194

脱気高温水中におけるステンレス鋼の応力腐食割れ― 粒界炭化物析出による SCC 抑制効果 ―Stress Corrosion Cracking of Stainless Steel under Deaerated High-Temperature Water− Influence of Grain Boundary Carbide Precipitation −卓陽 (Takuyo Yamada) ＊山田

寺地

巧 (Takumi Terachi) ＊有岡

孝司 (Koji Arioka) ＊要約 低電位条件下におけるステンレス鋼の粒界型応力腐食割れに及ぼす粒界炭化物の影響を調べるため, 320℃の脱気純水および水素添加(0.3 ppm) 純水中で 1/2 インチ T サイズの (compact
tension, CT) 試験片を用いたき裂進展試験を実施した. 供試材はステンレス鋼 SUS 316 で, 炭化物
析出状態を変化させるため, 3 条件 (溶体化(1060℃×30 min), 鋭敏化(650℃で 1 hr および 48 hr))の熱処理を加えた後, いずれも 20％の冷間圧延を施したものを用いた. これら 3 条件の試料について, 粒界炭化物析出状況, き裂進展状況および皮膜性状等を調べ, き裂進展挙動に及ぼす粒界
炭化物析出の影響を検討した.
その結果, (１) 冷間加工した SUS 316 は鋭敏化のない溶体化状態でも応力腐食割れの進展が観察され, 破面形態は粒界型であった. (２) 鋭敏化 (650℃×48 hr) 状態では, き裂進展がほとんど観察されなかった. (３) 鋭敏化 (650℃×48 hr) 状態では, 多数の M 23 C 6 型の粒界炭化物とそれに伴うクロム欠乏層の存在を確認した. この溶体化材と鋭敏化材の粒界型き裂進展挙動の違いと粒界の炭化物析出状況から, 少なくとも脱気純水および水素添加 (0.3 ppm) 純水中でのステンレス
鋼の粒界型応力腐食割れ感受性は, たとえクロム欠乏層が存在したとしても, 粒界炭化物析出によって抑制されることが確認された.
キーワード
Abstract

SUS 316, 粒界型応力腐食割れ, 脱気高温水, 鋭敏化, 粒界炭化物, 原子力発電所
In order to evaluate the influence of grain boundary carbide on IGSCC

susceptibility, crack growth rate tests were performed under deaerated and 0.3 ppm hydrogenatedpure water environments at 320°C using half-inch compact tension specimens. To investigate various
grain boundary carbide conditions, three kinds of SUS 316 - non-sensitized, sensitized at 650°C for
1 hour or 48 hours - were prepared. To examine the influence of grain boundary carbide, the grainboundary conditions of those materials were investigated by transmission electron microscopy andenergy dispersive x-ray spectroscopy.
As a result, (１) IGSCC crack growth was observed on non sensitized and cold worked SUS 316
under deaerated and 0.3 ppm hydrogenated water environments at 320°C; (２) Any trace of IGSCC
crack growth was not observed on sensitized at 650°C for 48 hours and cold worked SUS 316 under
the same water environments; (３) The SUS 316 sensitized at 650°C for 48 hours showed extensive
M 23 C 6 precipitation as well as Cr depletion at grain boundaries. These differences in IGSCC crack
growth rate indicate that grain boundary carbide has the beneficial effect of improving IGSCC
susceptibility, at least under deaerated and 0.3 ppm hydrogenated water environments, despite
chromium depletion at the grain boundary.
Keywords

SUS 316 stainless steel, intergranular stress corrosion cracking, deaerated hightemperature water, sensitization, grain boundary carbide, nuclear power plant

1. はじめにる事例が近年一部の軽水型原子力発電所 (沸騰水型原子炉 (boiling water reactor, BWR) におけるシュラウ

材料が強い冷間加工を受けた場合, 非鋭敏化ステドなど) で報告されている(1). その対策の一つとして,ンレス鋼 (316 L など) でも粒界型応力腐食割れ (inter

IGSCC 感受性が環境の電位の影響を受けることから,granular stress corrosion cracking, IGSCC) が発生す

水素注入などにより系統構成材料の電位を下げる努＊(株)原子力安全システム研究所

技術システム研究所

195

力が国内外の BWR プラントで既に進められている.

