Andresen )Creep(ST1)

1.E-07

1.E-08

20%CW TT 690 & MA 600
1.E-05

き裂進展速度（mm / s）

1.E-04

1.E-06

1.E-07

1.E-08

1.E-090.00120.00140.00160.00180.002

1.E-091 / 温度（K-1）

図 10

20%CW TT690 (Creep)
20%CW TT690 (SCC)
20%CW MA600 (Creep)

1.E-13

き裂進展速度の温度依存性

1.E-12

1.E-11

1.E-10

1.E-09

1.E-08

キャビティ生成速度（1/GB lengthl）

図 12（1）から，き裂進展速度を算出した．図 10 にクリー

キャビティ生成速度とき裂進展速度

プき裂進展速度の温度依存性を示す．比較のため，の関係を図 12 に示す．図から，20%CW TT690 と20%CW TT690 合金の SCC 進展の温度依存性も同

20%CW MA600 のクリープき裂進展は，キャビティ

時に示す．図のように，20%CW TT690合金のクリー生成速度に対して強い相関がある．言い換えると，

プき裂進展の温度依存性は，360℃〜 460℃で単調

20%CW TT690 のクリープき裂進展は，炭素鋼の報

な 1/T 型 の 温 度 依 存 性 を 示 す． 一 方 で，20%CW‑ 29）と同様にキャビティ生成機構が強く関告例（26）（

TT690 合金の SCC 進展速度の温度依存性は前述の与していることが示唆された．一方で，SCC 進展

とおりであるが，その進展速度の差は一桁程度と小においては，キャビティ生成速度との相関ラインかさい．このことは，SCC 進展速度とクリープき裂

らわずかに外れていた．SCC 進展においても，き進展には，類似の機構が働いていることを示唆する．

裂先端近傍でキャビティの生成が確認されたことか

図 11 に，き裂近傍のキャビティ生成状況の代表

ら，キャビティ生成が関与していると考えられるが，例を示す．図は IGSCC 近傍の観察例であるが，クそれ以外の複合効果がないとその進展速度を説明でリープき裂，IGSCC ともに，き裂近傍の粒界におきないことが明らかとなった．

いて，
キャビティの生成を確認した．
このキャビティ

そこで，IGSCC 先端分析から，複合要因を検討

生成量は，き裂に近づくほど増加し，また，より高し た． 図 13 は，360 ℃ で 3,907h 試 験 し た 20%CW

温の試験材で多数確認された．そこで各試料で（4）TT690 の き 裂 先 端 の 元 素 マ ッ プ で あ る． 左 上 が式からキャビティ生成速度を求め，き裂進展速度とSEM 像，右上が O（酸素），中段左が Ni（ニッケル），
同右が Cr（クロム），下段左が Fe（鉄），同右が C（炭素）の元素マップである．酸素が検出される最先端を，矢印で「SCC tip」と示した．元素マップは，

CarbidesCarbides全く同一の場所で元素毎に検出できるので，SEMおよび Ni と Cr の元素マップ上にも，き裂先端位置を示した．Cr マップ上で白く（濃く）見える領域
は，C マップ上でも白い（濃い）ので，Cr 炭化物と考えられる．Cr 炭化物は主として粒界上に存在するので，図から SCC は Cr 炭化物を含む粒界を進100 ȝmCarbidesCarbides展し，き裂先端は Cr 欠乏，あるいは Ni 濃化領域の粒界上に位置していた．これらの観察結果は，SCC
進展に粒界酸化や溶解などの機構の関与を示唆する

図 11

IGSCC き裂近傍のキャビティ観察例
20%CW TT690（TT1）：360℃× 3,907h

ものであるが，観察例が少なく今後の検討が待たれる．

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7

SCC tip

2µm
2µm
GT69C20N(SCC:360)t=3

Ξ

Ni 濃化領域

141

SCC tipO

Cr 欠乏領域

SCC tip

SCC tip

Ni

Cr

Fe
Fe

C
図 13

オージェ電子分光による SCC 先端近傍の元素マップ

4. まとめく，340℃近辺でピークを持つ．
（3） 20%CW TT690 合金の SCC 進展に及ぼす溶存

冷間加工を加えた 690 合金の PWR 環境下の SCC
進展挙動を調べ，以下の知見を得た．
（1） 20%CW TT690 合 金 は，PWR 環 境 下 で SCC
進 展 を 示 す． そ の 進 展 速 度 は，20%CW
MA600 合金の 1/10 程度であった．

水素依存性は，0 〜 45ccH2/kg・H2O の範囲であまり変化せず，600 系合金の溶存水素依存性の報告例と異なる．
（4） 溶体化処理した 20%CW ST690 合金の SCC 進
展は，特殊熱処理した 20%CW TT690 合金よ（2） 20%CW TT690 合金の SCC 進展に及ぼす温度

りも，SCC 進展速度が一桁遅くなり，耐 SCC

依存性は，単調な 1/T 型の温度依存性ではな

進展が改善される．これは粒界炭化物析出量INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7

142と粒界 Cr 濃度が影響するものと考察した．いMaterials in Nuclear Power Systems-Water

ずれにせよ，690 合金には最適熱処理条件をReactors,（2009）．

検討する余地が残されている．

（6） B. Alexandreanu, Y. Yang, Y. Chen, W.J.

