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INSS JOURNAL,Vol.17(2010),pp150-158

ステンレス鋼溶接熱影響部の水素添加高温水中 SCC 進展挙動
SCC growth behavior of stainless steel weld heat-affected zone
in hydrogenated high temperature water
山田

卓陽（Takuyo Yamada)＊ 1

寺地

巧（Takumi Terachi)＊ 1

宮本友樹（Tomoki Miyamoto)＊ 1

有岡孝司（Koji Arioka)＊ 1

要約 高温水中のステンレス鋼の応力腐食割れは，加工により促進されることが知られている．溶接熱影響部についても，溶接時の熱収縮により塑性歪み，すなわち加工が加わるが，その SCC 進展
挙動に関する報告は少ない．そこで，ステンレス鋼溶接熱影響部から採取した試験片を用い，水素添加高温水中で SCC 進展試験を実施し，その SCC 進展挙動を，特に（1）250〜340℃での温度依存性，および（2）硬さ等の材料強度の観点で，冷間圧延したステンレス鋼と比較した．
その結果，以下のことが明らかになった．SUS316 と SUS304 の溶接熱影響部は，320℃の 1 次冷
却材模擬水中で有意な SCC 進展を示し，その SCC 進展速度は 10％冷間圧延非鋭敏化 SUS316 のSCC 進展速度と同程度であり，溶接熱影響部の硬さが 10％冷間圧延材と同程度であることと整合す
る．SUS316 と SUS304 の 溶 接 熱 影 響 部 の SCC 進 展 の 温 度 依 存 性 は，10％ 冷 間 圧 延 非 鋭 敏 化
SUS316 の温度依存性と類似していた．すなわち，溶接熱影響部においても，340℃の 1 次冷却材模
擬水中では有意な SCC 進展を示さない．以上の結果から，ステンレス鋼溶接熱影響部の SCC 進展
は，冷間圧延材とほぼ同様の挙動を示し，溶接に伴う局所変形の場所と共に進展速度は加速されるものと考えられる．また，SCC 進展速度の温度依存性も，両者で類似していることから，溶接熱影
響部の SCC 進展メカニズムも，冷間圧延ステンレス鋼と共通しているものと推察される．
キーワード

ステンレス鋼溶接熱影響部，冷間圧延，応力腐食割れ，SCC 進展速度，温度依存性，軽水炉

Abstract
It is known that the SCC growth rate of stainless steels in high-temperature wateris accelerated by cold-work (CW). The weld heat-affected-zone (HAZ) of stainless steels is also
deformed by weld shrinkage. However, only little have been reported on the SCC growth of weld
HAZ of SUS316 and SUS304 in hydrogenated high-temperature water. Thus, in this present study,
SCC growth experiments were performed using weld HAZ of stainless steels, especially to obtaindata on the dependence of SCC growth on (1) temperature and (2) hardness in hydrogenated waterat temperatures from 250℃ to 340℃ . And then, the SCC growth behaviors were compared
between weld HAZ and CW stainless steels.
The following results have been obtained. Significant SCC growth were observed in weld HAZ(SUS316 and SUS304) in hydrogenated water at 320℃ . The SCC growth rates of the HAZ aresimilar to that of 10％ CW non-sensitized SUS316, in accordance with that the hardness of weld
HAZ is also similar to that of 10％ CW SUS316. Temperature dependency of SCC growth of weld
HAZ (SUS316 and SUS304) is also similar to that of 10％ CW non-sensitized SUS316. That is, nosignificant SCC were observed in the weld HAZ (SUS316 and SUS304) in hydrogenated water at
340℃ . This suggests that SCC growth behaviors of weld HAZ and CW stainless steels are similarand correlated with the hardness or yield strength of the materials, at least in non-sensitizedregions. And the similar temperature dependence between the HAZ and CW stainless steels
suggests that the SCC growth behaviors are also attributed to the common mechanism.
Keywords

stainless steel weld heat-affected-zone (HAZ), cold-work, stress corrosion cracking (SCC) inhigh-temperature water, SCC growth rate, temperature dependence, light water reactor

1.