2. 実験方法

このような背景で今後の IGSCC 感受性の抑制を目的とする対策材料は水素注入など実機環境の変化を踏

2.1

供試材

まえた条件での開発が必要である. しかし加圧水型原子炉 (pressurized water reactor, PWR) の 1 次冷却供試材は, ステンレス鋼 SUS 316 で, 1060℃で 1 時

材のように水素を含む高温水中においては, 酸素滞間の溶体化処理後, 水冷したものを基本素材とした.

(2)

留部 や照射誘起応力腐食割れ (irradiation assisted(3)

この SUS 316 鋼の化学組成を表 1 に示す. 炭化物析出

など特殊な事例の影響を調べるため, 炭化物析出状態の異なる 3 種を除いて, 実機ステンレス鋼配管で SCC 発生事例は類の素材を準備した. すなわち, ①粒界に炭化物のなかったことから, この種の環境でのステンレス鋼

ない素材として通常の溶体化材 (以下, 非鋭敏化材との IGSCC に関する研究例は少なく, IGSCC 感受性に称す), ②粒界に少量 (以下, 鋭敏化 (650℃×1 h) 材

およぼす材料因子の影響については世界的にも検討と称す) および③充分な量の炭化物のある素材 (鋭敏報告例は無い.

化 (650℃×48 h) 材と称す) として, それぞれ 650℃

stress corrosion cracking, IASCC)

実験室的には Totsuka や Smialowska ら(6)(7)(8)〜(10)(4)(5), 金島ら

で1 h と 48 h の鋭敏化材を選定した. この 3 種の素材

は, 予歪付き定引張速度 (constantは, 熱処理後冷間加工を施した後, ASME E 399 によelongation rate technique, CERT) 試験により, 加工

り定められた 1/2 インチサイズの CT (以下 1/2 TCTを加えたステンレス鋼が水素を添加した高温水中でと称す) 試験片を採取し, き裂進展試験に供した. 3

SCC 感受性を持つ可能性を指摘している. Andresen

種の試験片の製作条件の詳細を一覧として表 2 に示

, 有岡ら(11)〜(15)は鋭敏化していない SUS 316 の冷間加工をす. 冷間加工条件は常温での冷間圧延とし, 1 回の圧加えた材料を用いたき裂進展 (compact tension, CT)

下率を約 0.5 mm, 24 パスで冷間加工し, 最終の圧下ら試験で, 従来報告されている IGSCC の臨界電位に比率 (断面減少率) を 20%とした. 1/2 TCT 試験片は,べ十分低い水素濃度 (18 cc/kg-H2O DH2) の 288℃純

図 1 に示すように全て圧延材の T-S 方位から採取し水中で, 酸素を含む電位の高い条件に比べき裂進展

た.

速度は低減するものの IGSCC の進展を完全に抑制することは困難である実験事実を報告している. 加えて, CT 試験による同種の試験結果は, Shoji ら (16) ,Castano ら (17) および著者ら (18)〜(20) からも報告されている.
一方, 著者らは(9)(10)(21)〜(24)水素を含む低電位の高表1SUS316ステンレス鋼ビレットの化学組成 (wt . ％)(溶鋼分析)
C

Si

Mn

P

S

Cr

Ni

Mo

Fe

分析値 0.05 0.44 1.42 0.024 0.0005 16.47 11.05 2.08

Bal.

温ほう酸水中でステンレス鋼の IGSCC 感受性に及ぼす材料因子の影響を CERT 試験で検討した結果, 粒

表2界炭化物を積極的に析出させることにより IGSCC 感
受性は抑制されるという, 従来の酸素を含む高い電位環境での知見と全く異なる結果を得ている. しかし, CERT 試験は材料因子を定性的に評価する方法として有効ではあるが, 応力依存性など定量的評価には議論が残る. そこで, 本研究では, SCC の伝播域

製作条件

1 / 2TCT 試験片製作条件一覧

SUS316 非鋭敏化
CW 20％材

SUS316 鋭敏化 SUS316 鋭敏化(650℃× 1 h)
(650℃× 48 h)
CW 20％材
CW 20％材

溶体化熱処理(1060℃×1h＋水冷)＋

溶体化熱処理(1060℃×1 h＋水冷)＋
鋭敏加熱処理(650℃×1 h)＋
冷間圧延(圧下率20％)の試験として比較的定量的な評価が可能なき裂進展
試験 (CT) 試験を実施し, この鋭敏化による抑制効
果を定量的に検証することを目的とした. 環境条件
としては, 種々の軽水型原子炉における中間的な条件として, 320℃の脱気純水中での挙動を確認するこ
ととした.

