108INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-7

実機供用 2 相ステンレス鋳鋼の熱時効評価
Thermal-aging evaluation of on site aged cast duplex stainless steel
山田

卓陽＊

藤井

克彦＊

青木

政徳＊

有岡

孝司＊

要約 加圧水型原子力発電所の１次冷却材管として使用される 2 相ステンレス鋳鋼は，長時間の熱時効により靭性が低下することが知られており，実機使用温度で長期間使用後の破壊靱性値やシャルピー衝撃値等が予測評価されている．ただし，これらの評価は温度加速した加速熱時効材
での評価であり，実機材による検証が望まれる．本報告では，実機主冷却材配管エルボ部として
約 320℃で 196,500 時間使用された 2 相ステンレス鋳鋼の熱時効程度を評価した．評価の指標として，主としてミクロ組織変化の観点で，アトムプローブ分析および透過電子顕微鏡観察，硬さ試験で調べ，その結果を既存の加速熱時効材の挙動と比較検討した．
その結果，アトムプローブ分析結果から，スピノーダル分解（Cr 濃化領域）と Ni, Si, Mo ク
ラスタリング（G 相析出の兆候）が確認され，加速熱時効材と同様のミクロ組織変化が確認された．実機配管のフェライト相の硬さは HV(0.025)=616〜630 で，同一鋼種の未時効材のフェライト相の硬さ約 300 に比べて，300 程度硬化していた．実機配管のオーステナイト相の硬さは HV(0.025)=155〜180 で，同一鋼種の未時効材のオーステナイト相の硬さとほぼ変わらず，熱時効等による硬化の兆候はなかった．以上の結果から，スピノーダル分解による Cr 濃化相および G 相
析出前駆段階のクラスタリングによりフェライト相が硬化し，またこのフェライト相の硬化が，シャルピー衝撃値等，機械的性質低下の主要因と考えられる．得られたフェライト相の硬さは，加速熱時効材のフェライト相硬さと活性化エネルギー 100kJ/mol を用いた硬さ予測線よりも低い値を示した．この結果は活性化エネルギー 100kJ/mol が，硬さ変化を予測するには過度に安全側の評価となっていることを示唆する．
キーワード

2 相ステンレス鋳鋼，熱時効，スピノーダル分解，G 相，アトムプローブ分析，時効硬化

Abstract
Cast duplex stainless steel was widely used for main coolant pipe in pressurizedwater reactors, they can suffer a loss of toughness after long-term thermal-aging. To evaluatemechanical properties of such as thermal-aged materials was investigated in laboratory using
accelerated aged materials. In addition, to investigate the degradation mechanism, micro-structural behaviors were also investigated. According to such as laboratory data, main cause ofdegradation of these materials was considered ferrite hardening by spinodal decomposition andG-phase precipitation in the ferrite phase. In this study, thermal-aging evaluation has been
performed using service aged elbow pipe in PWR plant, aged at 320℃ for 196,500h.
Thermal-aging were evaluated using atom-probe analysis, scanning transmission electron
microscope, and micro-Vickers hardness measurement. And then those parameters werecompared accelerated thermal-aged materials.
As a result, micro Vickers hardness of ferrite in service material (SCS14A), HV(0.025) was
616~630. Since micro Vickers hardness of un-aged ferrite phase is about HV (0.025) =300 incommercial SCS14A, the increasing of ferrite hardness during aging was 300. Cr-rich andFe-rich regions were observed in the ferrite phase using Atom-probe analysis. In addition, Ni, Si
and Mo clustering were also observed in the ferrite phase. So the ferrite phase was hardened
caused by these micro-structural changes. Micro Vickers hardness of austenite phase, HV(0.025) was 155~180. Since micro Vickers hardness of un-aged austenite phase is about HV(0.025)=180~200, and no micro-structural change was observed in the austenite phase, so nochange was observed in the austenite phase during aging. To compare the micro Vickers
hardness of ferrite in service and accelerated materials using activation energy, Q=100kJ/mol,the ferrite hardness of in service material was very low rather than predictive line. This seems theactivation energy was too conservative.