はじめに

ス鋼（316L など）においても応力腐食割れ（stresscorrosion cracking, SCC）を発生する事例が近年，材料が強い加工を受けた場合，非鋭敏化ステンレ＊1(株)原子力安全システム研究所

技術システム研究所

一 部 の 軽 水 炉 プ ラ ン ト（沸騰水型原子炉（boiling

151

water reactor, BWR）におけるシュラウド，再循環た高温水中でのステンレス鋼の SCC 進展速度に及ぼ配管など）で報告されている．

す各種因子の影響に関するデータを系統的に取得中

一方，実験室的には Totsuka や Smialowska ら (1)である．その結果，1 方向の冷間圧延を用いた冷間(2)，金島ら (3)(4)，有岡ら (5) は，予歪み付き定引張速加工の影響については，冷間加工度の増加に伴い

度試験（constant elongation rate technique, CERT）

SCC 進展速度が速くなること(14)，320℃を超える温により，加工を加えたステンレス鋼が水素を添加し度域で SCC 進展速度がアレニウス則から外れる挙動た高温水中で SCC 感受性を持つことを指摘していなどをすでに報告している(15)．

る．また，Kanazawa と Tsubota (6) は加工度と SCC

BWR の再循環配管の溶接熱影響部の SCC につい

感受性との関連を BWR 環境下で検討した結果，材ては，溶接熱歪みによる塑性変形域で SCC の進展が料の硬さ上昇により SCC 感受性が増大することを報観察されており，この領域についても加工による告している．SCC 進展試験による結果では，Speidel

SCC 進展加速効果が寄与したものと推察され，またら(7)は冷間加工による硬さの上昇によりき裂進展速

その硬さあるいは耐力との相関についての検討がな

度が速くなることを示し，また，Andresen ら (8) 〜されている(16)．そこで，本報告では，一部著者らが(11)は，水素を添加した高温純水中で，冷間加工によすでに報告 (17)(18) したように，ステンレス鋼溶接熱り加工硬化したステンレス鋼が SCC 感受性を持つこ

影響部（以下，heat affected zone, HAZ と記す）にとを示している．以上のように，非鋭敏化材におい着目し，その SCC 進展挙動を調べ，冷間圧延によるても，強い加工を加えることにより SCC 感受性が促

加工を加えたステンレス鋼の挙動と比較検討し，

進されることが，オーステナイト系ステンレス鋼でSCC 進展速度に及ぼす硬さの影響，温度依存性等を指摘されている．

比較した．

加工により SCC 進展が加速されるメカニズムに関しては，Andresen ら(10)は加工材のき裂進展試験と

2.

実験方法

2.1

供試材

照射材データから，加工や照射にかかわらず，SCC
発生にはき裂先端の塑性歪みを決定する耐力が大きく関与すると報告している．このような材料の耐力が SCC 感 受 性 に 影 響 す る と い う 結 果 は，他 にス テ ン レ ス 鋼 溶 接 金 属 は，市 販 の 316L お よ び

Speidel ら (7)，Shoji ら (12) や Castano ら (13) からも報308L の溶接棒を用い，それぞれ SUS316 と SUS304

告されており，加工が SCC 進展を加速するひとつのに V 開 先 を 施 し，初 層 部 を（tungsten inert gas,

大きな要因になると考えられる．

TIG）溶 接，中 間 部 は 被 覆 ア ー ク 溶 接（shielded

この加工による影響を SCC 進展試験により評価す

metal arc welding, SMAW）による多層盛りで製作

るため，材料に塑性変形を施す手法として，冷間圧したものを基本素材とした．母材金属の化学組成を

延（あるいは温間圧延）を用いる方法，引張歪みを表 1 に，溶接完了時の外観を図 1 に示す．図のよう付与する方法等がとられている．また冷間圧延の場に，溶接にあたっては溶接熱歪みによる変形を避け合も，単純な一方向圧延だけでなく，圧延方向をるため，母材を拘束台に固定した状態で行った．溶90°変えながら 2 方向の圧延や 3 方向の圧延なども用

接材の開先形状およびマクロ組織の代表例を図 2 にいられている．これらの結果から，加工による SCC

示す．図 3 に溶接線近傍の硬さ分布を示す．溶接線進展の加速は，加工履歴（CERT による予歪み，冷近傍の硬さは，溶接線に向かって次第に硬化する傾間，温間圧延，引張変形等）が異なる場合も観察さ向を示した．そこで，SCC 進展試験片は，図 2 に示れており，たとえ加工履歴が異なっても，加工はしたように，溶接線から 1 および 3mm の位置で，

SCC 進展を加速することが示唆される．

SCC 進展方向が溶接線と平行になるように採取し，著者らの研究グループにおいても，水素を添加し
表1
SUS316
SUS304

C
0.05
0.04

Si
0.44
0.31

Mn
1.42
1.59

SCC 進展試験に供した．

母材金属の化学組成（wt.％）
P
0.024
0.031

S
0.0005
0.001

Cr
16.47
18.34

Ni
11.05
9.21

Mo
2.08
0.37

Fe
Bal.
Bal.

