INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-7

159

PWR1 次系模擬水中における TT690 合金冷間加工材のSCC 発生評価（第２報）- 変形を許容した高応力条件下での亀裂発生挙動 SCCinitiationincoldworkedAlloyTT690
undersimulatedPWRprimarywater（2ndreport）
-Crackinitiationunderhighstressconditionallowingplasticdeformation寺地

巧（TakumiTerachi）＊1

山田岡本

卓陽（TakuyoYamada）＊3

マキエ（MakieOkamoto）＊2
有岡孝司（KojiArioka）＊3

要約
TT690 合金（20%CW および 30%CW）を用い，360℃の PWR1 次系模擬水環境中で定荷重型の亀裂発生試験を実施し，亀裂発生状況を応力解析結果と比較した．促進試験として材料の変形を許容する高い応力を付与したブラントノッチ型 CT 試験片を用い，約１万時間の試験を実施した結果，複数の粒界に微小な亀裂が生じた．亀裂は 20%CW 材で塑性ひずみが 9% 以上，
30%CW 材で 4% 以上の領域で確認された．また，亀裂開口方向にかかる応力成分が 750MPa 以上と高い応力が付与された領域でのみ亀裂は発生し，高応力および高塑性ひずみ条件部ほど亀裂が多くなる傾向が認められた．発生期の亀裂伝播速度を評価した結果，20%CW 材で高応力および高温度条件で促進した条件においても，0.1 mm の亀裂形成に約 10 年を要する遅い速度であった．
亀裂の走査型透過電子顕微鏡（STEM）を用いた観察の結果から，亀裂発生の前駆挙動として粒界にキャビティの形成が進み，その後，キャビティと酸化の重畳により粒界結合力が低下することで開口が生じたと推察された．
キーワードTT690 合金，冷間加工，SCC 発生，ブラントノッチ CT，キャビティ生成，高応力条件

Abstract
Constant load crack initiation tests of Alloy 690TT（20%CW and 30%CW）
were
carried out under simulated PWR primary water at 360℃, and the cracks were compared
withstressanalysisresults.Bluntnotchcompacttensionspecimenswithexcessivehighstress,
whichallowedthedeformationofthematerials,forapproximately10,000hproducedmicroscopic
cracks.Thecrackswereconfirmedtobeintheregionwhereplasticstrainswereover9%in
20%CWandover4%in30%CW. Thenumberofcracksincreasedwithincreasinghigherstress
andstrainconditionsandthecalculatedstresscomponentsappliedinthecrackopeningdirection
were over 750 MPa. The estimated crack propagation rate of the initiation stage for 20%CW
specimens was over 10 years to form a crack depth of 0.1mm, although it was accelerated
underexcessivestressandtemperatureconditions.Detailedobservationsofthecracksusing
STEMsuggestedthattheformationofgrainboundarycavitiesworkedasaprecursorofcrack
initiation,andthenthegrainboundarybondingstrengthdecreasedduetothesuperpositionof
cavitiesformationandoxidation.
Keywords

Alloy690TT,coldwork,SCCinitiation,bluntnotchCT,cavityformation,highstressconditions

1. 緒
 言

力腐食割れ（stresscorrosioncracking,SCC）の対策材として，圧力バウンダリーなどの重要部材に用TT690 合 金 は 加 圧 水 型 軽 水 炉（pressurized

いられている．1989 年より蒸気発生器（SG）細管

water reactor, PWR）の１次系環境下で生じる応への導入が進められたが，実機における SCC 発生＊ 1 元（株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所＊ 2 元（株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所＊ 3 （株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所

現関西電力（株）
現（株）神戸工業試験場

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲7160

は報告されていない．実験室においても，リバース

へ酸化が進行するとした仮説である．この仮説でU ベント試験片などを用いた定ひずみ型の試験が多は，SCC 発生には動的ひずみの付与が必要とされ，く行われたが，いずれも SCC を生じさせず優れた

特定条件で 690 合金に割れが生じることを説明して

耐 SCC 性が確認されている（1）～（4）．

いる．

し か し， そ の 後 行 わ れ た SCC 進 展 試 験 で は，

キャビティ生成型と酸化型の割れは，いずれも粒TT690 合金でも冷間加工を付与した時に SCC が進

界拡散により物質移動が生じ，粒界結合力が低下す

（5）～
（16）

．SCC 進展速度はる点が共通しているが，キャビティ生成と酸化の重感受性の高い 600 合金と比べて概ね一桁程度遅い

畳を詳細に評価した研究は見当たらない．また，酸が，応力，冷間加工，温度が促進因子として働く化（腐食）により発生する水素は，転位の移動を促など，600 合金の SCC と類似の傾向も認められてい進する効果が報告されているため，キャビティ生成

る．SCC 発生に対しても，促進因子を加味した検にも影響することが想定される（29）．

展することが確認された

討が進められ，360℃の PWR 条件下で強冷間加工

以上の知見から，SCC 発生の機構解明および定材の粒界にキャビティが生じることが多数報告さ

量評価を進めるには，キャビティ生成と酸化が相互

（17）～
（22）

（23）

は，強冷間加工に影響を及ぼす可能性を評価することが重要と考え材を用い 360℃１万時間程度の定荷重試験を実施しられる．著者らは，前報で述べたとおり BNCT 試た時に，微細な SCC の核が生じることを報告して験片を用いた高い応力条件下の試験や，予め粒界にいる．著者らもブラントノッチ型 CT（blunt notch

キャビティを生じさせた試験など，特定の促進条件

compacttension,BNCT）試験片により４万時間以を考慮することで TT690 合金でも割れが生じる場

上の SCC 発生試験を行い，粒界に開口が生じるこ合があることを明らかにしてきた．特に塑性変形をれている．更に Zhai ら

（24）
（25）

．これらの報告では，高冷伴う高応力を付与した試験では，複雑な応力条件と間加工材を長時間高温，高応力条件下に晒した場合

ひずみが付与されることにより，TT690 合金の割に，粒界炭化物の周辺でキャビティが形成すること

れが促進されることが明確となったが，応力およびが共通している．粒界キャビティの生成機構および

塑性ひずみによる定量的な促進効果については評価とを前報で述べた

（18）

により詳

できていなかった．そこで，特に顕著な亀裂発生が報され，冷間加工により導入された空孔が，応力勾観察された高応力条件下の試験に対して，亀裂の成配などの化学ポテンシャル勾配を駆動力とした拡散

長状況および微細亀裂の評価を行い，TT690 合金

により粒界に集積し，粒界拡散を経てキャビティがの SCC 発生期における亀裂成長過程を明らかにす形成すると考えられている．しかし，キャビティ生

ることを試みた．

生成への影響因子については，Arioka

成型の割れは，材料内部でも生じることから腐食の関与については明確になっていない．
（28）
は，
キャビティ
一方，
Moss ら（26）や Kuang ら（27）

なお，本報告は SCC 発生を対象とした検討だが，TT690 合金は容易に SCC を生じさせないため，種々の促進条件を付与し検討を進めている．そのため，生成では無く，酸化の効果が主体となる SCC 発生

明確な促進試験の結果に対しては「亀裂」という表に対する仮説を提唱している．粒界炭化物を持た現を用い，SCC 発生とは異なる定義で取り扱った．

ずキャビティが生じ難い 690 合金溶体化材を用い，
定 歪 速 度 引 張（constant extension rate tensile,
CERT）試験により微小な欠陥を生じさせ発生段
階の亀裂評価を試みた結果から，粒界上に形成された保護皮膜の破壊が，SCC 発生に寄与すること

