99

粒界型応力腐食割れの発生と進展
およびその先端でのき裂の核生成
Crack Embryo Formation before Crack Initiation and
Growth in High Temperature Water
有岡孝司（Koji Arioka)＊ 1

山田

卓陽（Takuyo Yamada)＊ 1

寺地

巧（Takumi Terachi)＊ 1

宮本友樹（Tomoki Miyamoto)＊ 2

要約
冷間加工した非鋭敏化 316 鋼，TT690 合金，MA600 合金，および炭素鋼の高温水中での粒界型応力腐食割れ（IGSCC）および大気中クリープの進展挙動および発生挙動を検討し，以下の知見を得た．(1)耐 SCC 性に優れた TT690 合金でも強い冷間加工が加わると水素添加高温水中でIGSCC が進展する．(2)炭素鋼でも強い冷間加工が加わると脱気高温水中で IGSCC が進展する．
(3)冷間加工した 316 鋼，TT690，MA600，および炭素鋼は大気中で高温水中の IGSCC の核となり得る粒界き裂が進展する．(4)IGSCC および大気中クリープ進展速度は単調なアレニウス型の温度依存性を示し，何らかの熱活性化反応がき裂進展速度を律速していることを示した．(5)冷間加工炭
素鋼の IGSCC およびクリープのき裂先端で，き裂の核生成を示唆する空孔の集積が確認された．この結果は高温水中で進行する IGSCC と大気中で進行するクリープに共通した進展機構の関与を示している．(6)き裂発生試験の結果，応力集中部にき裂の核生成を示す空孔の集積が確認された．この結果は，SCC が顕在化するまでの時間の大部分を占める潜伏期間に固体内で物質移動が進行していることを示している．(7)原子半径の大きな置換型原子でも応力勾配を駆動力とする拡散が進行する
ことを示す結果が得られた．この結果は軽水炉での長時間運転後の SCC の発生を考察する上で重要な知見である．
得られた結果をもとに冷間加工により誘起された空孔（加工誘起空孔）の粒界への拡散にもとずく
高温水中での IGSCC 発生および進展モデルを考察した．
キーワード

非鋭敏化ステンレス鋼，TT690，炭素鋼，IGSCC，冷間加工，クリープ，空孔拡散，空孔粒界拡
散，PWR，BWR，PHWR

Abstract
Crack growth measurements were performed in high temperature water and in air
to examine the role of creep on IGSCC growth using cold rolled non-sensitized Type316（UNS
S31600）, TT690 alloy, MA600 alloy, and Carbon steel（STPT42）. In addition, crack initiation
tests were performed also in high temperature water and in air using specially designed CT
specimen. The obtained major results are as follows: (1) TT690 did crack in intergranularly inhydrogenated high temperature water if material is cold worked in heavily. (2) Cold worked carbon
steel also cracked in intergranularly in dearated high temperature water. (3) Intergranular crack
growth was recognized on cold worked 316, TT690, MA600, and carbon steel even in air whichmight be crack embryo of IGSCC. (4) Simple Arrhenius type temperature dependence wasobserved on IGSCC in high temperature water and creep crack growth in air. This suggested thatintergranular crack growth rate was determined by some thermal activated reaction. (5) Vacancy
condensation was recognized at just ahead of the crack tips of IGSCC and creep crack of cold worked
steel. This showed that IGSCC and creep crack growth was controlled by same mechanism. (6)Clear evidence of vacancies condensation was recognized at just beneath the surface before crack
initiation. This proved that crack did initiate as the result of diffusion of vacancies in the solid. And
the incubation time seems to be controlled by the required time for the condensation of vacancies tothe stress concentrated zone. (7) Diffusion of subsituational atoms was also driven by stressgradient. This is the important knowledge to evaluate the SCC initiation after long term operation in
LWRʼs. Based on the observed results, IGSCC initiation and growth mechanism were proposedconsidering the diffusion process of cold worked induced vacancies.
Keywords

IGSCC, cold work, creep, vacancy diffusion, stainless steel, TT690, carbon steel, MA600,
PWR, BWR, PHWR＊1＊2(株)原子力安全システム研究所 技術システム研究所(株)神戸工業試験場

100

1.