152

2.2 SCC 進展試験方法ẍᮞ㻃

SCC 進展試験片は，0.5 インチ T サイズの（com-

ᣂᮨྋ㻃

ᣂᮨྋ㻃

pact tension, CT）試験片を用いた．SCC 進展試験
は，1 次冷却材模擬水（500ppmB ＋ 2ppmLi），溶存
水 素 濃 度（以 下，DH2 と 記 す）30cc-STP/kg-H2 Oの条件で，250〜340℃の高温水中で実施した．荷重
条件は，環境中予き裂導入のため，試験初期の 10 日
間 程 度 は 台 形 波 荷 重（4 時 間 毎 に R ＝ 0.7，ω ＝⁈᥃㔘ᒌ㻃0.017（sec-1）の定期的除荷）を付与し，その後一定荷重とし，応力拡大係数の目標値は K ≒ 25〜35

図1

MPa  m とした．また，一部の試験については，直溶接状況の外観

流 電 位 差 法（以 下，direct current potential drop,
DCPD と記す）により SCC 進展量をモニタリング⁈᥃᪁Ἢ㸯ิᒒ TIG㸠SMAW

し，試験中に荷重条件，温度条件を変更しながら測定を実施した．DCPD 法における SCC 進展深さの評価には，ASTM E647 の CT 試験片に対する電位
差とき裂深さとの関係式を用いた．なお，最終的なき裂深さは試験後に疲労荷重により開放した破面の観察結果により補正した．
SCC 進展試験終了後，試験片を大気中疲労試験機
で強制開放し，デジタルマイクロスコープおよび走◫ࡈῼᏽࣚ࢕ࣤ

査 型 電 子 顕 微 鏡（scanning electron microscopy,
SEM）により破面観察し，破面形態と SCC 進展深さを評価した．SCC 進展深さは，板厚方向に 5〜10
点計測し，その平均値とした．SCC 進展深さが部分的な場合は，進展領域の面積を求め，その面積と等

2 cm
図2

価で板厚方向に均一に進展したと仮定した進展領域の深さを，平均 SCC 進展深さとした．SCC 進展速

溶接開先形状とマクロ組織の代表例

度CGR（mm/sec）は，次式のように平均 SCC 進展䝗䝇䜯䞀䜽◫䛛㻏㻃䠚䠨䟺㻘㻓㼊䟻㻃㻃㻃㻃㻃㻃㻃㻃㻗㻓㻓

深さa（mm）を試験時間t（sec）で除して求めた．

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CGR＝a/t

(1)

㻖㻓㻓

3.

㻕㻓㻓

実験結果

3.1 SCC 進展試験結果
㻔㻓㻓

溶接線から 1mm 位置の SUS316 の HAZ（以下，
SUS316（HAZ, 1mm）と記す）の DCPD 法によるSCC 進展試験結果を図 4 に示す．試験は応力拡大係

㻓
㻓

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図3

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㻔㻘
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溶接熱影響部の硬さ分布

㻕㻓数 K 値を段階的に増加させた後，段階的に温度条件
を 減 少 さ せ な が ら 実 施 し た．図 か ら，SUS316（HAZ, 1mm）の SCC 進展速度は，応力拡大係数の

153

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ム㥺᫤㛣䟺᪝䟻

図 4 DCPD による SUS316（HAZ, 1mm）の SCC 進展試験結果増加に伴い加速され，また温度の低下に伴い減速された．図 5 に示した試験後の SCC 進展破面から，
SUS316（HAZ, 1mm）は，粒界型の SCC 進展破面

␺ຘ஢䛓⿛㻃

を呈し，冷間加工 SUS316 で報告(1)-(4)されている破面 形 態 と 同 様 で あ っ た．図 6 に，そ れ ぞ れ（a）
SUS316 （HAZ,3mm），（b） SUS304 （HAZ,1mm），（c）SUS304（HAZ, 3mm）の 320℃単一条