＋
冷間圧延
(圧下率20％)

溶体化熱処理(1060℃×1 h＋水冷)＋
鋭敏加熱処理(650℃×48 h)＋
冷間圧延(圧下率20％)196

一方, き裂進展量が短く, 破面が局所的にしか存在しなかった試験片については, 中央部の破面の全面積を算出し, 一様なき裂を仮定して平均のき裂進展量を算出した.
２) 粒界炭化物の同定および粒界組成分析
冷間加工による加工組織および鋭敏化による炭化物析出状況を観察するため, 1/2 TCT 試験片を一部切り出し, 樹脂埋め鏡面研磨後, 王水:グリセンリン (1:3:2＝硝酸:塩酸:グリセリン) に 30 秒浸漬エッチング
し, 光学顕微鏡および SEM で観察した. また, より
図1

試験片採取方向詳細な炭化物析出状況の観察および粒界組成分析を行うため, 透過電子顕微鏡 (transmission electron microscopy, TEM) 観察およびエネルギー分散型 X 線

各素材の機械的性質および鋭敏化状況等を簡易的(energy dispersive X-ray, EDX) 分析を行った. TEMに確認するため, 硬さおよび鋭敏化度を測定した.

用サンプルは, 0.3 mm 厚さ程度に切り出した試験片

各冷間加工材の硬さは, アカシ社製ビッカース硬度

をエメリー研磨紙で 100〜200μm 厚さ程度に調整後,

計 MVK-H 2 により, 荷重 1 kg で各々5 点以上測定しパンチで 3 mmφに打ち抜きディスク状とした. この

平均値とした. 鋭敏化度は石川島検査計測㈱社製鋭TEM 用ディスクを−50〜−60℃の 5％過塩素酸＋メ

敏化度測定器 DOS TESTER A-94 で測定した. また,

タノール溶液中, 40 V でツイン-ジェット電解研磨装

冷間加工に伴う加工誘起マルテンサイトの生成量の置にて孔を空け, TEM 試料とした. TEM 観察は, 加程度を確認するために, ㈱フィッシャー･インストル

速電圧 300 kV で行い, 適宜付属の SEM, 走査型透過

メンツ社製フェライトスコープ MP 30 で, 材料中の電子顕微鏡像 (scanning transmission electron micros-

磁性体組織量を測定した.

copy, STEM) 観察装置および EDX 分析装置を使用し
た.

2.2

試験方法

３) 皮膜分析
皮膜の外観観察には SEM を用い, EDX 分析を併用

１) き裂進展速度評価

することで酸化物組成を分析した. 皮膜の結晶構造

試験は再循環ループを有する 3 連式の液循環型定同定は, X 線回折装置 (X-ray diffractmeter, XRD) に

荷重腐食試験装置を用いて, き裂先端での応力拡大より実施した. 分析には薄膜 X 線回折法を用い, 入係数 (K 値) が 30 MPa√m になるよう一定荷重を加え

〜100°
の領域で
射角 1°
の Cu の Kα線により 2θ角 20°実施した. 試験片は ASME E 399 により定められた分析を実施した.

1/2 TCT 試験片とした. なお, 試験片の一面を腐食評
価用の皮膜サンプルとして使用するために, 3μm のダイヤモンドペーストにより鏡面仕上げとした. 試

3. 実験結果および考察

験環境水には導電率が 0.1 μS/cm 以下の純水を使用し, 溶存水素濃度 0 ppm と 0.3 ppm の 2 条件でき裂進3.1

き裂進展試験結果

展試験を実施した. き裂進展の試験期間は 1 ヶ月間とし, 試験終了後に疲労試験機にて破面を開放した

図 2 の上段に脱気環境下におけるき裂進展試験後

後, 走査電子顕微鏡 (scanning electron microscopy,の CT 試験片破面を, また同図下段に溶存水素 0.3

SEM) によりき裂長さを測定した. き裂長さは投影方

ppm の結果を示す. 図 2(a)に示したように, 溶体化材

向から実測される長さとし, 一様なき裂進展が認めでは有意な SCC き裂の進展破面が観察され, 図 3(a)られた試験片に関しては, 破面の両サイド 2.5 mm をにその代表例を示すように, その破面形態は粒界型

除く中央部で 5 点計測した値の平均値を採用した.