（5） 20%CW 690 合金の気中き裂進展には，キャShack, Proc. 14th Int. Conf. Environmental

ビティ生成機構が強く関与していると考えら

Degradation of Materials in Nuclear Powerれる．すなわち，き裂が進展する前に，粒界Systems-Water Reactors,（2009）．

にキャビティが生成し，粒界の結合力が弱くなる．同様に SCC 進展にもキャビティ生成の（7） K. Arioka, T. Yamada, T. Terachi, T.
Miyamoto, INSS Journal, 15, p.99,（2008）．

関与が示唆された．ただし，SCC 進展の場合（8） K. Arioka, T. Miyamoto, T. Yamada, T.

は，複合要因としてき裂先端近傍の粒界選択

Terachi, 15th Int. Conf. on Environmental

酸化や選択溶解なども寄与しているものと推Degradation Materials in Nuclear Power定された．690 合金の SCC 進展機構について

Systems-Water Reactors, TMS, pp.55‑69,

は，さらなる検討が必要であろう．

（2011）．
（9） K. Arioka, T. Yamada, T. Miyamoto and

5. 謝辞

T.Terachi, Corrosion, 67, no.3, p.035006-1,（2011）．

本研究を遂行するにあたり，各種実験準備や腐食（10） Mychailo B. Toloczko, Matthew J. Olszta,

試験等の実施にあたっては，㈱原子力安全システム

and Stephen M. Bruemmer, Proc. 15th Int.

研究所 材料グループ 村上公治氏および平尾充司

Conf. on Environmental Degradation, TMS,

氏の多大な協力があった．この場を借りて謝意を表

pp.0091‑106,（2011）．

します．

（11） S. M. Bruemmer, M. J. Olszta, M. B. Toloczko,
and L. E. Thomas, Proc. 15th Int. Conf. on

6. 参考文献

Environmental Degradation, TMS, pp. 301‑
314,（2011）．

（1） P.L. Andresen, M.M. Morra, J. Hickling, A.

（12） David Alley and Darrell Dunn, Proc. 15th

Ahluwalia, J. Wilson, Proc. 13th Int. Symp.

Int. Conf. on Environmental Degradation,

Environmental Degradation of Materials in

TMS, pp.014‑027,（2011）．

Nuclear Power Systems-Water Reactors,（2007）．

（13） Peter Andresen, Martin Morra, Kawaljit
Ahluwalia, 16th Int. Conf. on Environmental（2） P.L. Andresen, M.M. Morra, Proc. 2007

Degradation of Materials in Nuclear

AECL/COG/EPRI Workshop on Cold WorkPower Systems-Water Reactors, Augustin Ironand Nickel-Based Alloys Exposed to

11-15-Asheville, NC, USA, 3023,（2013）,

High-Temperature Water Environments（14） Stephen Bruemmer, Matthew Olszta, N. R.

（（EPRI）, 2007）．

Overman, Mychailo Toloczko, 16th Int. Conf.

（3） D.J. Paraventi, W.C. Moshier, Proc. 2007

on Environmental Degradation of Materials

AECL/COG/EPRI Workshop on Cold Workin Nuclear Power Systems-Water Reactors,

in Iron- and Nickel-Based Alloys Exposed

August 11-15-Asheville, NC, USA, 3458,

to High-Temperature Water Environments（2013）．

（（EPRI）, 2007）．

（15） D. Paraventi, W. Moshier, 16th Int. Conf. on（4） P.L. Andresen, M.M. Morra, A. Ahluwalia,

Environmental Degradation of Materials in

J. Wilson, 14th Int. Conf. Environmental

Nuclear Power Systems-Water Reactors,

Degradation of Materials in Nuclear Power

August 11-15-Asheville, NC, USA, 3534,

Systems-Water Reactors,（2009）．

（2013）．

（5） M.B. Toloczko, S.M. Bruemmer, Proc. 14th

（16） Gonzalo de Diego, Maria del Sol Garcia,

Int. Conf. Environmental Degradation of

Dolores Gomez-Briceno, Jesus Lapena,

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 7

143

Francisco Perosanz, 16th Int. Conf. on（31） S . A . A t t a n a s i o , D . S . M o r t o n , M . A . A n d o ,Environmental Degradation of Materials in

N.F.Panayotou and C.D.Thompson, Proc.