SCC

件における SCC 進展破面を示す．これらの溶接熱影
響部の SCC 進展破面は，全て粒界型であった．図 72 mm(a) ࢸࢩࢰ࣏ࣜ࢕ࢠࣞࢪࢤ࣭ࣈാ

に，そ れ ぞ れ（a）SUS316（HAZ, 1mm），（b）

␺ຘ஢䛓⿛㻃

SUS304（HAZ, 1mm）の 250℃ 単 一 条 件 に お け る
SCC 進展破面を示す．部分的ではあるが，320℃の破面と同様に粒界型 SCC 破面が観察された．ただし，その SCC 進展深さは極めて少なかった．図 8 に（a） SUS316 （HAZ, 1mm），（b） SUS316 （HAZ,

IGSCC3mm），（c） SUS304 （HAZ, 1mm），（d） SUS304（HAZ, 3mm）の 340℃の単一条件における SCC 進

500 µm展破面を示す．340℃の場合，SCC 進展破面は全く(b) SEM ാ

観察されなかった．以上の結果から，SUS316 および SUS304 の溶接熱影響部は，250〜320℃の温度範

図5

SUS316（HAZ, 1mm）の破面観察結果

囲で粒界型 SCC 進展が観察されたが，340℃ではSCC 進展が全く観察されなかった．

3.2 SCC 進展速度に及ぼす温度，鋼種，採取位置の影響
前項で示した SCC 進展試験破面から，平均 SCC

154(a) SUS316(HAZࠉ3mm)(b) SUS304(HAZࠉ1mm)(c) SUS304(HAZࠉ3mm)
␺ຘ஢䛓⿛㻃

␺ຘ஢䛓⿛㻃

␺ຘ஢䛓⿛㻃

SCC

SCC 2 mm

IGSCC 500 µm

IGSCC

SCC

2 mm

500 µm

IGSCC

㻔㻒㻕㻃

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2 mm

500 µm㻮䍝㻕㻚㻑㻚㻃㻰㻳㼄䝿㼐㻔㻒㻕㻃ム㥺᭿㛣䠌㻗㻔 ᪝㛣㻃ム㥺⎌ሾ䠌㻖㻕㻓䉔䚮㻘㻓㻓㼓㼓㼐㻥㻎㻕㼓㼐㻯㼌㻏㻃㻖㻓㼆㼆㻃㻶㻷㻳㻃㻫㻕㻒㼎㼊㻃㻫㻕㻲㻃㻃
図 6 SCC 進展試験後の破面観察結果の代表例（上段：デジタルマイクロスコープ像，下段：SEM 像）(a) SUS316(HAZࠉ1mm)
␺ຘ஢䛓⿛

2 mm

(b) SUS304(HAZࠉ1mm)
␺ຘ஢䛓⿛

2 mm

(a) SUS316(HAZࠉ1mm)

␺ຘ஢䛓⿛

␺ຘ஢䛓⿛

No SCC 2 mm

No SCC 2 mm(c) SUS304(HAZࠉ1mm)(d) SUS304(HAZࠉ3mm)㻕.Ҹ03D࣬Pム㥺᭿㛣䠌㻙㻚 ᪝㛣㻃

IGSCC

50 µm

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IGSCC 100 µm(b) SUS316(HAZࠉ3mm)␺ຘ஢䛓⿛.Ҹ03D࣬P㻕ム㥺᭿㛣䠌㻔㻚㻓 ᪝㛣㻃

␺ຘ஢䛓⿛

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図 7 SCC 進展試験後の破面観察結果の代表例（上段：デジタルマイクロスコープ像，下段：SEM 像）

No SCC 2 mm
.Ҹ03D࣬P㻕ム㥺᭿㛣䠌㻙㻚 ᪝㛣㻃

No SCC 2 mm
.Ҹ03D࣬P㻕ム㥺᭿㛣䠌㻙㻚 ᪝㛣㻃ム㥺⎌ሾ䠌㻖㻗㻓䉔䚮㻘㻓㻓㼓㼓㼐㻥㻎㻕㼓㼐㻯㼌㻏㻃㻖㻓㼆㼆㻃㻶㻷㻳㻃㻫㻕㻒㼎㼊㻃㻫㻕㻲
図8

SCC 進展試験後の破面観察結果の代表例(デジタルマイクロスコープ像)