であった. また, その SCC き裂は, 図 4 (a) の断面観

197

察結果に示すように, 最大応力軸方向に対して 60〜

うに極めて局所的に 1 粒界に満たない破面が観察さ

80°
傾いた方向に分岐して進展していた. 一方, 図 2,

れる部位があるが, 図 2 (c) と図 4 (c) のように, ほ3, 4 の (b) にあるように, 鋭敏化 (650℃×1 h) 材におぼ有意な SCC き裂の進展破面は観察されなかった.

いても有意な粒界型 SCC き裂の進展破面が観察され

SCC き裂進展量に差異はあるが, 図 3 にその代表

るが, その進展量は溶体化材よりも少ない. さらに,例を示すように, 脱気純水中および溶存水素 0.3 ppm

鋭敏化 (650℃×48 h) 材においては, 図 3 (c) にあるよ純水中で, 全ての SCC き裂進展破面は粒界型であっ

図2

き裂進展試験後の破面観察結果 ((上段) 脱気純水中, (下段) 溶存水素 (0.3 ppm) 純水中)(a) SUS316 非鋭敏化材, (b) SUS316鋭敏化 (650℃× 1 h) 材, (c) SUS316鋭敏化 (650℃×48 h) 材

図3

き裂進展試験後の破面観察結果の代表例 (観察位置は図 2 中青枠に対応)(a) SUS316 非鋭敏化材, (b) SUS316 鋭敏化 (650℃×1 h) 材, (c) SUS316 鋭敏化 (650℃×48 h)材

198

図4

き裂進展試験後の破面断面観察結果 (上段) 脱気純水中, (下段) 溶存水素 0.3 ppm 純水中)(a) SUS316 非鋭敏化材, (b) SUS316 鋭敏化 (650℃×1 h) 材, (c) SUS316 鋭敏化 (650℃×48 h) 材

た. また, 鋭敏化条件に対する SCC き裂の進展挙動

な SCC き裂の分岐は, 同環境下でも観察されている

は, 両環境下ともにほぼ同様で, 非鋭敏化材が最も(18)〜(20)進展し, 鋭敏化 (650℃×48 h) 材ではほとんど進展し存水素量の差異は, SCC き裂の進展過程には大きなていない. これらの SCC き裂進展挙動をより定量的影響を与えないことが示唆される. また, この範囲に評価するために, SCC き裂進展破面からき裂進展(0〜2.75 ppm DH 2) の低電位条件下であれば, 鋭敏

量を実測し, 試験時間で割り, き裂進展速度を求め化による抑制効果も期待できるものと推察される.

. 以上のことから, 少なくともこの範囲の溶た. その結果を図 5 に示す. まず, 脱気純水環境下(図中の◆) のき裂進展速度は, 溶体化材では 10-7
mm/sec オーダーのき裂進展速度を示すが, 鋭敏化(650℃×48 h) 材では 10-9 mm/sec を下回っており,
SCC 感受性が鋭敏化により抑制されている. SCC き
裂進展速度の抑制は鋭敏化 (650℃×1 h) 材でも若干見られているので, 脱気純水環境下では, 鋭敏化度が高くなるほど SCC 感受性が抑制されるという, 従来の酸素環境下での試験結果と正反対の結果を確認した. 次に, 溶存水素 0.3 ppm 環境下 (図中の○) のき裂進展速度は, 脱気純水中のものとほぼ同程度で大きな差異は観察されず, 鋭敏化による抑制効果の傾向はほぼ同程度であった. 非鋭敏化材に限定すれば, 参考に示した高温ほう酸水中の溶存水素 2.75
ppm 環境下のき裂進展速度 (20) (図中の●) も同程度の値を示しており, さらに図 4 (a) で観察されるよう

図5

脱気高温水中における SUS 316 のき裂進展速度に及ぼす鋭敏化時間の影響

199

3.2

粒界のキャラクタリゼーション

れる析出物が少数ながら確認された. 一方, 同図(a)に示すように非鋭敏化材においては, 粒界が深く腐

前節で, 低電位環境下において, ステンレス鋼のき裂進展速度は鋭敏化により抑制されることが明ら食された部位は存在せず, 拡大した場合にも炭化物と思われる析出物は確認できなかった.