＊(株)原子力安全システム研究所

技術システム研究所

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Keywords

109

cast duplex stainless steel, thermal-aging, spinodal decomposition, G-phase, Atom-probe
analysis, aging hardening

1. はじめには困難であるが，相分離反応が終盤になればコントラストを検出可能である．また，G 相が析出した場合

2 相 ス テ ン レ ス 鋳 鋼 は，加 圧 水 型 原 子 炉（以 下は，そ の 結 晶 構 造 の 違 い（G 相 は 面 心 立 方 格 子

pressurized water reactor, PWR）の主冷却材管（以（f.c.c.））から，判定可能である．その他，粒界析出

降，main coolant pipe, MCP と呼ぶ）等として 290℃

物の有無等を含め，走査透過電子顕微鏡（Scanning〜324℃で使用されているが，この温度で長期間使用

Transmission Electron Microscope, STEM）に よ り

されると熱時効により靭性が低下することが知られて確認することを試みた．フェライト相中の相分離挙いる．そのため，長期間供用後の機械的性質を予測す

動，および G 相生成の前駆段階のクラスタリングにるため，400℃以下の加速熱時効により，そのシャル

ついては，原子レベルの濃度変化を検出可能な 3 次元

ピー衝撃値や破壊靭性値等について，国内外においてアトムプローブ(3DAP)での観察を実施した．併せ多くの研究がなされている(1)-(4)．これらのデータベて，これらの微細組織変化に伴う硬さ変化は，マイクースにおいて，その報告されている活性化エネルギー

ロビッカース硬さ試験機により，フェライト相，オーは低いもので 65kJ/mol，高いもので 243kJ/mol とそ

ステナイト相の硬さを個別に評価した．

の範囲が広く (1)(2)，その脆化メカニズムは必ずしも明確になっていない．加速熱時効による外挿評価は，

2.

実験方法

2.1

供試材

あくまでも同一のメカニズムで脆化が起こる温度範囲において適用可能である．この加速熱時効による評価の妥当性の確認のため，米国 (2)(5)-(6)，仏国 (7)-(9) では，実機材を用いてその機械的性質や微細組織が調べ

実機 MCP の概略図を図１(a)に示す．供試材採取られている．それらの結果によれば，シャルピー衝撃

位置は，赤点線で示した約 90 度位置の切断部である．

値あるいは破壊靭性値は，予測線どおりかあるいは過図 1(b)に，採取後の外観を示す．この切断部の外面

度に保守的な評価となっている．そこで本報告では，

側（図中①，以降 MCP ①），内面側（図中②，以降

実 機 高 温 側 MCP エ ル ボ 部 と し て，約 320℃ で 約

MCP ②）から，熱時効評価用の試験片を採取した．

196,500 時間（熱時効時間として 22 年）供用された

この位置は，溶接部から 40~50mm の範囲に相当する

SCS14A ステンレス鋳鋼の熱時効程度を，加速熱時効ので，溶接による熱等の影響は受けていないと考えら材の挙動と比較検討した．

れる．図 1(b)の切断片について，フェライトスコー

熱時効脆化に及ぼす微細組織変化としては，フェラ

プにより板厚方向のフェライト含有量分布測定を実施

イト相硬化の主原因としてフェライト相中の相分離した．フェライト含有量は，板厚方向以外でも場所に（スピノーダル分解）により生成する Fe リッチなαよりばらつくが，概ね内面から外面に向かって増加す

相と Cr リッチな αʼ 相の生成 (10)-(15) が報告されておる 傾 向 で あ っ た．そ の フ ェ ラ イ ト 含 有 量 範 囲 はり，これが脆化の主原因と考えられている．フェライ