進展量を見積もり，（1）式から SCC 進展速度を算出

線的に加速され，おおむねアレニウス則に従う．しした．これらの試験も，試験初期の約 10 日間は台形

かし，340℃ではアレニウス則から外れ，SCC 進展

波荷重を付与したが，DCPD 測定を実施しなかった

速度が極端に遅くなる挙動を示した．このような温ので，単に SCC 進展量を試験期間で除すことによ

度依存性は，冷間加工を加えた SUS316 のものと類り，SCC 進展速度とした．SCC 進展速度の温度依存似している．

性を図 9 に示す．SUS316 および SUS304 の HAZ の

SCC 進 展 速 度 と そ の 温 度 依 存 性 は，SUS316 とSCC 進展速度は，250℃〜320℃の温度範囲でほぼ直SUS304 とで大きな違いはなく，また採取位置（溶155㻶㻸㻶㻖㻔㻙㻋㻫㻤㻽䚮㻔㼐㼐㻌㻶㻸㻶㻖㻓㻗㻋㻫㻤㻽䚮㻔㼐㼐㻌㻶㻸㻶㻖㻔㻙㻋㻫㻤㻽䚮㻖㼐㼐㻌㻶㻸㻶㻖㻓㻗㻋㻫㻤㻽䚮㻖㼐㼐㻌㻔㻑㻨㻐㻓㻚

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㻖㻘㻓㻔㻒Ὼᗐ䟺㻔㻒㻮䟻

図 10
図9

溶接熱影響部の SCC 進展速度の硬さ依存性（K ≒ 25〜35MPa m ）

溶接熱影響部の SCC 進展速度の温度依存性（K ≒ 25〜35MPa m ）㻗㻓㻓

接線から 1 と 3mm）による大きな違いは見られなか
SCC 進展速度が冷間圧延材に比べて遅い結果となっているが，これは他の条件に比べて K 値が低いためと推察される．

4. 考察
4. 1 SCC 進 展 に 及 ぼ す 硬 さ の 影 響（HAZ と冷間圧延材の比較）
Andresen らは，SCC 発生にはき裂先端の塑性歪㻶㻸㻶㻖㻔㻙㻋㻫㻤㻽䚮㻔㼐㼐㻌䝗䝇䜯䞀䜽◫䛛㻏㻃㻫㻹㻋㻘㻓㼊㻌㻃㻃㻃㻃㻃㻃㻃㻃㻃㻃㻑った．なお，図 9 中補正後の K 値を示した 2 点は，

㻶㻸㻶㻖㻓㻗㻋㻫㻤㻽䚮㻔㼐㼐㻌

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㻕㻓㻕㻘

みを決定する耐力が大きく関与すると報告している(10)．一般に，硬さと耐力とは良い相関関係があるの

図 11

硬さと冷間加工度の関係

で，ここでは材料の硬さを基準として，HAZ と冷間圧延材の SCC 進展速度を比較した．

討が必要である．

図 10 に 320℃で計測した SCC 進展速度をビッカ

前述のように，HAZ の SCC 進展速度を硬さによース硬さ（常温）で整理したものを示す．比較のたり整理すると，おおむね冷間圧延材の挙動と一致し

め，冷間圧延した SUS316 の結果を図中黒丸（○）

たので，次に HAZ の塑性変形量を，硬さをもとにで示す(14)．冷間圧延した SUS316 は，硬さの上昇と冷間加工度に換算することを試みた．図 11 に示した

ともに SCC 進展速度が速くなる傾向を示しており，

ように，0〜20％の冷間圧延により，ビッカース硬さ

溶接熱影響部の SCC 進展速度は，おおむね冷間圧延はほぼ直線的に硬くなる．ここに HAZ の硬さをプ材と一致していた．なお，図中補正後の K 値を示しロットすると，おおむね冷間圧延 10％相当の塑性変

た 1 点は，SCC 進展速度が冷間圧延材に比べて遅い

形を受けたものと見積もられる．図 10 から，HAZ

結果となっているが，これは他の条件に比べて K 値の SCC 進展速度は，10％冷間圧延した SUS316 とほが 低 い た め と 推 察 さ れ る．こ の 結 果 は，HAZ のぼ同程度なので，溶接熱歪みによる塑性変形量もおSCC 進展に及ぼす応力拡大係数依存性が異なる可能