序言

については，筆者ら(25)-(29)は冷間加工材のき裂先端分析結果およびクリープ試験結果などから冷間加工

高温水中でのステンレス鋼の粒界型応力腐食割れにより導入された空孔がき裂先端など応力集中部へ（IGSCC）の研究は，沸騰水型軽水炉（BWR）の再拡散し集積した結果，粒界結合力が低下し IGSCC の

循環配管の溶接熱影響部で SCC の発生が確認された発生および進展に繋がるとする IGSCC 進展機構を提ことを契機に 1970 年代から酸素を含む高温水中で鋭案している．また Bruemmer ら (37) - (39) は実機材の敏化ステンレス鋼について多くの研究 (1)-(12) が行わ

IGSCC 先端分析からき裂先端の選択酸化による先端れ，炭化物析出と同時に粒界近傍に出来るクロム欠

空孔濃度の増加を考察して報告している．また Ni

乏部で腐食が選択的に進行し IGSCC が発生し進展す

合金の IGSCC 機構については，Was ら(40)は 600 合ると考える鋭敏化主因説が広く世界で受け入れられ金を用いた CERT 試験後，粒界すべりの兆候を確認ている．しかし，BWR 環境で強い冷間加工が加わしたことから粒界すべりに着目した研究結果を報告

る と 非 鋭 敏 化 ス テ ン レ ス 鋼（316NG，316L）で もし (41)-(46)，その実験結果をもとに Hall ら (47) は腐食

IGSCC が進展することが実験的に示され(13)-(17)，まにより浸入する水素がクリープを加速して IGSCC がた運転中の BWR のシュラウドなどで IGSCC の発生進展すると考え Ni 合金の水素加速転位クリープモが確認(18)されたことから BWR での最近の大きな課

デルを提案している．さらに Scott (48) らは粒界が選題となっている．また筆者らは，加圧水型軽水炉

択的に酸化してき裂が進展するとする 600 合金につ

（PWR）1 次系模擬環境でも非鋭敏化ステンレス鋼

いて内部酸化説を報告している．しかし，何れのモの IGSCC が進展することを確認し，その進展速度がデルも個々の材料を個々の環境中で検討した IGSCC

冷間加工度の増加と共に，また試験温度が高温にな挙動をもとに考察したモデルであり現在確認されてるほど大きくなることを報告(19)-(29)している．またいる種々影響因子（材料，冷間加工度，温度，電位

IGSCC 進展速度が PWR 環境と BWR 環境で類似しなど）を総合的に考察することが出来るより詳細な

た温度依存性を示すことから PWR と BWR 環境で機構の理解が望まれる．以上の背景から，軽水炉環の IGSCC に共通した機構が関与している可能性も指境で冷間加工した幾つかの材料の IGSCC 機構を俯瞰

摘 (28)-(29) している．また高 Ni 合金である 600 合金

的に検討することは，この種情報の総合的な理解とでも PWR の蒸気発生器（SG）伝熱管の拡管部や曲両炉型環境でのデータの効率的活用を考える上で重げ部などの冷間加工部で鋭敏化と関係なく IGSCC が要である．長時間運転後のき裂の発生も念頭に置い発生したことから多くの研究 (30)-(35) が行われていたモデルの高度化と詳細な基礎的実験結果の拡充がる．その結果 600 合金の IGSCC 進展速度はステンレ望まれる．

ス鋼と同じように冷間加工の影響を受け，温度の上そこで，非鋭敏化ステンレス鋼，炭素鋼，690 合昇と共に大きくなることが示されている．更に近年，

金，および 600 合金について高温水中での IGSCC とカナダの加圧水型重水炉（PHWR）で 1 次系原子炉

クリープき裂の進展挙動を検討し，両者の挙動を比

容器出口の給水管（炭素鋼）の冷間曲げ部で IGSCC

較評価し IGSCC 進展に及ぼすクリープの役割を考察とクリープき裂の発生が確認され (36) PHWR の大きした．また一部材料についてき裂発生挙動についてな課題となっている．このように，高温水中でのの試験を行いき裂発生に至る©潜伏期間ªにおける