18.5〜23% であったので，MCP ①は比較的フェライ

ト相硬化因子としては，G 相（Ni,Si,Mo 等を主成分

ト含有量の多い部位，MCP ②は比較的フェライト含とする f.c.c. 構造の析出物）の析出 (14)-(19) について

有量の少ない部位に相当する．MCP ①と MCP ②のも報告されているが，鋼種等の影響でその析出量が異ミクロ組織の代表例を図２に示す．図中 α と示した

なり，複雑である．フェライト相だけでなく粒界に生島状に分布したグレーの部分がフェライト相である．

成する炭化物 (16)-(18)，窒化物（17），γ2 相などの析出

図中γと示した，それ以外の素地部分がオーステナイ

物(19)，オーステナイト相中のスピノーダル様分解(17）ト相に相当する．実機 MCP 材の化学組成は不明であなども報告されている．

るが，鋼種は SCS14A で，静鋳造法により製作され以上のように，熱時効による変化はフェライト相の相分離のみならず，G 相の析出や，粒界，オーステナ
イト相の変化の可能性もある．フェライト相の相分離については，その初期過程を電子顕微鏡で観察するのたものである．

110

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図 1 主冷却材管エルボ部（2 相ステンレス鋳鋼）のサンプル採取位置

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ǩ

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ǩ

ǫ
ǫ

ǫ
ǫ

P
50 Pm
C /%2Ԙ                  

図2

2.2

P
50 Pm

D /%2ԙ

実機 MCP 材のミクロ組織の代表例

硬さ試験

件は，試料温度 60K，電圧パルスモード，パルス比20%，イオン蒸発速度 1.5% である．

MCP ①と MCP ②の試験片を樹脂埋めし，研磨の最終仕上げを 1/4 μ m の SiO2懸濁液で 40 分以上バフ

2.4

STEM による微細組織観察研磨としたものを硬さ測定に供した．
MCP ① と MCP ② か ら，微 細 組 織 観 察 の た め の

2.3

フェライト相中の３ DAP 分析

STEM 分析用試料を，日立製 FIB/SEM（NB5000）で製作した．STEM 分析用試料は，フェライト相/オ

MCP ①と MCP ②のフェライト相から，アトムプ

ーステナイト相の相境界を観察位置の中央部に入るよローブ分析用針状試験片を，ふげんラボに設置されてうに採取した．STEM 観察は，ふげんラボに設置さいる日立製 FIB/SEM（NB5000）で製作した．アト

れている日立製 STEM（HD-2700）を使用して，加ムプローブ分析には，ふげんラボに設置されている米

速電圧 200kV にて観察し，併せてエネルギー分散型

国 Imago 社（現 CAMECA 社）製 の 局 所 電 極 型

X 線（energy dispersive x-ray spectroscopy, EDX）

3DAP（LEAP 3000X HR）を用いた．標準の測定条

分析により，元素分析を行った．

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3. 実験結果
3.1

111

D

 

実機ＭＣＰ材の硬さ評価

実機 MCP 材の硬さ測定は以下の 3 条件で実施しJ

た．
①荷重 1kg で 5 点計測し，平均値を求めた．

30 Pm(a)Ⲵ㔜 1kg

②荷重 25 g でオーステナイト相中を 5 点計測し，平均値を求めた．
③荷重 25 g でフェライト相中を 30 点計測し，上位D

10 点の平均値を求めた．

J

図 3 に各条件の圧痕の代表例を示す．図 3(a)に示したように，荷重 1kg の場合圧痕中にオーステナイ
ト相（γ），フェライト相（α）がランダムに存在す

10 Pmる．一方，荷重 25g の場合の圧痕は，図 3(b),(c)に(b) Ⲵ㔜 25gࠊȚ┦

示したように，オーステナイト相，フェライト相それぞれ単独の相中に入るように計測したので，概ね各相

     の硬さとなる．ただし，図 4 に全データを示したようと，大きくばらついた．このような大きなバラツキDは，加速熱時効材のフェライト相の硬さ測定においてDも報告されている．これは表面に現出したフェライト
相が圧痕に対して十分な大きさをもたず，必ずしも深さ方向に充分な厚さがないためオーステナイト相の硬JDに，フ ェ ラ イ ト 相 の 硬 さ は HV (0.025) ＝ 200〜600