おむね硬さで整理可能であるものと推察される．

性を示唆しており，この点については今後更なる検著者らの報告(17,18)によれば，水素を添加した低電

156

位条件の高温水中では，鋭敏化により生成した粒界展速度も，10％冷間圧延材と同様に，250〜320℃の炭化物は SCC 進展を著しく抑制する．そこで，本報

温度範囲においてはおおむねアレニウス則に従うが，告で用いた供試材の鋭敏化状況を（electrochemical

高温（340℃）側で SCC 進展が著しく抑制された．

potentiokinetic reactivation, EPR）法を用いて評価

このことは，HAZ の SCC 進展挙動が，10％冷間圧し た．し か し，全 て の 試 験 片 採 取 位 置（SUS316

延材と本質的には同じ熱活性化過程に従うことを示（HAZ, 1,3mm），SUS304（HAZ, 1,3mm））で，鋭唆しており，本質的な SCC メカニズムは，冷間圧延敏化は確認されなかったので，本供試材の HAZ は，材と HAZ で変わらないことを示唆している．

粒界炭化物もほとんど存在せず，粒界炭化物による抑制の影響はなかったものと推察される．

340℃で SCC 進展が抑制されるメカニズムについては，著者らは，SUS316 の高温水中皮膜厚さの温度依存性が SCC 進展速度と類似の挙動を示すこと報4.2 SCC 進展に及ぼす温度，鋼種の影響（HAZ と冷間加工材の比較）告しており(19)，高温の腐食挙動が大きく寄与しているものと考察している．このメカニズムについては，さらなる検討が必要ではあるが，ここでは高温の材

前項で，HAZ の 320℃における SCC 進展速度は

料強度，および溶接熱影響や冷間加工で起こりうる，

10％冷間圧延材とほぼ同程度であり，このことは硬材料組織変化の観点で若干の考察を加える．温度依さが同程度であることと整合することを示した．

存性を考える上で，高温強度，とりわけ高温の耐力

10％冷間加工材の SCC 進展速度の温度依存性についが重要と考えられる．ステンレス鋼便覧 (20) によれては，320℃を超える温度域でアレニウス則から外ば，SUS316 の高温強度は常温に比べて若干低下す

れ，高温（340℃以上）側で SCC 進展が著しく抑制

るが，本報告の試験温度範囲である 250〜340℃の温されることを報告している (15)．そこで，本項では度範囲においては，その低下は比較的緩やかである．

HAZ と冷間加工材の SCC 進展挙動を，温度依存性

仮に SCC 進展速度が，耐力のみに依存すると仮定すの観点から比較した．

ると，SCC 進展速度も緩やかに低下することが想定

図 12 に SCC 進展速度の温度依存性を再掲する．

される．しかし，冷間圧延した SUS316 の SCC 進展比較のため，冷間圧延した SUS316 の SCC 進展速度

速度は 320℃までは温度の上昇とともに速くなる挙を，図 中 □，◆，▲ で 示 す (15)．図 中 ▲ で 示 し た

動を示し，耐力が温度上昇とともに緩やかに低下す

10％冷間圧延材の SCC 進展速度は，250〜320℃の温ることと整合しない．また，340℃で著しく SCC 進

度範囲においては，おおむねアレニウス則に従う挙展が抑制される挙動についても，耐力の温度依存性動を示す．しかし 320℃を超える温度域では，前述からは説明できない．したがって，250〜340℃の高のとおりアレニウス則から外れ，高温（340℃）側で温強度は，SCC 進展速度の温度依存性にあまり寄与

SCC 進展が著しく抑制される．図中 HAZ の SCC 進

しないものと考えられる．

㻶㻦㻦㐅ᒈ㏷ᗐ㻃㻋㻃㼐㼐㻃㻒㻃㼖㻃㻌

1.E-05

1.E-06

次に，SUS316 と SUS304 の SCC 進展挙動につい
20%CW316(TS)
15%CW316(TS)
10%CW316(TS)㻶㻸㻶㻖㻔㻙㻋㻫㻤㻽䚮㻔㼐㼐㻌㻶㻸㻶㻖㻓㻗㻋㻫㻤㻽䚮㻔㼐㼐㻌㻶㻸㻶㻖㻔㻙㻋㻫㻤㻽䚮㻖㼐㼐㻌㻶㻸㻶㻖㻓㻗㻋㻫㻤㻽䚮㻖㼐㼐㻌て考察する．一般に，SUS316 に含まれる Mo は，鋭敏化を抑制するので，鋭敏化が主要因の SCC の場
合，SUS316 の方が SUS304 に比べて，SCC を抑制する (21)．また，SUS304 に冷間加工を加えた場合，化学成分によっては加工誘起マルテンサイト相を生