かとなったので, 本節ではその材料因子について詳

次に析出物の同定および析出状態を確認するため細に検討する. 各試験片の光学顕微鏡組織 (図 6 上段)に, TEM 観察および制限視野電子線回折 (selected

は, 20％の冷間加工を加えたことによる加工組織がarea diffraction pattern, SADP) を行った. その結果,見られる以外, 加工誘起マルテンサイト等の組織は

図 7 に示すように, 鋭敏化 (650℃×48 h) 材における観察されなかった. フェライトメータによる磁性体

粒界の析出物は M 23 C 6 型の炭化物で, その回折図形

組織量の測定では, いずれも 0％であったので, 熱処は母相Ｂの回折図形と面方位が一致することから,

理過程や冷間加工過程で微量存在しうるフェライト

片側の母相と整合析出している. また, 表 3 に示し

相やマルテンサイト相はこれらの材料には含まれてた炭化物の EDX 分析結果から, 炭化物中にはクロムいない.

およびモリブデンが多く含まれている. このように

図 6 中段と下段に示したエッチング後の SEM 観察

炭化物中ではクロムおよびモリブデンが濃縮される結果から, 各試験材で粒界の腐食状況が大きく異なので, 鋭敏化により炭化物が析出するとともに粒界り, 同図 (c) に示すように, 鋭敏化 (650℃×48 h) 材のクロムおよびモリブデン濃度が低下していること

では, ほぼ全ての粒界が溶出により深く腐食され,が想定される. そこで, 粒界組成線分析を行った.

拡大すると炭化物と思われる析出物が多数確認されその結果を図 8 に示す. この図の(a)に示す溶体化材

た. 鋭敏化 (650℃×1 h) 材では, 粒界の腐食されるの粒界組成線分析結果から, 粒界では約 5 nm とごく部位と腐食されない部位が見られ, 腐食された部位

狭い幅のクロムおよびモリブデンの濃化が検出されを拡大すると同図の(b ) に示すように炭化物と思わた. 一方, この図の(c)に示すように鋭敏化 (650℃×

図6

エッチング後の光学顕微鏡組織 (上段) および SEM 組織 (中, 下段)(a) 非鋭敏化 SUS 316, (b) 鋭敏化 (650℃×1 h) SUS 316, (c) 鋭敏化 (650℃×48 h) SUS 316

200

図7

SUS 316 鋭敏化 (650℃×48 h) 材の粒界炭化物の同定結果(黄色矢印：炭化物) (M 23 C 6 炭化物が母相 B に整合析出)48 h) 材においては, 粒界クロム濃度は約 8.6％まで
表3

SUS 316 鋭敏化 (650℃×48 h) 材中の炭化物の EDX
分析結果の代表例 (wt ％)低下し, またその欠乏領域は約±100 nm を越える幅となっていた. モリブデンについては, マトリクス

Fe

Cr

Ni

Mn

Si

Mo

濃度が低いため判然としない部分もあるが, この図

分析値 30.28

54.31

5.02

0.0

0.35

10.04

の(c)に示すように粒界で 0.4 ％までの低下が確認さ(C は定量精度が低いため, EDX 分析対象から除外した)

れた. 鋭敏化 (650℃×1 h) 材の同様の観察を行うに

元素当たり, 炭化物析出のある粒界とない粒界の両方の分析をする必要がある. まず炭化物のない粒界にお図8

TEM による粒界組成線分析結果(a) SUS 316 非鋭敏化材, (b) SUS 316 鋭敏化 (650℃×1 h) 材 (ただし, 炭化物のない粒界),(c) SUS 316 鋭敏化 (650℃×48 h) 材

201

図9

破面上の腐食生成物の SEM 観察結果および EDS 分析位置(a) SUS 316 非鋭敏化材, (b) SUS 316 鋭敏化 (650℃×1 h) 材, (c) SUS 316 鋭敏化 (650℃×48 h) 材

いては, 図 8(b)に示したように, 非鋭敏化材と同様のの領域が狭く起伏が大きいために, X 線回折法によ

クロムおよびモリブデンの濃化が検出され, 炭化物

る酸化物の同定は技術的に困難である. そこで, 1/2の析出がなければこれら元素の偏析は解消されない

TCT 試験片の底面の酸化皮膜について, X 線回折法

ものと推定される. 一方, 炭化物のある粒界についによる分析を行った. その分析結果を図 10 に示す.