Nuclear Power Systems-Water Reactors,

10th Int. Symp. Environmental Degradation

August 11-15-Asheville, NC, USA, 3621,

of Materials in Nuclear Power Systems-（2013）．

Water Reactors, 0121,（2001）．

（17） M.O.Speidel and Ruth Magdowski: STRESS（32） D.S.Morton, S.A.Attanasio, Proc. 11th

CORROSIN CRACK GROWTH IN ALLOY

Degradation of Materials in Nuclear Power

600 EXPOSED TO PWR AND BWR

Systems-Water Reactors, 143,（2003）．

ENVIRONMENTS, Corrosion/2000, paper（33） D.J.Paraventi and W.C.Moshier, Proc. 12th

No.00222,（2000）．

Degradation of Materials in Nuclear Power（18） D. Paraventi, W. Moshier, Proc. 13th Int.

Systems-Water Reactors, TMS, 0543,（2005）．

Conf. Environmental Degradation of（34） D.J.Paraventi and W.C.Moshier, Proc. 13th

Materials in Nuclear Power Systems-Water

Degradation of Materials in Nuclear Power

Reactors,（2007）．

Systems-Water Reactors, P0063,（2007）．

（19） M.O.Spidel, Vortrag 5 VGB Konferenz:（35） Peter L. Andresen, Rick Reid and John

Korrosion und Korrisionsschultz in der

Wilson, Proc. 14th Degradation of Materials

Kraftwerkstechnik, Essen,（1995）．

in Nuclear Power Systems-Water Reactors,（20） P.L.Andresen, T.M.Angeliu, W.R.Catlin,
L.M.Young and R.M.Hpr, Corrosion/2000,
paper No.203（2000）．
（21） P.L.Andresen, T.M.Angeliu and L.M.Young,
Corrosion/2001, Paper No.01228（2001）．
（22） P.L.Andresen, Corrosion/2002, Paper No.2509（2002）．
（23） P.L.Andresen, L.M.Young, W.R.Catlin and
R.M.Horn, Corrosion/2002, Paper No.2511（2002）．
（24） K. Arioka, T. Yamada, T. Terachi, T.
Miyamoto, Corrosion, 64, no.9, pp691-706,（2008）．
（25） K. Arioka, T. Yamada, T. Miyamoto and M.
Aoki, Corrosion,（2014）．to be published.
（26） K. Arioka, T. Miyamoto, T. Yamada, T.
Terachi, Corrosion, 66, no.1, p.015008-1,（2010）．
（27） K. Arioka, T. Miyamoto, T. Yamada, M.
Aoki, Corrosion, 69, no.5, pp.487‑496（2013）．
（28） 青木政徳，山田卓陽，宮本友樹，有岡孝司，
INSS Journal, 20, pp.139‑148,（2013）．
（29） 山田卓陽，青木政徳，宮本友樹，有岡孝司，
INSS Journal, 20, pp.149‑156,（2013）．
（30） D.S.Morton, S.A.Attanasio and G.A.Young,Proc. 10th Int. Symp. Environmental
Degradation of Materials in Nuclear Power
Systems-Water Reactors, 0122,（2001）．

203188,（2009）．
（36） 寺 地 巧， 宮 本 友 樹， 山 田 卓 陽， 有 岡 孝 司，INSS Journal, 16, pp.146‑159,（2009）．
（37） 戸 塚 信 夫， 西 川 嘉 人， 中 島 宣 雄，INSS
Journal, vol.9, pp.102-108,（2002）．
（38） 寺地

巧，戸塚

信夫，山田

卓陽，中川

朋和，出口 博史，堀内 正樹，押谷 正人 ,INSS J vol.9, pp.124‑135,（2002）．
（39） T. Yonezawa, Y. Yamaguchi, Y. Iijima, Proc.
of The International Symposium on Plant
Aging and Life Prediction of Corrodible
Structures, pp.567‑574, May 15-18,（1995）．
（40） T. Yonezawa, 16th Int. Conf. on Environmental Degradation of Materials in Nuclear
Power Systems-Water Reactors, August
11-15-Asheville, NC, USA,（2013）．
（41） K . A r i o k a , T . Y a m a d a , T . T e r a c h i ,R.W.Staehle, Corrosion, 62, no.1, pp.74‑83,（2006）．
（42） K. Arioka, T. Yamada, T. Terachi, G.Chiba,
Corrosion, 62, no.7, pp.568‑575,（2006）．