D
J
J

10 Pm

J

(c) Ⲵ㔜 25gࠊȘ┦
図3

さと変わらいない硬さとなるためである(14)(15)．した

P

P

P

各荷重条件の圧痕の代表例

がって，フェライト相の硬さは，過小評価を避けるため，この 30 点計測データの上位 10 点の平均値を求めた．各測定条件の硬さ測定結果を，取りまとめて表１に示した．フェライト相の硬さは MCP ①，MCP ②

㪎㪇㪇

ともに HV(0.025)＝ 600 を越えた．同じ鋼種である

㪍㪇㪇は，約 HV(0.025)＝ 300 (14)(15) なので，実機 MCP 材のフェライト相は約 300 硬化していることが確認された．
一方，オーステナイト相の硬さは MCP ①において
HV (0.025) ＝ 155.3，MCP ② に お い て HV (0.025)=177.9 と評価された．オーステナイト相の場合，同様 に SCS14A の 時 効 前 の 硬 さ は HV (0.025) ＝180〜200 (14) (15) なので，硬化した傾向は認められな
い．
荷重 1kg の硬さを含めて，MCP ①と MCP ②の硬さに大きな差異は認められないので，熱時効変化は配管の厚さ方向で大きな差異は無いものと推察される．

䊎䉾䉦䊷䉴⎬䈘㪃㪟㪭㩿㪇㪅㪇㪉㪌㪀SCS14A ステンレス鋳鋼の時効前のフェライト相硬さ㪌㪇㪇㪊㪇ὐ䈱䊂䊷䉺䈱䈉䈤䇮਄૏㪈㪇ὐ䈱⎬䈘䈱ᐔဋ୯䉕▚಴䇯

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㪊㪌

図 4 MCP 材の硬さのバラツキ（30 点のデータを昇順で並べ替えて表示した）

112

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表1

MCP 材の硬さ測定結果一覧

HV(1)γ相：HV(0.025)

α相：HV(0.025)

MCP ①

202.5 ± 17.7

155.3 ± 7.4

629.9 ± 12.2

MCP ②

201.1 ± 7.4

177.9 ± 13.3

616.3 ± 14.9※：誤差表示は，標準偏差．

3.2

フェライト相のアトムプローブ分析

Cr

Fe

Ni

図５に MCP ②の分析 1 のアトムマップを主要成分のみ示す．熱時効によるミクロ組織変化は 10 nm 以下の程度の規模の変化であり，測定範囲全体である
100nm × 100nm で表示するとその濃度変化が重なり合うために必ずしも明瞭ではない．そこで，厚さを薄くして，重なりを回避することにより，各元素の濃度変調をより明瞭にしたアトムマップを図６に示す．このアトムマップの表示範囲の厚さは 5 nm である．ここで，左上に示した元素記号が個別に表示した元素に対応する．ただし，質量数 58 の鉄とニッケルが同じ
質量／電荷比を持つためアトムプローブデータからは個々の原子がどちらの元素であるかを決定することは不可能である．そこで，ここでは質量数 58(Fe/Ni)として取り扱った．図 6 から局部的な Cr 濃度の変化が
図5確認でき，いわゆる Cr リッチな αʼ 相が形成していることが示唆される．また，Ni, 58, Si, Mn, Mo が同じ場所で濃度が高くなっており，これらの元素が濃化