1.E-07

成し，マルテンサイト相の耐食性が問題になる環境
や，いわゆる水素脆性の場合，SCC 感受性に悪影響

1.E-08を及ぼすことが考えられる．また，SUS304 はその化学成分と熱履歴により，少量のフェライト相を生

1.E-090.0015఩㻮ೋ

0.00160.00170.0018成する場合があるが，このフェライト相については，
0.00190.002

㻔㻒Ὼᗐ㻋㻔㻒㻮㻌㻃

水素添加したような低電位条件の高温水中 SCC 進展を抑制する可能性が指摘されている(22)．しかし，本報告で用いたステンレス鋼は，図 13 に示したフェラ

図 12ステンレス鋼 SCC 進展速度の温度依存性

イトスコープによる磁性体組織量の測定結果から，

157

㻚㻓㻓

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図 13 SUS304 の加工誘起マルテンサイト量（フェライトメータによる）の冷間加工度依存性

図 14

㻘

㻔㻓
㻔㻘
෫㛣ຊᕝᗐ䟺䟸䟻

㻕㻓㻕㻘

ステンレス鋼の耐力の冷間加工度依存性(1) SUS316 と SUS304 の 溶 接 熱 影 響 部（1mm と比較的加工誘起マルテンサイト相の生成しやすい3mm）は，320℃の 1 次冷却材模擬水中で有意な

SUS304 においても，20％冷間圧延後の加工誘起マ

SCC 進展を示し，その SCC 進展速度は 10％冷間圧

ルテンサイト相は微量と推定される．また，SUS316

延非鋭敏化 SUS316 の SCC 進展速度と同程度であと SUS304 の HAZ のフェライトメータの測定結果

り，溶接熱影響部の硬さが 10％冷間圧延材と同程も 0％であり，加工誘起マルテンサイト相およびフ度であることと整合する．

ェ ラ イ ト 相 は，本 供 試 材 で は 生 成 し て い な い．

(2) SUS316 と SUS304 の 溶 接 熱 影 響 部（1mm とAndresen ら (9) は，敢えて低温で加工を加えること3mm）の SCC 進展の温度依存性は，10％冷間圧延により，多量の加工誘起マルテンサイト相を含有さ

SUS316 の温度依存性と類似していた．すなわち，せた SUS304 で，SCC 進展試験を実施したが，その溶接熱影響部においても，340℃の 1 次冷却材模擬

SCC 進展の加速は加工誘起マルテンサイト相そのも水中では有意な SCC 進展を示さない．

のの効果ではなく，耐力の増加により説明できるとしている．ステンレス鋼便覧(23)によれば，加工誘起以上の結果から，ステンレス鋼溶接熱影響部のマルテンサイト相が生成すると，耐力もその生成に

SCC 進展は，冷間圧延材とほぼ同様の挙動を示し，応じて増加するため，冷間加工による耐力の増加は，溶接に伴う局所変形の場所と共に進展速度は加速さ

SUS304 の方が SUS316 より大きい場合があることれるものと考えられる．また，SCC 進展速度の温度を示している．しかし，本報告の SUS304 の加工誘依存性も，両者で類似していることから，溶接熱影

起マルテンサイト相量は極めて微量であり，図 11 と響部の SCC 進展メカニズムも，冷間圧延ステンレス

図 14 に示したように冷間加工後の硬さおよび耐力鋼と共通しているものと推察される．

も，ほぼ同程度か SUS304 の方が SUS316 よりもむ
しろ小さい．加工誘起マルテンサイト相そのものの謝辞

高温水中の SCC に及ぼす効果は不明な点もあるが，本報告で使用した SUS304 については，その生成量が少ないため影響しなかったものと考えられる．

本研究を遂行するにあたり，腐食試験および各種実験準備等にあたっては，(株)原子力安全システム研究所

5. まとめ材料グループ 村上公治氏，平尾充司氏，高瀬亮人氏の多大な協力があった．この場を借りて謝意を表します．

SUS316 と SUS304 の溶接熱影響部の 1 次冷却材
模擬水中の SCC 進展挙動を調べ，以下の結果を得
た．

158

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