ては, 2 つの TEM ディスクにおいて, 約 10 の粒界を分析されたピークは, スピネル構造からの回折線と,観察したが, 炭化物のある粒界を観察できなかった.

SUS 316 (母材) からの回折線のみで構成されていた.

これは, 鋭敏化時間が短いため, 炭化物の析出する

この分析結果から, 皮膜はスピネル構造を主体に形粒界の頻度が少ないためと考えられる. 鋭敏化 (650

成されており, α-Fe2 O3 や Cr2 O3 などのコランダ℃×1 h) 材のき裂進展速度は, 非鋭敏化材に比べてム構造をとる腐食生成物はほとんど含まれていない

若干の抑制が見られるが, 粒界破面自体は存在する.
従って, 鋭敏化材で観察された粒界破面は, 炭化物
析出のない粒界において発生したものと推察され,

破面上に確認された腐食生成物の EDS による
組成分析結果 (at ％) (図 9 中の分析位置に対応)

図 6 (b) に示した SEM 組織観察結果とも矛盾しない.

Fe

Cr

Ni

O

非鋭敏化材

35.2

3.2

2.6

59.0

鋭敏化材
(650℃×1 h)

31.9

2.0

1.5

64.6

鋭敏化材
(650℃×48 h)

38.6

2.9

1.5

57.1

非鋭敏化材

35.1

4.0

2.3

58.6

鋭敏化材
(650℃×1 h)

27.6

2.1

1.7

68.6

鋭敏化材
(650℃×48 h)

34.7

2.7

1.3

61.3

3.3

表4

腐食生成物の分析結果
脱気純水

各素材の腐食挙動を検討するために, 破面上の腐食生成物について分析を行った. また, 1/2 TCT 試
験片の底面の酸化皮膜の分析を行った.
320℃の脱気環境下で進展した破面上の腐食生成物の拡大観察結果を図 9 上段に, 同溶存水素 0.3 ppm の結果を図 9 下段に示す. 表 4 に示した EDS による組成分析結果から, 破面上に生成した腐食生成物は鉄を主体とした酸化物であった. 粒界型の破面は, そ

溶存水素
0.3 ppm

202

図 10 皮膜の X 線回折法による構造解析結果(● : SUS316,↓ : スピネル酸化物)(Cu-Kα 線を使用, 入射角θは 1°に固定)

図 11 皮膜のX線回折法による構造解析結果(酸化物からの回折線を拡大)(何れの条件下で生成した酸化皮膜も Fe 3O4 とFeCr 2O4 を主体に構成されている.)と考えられる. また, スピネル種を同定するために,

表 5 に示すようにその鋭敏化度は 9％と高い値を示し(440)面からの回折ピーク領域を拡大表示したものをていた. 著者らのクロム濃度を変化させたモデル合

図 11 に示す. 図中に示した 4 種のスピネル構造の酸金による高温ほう酸水中 CERT 試験の結果 (24) では,

化物 (Fe 3 O4, FeCr 2 O4, NiFe 2 O4, NiCr 2 O4) はピー

同様の低電位条件下においても粒界のクロム濃度のク位置が非常に近く, また回折線には Kα1 と Kα2 の僅低下は IGSCC 感受性を促進する傾向を示す. 少しのかにエネルギーが異なる X 線が混在しているので,水質の違いはあるが, 本研究の試験環境も同様に低定量的な分析は困難であるものの, Fe 3 O4と FeCr 2 O4電位条件であることを考えると, クロム濃度の低下の 2 種類の酸化物が主体となっている.

は IGSCC 感受性を促進することが考えられる. しかし, 鋭敏化材においてはクロム濃度が約 8.6％まで低

3.4

S C C き裂進展に及ぼす材料因子

下したにもかかわらず, ほとんどき裂の進展が見られなかった. 他の材料因子として, 材料の耐力の増

本節では, 3.2 および 3.3 節の結果を踏まえ, 粒界
クロム濃度の効果と粒界炭化物の役割を考察する.