IGSCC は PWR，BWR，および PHWR など炉型の固体内物質移動挙動を考察した．さらに炭素鋼につ違いによる運転環境の差，また材料の差にもかかわいて IGSCC およびクリープき裂先端の詳細観察を行らず，冷間加工の増加と環境温度の上昇と共にそのい，各々のき裂先端でき裂の核生成を示す観察結果

進展速度が大きくなるという共通した挙動を示してを得た．この観察結果は，き裂が開口する前に材料いる．以上の背景から，高温水中での冷間加工材の内部でその後のき裂進展に繋がる固体内拡散が進行

IGSCC 機構の解明は炉型の差を問わず軽水炉全体のしていることを示しており，長時間の軽水炉運転後共通した課題であり，今後の軽水炉の健全性確保ののき裂発生挙動を考察する上で極めて重要な発見でための保全計画の充実には運転寿命の延長も考慮しある．これらのき裂先端の観察結果とクリープ挙動た高度な研究の推進と併せて国際的な研究機関とのの知見を踏まえて非鋭敏化冷間加工材の高温水中で情報の共有が必須である．

の IGSCC 発生および進展過程での空孔拡散の役割を非鋭敏化ステンレス鋼の高温水中での IGSCC 機構

考察した．

101

2.

実験方法

2.1

試験材料

2.2

高温水中での IGSCC 進展とき裂の核生成

試験は再循環ループを有する試験装置を用い定荷試 験 材 料 は ス テ ン レ ス 鋼（Type316），TT690，

重試験により行った．試験片形状は 1/2CT 試験片でMA600，および炭素鋼（STPT42）である．各々のあり，厚さ 12.5mm である．試験片は図 1 に示すよ

試験材料の熱処理条件は以下のとおりである．ステ

うに，加工方位に対して垂直な方向（T-S）およびンレス鋼は 1060℃で溶体化処理後鋭敏化を避けるた

平行な方向（T-L）から試験片を採取してき裂進展

めに水冷した．TT690 は 1075℃で 30 分間熱処理後速度の測定を実施した（図 1）．放電ノッチ先端に大700℃ x15 時間の粒界炭化物析出のための特殊熱処

気中で約 2mm 長さの疲労予き裂を付与した後，動理を行った後空冷した．MA600 は 930℃で 1 時間熱的荷重を与えることなく，静的一定荷重条件で高温

処理後水冷した．また炭素鋼は 900℃で 30 分熱処理

水中での SCC 進展速度を測定した．き裂の破面形態

後空冷した．各試験材料の化学成分を表 1 に示す．

と SCC 深さは，試験終了後試験片を大気中で疲労破

また冷間加工はロール圧延により肉厚減少率で 20，

壊させ，破面を走査型電子顕微鏡（SEM）観察する

30，および 50％の冷間加工材を作成し試験に供しことにより測定した．IGSCC 進展速度は IGSCC 深

た．冷間加工前および加工後の試験材料の材料強度さを 5 箇所について測定し次式を用いて求めた．

特性を表 2 に示す．

き裂進展速度（mm/s）＝ IGSCC 平均深さ（mm）／試験時間（s）(1)

試験の初期応力拡大係数は全ての条件で 30MPa
m1/2 である．ステンレス鋼および TT690 合金のき裂進展速度の測定は PWR1 次系燃料サイクルの平均

表1
Type316
TT690
MA600
STPT42

C
0.047
0.022
0.03
0.19

Si
0.45
0.32
0.27
0.19

Mn
1.42
0.31
0.39
0.62

試験材料の化学成分（wt.％）
P
0.024
0.010
0.004
0.011
表2

温度

鋼種
Type 316

TT690
室温
MA600

STPT42320℃

Type 316S
0.001
0.0016
0.001
0.005

Ni
11.00
61.05
73.52
0.02

Cr
16.45
28.86
16.06
0.04

Mo
2.07
―
―
0.01

Cu
0.01
0.06
0.02
0.01

Fe
Bal.
8.86
8.91
Bal.