MCP ②の分析 1 のアトムマップ（Box size =90 × 87 × 382nm3）（主要成分のみ）

8(a)から，Cr 濃度が 30~50at% の Cr 高濃度領域が形したクラスタの形成が確認された．
図 7 に，Cr 濃度と Fe 濃度の頻度分布をアトムマ成している．また図８(b)から，Fe 濃度が 60〜90at%

ップから求めた結果を示す．アトムマップデータをの Fe 高濃度領域も生成しているので，相分離による100 原子毎に分割してそのブロック内の Fe, Cr 濃度

Cr と Fe の濃度変調が起こっていることがわかる．

を求め，その頻度分布を示したものである．比較のた

この Cr 高濃度領域の Cr 濃度の平均値を求めるとめ濃度に対応した二項分布（ランダムな状態から定義

32at% であった．

される分布）の計算結果を同時に示した．MCP 材はNi，Si，Mo，Mn 等のクラスタ形成を評価するた

局所的な Cr 濃度の変化により，二項分布に比べて高めに，アトムマップに対してマキシマム・セパレーシ

さが減少し幅が広がっているので，相分離が進行してョン法(20) に基づくクラスタ解析を行った．解析の詳いることがわかる．図８に測定データの頻度分布から細は省くが，この解析により得られた頻度分布を図 9二項分布の頻度分布を差引いた結果を示す．この図でに示す．平均 4.6nm 程度のクラスタが非常に高密度正の値となる濃度の範囲は，ランダムな状態よりも頻に形成していることが分かった．

度が高くなっている濃度の領域であることを示す．図表 2 MCP 材のクラスタ解析結果の比較
組成(at%)
58
Mo
7.8
3.4

試料

直径
(nm)

数密度
(/m3)

Fe

MCP ①-分析 1

4.7

1.6 × 1024

53.1

Cr
23.9

MCP ①-分析 2
MCP ②-分析 1

4.7
4.4

1.5 × 1024
2.0 × 1024

55.6
55.6

23.4

3.5

6.7

25.2

3.1

6.1

Ni
3.9

5.8

Si

Mn
1.8

P
0.3

3.5

5.5

1.5

0.3

3.7

4.8

1.2

0.3

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113

Fe

Cr

Ni

58(Fe,Ni)

Mn

Mo

Si

P

図6

MCP ②の分析 1 のアトムマップ（Box size =60 × 40 × 5nm3）の範囲を抜出して表示した．

114

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Cr

3

(a)

Fe

(b)

図7

実機 MCP 材の Fe, Cr 濃度の頻度分布

図8

実機 MCP 材の Cr, Fe 濃度のデータの頻度分布と二項分布との差

3.3

STEM 観察結果

MCP 材の STEM 観察結果の代表例を図 10 に示す．
フ ェ ラ イ ト 相 に は，黒 い コ ン ト ラ ス ト（数nm〜max20nm）が観察され，オーステナイト相や粒界に析出物は観察されなかった．図には示さないが，各析出部の EDX スポット分析結果から，この高コン
トラスト部での Cr 濃度については，基材フェライト
相の標準的な Cr 濃度 25wt% と変わらなかった．この微細コントラストが G 相の場合，前述のとおり電子線回折で f.c.c. を検出できると考えられるが，この観察範囲では，f.c.c. の電子線回折像は検出でき
図9

MCP 材中のクラスタの直径の頻度分布なかった．また，このような微細析出物の場合，Cr
高濃度領域であっても，試料厚さと空間分解能の問題
から STEM/EDS では必ずしも高 Cr を検出できな
い．これらのことから，このコントラストは，いわゆる G 相に相当するものでなく，スピノーダル分解による Cr 高濃度領域に起因するコントラストであると推察されるが，この点はさらに検証が必要であろう．

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

115

4.