2. 実
 験方法
2.1 供
 試材および試験片を指摘した．粒界には拡散誘起粒界移動（diffusion

供試材には表１，２に示した化学組成および機inducedgrainboundarymigration,DIGM）が形成

械特性の TT690 合金 20%CW（cold work）および

され，接液部には Cr2O3 の保護皮膜が認められたこ

30%CW を用いた．供試材は溶体化処理後，700℃とから，腐食初期には粒界を経由したクロムの外方

で 15 時間の特殊熱処理（TT 処理）を施した材料で拡散が生じるとした．その後クロムの表面への供給

粒界に炭化物を有する．図１に試験片形状を示す．

速度が低下することで，動的歪により破壊された試験片は SCC 進展試験に広く用いられている 0.5T

保護皮膜の修復が追い付かない状況となり，粒界CT（compact tension）試験片と同様の形状である

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲7

表１

161

供試材の化学組成
単位：wt%

C

Si

Mn

P

S

Cu

Ni

Cr

Fe

0.019

0.30

0.32

0.009

0.0006

0.04

59.25

30.18

9.42

表２
冷間加工度
（%）

供試材の機械特性

試験温度（℃）

0.2% 耐力
（MPa）

引張強さ
（MPa）

RT

716

790

360

546

613

RT

781

849

360

701

733

20
30

を表３に示す．一般的な SCC 発生試験では，耐力相当の引張荷重が採用され，著者らも見かけの K=30 MPa √ m や 40 MPa √ m で長時間試験を継続してきた（25）．しかし本研究では，亀裂発生を促進するために，見かけの K = 70 および 80 MPa √ m の応力条件を採用した．

2.2 S CC 発生試験片の応力解析
本研究は材料の変形を許容する過大な応力を付与したため，試験片に付与された応力を有限要素法による弾塑性解析により評価した．計算には 360℃の真応力 - 真ひずみ曲線を用い，材料は等方性材料として汎用有限要素プログラム ABAQUS により３次
元での解析を行った．

2.3 亀
 裂発生試験
図１

BNCT 試験片の形状

亀裂発生試験には液循環型の腐食試験装置を用いが，ノッチ先端を R = 0.5 mm とし予亀裂は導入した．環境は標準的な PWR1 次系模擬水として，ほていない．また，高い応力を付与するため，試験う酸，水酸化リチウム水（500 ppm B + 2 ppm Li

荷重の制限から板厚は 0.5 T CT に用いられる 12.5

+30cc-STP/kg・H2O）を採用したが，温度は促進mm ではなく，その約半分にあたる 5.6 ～ 6.5 mm と条件とするために 360℃とした．試験片には表３にした．冷間加工に対応する試験片の採取方位は，速示した一定荷重を付与し，微細な亀裂の発生状況を

（15）
（30）

．

確認するため，約 5,000 時間毎に中断し走査型電子

亀裂が発生するノッチ底部はダイアモンドペースト

顕微鏡（scanningelectronmicroscope,SEM）
でノッ

1µm 仕上げとし表面加工層の影響を除去した．

チ底部を観察した．

い進展速度が報告されている T-L 方位とした試験の応力条件には，応力拡大係数（K 値）の概念を用いた．本来，亀裂が導入されていない試験片に K 値は適用できないが，亀裂進展試験との対比や

2.4 発
 生した亀裂の分析

CT 試験片の応力状態として理解しやすいため，亀

亀裂発生後の状況を詳細に観察するため試験片を裂進展試験片と同様の亀裂をノッチ先端に仮定し切断加工した．切断の概要を図２に示す．試験片は「見かけの K 値」という指標とした．試験片の一覧

板厚方向の中央部を切断し，断面観察とノッチ底の表３

TT690 合金の高応力試験片の一覧

試験片 ID

冷間加工度（%）

見かけの K 値（MPa √ m）

試験片板厚（mm）

負荷荷重（kN）

試験時間（h）

69C20-52-1

20

80

5.85

8.6

12,417

80

5.69

70

6.50

69C30-53-1
69C30-53-2

30

8.4

 9,802 5,276

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲7

162の応力および塑性ひずみを計算した結果を図４に

断面観察
SEM

示す．試験片板厚方向の応力は一定ではなく，特に 20%CW 材では，試験片端部側での応力低下が顕著であった．ノッチ底部の表面では，いずれの領ノッチ底部観察SEM、FIB、STEM

域でも応力値は 30%CW 材が高く，塑性ひずみは20%CW 材で高い傾向が確認された．30%CW 材については，比較のために従来から亀裂発生試験に適EDM 切断図２

用してきた見かけの K = 30 MPa √ m も計算した．
30%CW 材の計算結果は，特に荷重軸方向の応力成

BNCT 試験片の観察・分析用切断の概要

分に関して，過度に高い応力を適用しても表面の応

表面観察に供した．ノッチ底の表面観察には
SEM
1200
荷重軸方向の応力成分(MPa)

ミーゼスの相当応力(MPa)

力は大きく変化しないことを示した．一方で，塑性
0.14
CW20%, pseudo K80
CW20%, pseudo K80
CW20%, pseudo K80を用いた．その後一部の亀裂については，集束イ
ひずみについては高い見かけのCW30%, pseudo K80
CW30%, pseudo K80K を適用した材料
CW30%, pseudo K80
0.12
1000
CW30%, pseudo K70
CW30%, pseudo K70
CW30%, pseudo K70
オンビーム加工装置（focusedion1500
beam, FIB）にほど，大きく変形した．なお，図中では見かけのK
CW30%, pseudo K30
CW30%, pseudo K30
CW30%, pseudo K30
0.1800= 30 MPa √ m が広い領域で高い応力分布を示して

1000
600
膜化加工を施し走査透過型電子顕微鏡（scanning

いるのは，実際の試験と同様に板厚が異なる条件でtransmission
electron microscope, STEM） お よ400

評価を実施したためである．

塑性ひずみ(-)

よりトレンチ加工を施し断面観察するとともに，薄500
びエネルギー分散型 X 線分析（energy
dispersive

200

0

0.5

0

1

1.5

2

亀裂進展方向への距離(mm)3. 結 (a)ミーゼスの相当応力
果
3.1

0

0.5

1

1.5

2

亀裂進展方向への距離(mm)3.2.1(b)荷重軸方向の応力成分

S CC 発生試験片の応力解析

0.06
0.04

0.02
3.2 B NCT
ノッチ底部の観察

spectroscopy, EDS）による断面観察および組成分0析を実施した．

0.08

0

0

0.5

1

1.5

2

6 9C30-53-1（30%CW,見かけのK=
亀裂進展方向への距離(mm)80MPa√ m,360℃ ,9,802h）(c) 塑性ひずみ

69C30-53-1 の 9,802 時間経過時点における BNCT
ノッチ底部の SEM 観察結果を図５に示す．図中赤ノッチ底部から亀裂進展方向への距離に対する
1100
1000

塑性ひずみ（－）

荷重軸方向の応力成分(MPa)

ミーゼスの相当応力(MPa)で示した領域は，250倍での観察により亀裂と判断
0.2
CW20%, pseudo K80
CW20%, pseudo K80
CW20%, pseudo K80
応力の評価結果を図３に示す．見かけのKCW30%,= 80pseudo K80
された領域である．広域に82K80個の亀裂が発生してCW30%, pseudo
CW30%, pseudo K80
1000
900
CW30%, pseudo K70
CW30%,
pseudoK70
CW30%,
pseudoK70
0.15
MPa √ m を付与した試験片のミーゼスの相当応力
おり，粒界で割れが生じていることが確認された．
CW30%, pseudo K30
CW30%, pseudo K30
CW30%, pseudo K30の 最800
大 値 は，20 ％ CW 材 と 30%CW900
材でそれぞれ
亀裂発生領域を 10 分割してそれぞれの領域につい0.1670 MPa および 730 MPa であった．最大応力値がて亀裂発生数を数えた結果，ノッチ底部の端部で亀30%CW 材で高い値を示した理由は，局所領域での裂発生数が少ない傾向が認められた．