加 が SCC 促 進 因 子 と な る と い う 報 告 が 数 例 あ る(14)(16)(17)が, 本供試材の冷間加工後の硬さは, 表 5 に

前述のように 20％の冷間加工を加えた SUS 316 ス

示したように全て HV≒260 程度とほぼ同じであるこ

テンレス鋼の非鋭敏化材と鋭敏化 (650℃×48 h) 材でとから, 耐力の観点でも非鋭敏化材と鋭敏化 (650℃

は, 320℃の脱気純水および水素添加 (0.3 ppm) 純水
中において, そのき裂進展速度に著しい差異があっ
た. そこで, まずその材料因子として, 粒界のクロ

表 5 SUS 316 供試材の鋭敏化度と硬さ

ム濃度の効果について考察する. 非鋭敏化材ではご鋭敏化度 (％)

硬さ HV (1 ㎏)

0

262±30

く狭い幅ではあるが, その値が約 19％と平均組成か

非鋭敏化材

ら数％増加した値となっていた. 一方, 鋭敏化 (650

鋭敏化 (650℃×1 h) 材

0260±25℃×48 h) 材では, 約 8.6％までクロム濃度が低下し,鋭敏化 (650℃×48 h) 材

9.26

260±15

203

×48 h) 材のき裂進展速度の差異を説明できない. 以

界組成分析に関する有益な助言を頂いた. さらに,

上のような結果から, 鋭敏化材におけるき裂進展の腐食試験等の遂行に当たっては, 関電プラント㈱の抑制は, 主として粒界炭化物によるものであり, そ

村上公治氏, 辻井克実氏, 平尾充司氏の多大な協力の効果は粒界での腐食挙動 (溶解など) よりも大きいがあった. 以上この場を借りて謝意を表します.

ものと考えられる. これは, 従来の酸素を含む高電位環境下での腐食挙動に比べ, 低電位環境下では溶文献解の影響が少ないことも示唆する.
粒界炭化物が低電位環境下で著しい抑制効果を示(１) 原子力安全・保安院, ｢炉心シュラウドおよび原

すことは, 前述の議論で明らかであるが, その機構

子炉再循環系配管の健全性評価について−検討についてはいまのところ不明確である. 粒界炭化物

結果の整理−｣, 経済産業省白書・報告書, (2004).

の IGSCC 抑制因子としての役割として, ①粒界の結(２) C.M.Pezze and I.L.W.Wilson, Proceedings of the

合力の増加, ②粒界拡散の障害物としての効果, おForth International Symposium on Environmental

よび③粒界すべりに対する障害物としての効果等がDegradation

仮説として考えられるが, 今のところ直接的な証拠

Systems, Jekyll Island GA, pp.4-164−4-179(1989).

は得られていない. また, 3.3 節の破面上の腐食生成(３) G.V.Rao, D.E. Boyle and R. Phillips, Proceedings

物の観察から, 今回用いた環境および材料条件の範of International Symposium on Fntevraud Ⅳ ,囲では腐食挙動に大きな差異がないことが示唆され

SFDN(1998).

たが, 鋭敏化材であっても, その破面は全て炭化物
析出のない粒界で進展したものと推定されるので,今後粒界炭化物析出のある粒界についての詳細な検討が必要であろう.

of

Materials

in

NuclearPower(４) N.Totsuka and Z.Szklarska-Smialowska, Corrosion,44[2], pp.124-126(1988).
(５) Z.Szklarska-Smialowska, Z.Xia and S.W.Shakawy,
Corrosion, 48[6], pp.455-462 (1992).
(６) 金島慶在, 戸塚信夫, 中嶋宣雄, INSS Journal,

4. まとめVol.8, pp.118-124(2001).
(７) 金島慶在, 戸塚信夫, 有岡孝司, INSS Journal,(１) 20％の冷間加工を加えた非鋭敏化 SUS 316 では,

Vol.9, pp. 109-115(2002).

320℃の脱気 (0,0.3ppm DH2) 純水中において,(８) 有岡孝司, INSS Journal, Vol.9, pp. 116-123(2002).

粒界型のき裂進展が観察される.

(９) K. Arioka, K. Kaneshima, T. Yamada, Proceedings(２) 一方, 20％の冷間加工を加えた鋭敏化 (650℃×

of

the

11

th

Internationalonin

進展がほとんど観察されない.