考察

4.1

フェライト相硬さによる熱時効程度の比較ᅗ 10 ᐇᶵ MCP ᮦࡢ STEM ほᐹ⤖ᯝࡢ௦⾲౛


䃒┦㻌

䃐┦




実機 MCP 材のフェライト相硬さを，同一鋼種の加

速 熱 時 効 材（SCS14A 2 相 ス テ ン レ ス 遠 心 鋳 造 管（フェライト目標含有量 23%）を 400℃で最大 4 万時

間時効したフェライト相硬さ (14)(15) と以下で比較す



る．



加速熱時効材のフェライト相硬さを熱時効時間に対





䃒┦㻌

䃐┦

してプロットしたものを図 11 に示す．図中，赤丸〇，



緑 丸 〇，青 丸 ○ で 示 し た の が，そ れ ぞ れ 400℃，



370℃，350℃で加速熱時効した SCS14A のフェライト 相 の 硬 さ で あ る．赤，黒 の ひ し 形（◆ ◆）が，

MCP 材のフェライト相の硬さである．加速熱時効に



図 10

よる温度加速倍率を目安として示すため，シャルピー
実機 MCP 材の STEM 観察結果の代表例

衝撃試験値の変化から求められた見かけの活性化エネ
ルギーとして，Trautwein らが提案した 100kJ/mol(1)を用いての硬化予測線を求めることとした．まず，
400℃ の フ ェ ラ イ ト 相 の 硬 さ の 実 測 値 を 硬 さ HV
(0.025)=400 から 800 の間で直線近似したものが図図 11 加速時効材のフェライト相の硬さ変化と MCP 材硬さの関係
予測硬化線は，U ＝ 100kJ/mol を仮定して表示．

116

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-7

中 400℃実測硬化線である．次に，Trautwein らが提4.2

シャルピー衝撃値の推定

案(1) した(1)式を示す．ある温度 T[K]での時効時間
ここでは，実機 MCP 材で想定されるシャルピー衝t(h)は，時効パラメータPt,T
Pt,T=log t+0.4343

U

1

1

 R  673 − T 

(1)

撃値を概算する．シャルピー衝撃値の熱時効による変化は，フェライト相の硬化が 600 を越えると，それ以を用いて，673K での等価な時効時間に変換できる．

上の硬化はあまりシャルピ―衝撃値に影響せず，おおここで，t：時効時間(h)，T：時効温度（K），U：活むね飽和する(15) ．これは，シャルピー衝撃値の飽和性 化 エ ネ ル ギ ー (kJ/mol)，R=8.314 × 10-3（ｋ値 は，材 料 の 大 部 分 を 占 め る オ ー ス テ ナ イ ト 相 量

J/mol・K）：気体定数である．MCP 材のフェライト（77~82%）に依存するためである．したがって，この相硬さとして得られた HV(0.025)=630 に到達する実機 MCP 材のシャルピー衝撃値は，既に飽和値近傍

時効時間は，加速熱時効材（SCS14A(F23)）400℃でまで低下しているものと推定される．S.Kawaguchi

は約 4,000 時間なので，P=3.6 となる．また，U ＝ら(4)は，種々の CF8 および CF8M 材から得られた熱100kJ/mol と し，350℃ と 320℃ に お け る 硬 さ HV

時効後の機械的性質から，長時間熱時効後のシャルピ(0.025)=630 に到達する時効時間を(1)式から算出す―衝撃値の予測式を(2)式のように提案している．

ると，それぞれ 16,800h と 44,600h となる．この到

log  A=2.8357−0.0592×F%

達時間を基準として，硬化挙動としては 400℃の実測(2)

硬化線をそれぞれ 350℃と 320℃の時効時間に平行移

ここで，A：325℃のシャルピ―衝撃値（J），F%：フ

動して示した．

ェライト含有量(%)である．

図 か ら MCP 材 の フ ェ ラ イ ト 相 の 硬 さ は，

実機 MCP 材のフェライト含有量は 18.5〜23% だ

U=100kJ/mol を仮定すると，予測硬化線よりもかなったので，この値を(2)式に代入すると，30〜55J とり低い値であった．相分離による硬化量は相分離が推定される．実機 MCP 材でフェライト相以外のミク