700

800

0.05

600
700
応力が高くなることが原因と考えられる．これらのノッチ底部の板厚方向に対する亀裂の発生数と荷値は 0.2％耐力を超えており，塑性変形を伴った試

重軸方向への応力を図６に示す．荷重軸方向の応力

-7
-3.5
0
3.5
7
験であることがわかる．計算された塑性ひずみは，
-7
-3.5
0

3.5 はノッチ底部における
7-7-3.5 100 分割した領域の計算値で，
3.5
7

500

600

0

ノッチ中央からの板厚方向距離
ノッチ中央からの板厚方向距離20%CWノッチ中央からの板厚方向距離
材で約 0.12（12%）に，30%CW
材でも見か
ノッチ底部両端で減少していることがわかる．その
(mm)
(mm)
(mm)

(c) 塑性ひずみ(a)ミーゼスの相当応力(b)荷重軸方向の応力成分
けの K =80 MPa √ m と 70 MPa √ m
でそれぞれ，
ため，ノッチ底部の端部で亀裂数が少ないことは，0.06（6%）と 0.04（4%）と計算された．いずれも，応力の低下に対応していると推察される．

塑性ひずみの最大部はノッチ底部に位置し，亀裂進

亀裂開口状況の時間変化を図７に示す．5,276 時

展方向への距離が増加するほど低下した．一方，亀間で試験を中断し観察した領域について，その後裂の開口方向となる荷重軸方向の応力成分につい

9,802 時間まで継続した結果，粒界部と思われる領ては，亀裂進展方向への深さ 0.5 ～ 0.6 mm 内部に域で開口が成長していることが確認できた．
ただし，入った領域に最大値を示した．ノッチ底部の表面に

図７下段の亀裂のように，一部の亀裂では過大な応おける荷重軸方向の応力の最大値は，20%CW 材と力による変形が認められた．

30%CW 材 で そ れ ぞ れ，830MPa，880MPa 程 度 であった．
SCC が発生するノッチ底部について板厚方向へ

5

発生期の亀裂を定量的に評価するため，比較的明瞭な５ヵ所で亀裂開口量の時間変化を試験時間で除し亀裂開口速度を評価した結果，それぞれ，4.7 ×

EDM 切断
EDM 切断

600
600
400
400

200
200
0
0 0
0.5
1
1.5
2
0 亀裂進展方向への距離(mm)
0.5
1
1.5
2

1500
1500
1000
1000
500
500

0
0 0
0.5
1
1.5
2
0 亀裂進展方向への距離(mm)
0.5
1
1.5
2
亀裂進展方向への距離(mm)

亀裂進展方向への距離(mm)(a)ミーゼスの相当応力(a)ミーゼスの相当応力

800

1000
1000
700

500

800

-7 800-3.5
0
3.5
7
ノッチ中央からの板厚方向距離
(mm)
700

(a)ミーゼスの相当応力
700

0.14
CW20%, pseudo K80
0.14
CW30%,
CW20%, pseudo K80
0.12
CW30%, pseudo K70
K80
0.12
CW30%, pseudo K30
K70
0.1
CW30%, pseudo K30
0.1
0.08
0.08
0.06
0.06
0.04
0.04
0.02
0.02
0
0 0
0.5
1
1.5
2
0 亀裂進展方向への距離(mm)
0.5
1
1.5
2
亀裂進展方向への距離(mm)(c) 塑性ひずみ(c) 塑性ひずみ

0.2

1100
BNCT
ノッチ底部から亀裂進展方向への距離と応力，塑性ひずみの関係
CW20%, pseudo K80
CW20%, pseudo K80
CW30%, pseudo K80
CW30%, pseudo K70
CW30%, pseudo K30

1000
900

CW20%, pseudo800
K80
CW20%, pseudo K80
CW30%,K80
CW30%, pseudo700
K70
K70
CW30%, pseudo K30
CW30%, pseudo600
K30

900
900

600

163

(b)荷重軸方向の応力成分(b)荷重軸方向の応力成分

-7

-3.5

荷重軸方向の応力成分(MPa)荷重軸方向の応力成分(MPa)900

ミーゼスの相当応力(MPa)
ミーゼスの相当応力(MPa)

ミーゼスの相当応力(MPa)

CW20%, pseudo K80
CW30%, pseudo K80
CW30%, pseudo K70
CW30%, pseudo K30

荷重軸方向の応力成分(MPa)

図３

1000

塑性ひずみ(-)
塑性ひずみ(-)

800
800

CW20%, pseudo K80
CW30%,
CW20%, pseudo K80
CW30%, pseudo K70
K80
CW30%, pseudo K70
K30
CW30%, pseudo K30

0

1100
1100

0.15

0.1
CW20%,
pseudo K80
CW20%, pseudo K80
CW30%,
pseudo K80
CW30%,
K70
0.05
K70
CW30%, pseudo K30
CW30%, pseudo K30

1000
1000
900
3.5
900

7

ノッチ中央からの板厚方向距離(mm)800(b)荷重軸方向の応力成分
800

600
600
500
500 -7
-3.5
0
3.5
7
-7
-3.5
0
3.5
7
ノッチ中央からの板厚方向距離
ノッチ中央からの板厚方向距離
(mm)
(mm)
(a)ミーゼスの相当応力

CW30%, pseudo K80
CW30%, pseudo K70
CW30%, pseudo K30

0

0.2
0.2

塑性ひずみ（－）
塑性ひずみ（－）

ミーゼスの相当応力(MPa)
ミーゼスの相当応力(MPa)

1000
1000

荷重軸方向の応力成分(MPa)荷重軸方向の応力成分(MPa)

CW20%, pseudo K80
CW30%,
CW20%, pseudo K80
CW30%, pseudo K70
K80
CW30%, pseudo K30
K70
CW30%, pseudo K30

塑性ひずみ（－）

1200
1200

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲7

-7
-3.5
0
3.5
7
ノッチ中央からの板厚方向距離(mm)(c) 塑性ひずみ

700
700
600
600 -7-3.5
0
3.5
7-7ノッチ中央からの板厚方向距離
-3.5
0
3.5
7

ノッチ中央からの板厚方向距離
(mm)

0.15
0.15

CW20%, pseudo K80
CW20%, pseudo K80
CW30%,
CW30%, pseudo K70
K80
K70
CW30%, pseudo K30
CW30%, pseudo K30

0.1
0.1
0.05
0.05

0
0 -7
-3.5
0
3.5
7
-7ノッチ中央からの板厚方向距離
-3.5
0
3.5
7
ノッチ中央からの板厚方向距離
(mm)
(mm)
(c) 塑性ひずみ(mm)(b)荷重軸方向の応力成分(c) 塑性ひずみ(a)ミーゼスの相当応力(b)荷重軸方向の応力成分
図４ BNCT ノッチ表面における板厚方向への距離と応力，塑性ひずみの関係

5

荷重

11

上方より視る

荷重

8
11
9
10
11
12

20μm

5
5

図５

860

10μm

69C30-53-1ノッチ底部全面の SEM観察結果
（30％ CW 材，360℃× 9,802 h, PWR １次系模擬条
件，見かけの K=80MPa √ m）

12
10

820

8

800
780

6

760

4

740
720
700

図６
500μm

14

840

1 2
（図 5 上端側）

41880
荷重軸方向の応力成分(MPa)

観察方向

亀裂発生数（個）

900

亀裂発生数

2
0
3 4 5 6 7 8 9 10
（図 5 下端側）
ノッチ底部板厚方向の位置
ノッチ底部板厚方向の位置

6 9C30-53-1 ノッチ底部の亀裂発生数と荷重軸方向の応力分布
（30％ CW 材，360℃× 9,802 h, PWR １次系模擬条
件，見かけの K=80MPa √ m）