供試材の機械的特性

加工度（％）

0.2％耐力
（MPa）

引張強さ
（MPa）

伸び
（％）

硬さ
HV（1kg）

0

246

576

75

141
270

20

625

722

40

50

882

1016

17

―

0

263

622

50.9

―

20

696

791

15.0

―

50

941

1041

6.3

―
―

0

270

671

49.0

0

295

453

35.9

―

10

449

505

23.1

―

20

514

561

16.6

―

30

545

594

14.0

―

＊

0

156

453

42

―

20

572

607

10

―

50＊

753

857

9

―

試験片は L 方向採取 ＊：360℃で実施，Hv：ビッカース硬さ

102を考察するため，き裂先端の粒界キャビティの挙動
を FE-SEM で詳細観察しき裂の核生成挙動を検討
した．

2.4

き裂発生と核生成

き裂発生に関する研究は軽水炉環境での SCC が顕在化するまでの時間の大部分を占めるにもかかわらず，影響因子の多さから信頼ある評価が困難である

T-L
図1

T-S

ことから一部の因子に関しての研究が僅かに行われCT 試験片の加工方向ている程度である．10 年を超える，軽水炉運転期間中の挙動を視野に入れたき裂発生の研究は全く例が的 な 環 境 条 件（H3 BO3（500ppm as B）＋ LiOH

ない．しかし，今後の軽水炉の長期保全計画を考え（2ppm as Li）＋ DH2（30cc/kgH2O））で行った．炭

る上では数 10 年以上の長期運転後のき裂発生を精度

素鋼のき裂進展速度の測定は脱気純水および水素添

よく評価することは重要である．そこで，き裂が顕

加純水中（DH2（0，45cc/kgH2 O）で行った．脱気在化する前の所謂©潜伏期間ªに固体内で進行する

純水中での試験に際しては不純物の影響を排除する

物質移動に着目し，長時間運転後のき裂発生を評価ため試験期間中の電気伝導度は室温で 0.1 μ S/cm

する試みを開始した．従来き裂発生試験は引っ張り

以下に管理して実施した．試験液中の水素濃度は調試験片を用いた定荷重あるいは U ベンド試験片など

整タンクの圧力および混合ガス濃度で調整し，試験を用いた定歪試験法により検討されている．しかし，装置入り口濃度は（株）東亜電波製の水素計および現実の構造物のき裂発生の評価には応力集中部に存

酸素計を用い連続的に監視した．き裂進展前の固体

在する局所的な高い応力と応力勾配の影響も考慮し内物質移動挙動を考察するため，き裂先端の粒界た試験方法での検討が重要である．そこで図 2 に示

キャビティの挙動を FE-SEM で詳細観察しき裂のす応力集中部を模擬した試験片を作成し予き裂の無核生成挙動を検討した．

い条件で PWR1 次系模擬水中および大気中でのき裂発生の試験を開始した．この試験片の特徴は実機構

2.3

大気中での粒界クリープ進展とき裂の核生成造物と同じ様に応力集中部に局部的な高い応力と応力勾配が付与できることである．試験は静的一定荷重条件で行い，応力集中部でのマクロ的な応力拡大

本試験の目的は高温水中で進行する SCC 進展に及係数は PWR1 次系模擬水中では 30MPa m1/2，大気ぼすクリープの役割を考察することである．試験は中では 40MPa m1/2 である．局所的な応力分布は有SCC 進展試験に用いたのと同じ冷間加工材（T-L）
を用い 1/2TCT 試験片を作成し大気中で行った．試験温度は 320〜475℃であり，最長約 18,000 時間の試験を実施した．試験は静的一定荷重条件で行い初期の応力拡大係数は 40MPa m1/2 である．き裂の破面形態とき裂深さは，SCC の場合と同じく試験終了
後試験片を大気中で疲労破壊させ，走査型電子顕微鏡を用いて破面観察を行った．き裂進展速度はき裂
深さを 5 箇所について測定し(2)式で求めた．
クリープき裂進展速度（mm/s）＝クリープき裂
平均深さ（mm）／試験時間（s）(2)