Nuclear Power Systems, Steevenson, WA, pp.18-

物とそれに伴うクロム欠乏層の存在を確認した.
この溶体化材と鋭敏化材の粒界型き裂進展挙動

ofMaterials

Environmental(３) 鋭敏化 (650℃×48 h) 状態では, 多数の粒界炭化Degradation

Symposium48 h) SUS 316 では, 同じ環境中において, き裂

26(2003).
(10) 有岡孝司,金島慶在,山田卓陽, INSS JOURNAL,
Vol.10, pp. 125-135(2003).

と粒界炭化物析出状況の違いから, 少なくとも(11) T.M.Angeliu, P.L.Andresen, E.Hall, J.A.Sutliff,

320℃の脱気純水 (0,0.3 ppmDH 2) 中でのステン

S.Sitzman, R.M.Horn, Proceeding of the ninth in-

レス鋼の粒界型応力腐食割れ感受性は, たとえ

ternational symposium on environmental degrada-

クロム欠乏層が存在したとしても粒界炭化物析

tion of materials in nuclear power systems-water

出によって抑制される結果を得た.

reactor, Newport Beach, CA, p.311 (1999).
(12) P. L. Andresen,

謝辞

W. R. Catlin,

L.M.Young and R.M.Hprn, "Effect of Deformationon

本研究は独立行政法人原子力安全基盤機構 H 16 年

T. M. Angeliu,

SCC

of

unsensitizedstainlesssteel,"

Corrosion/2000, paper No.203 (2000).

度の ｢原子力安全基盤調査研究の公募研究｣ として実(13) P. L. Andresen, T. M. Angeliu and L. M. Young,

施した. また, 本研究の遂行にあたり, ㈱日立ハイ"Effect of martensite and hydrogen on SCC of

テクマニファクチャ＆サービスの植木泰光氏には粒stainless steel and alloy 600," Corrosion/2001,

204

Paper No.01228 (2001).
(14) P.L.Andresen, "Similarity of cold work and radiation hardening in enhancing yield strength and
SCC growth of stainless steel in hot water,"Corrosion/2002, Paper No.2509(2002).
(15) P.L.Andresen,

L.M.Young,

W.R.Catlin

and

R.M.Horn, "Stress corrosion crack growth rate behavior of various grades of cold worked stainlesssteel in high temperature water," Corrosion/2002,
Paper No.2511(2002).
(16) T.Shoji, G.Li, J.Kwon, S.Matsushima and Z.Lu,
Proceedings

of

the

Eleventh

International

Symposium on Environmental Degradation ofMaterials

in

NuclearPower

Systems,

Stevenson,WA, pp.834-844(2003).
(17) M.L.Castano Marin, M.S.Garcia Redondo, G.de
Diego Velasco and D.Gomez Biceno, Proceedingsof the Eleventh International Symposium on
Environmental

DegradationofMaterials

in

Nuclear Power Systems, Stevenson, WA, pp.845854(2003).
(18) K. Arioka, T. Yamada, T. Terachi, G. Chiba,
Proceedings of the 12 th International Symposium
on Environmental Degradation of Materials in
Nuclear Power System-Water Reactors-TMS,
pp.1061-1066(2005).
(19) 有岡孝司,山田卓陽,寺地巧,千葉吾郎, ｢高温水中での粒界型応力腐食割れに及ぼす加工方位及び粒界炭化物析出の影響と粒界すべりの役割｣
INSS JOURNAL, Vol.12, pp. 190-199 (2005).
(20) 寺地巧,山田卓陽,千葉吾郎,有岡孝司, ｢脱気高温水中におけるステンレス綱の応力腐食割れ｣
INSS JOURNAL, Vol.13, pp. 179-193 (2006).
(21) 有岡孝司, 山田卓陽：日本原子力学会春の年会,
056(2003).
(22) 有岡孝司, 山田卓陽：材料と環境 2003 講演集,C306(2003).
(23) 山田卓陽, 有岡孝司：高温ほう酸水中のステンレ
ス鋼の粒界型応力腐食割れ感受性に及ぼす粒界
炭化物析出の影響, 日本金属学会 (2004 年春期
大会) 概要集, (542), p.296, (2004).
(24) K.

Arioka,T.

Yamada,T.Terachi

andR.W.Staehle, Corrosion, Vol.62, No.1, pp.74-83,(2006).