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-7

164

亀裂発生数

0
0
10μm

10μm

0
3,487 h2
110μm(a) 5,276 h 経過時

図７

1

10μm

69C30-53-1 ノッチ底部の亀裂の時間変化（30％ CW 材，360℃× 9,802 h, PWR １次系模擬条
件，見かけの K=80MPa √ m）

-10

-11

-10

0
1

-11

10 , 2.5 × 10 , 2.8 × 10 , 8.6 × 10 お よ び 2.5 ×

0

10-10mm/s と評価された．
3.2.2

8,369 h1(b) 9,802 h 経過時

500μm
(a)

6 9C20-52-1（20%CW,見かけの K=80MPa √ m,360℃ ,12,417h）

図８12,417 h2μm(b)亀裂領域の時間変化

ノッチ底部全域の観察69C20-52-1 のノッチ底部 SEM 詳細観察結果
（20％ CW 材，360℃× 12,417 h, PWR １次系模擬
条件，見かけの K=80MPa √ m）

69C20-52-1 の亀裂発生状況を観察した結果を図８に示す．亀裂発生数は６個であり，最も開口が進られ，何れも 30%CW 材と比べて一桁以上低い値でんだ亀裂でも開口量は 0.7 µm だった．図５，７に示あった．

した 30%CW 材と比べて，亀裂数，開口幅共に明瞭に抑制されていることが確認された．開口状況の3.2.3

時間変化を観察した図８（b）からは，腐食生成物の

6 9C30-53-2（30％ CW,見かけの K=70MPa √ m,360℃ ,5,276h）

成長とともに開口が進んでいることがわかる．粒界
69C30-53-2 は 5,276 時間で観察に供したため，他の開口幅の時間変化から評価した当該亀裂の開口-11

速度は 1.9 × 10  mm/s であった．他の３ヵ所の亀のサンプルより試験時間が短く，開口が確認された-12

明瞭な亀裂は１個しか確認されなかった．亀裂状の

7.2 × 10 および 2.9 × 10  mm/s の開口速度が得

段差が認められていたが，開口が確認されていな裂についても評価したところ，それぞれ 8.5 × 10 ,
-12

-12

キャビティ

粒界

4 μm

(a)表面の外観
図９

2 μm
10 μm

(b)トレンチ加工後全景

500 nm(c)キャビティ生成部の断面

69C30-53-2 のノッチ底部で段差が形成されていた領域の SEM 観察結果
（30％ CW,360℃× 5,276h,見かけの K=70MPa √ m）



INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-7

165

かった領域の観察結果を図９に示す．当該部では，

11 は亀裂端部で開口していない領域（図 10A 断面）

断面の観察でも亀裂は認められないが，表面から深の SEM 像を示し，明瞭な粒界キャビティが認めら

さ約 2 µm の粒界部において 100 nm 程度の微小なれる．当該領域のキャビティのサイズは 100 nm 程キャビティ形成が認められた．亀裂発生前の領域に度と，著者ら（31）が亀裂進展試験片の破面や断面で微小なキャビティが生じている状況は，亀裂発生の観察してきた 200 nm 程度と比べて小さく，成長段

前駆挙動にキャビティ発生が寄与していることを示

階にあるものと考えられる．酸化物は接液部のみで唆する結果といえる．

認められ，キャビティが生じている粒界部では観察

亀裂が認められた領域の観察結果を示す図 10 でされなかった．よって，伝播前の潜伏期にある粒界は，亀裂は端部から 1.3 mm の距離にあり，荷重軸では，酸化が生じる前にキャビティの形成が進んで方向の応力成分は 870MPa 程度と評価された．図中いることが示唆される．

に示した A, B, C は後述する断面サンプルの採取位

図 12 に亀裂開口部に近い領域（図 10 B 断面）の置である．亀裂の開口幅は 0.5 µm 程度で，長さは断面観察結果を示す．STEM による Z コントラスト

20µm 程度であった．

（ZC）像および EDS による組成マッピング像から，ノッチ底部に位置する表層では幅 0.5 µm 程度の幅
で酸化が生じ，深さ 2.5 µm まで進行していること

A
B
C

キャビティ

10μm

図 10

1μm

69C30-53-2 のノッチ底部および断面サンプル採取
位置（3 0％CW,360℃×5,276h,見かけのK=70MPa √m）

3.3 微 小亀裂の分析
1μm

69C30-53-2 について，図 10 の A,B,C 領域を断面サンプルとして観察した結果を図 11 ～ 13 に示す．図図 11

NiFe2O4

亀裂発生部近傍の断面 SEM 像（図 10A断面）

NiCr2O4
or
Cr2O3

Oxide

NiO

Cr 欠乏
領域
図 12

1μm

STEM-ZC 像
図 12

O

Fe

Cr

亀裂発生部の断面 STEMZC 像および EDS による組成マップ（図 10B断面）

Ni

166

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲7がわかる．表面近傍から，深さ 1µm の領域には Feを主成分とする酸化物が認められ，その先の領域
酸化領域

では Ni 濃度が高い酸化物が確認された．同種の酸化物は表面皮膜でも外層酸化物として確認されており，Fe を主成分とするものが NiFe2O4，Ni 濃度が高い酸化物が NiO であることが分かっている（32）．
これらの酸化物は析出物形態として確認されることから，溶解再析出で生じると考えられ，当該領域も明瞭な開口は認められないが，接液した状態で腐食が進行したと推察される．

キャビティ

690 合金の表面皮膜は外層および内層の２層構造

0.5 μmを成し，Ni（1-x）Fe（2+x）O4 および NiO は外層として
（32）～
（34）
．一方，保護皮膜として機能形成される（26）

する内層には一般にクロム濃度が高い NiCr2O4 を主図 13

亀裂発生部の断面 STEMZC 像（図 12 領域の拡大）体としたスピネル構造の酸化物を形成することが知

0.5 µmられている．また，内部酸化が生じた領域や酸化物と金属の境界で Cr2O3 が形成されることが確認され
（28）
（35）～
（37）
．観察結果でも，酸化が進行している（26）た領域はクロム濃度が高い領域が認められることか
ら，これらは表面皮膜に認められる内層と同様の
NiCr2O4 や Cr2O3 により構成されているものと考え
られる．

TiN

更に，酸化の先端領域では僅かにクロム濃度が低下している様相が確認された．同様のクロム濃度低下は，DIGM が生じた領域で形成されることが報告されている（26）．DIGM の形成は，粒界を経由した
クロムの外方拡散により接液面に安定な Cr2O3 を生じさせることが要因と考えられている．観察した亀裂では明瞭な DIGM は認められず，クロムの濃度低下が生じた領域も 0.5 µm 程度と限定的であったが，観察数が限られるためクロム濃度の変化については知見拡充が必要と思われた．なお，僅かなクロム濃度の低下は粒界炭化物の形成によっても生じるが，

 μm

本観察では明瞭な炭化物が確認されなかった．
酸化の先端領域を拡大観察した図 13 では，酸化領域の先端にコントラストが低下した領域が存在す

図 14

亀裂断面 STEMZC 像（図 10C 断面）

ることがわかる．当該部は酸化物が形成された領域が形成されていることが分かった．観察結果は，亀から外れているため，キャビティが形成されたこと

裂状の開口が試験片内部で生じ表面まで到達したもによりコントラストが低下したと考えられる．これのではなく，試験片表面から生じたことを示していらの観察結果は，形成したキャビティに環境水が侵る．図中の左側の結晶粒には 6 µm 程度の析出物が入することで，粒界の接液領域が拡大され酸化が進