80% 程度に達すると 300 程度増加させる (15) ．実機

ロ組織変化や，オーステナイト相の硬化の兆候は観察

MCP 材の相分離の進行割合が不明なため，相分離にさ れ な か っ た．言 い 換 え れ ば，こ の 材 料 の 大 部 分

よる硬化量を見積もることはできないが，著者らの結（77~82%）を 占 め る オ ー ス テ ナ イ ト 相 に，320℃ で果から相分離による硬化のみでもフェライト相の硬さ

196,500 時間の熱時効による硬化等の兆候が観察されは，こ の HV (0.025) =630 に 到 達 し 得 る (15) ．し か

ないことから，今後フェライト相の硬化は，相分離のし，図 6 のアトムマップから Cr 高濃度領域は未だ凝進行，および G 相の析出等により，さらに硬化する

集段階には到達しておらず，相分離による硬化は，ま可能性があるが，シャルピー衝撃値としては大きく変だ最終段階ではなく，今後さらに硬化する可能性があ

化しないものと推定される．

る．
G 相による硬化は，その材料の化学組成によりその

5.

まとめ

析出量が変化し，400℃ 4,000 時間時効では，フェラ
イト相を 0〜100 程度硬化させると見積もられる(15) ．

実機 MCP 材のフェライト相の硬さは HV(0.025)

ただし，析出過程ではないクラスタリングの段階で，=630 に到達し，同一鋼種の SCS14A の時効前のフェ

どの程度硬さに寄与するのか不明である．いずれにせ

ライト相硬さが HV(0.025)= 約 300 なので，300 程よ，この時効温度でさらに長時間使用され，この G度硬化していることが確認された．この硬化は，３相が析出段階に移行した場合，さらに硬化する可能性

DAP により確認されたスピノーダル分解と Ni,Si,Moは否定できない．西本ら（21）によると，相分離と Gのクラスタリングに起因して硬化したものと考えられ相の析出が同時並行的に起こる場合，その硬化には加る．ただし，それぞれの硬化への寄与度については不算則が適用できる．したがって，320℃で 196,500 時

明であり，今後の検証が望まれる．

間以上のさらなる長期間の使用により，フェライト相
はさらに硬化する可能性がある．

実機 MCP 材のフェライト相硬さは，活性化エネル
ギー 100kJ/mol を仮定し加速熱時効材から推定した
320℃硬さ予測線よりも低い値であり，この活性化エ
ネルギーは過度に保守的である可能性がある．

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-7

117

実 機 MCP 材 の フ ェ ラ イ ト 相 硬 さ は HV (0.025)（12）T. Miura, H. Kuwano, K. Itoh and Y. Ishikawa, J.

=600 を超えているので，シャルピー衝撃値は飽和値

Japan Inst. Metals 63 (1999) 1503-1509.

近傍の値を示すものと推定される．実機 MCP 材のオ（13）T. Miura, H. Kuwano and K. Kikuchi, Tet-

ーステナイト相の硬さに熱時効による硬化の兆候はなかったので，この配管のシャルピー衝撃値は，今後フェライト相がさらに硬化しても，あまり変化しないも

su-to-hagane 87 (2001) 31-36.
（14）山田卓陽，根岸和生，工藤大介，桑野壽, INSS
Journal 2000, 7, pp.145-158 (2000).

のと推論される．

（15）T. Yamada, S. Okano, H. Kuwano: Journal of

6. 謝辞（16）S.A.David, J.M.Vitec and D.J.Alexander, Journal

Nuclear Materials, 350, pp.47-55.(2006).
of
本研究はふげん廃炉措置センター内，高経年化研究ラボを使用して実施した研究である．関係各位に謝意を表する．

Nondestructive

Evaluation,

15(1996)

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