存在し，EDS による分析から TiN であることが確行したことを示唆している．

認された．弾塑性解析の結果では，荷重負荷により明確な開口が生じていた領域（図 10 C 断面）の

最大 4% 程度の塑性ひずみが生じる領域にあたるた

STEM による ZC 像を図 14 に示す．粒界で生じた亀め，TiN による局所的な変形の拘束は，周囲の変形

裂は 16.3 µm の深さに至り，亀裂内には腐食生成物

および応力状態に影響を及ぼした可能性がある．

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲7

ZC 像

5 µm

ZC 像

167

5 µm

1 µm

ZC 像

ZCZC
像像

1 µm

NiCr2O4
or

Cr2O3

NiFe2O4

図 15

Fe

Cr

Ni

O

 9C30-53-2 微小亀裂開口部の STEM および EDS に
6よる組成像，亀裂開口部（図 10C 断面）

Fe

Ni
図 16

Cr 欠乏領域

CrO

6 9C30-53-2 微小亀裂先端部の STEM および EDS による組成像（図 10C 断面）

断面観察及び EDS による組成分析結果を図 15，

ティ生成の影響を受けたと思われる亀裂が観察され

16 に示す．開口の入口近傍に生じた粒状の腐食た．これらの亀裂形成部位は応力評価の結果で荷重生成物は，鉄を主体としたニッケルを含む酸化物

軸方向の応力成分が高い領域と整合する（図２参（NiFe2O4）であった．また，亀裂先端近傍は NiO照）．類似の材料内部における亀裂は，BNCT 試験を主体とした酸化物であることがわかる．いずれの片を用いた Arioka ら（38） による大気中の亀裂発生部位でも粒状の腐食生成物の下層はクロム濃度の高試験片でも確認されている．

い酸化物（NiCr2O4 または Cr2O3）が形成されており，断面で観察された亀裂は材料表面には到達しておこれらは図 10 に示した開口が明確ではない領域とらず，材料内部に留まっていた．そのため，表面に共通していた．酸化物先端から先の組成変化は明瞭認められた微細な亀裂はキャビティ生成のみではなではないが，クロム欠乏が生じている領域が認めらく，材料表面における腐食の影響も受けたものと推

れた．

察される．

3.4 試
 験片断面の観察結果
破壊試験に供した 69C30-53-2 の試験片中央部を切断し，断面を SEM により観察した結果を図 17 に示す．ノッチ底部から 0.3 ～ 1.0mm の領域でキャビ

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-7

168

ノッチ底部

亀裂

500 µm

図 17100 µm2 µm

69C30-53-2 の断面 SEM 観察結果（広域および亀裂発生領域）（30％ CW,360℃×5,276h,見かけのK=70MPa √m）

4. 考
 察

ることは困難で，冷間加工度，塑性ひずみ，応力が4.1 冷
 間加工度の影響

材では試験中の塑性ひずみが 9% 以上，30%CW 材

相互に影響していると考えられる．なお，20%CW
では 4% 以上の条件で亀裂が生じており，割れが発

本試験は材料の変形を許容したものであるた
め，加工度の影響を考える時には塑性ひずみにつ生した試験片は大きな歪みが付与された条件に限られていたことが分かる．

いても合わせて評価しておく必要がある．図 18 に，冷間加工度については，亀裂進展速度への影響

69C20-52-1（20%CW 材 , 12,417 時間）と 69C30-53-1が多く報告されており，20％ CW から 30%CW への（30%CW 材 , 9,802 時間）の亀裂発生領域の塑性ひ

加工度増加により，概ね 1.6 倍から４倍程度増加がずみと亀裂発生数の関係を示す．両試験とも見かけ確認されている（24）．一方，確認された亀裂の数はの K=80MPa √ m の条件で実施されたが，材料の20%CW 材で６個，30%CW 材で 82 個であり約 14 倍耐力が高い 30%CW 材は変形が生じ難く，塑性ひずの差があり，SCC 進展と比べても加工度の影響がみは 20%CW 材で大きいことが分かる．両材料とも大きいことが示唆される．主たる冷間加工の影響と

塑性ひずみが大きい領域で亀裂が多く発生している

しては，材料の硬度を変化させることによる亀裂先が，塑性ひずみが大きい 20%CW 材より 30%CW 材

端場の応力状態への影響と，材料中への転位，空孔の方が多くの亀裂が認められた．そのため，試験時などの欠陥導入が想定される．この内，応力状態のに導入された塑性ひずみのみで亀裂発生量を整理す

変化については局所応力の増加が想定され，材料中への欠陥導入については，粒界キャビティ生成に影

16
14

亀裂の数(個)響を及ぼすことで亀裂発生を促進すると考えられる

69C20-52-1
69C30-53-1

12が，定量的な評価を行うには更なる知見拡充が必要
である．

10

4.2 応
 力の影響86

亀裂発生領域の荷重軸方向の応力成分と亀裂発

4

生数の関係を図 19 に示す．69C20-52-1 と 69C30-53-1

2

は，いずれも見かけの K=80MPa √ m の条件で実0施されたが，冷間加工度が異なるため局所領域にお

0

5

10

15

塑性ひずみ(%)
図 18

 裂発生数と塑性ひずみの関係亀（360 ℃ PWR1 次 系 模 擬 水，69C20-52-1: 20 ％ CW,12,417h，69C30-53-1：30％ CW,9,802h）

ける応力値に差がある．また，ノッチ底部には板厚方向の応力分布が存在し，応力が下がる側面に近い
領域は亀裂発生数が少なかった．亀裂は概ね荷重軸方向の応力成分が 750 MPa 以上の条件で発生していることが分かる．
亀裂発生数は高応力条件で多く，

荷重軸方向の応力成分(MPa)INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-7

16
14
12

亀裂開口幅 (mm)

亀裂の数(個)0.01

69C20-52-1
69C30-53-1

10
8
6
4
2
0

600

700

800

69C20-52-1
69C30-53-1

0.008
0.006
0.004
0.002
0

900

169

0

荷重軸方向の応力成分(MPa)図 19亀裂発生数と荷重軸方向の応力成分の関係（360 ℃ PWR1 次 系 模 擬 水，69C20-52-1: 20 ％ CW,12,417h，69C30-53-1：30％ CW,9,802h）

5000

10000

15000

時間(h)
図 20

亀裂開口幅の時間変化

図 20 亀裂開口幅の時間変化（360 ℃ PWR1 次 系 模 擬 水，69C20-52-1: 20 ％ CW,12,417h，69C30-53-1：30％ CW,9,802h）から 10,000 時間に亀裂の開口が大きく進み亀裂毎にた．ただし，冷間加工度の項目で議論した通り，変0.01
69C20-52-1形を許容する条件で試験を行っているため，この増
69C30-53-1
加には応力の影響の他，塑性ひずみの影響が寄与し0.008差が認められた．２点間の傾きで評価した５つの亀たと考えられる．
0.006
なお，TT690
合金（30%CW）で見かけの K=30

の亀裂には開口に伴い塑性変形が生じた亀裂や，複MPa √ m について 360℃，13,832 h の試験を実施し
（25）
0.004
．図
た結果では亀裂の発生は確認されていない

め，SCC の一般的な特徴である脆性的な破壊とし２，３に示したように見かけの K = 80 MPa √ m と
0.002
30 MPa √ m の条件では，材料内部の応力と塑性ひは困難と思われた．

ずみ量に大きな差が生じているが，表面の荷重軸方0向の応力成分には大きな差はない．そのため，本試
0
5000
10000
15000
験での割れには広域に過大な応力が付与されること時間(h)れた 69C20-52-1 では，１µm を超える亀裂の開口は20発生試験は材料の耐力程度の条件で
亀裂開口幅の時間変化
一般に 図
SCC

幅の変化は結晶粒１個分程度の亀裂が生じた４か所

亀裂開口幅 (mm)790MPa から880MPa 程度への増加で約５倍となっによる変形も寄与していると考えられる．

裂に対する開口速度の平均値は，2.2 × 10-10 mm/sと導出されたが，図５，７で示したように，これら数の結晶粒に至った亀裂も存在していた．そのたて，亀裂発生期の開口速度を定量的に評価すること
一方，僅かに低い応力，冷間加工条件で試験さ生じておらず，図 20 に示すとおり亀裂毎のばらつ
きも小さかった．そこで，69C20-52-1 の開口状況から亀裂発生期の進展速度の評価を試みた．亀裂開口実施されるが，これは実機の使用条件で大きな塑性

で求め，時間当たりの開口幅の変化から得た亀裂開変形が生じていないことが前提となっている．本試

口速度の平均値は 9.3 × 10-12 mm/s であった．開口験片の 360℃における耐力は 20%CW 材で 546MPa，幅の進展長さへの換算には，図 13 に示した 69C30-

30%CW 材で 701 MPa であった．よって，360℃で53-2 の断面観察結果より，開口幅 0.5 µm と進展深１万時間程度の試験では，
強冷間加工材を用いても，さが 16.3 µm の関係を用いた．サンプル数が少なく耐力を大きく超える条件でなければ亀裂は発生し難データの精度に課題があるが，評価された亀裂発生

いことを示す結果と言える．

期の深さ方向の進展速度は３× 10-10 mm/s であっ4.3 亀 裂発生速度の評価

た．この速度は，0.1 mm の亀裂が形成されるのに10 年以上要する値で，同材料に対して過去に取得した K=30MPa √ m における亀裂進展速度，1.2 ×

亀裂開口幅の時間変化を図 20 に示す．本検討で10-8mm/s と比べても２桁遅い速度であった．即ち，は亀裂発生の途中段階で開口状況を観察すること

応力的に過酷な条件を適用し，温度加速を加えた条で，発生段階の亀裂について時間変化を評価した．

件であっても，亀裂発生期の速度は非常に遅いこと

多数の亀裂が確認された 69C30-53-1 は約 5,000 時間がわかった．

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-7

170

実際に SCC の発生および進展を評価するには，は，粒径が小さくなることで空孔の高速拡散パスと影響因子に対する効果を明確にする必要がある．本なる体積当たりの粒界の量が多くなることが原因と研究は温度と応力，材料という観点で促進効果を付理解され，TT690 合金に対しても同様の現象が生与した試験である．温度については，キャビティ生

じる可能性がある．具体的には SG 伝熱管では製造成型の割れと考えると，アレニウス型の温度依存性

工程の影響により小粒径となるため，粒径の大きが想定される．現時点で亀裂発生の温度促進条件はい厚肉材と比べて早く割れが生じる可能性が考え明確となっていないが，機構として想定されるキャ

られる．

ビティ生成は物質拡散により支配されるため，高温4.4 S CC 発生挙動

条件で促進される現象として扱われる．現行の知見から経験的に想定される活性化エネルギーは，亀裂進展の値として報告されている 110 kJ/mol 程度の

図 21 に観察された亀裂断面から想定される亀裂値から，構成元素の体拡散やクリープ試験での発生

発生過程の模式図を示す．亀裂発生前の前駆挙動の挙動で得られている 240 kJ/mol 程度の値が見込ま状態としては，図 10 に示した粒界にキャビティがれる．これらの活性化エネルギーを仮定した場合，形成された状況が想定される．キャビティ生成の過325℃から 360℃への温度の増加は，現象を 3.4 倍か（41）が報告してきたとおり，加程は，Arioka ら（40）

ら 14.4 倍に促進すると見積もられる．

工により導入された空孔が粒界に集積し，更に応力

応力や加工度に対する促進効果についても，図勾配を駆動力として高応力部へ集まることで形成す

17,18 において示したとおり，大きな影響が想定さると考えられる．これらの機構は，高温，高応力条れる．20%CW 材では耐力と比べて 280 MPa 程度高件下で高冷間加工材に亀裂が生じた本検討結果と整い荷重軸方向の応力成分が加えられているが，多く合する．

の亀裂発生が評価できた 30%CW では約 100MPa の

ただし，仮にキャビティ生成のみで亀裂が発生成

応力増加で亀裂発生数が５倍に増加した．加工度が長するのであれば，図 17 に示した断面観察が示す

異なる場合，この関係を用いることは困難と思われように亀裂は内部から生じ，材料表面に到達するとるが応力因子による加速効果も数倍は生じているも想定される．しかし，観察された微小な亀裂は，材のと推察される．

料表面（ノッチ底部）から発生したものであった．

これらの評価結果は，TT690 合金の亀裂発生期

そのため，材料表面側に現象の促進因子が存在し，間が，原子力プラントの寿命と比べても十分に長酸化が粒界における亀裂発生に寄与したと推察されいことを示唆している．しかし，小粒径となるこる．酸化の影響機構としては，水素の発生源としてとによる促進など，考慮すべき点が残されている．

の影響と，粒界酸化による粒界結合力の低下が想定

は 800 合金に対する高温ガス中クリーされる．Moss ら（26） は亀裂発生の初期に粒界部でプ試験を行い，小粒径材が通常粒経材より５倍ほど

クロムの外方拡散が生じ，DIGM の領域ができるこ

クリープ亀裂の進展が早いことを示している．これとを溶体化 690 合金の CERT 試験で確認している．

（39）

Arioka ら

主として
NiFe2O4
主にNiCr2O4

Cr減少

主にNiCr2O4

主にNiCr2O4

主にNiFe2O4

NiO

Cr2O3

主にNiFe2O4

Cr2O3
炭化物
キャビティ

Cr減少

キャビティ

キャビティの生成

図 21

NiO

炭化物

キャビティの成長と
腐食の重畳

キャビティ

Cr減少

開口亀裂の形成

粒界キャビティ生成機構による SCC 発生の模式図

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-7

クロムの外方拡散は，接液部で熱力学的に安定な
Cr2O3 が形成されることにより化学ポテンシャル勾

171

5. ま
 とめ

配が形成されるために生じると考えられる．本研究TT690 合 金（20 ％ CW お よ び 30 ％ CW） の SCC

では，亀裂発生部で明瞭な DIGM は認められなかっ発生評価を目的とし，360℃の PWR1 次系模擬水中

たが，酸化の先端では僅かにクロム欠乏が生じた領で材料の変形を許容する条件下で亀裂発生試験を実域が確認された（図 12，16）．クロムの外方拡散は，施した．得られた知見は以下のとおりである．

同時に外方からの空孔導入を示唆し，粒界キャビ・360℃，約 10,000 時間の試験で粒界に亀裂が発ティ生成を酸化が促進した可能性も考えられる．ま生した領域は，20%CW 材で 9% 以上，30%CW

た，クロムは耐食性向上に寄与することから，局所材で 4% 以上の塑性ひずみが付与された領域で，領域でクロムが低下することは，局所酸化を促進す

亀裂開口方向にかかる応力成分が 750MPa 以上

る要因と成り得る．なお，クロムが継続して外方拡の条件下であった．

散するには安定な保護皮膜の破壊が生じる必要があ・…強 加 工， 高 応 力， 高 温 の 促 進 条 件 下 で は，り，定ひずみ型の試験片で割れが生じ難いこととも

TT690 合金であっても粒界で亀裂を生じるが，整合する．

20%CW 材の発生期の亀裂伝播速度は 0.1mm ／一定量のキャビティが成長した次の段階としては，キャビティと酸化の重畳による粒界結合力のさ10 年以下と評価され，実際の SCC 発生には相当な時間を要すると推察された．

らなる低下が想定される．図 12 に示した微小亀裂

・…断 面観察では，荷重軸方向の応力成分が最大の断面では，粒界の深さ数 µm まで，キャビティ生

値をとる亀裂の深さ方向 0.3 ～ 1.0 mm の領域で成と酸化が重畳する領域が確認された．析出物形態

キャビティ生成型の内部亀裂が観察されたが，の腐食生成物として生じる NiFe2O4 や NiO が亀裂内

表面の亀裂はこれらの内部亀裂が成長したもの

で確認されるため，環境水がキャビティ生成領域にではなく，接液面側から伝播したものであった．

侵入して酸化が進行したと推察される．また，酸

そのため，SCC 発生にはキャビティ生成のみで化の先端領域では Cr 濃度が低下した領域が認めらはなく，酸化（腐食）が重要な役割を担うと考れ，物質移動により酸化が促進されていると考え

えられる．

られる．

・…STEM を用いた詳細観察では，亀裂発生の前駆PWR 条件では，亀裂内における酸素の消費が存挙動としてキャビティが生じている状態が観察

在せず電位勾配による局所アノードの形成が生じなされた．また，明瞭な開口が認められない領域

い．そのため，微小な亀裂形成後の挙動についての断面観察では，キャビティ生成領域に環境水も，基本的には粒界キャビティと酸化の重畳によるが浸入し酸化が促進された状況が認められた．

粒界結合力の低下が亀裂伝播の主たる影響因子であ

更に，酸化の先端領域では僅かにクロム濃度のると推察される．よって，応力集中部と見做せる亀低下が生じていた．これらの観察結果は，粒界裂長さに到達するまでは，比較的遅い発生期の伝播亀裂がキャビティ生成と酸化の重畳によって発速度でゆっくりとした亀裂の開口が継続すると考え生していることを示唆すると考えられる．

られる．
観察結果のとおり，TT690 合金であっても冷間加工，高応力，高温条件といった促進条件を加える

謝 辞

ことで粒界亀裂を生じさせることは可能である．し本研究を遂行するにあたり，各種実験準備や腐食

かし，促進条件であっても SCC 発生域の伝播速度試験等の実施にあたっては，（株）
原子力安全システ

は遅く，容易に亀裂を生じさせる材料ではないこと

ム研究所

は明らかである．そのため，長時間使用後に実機で笹岡孝裕氏，國谷耕平氏，宮下明子氏および，計画

亀裂が顕在化する可能性を見極めるには，より詳細

グループ 港昭三氏の多大な協力があった．この場な定量評価が必要である．

を借りて謝意を表します．

材料グループ

村上公治氏，黒崎登氏，

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-7

172

文
 献

C r a c k  G r o w t h  i n  A l l o y  6 9 0 , ”  P r o c .Fontevraud7,236.
（2010）．

（1）
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“Inconel 690: a Material with（7）
 K. Arioka, T. Yamada, T. Miyamoto and T.

Improved

Terachi, “Dependence of stress corrosion

Corrosion Resistance for PWR Steam

cracking of alloy 690 on temperature,

Generator Tubes,” Proc. of the Second

cold work, and carbide precipitation -roleInternational Symposium on Environmental

of diffusion of vacancies at crack tips,”

D e g r a d a t i o n  o f  M a t e r i a l s  i n  N u c l e a rCorrosion,67（3）.
（2011）．

Power Systems-Water Reactors, Monterey,California.
（1985）．

（8）
 D.R. Tice, S.L. Medway, N. Platts and
J.W. Stairmand, “Crack Growth Testing（2）
 T. Yonezawa, K. Onimura, N. Sasaguri, T.

on Cold Worked Alloy 690 in PrimaryKusakabe, H. Nagano, K. Yamanaka, T.

Water Environment,” In Proc. of the 15th

Minami,M.Inoue,“EffectofHeatTreatment

International Conference on Environmental

onCorrosionResistanceofAlloy690,”Proc.

Degradation of Materials in Nuclear Power

of the Second International Symposium on

Systems-WaterReactors,pp.71-89,Springer.

Environmental Degradation of Materials in
Nuclear Power Systems-Water Reactors,
Monterey,California.
（1985）．

（2011）．
（9） M . B .  T o l o c z k o ,  M . J .  O l s z t a  a n d  S . M .Bruemmer, “One Dimensional Cold Rolling（3）
 K. Norring, J. Engstrom, H. Tornblom,Effects on Stress Corrosion Crack Growth“Intergranular Stress Corrosion Crackingin Alloy 690 Tubing and Plate Materials,”

in Steam Generator Tubing. 25,000 HoursProc. of the 15th International Conference

Testing of Alloy 600 and Alloy 690,”

on Environmental Degradation of Materials

Proc. 4th International Symposium on

in Nuclear Power Systems-Water Reactors

Environmental Degradation of Materials in

pp.91-107.Springer,Cham.
（2011）．

Nuclear Power Systems-Water Reactors,

（10）
 M.B. Toloczko, S.M. Bruemmer, “Crack

Hekyllisland,Georgia.
（1989）．

Growth Response of Alloy 690 in Simulated

（4）
 N. Ogawa, T. Nakashiba, R. Umehara,

PWR Primary Water,” Pacific Northwest

S .  O k a m o t o ,  T .  T s u r u t a ,  “ P W S C C

N a t i o n a l  L a b （ N o .  P N N L - S A - 7 2 5 3 9 ），

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（2009）．

Water Chemistry Control,” Proc. of 8th（11）
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Degradation of Materials in Nuclear Power

Metals,” Proc. of the 15th International

Systems-WaterReactors,AmeliaIsland,FL,

Conference on Environmental Degradation

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（1997）．

of Materials in Nuclear Power Systems-（5）
 B. Alexandreanu, Y. Yang, Y. Chen and
W.J.Shack,“The Stress Corrosion Cracking

Water Reactors, pp. 161-178, Springer,
Cham,
（2011）．

Behavior of Alloys 690 and 152 Weld

（12）
 D.R. Tice, S.L. Medway, N. Platts, and J.W.

in a PWR Environment,” Proc. of 14th

Stairmand, “Crack Growth Testing onInternational Symposium on Environmental

Cold Worked Alloy 690 in Primary WaterDegradation of Materials in Nuclear Power

Environment,”Proc.ofthe15thInternational

Systems-Water Reactors, Virginia Beach,Conference on Environmental Degradation

VA,August23-27.
（2009）．

of Materials in Nuclear Power Systems-（6）
 S.M. Bruemmer, M.J. Olszta and M.B.
Toloczko, “Cold Rolling Effects on GrainBoundary Damage and Stress CorrosionWater Reactors, pp. 71-89, Springer, Cham.
（2011）．
（13）
 T. Moss, D. Morton and Heather Mohr,INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-7

“EvaluationoftheTemperatureDependence

173

274-285,Boston,MA,
（2019）．

ofAlloy690andAlloy690WeldMetalSCC

（21）
 Z. Zhai, M. Toloczko, K. Kruska and S.

Growth in Hydrogenated Water,” Proc.

Bruemmer,“PrecursorEvolutionandStress

of the 17th International Conference on

Corrosion Cracking Initiation of Cold-

Environmental Degradation of Materials in

WorkedAlloy690inSimulatedPressurized

Nuclear Power Systems-Water Reactors,

Water Reactor Primary Water,” Corrosion,

Toronto, Canada: Canadian Nuclear Society,

73（10），
1224-1236,
（2017）．

August.（2015）．
（14）
 S.M. Bruemmer, M.J. Olszta, N.R. Overman,

（22）
 K. Kruska, Z. Zhai, D.K. Schreiber and S.M.
Bruemmer, “Characterization of Stress

and M.B. Toloczko, “Cold Work Effects on

Corrosion Cracking Initiation Precursors

Stress Corrosion Crack Growth in Alloy

in Cold-Worked Alloy 690 Using Advanced

690 Tubing and Plate Materials,” Proc.

High-Resolution Microscopy,” Corrosion, 75

of the 17th International Conference on

（7），
pp.727-736,
（2019）．

Environmental Degradation of Materials in（23）
 Z. Zhai, M. Olszta, M. Toloczko and S.M.

Nuclear Power Systems-Water Reactors,

Bruemmer, “Crack Initiation Behavior

Toronto, Canada: Canadian Nuclear Society.

of Cold-Worked Alloy 690 in SimulatedAugust.（2015）．

PWR Primary Water -Role of Starting（15）
 福村卓也，戸塚信夫，“ 実機模擬 690 合金の

Microstructure, Applied Stress and ColdPWSCC き 裂 進 展 速 度 ”，INSS JOURNAL,

Work on Precursor Damage Evolution,”

Vol.21,pp.154-162.（2014）．

Proc. of the 19th International Conference

（16）
 寺 地 巧， 宮 本 友 樹， 福 村 卓 也， 戸 塚 信 夫，

on Environmental Degradation of Materials

山 田 卓 陽， 有 岡 孝 司，“690 合 金 の SCC 進in Nuclear Power Systems-Water Reactors,

展 に 及 ぼ す 粒 界 キ ャ ビ テ ィ の 影 響 ”，INSS

pp.274-285,Boston,MA.
（2019）．

JOURNAL,Vol.22,pp.129-139.
（2015）．

（24）
 寺地巧，山田卓陽，岡本マキエ，有岡孝司，（17）
 K. Arioka, R.W. Staehle, T. Yamada, T.

“TT690合金のSCCに関する知見と今後の課

Miyamoto and T. Terachi, “Degradation of

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Alloy 690 After Relatively Short Times,”

（2018）．

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（2016）．

（25）
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 K. Arioka, “Role of Cavity Formation on

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Vol.26,pp.118-135,
（2019）．

142-175.
（2020）．

（26）
 T. Moss, W. Kuang and G.S. Was, “Stress

（19）
 S.M.Bruemmer,M.J.Olszta,D.K.Schreiber,

Corrosion Crack Initiation in Alloy 690 in

M.B. Toloczko, “Stress Corrosion CrackHighTemperatureWater,”CurrentOpinion

Initiation of Cold Worked Alloy 600 and

inSolid StateandMaterials Science, 22,pp.

Alloy 690 in PWR Primary Water,” U.S.

16-25.
（2018）．

Dept.ofEnergyTechnicalMilestoneReport

（27）
 W. Kuang, M. Song and G.S. Was, “Insights

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Solution Annealed Alloy 690 in Simulated（20） M .  O l s z t a ,  Z .  Z h a i ,  M .  T o l o c z k o  a n dPressurized Water Reactor Primary Water

S. Bruemmer, “Examination of Cavity

under Dynamic Straining,” Acta Materialia,Formation in Cold-Worked Alloy 690,” Proc.

151,pp.321-333.
（2018）．

of the 19th International Conference on

（28）
 W.KuangandG.S.Was,“AHigh-Resolution

Environmental Degradation of Materials in

Characterization of the Initiation of Stress

NuclearPowerSystems-WaterReactors,pp.

Corrosion Crack in Alloy 690 in Simulated174

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-7

PressurizedWaterReactorPrimaryWater,”

Primary Water,” Proc. of 15th Int. Conf. on

CorrosionScience,163,108243.
（2020）．

Environmental Degradation of Materials in（29）
 P.J. Ferreira, I.M. Robertson and H.K.

Nuclear Power Systems-Water Reactors.

B i r n b a u m , “ H y d r o g e n E f f e c t s  o n  t h eInteraction Between Dislocations,” Acta
Materialia,46
（5），
pp.1749-1757.
（1998）．

（2011）．
（36）
 M.J. Olszta, D.K. Schreiber, M.B. Toloczko
and S.M. Bruemmer, “Alloy 690 Surface

（30）
 P . L .  A n d r e s e n ,  M . M .  M o r r a  a n d  K .Nanostructures During Exposure to PWRA h l u w a l i a ,  “ E f f e c t  o f  D e f o r m a t i o nPrimary Water and Potential Influence on

Temperature, Orientation and Carbides

Stress Corrosion Crack Initiation,” Proc.

on SCC of Alloy 690,” Proc. of the 16th

of the 16th International Conference onInternational Conference on Environmental

Environmental Degradation of Materials in

Degradation of Materials in Nuclear Power

Nuclear Power Systems-Water Reactors.

Systems-WaterReactors.
（2013）．

（2013）．

（31）
 T.Terachi,M.Okamoto,T.YamadaandK.

（37）
 Y.S. Lim, D.J. Kim, S.W. Kim, S.S. Hwang

Arioka, “Morphology of cavities formed on

and H.P. Kim, “Characterization of Internal

grain boundary of cracked Alloy TT690,”

and Intergranular Oxidation in Alloy

Proc. of the 19th International Conference690 Exposed to Simulated PWR Primary

on Environmental Degradation of Materials

Water and Its Implications with Regardin Nuclear Power Systems-Water Reactors,to Stress Corrosion Cracking,” Materials

pp.274-285,Boston,MA.
（2019）．

Characterization,157,109922.
（2019）．

（32）
 M. Sennour, L. Marchetti, F. Martin, S.

（38）
 K. Arioka, “2014 W.R. Whitney Award

Perrin,R.MolinsandM.Pijolat,“ADetailed

Lecture: Change in Bonding Strength at

TEM and SEM Study of Ni-Base Alloys

Grain Boundaries before Long-Term SCCOxideScalesFormedinPrimaryConditions

Initiation,” Corrosion, 71（4），pp. 403-419.

of Pressurized Water Reactor,” Journal of（2015）．

NuclearMaterials,402,pp.147-156.
（2010）．

（39）
 K. Arioka, R.W. Staehle, R.L. Tapping, T.

（33）
 Z. Ru, L. Zhanpeng, C. Jungie et al., “

Yamada, T. Miyamoto, “Stress CorrosionProperties of Oxide Films on Ni-Cr-

C r a c k i n g  G r o w t h  o f  A l l o y  8 0 0 N G  i n

xFe Alloys in a Simulated PWR Water

PressurizedWaterReactorPrimaryWater,”

Environment,”Proc.ofthe18thInternational

Corrosion,74（1），24-36.
（2017）．

Conference on Environmental Degradation

（40）
 K. Arioka, T. Miyamoto, T. Yamada andof Materials in Nuclear Power Systems,

T. Terachi, “Formation of Cavities Prior to

Springer,Cham,August.
（2017）．

CrackInitiationandGrowthonCold-Worked

（34）
 W. Kuang, M. Song, C.M. Parish and

Carbon Steel in High-Temperature Water,”

G.S. Was, “Microstructural Study on theCorrosion,66（1），p.015008.
（2010）．

Stress Corrosion Cracking of Alloy 690（41）
 K. Arioka, T. Miyamoto, T. Yamada et al.,

in Simulated Pressurized Water Reactor

“RoleofCavityFormationinCrackInitiation

Primary Environment,” Proc. of the 18th

of Cold-Worked Carbon Steel in High-International Conference on Environmental

TemperatureWater,”Corrosion,69（5），pp.

Degradation of Materials in Nuclear Power

487-496.（2013）．

Systems,Springer,Cham,August.
（2017）．
（35）
 M.J.Olszta,D.K.Schreiber,L.E.Thomas,S.M.
Bruemmer, “Penetrative Internal Oxidation
fromAlloy690SurfaceandStressCorrosion
Crack Walls During Exposure to PWR