得られたクリープき裂進展挙動を IGSCC 挙動と比較評価し IGSCC 進展過程におけるクリープの役割を考察した．また IGSCC 進展前の固体内物質移動挙動

図2

応力集中部を模擬したき裂発生試験片

103

図3

き裂発生試験片先端部の FEM 解析要素分割図

限 要 素 解 析 に よ り 求 め た．用 い た 解 析 コ ー ド は

こりうるかを検討した．さらに反応の律速過程を考Mark 2005r2 である．解析に用いた要素分割図を図察するため，各々の材料の IGSCC とクリープき裂進

3 に示す．炭素鋼について約 8,000 時間の試験後，展速度の温度依存性を比較した．

応力集中部先端近傍を FE-SEM で詳細観察しき裂
発生前のき裂の核生成挙動を検討した．観察結果か3.1.1 非鋭敏化ステンレス鋼ら潜伏期間中のき裂の核生成に及ぼす固体内物質移動過程を考察した．

試験後観察された PWR1 次系模擬水中 SCC と大気中クリープき裂の破面観察結果の代表例を図 4 に

3.

試験結果および考察示す．大気中で進行したクリープき裂に高温水中で進行した SCC と同じ粒界き裂が 475℃から 380℃の

3.1

IGSCC とクリープき裂およびその進展速度の温度依存性

温度範囲で観察された．この結果は，水中で生じる腐食の影響が無くとも IGSCC の核になり得る粒界き裂の進展がクリープだけでも進行することを示して

高温水中での IGSCC 進展に及ぼすクリープの役割いる．一方観察されたクリープき裂と IGSCC の進展の考察するため大気中で進行するクリープだけで速度の温度依存性を図 5 に示す．両者のき裂進展速

IGSCC の起点となる粒界き裂の発生および進展が起度はある温度域で何れも単調なアレニウス型の温度

SCC（ 20%CW316（320℃）

図4

SCC とクリープ

クリープ （20%CW316（ 475℃）

き裂の破面形態（CW316）

104

示す．耐 SCC 性に優れている TT690 合金においても強い冷間加工が加わると高温水中で IGSCC が進展することが確認された．また高温水中の SCC と同じ粒界型き裂が 475℃から 400℃の温度範囲の大気中クリープ試験でも観察された．この結果は，TT690 合
金においても冷間加工が加わると高温で IGSCC の核になり得る粒界き裂の進展がクリープだけでも進行することを示している．観察されたクリープき裂とIGSCC の進展速度の温度依存性を図 7 に示す．検討
した条件では両者のき裂進展速度は何れも単調なア
レニウス型の温度依存性を示し高温になると共に進図5SCC と ク リ ー プ（CW316）

き裂進展速度の温度依存性

展速度が大きくなる傾向が観察される．この結果は何らかの熱活性化反応が TT690 合金のき裂進展速
度を律速していることを示している．しかし，現時

依存性を示すと共に，類似の活性化エネルギー（約点 TT690 合 金 に つ い て の PWR1 次 系 環 境 で の100kJ/mol）を示す．この結果は何らかの熱活性化

IGSCC およびクリープき裂進展についての研究報告

反応がき裂進展速度を律速していることを示してい例は TT690 が耐 SCC 性に優れた材料であることかる．また観察された 100kJ/mol の値はステンレス鋼ら世界的にも殆ど無い．今後活性化エネルギーの考

中の置換型原子（Fe，Cr，Ni など）の体拡散 (49) -察などには詳細な検討が必要である．

(52)の活性化エネルギー（240kJ/mol 以上）に比べ小

さい値であるが，浸入型元素（H など）(53)(54) の拡散の活性化エネルギー（50kJ/mol 以下）に比べ大きい．また腐食の律速反応となり得る溶液内のイオン
拡散(55)〜(58)および水中での溶存酸素や水素の分子拡散の活性化エネルギ−（30kJ/mol 以下）に比べても大きい．上記の活性化エネルギーの比較から粒界き裂進展速度の律速反応として冷間加工により導入された空孔の転位拡散の関与が考えられる．

3.1.2

TT690

合金

試験後観察された PWR1 次系模擬水中 SCC と大気中クリープき裂の破面観察結果の代表例を図 6 にSCC（ 20%CWTT690（ 360℃）
図6

SCC とクリープ

図7

SCC と ク リ ー プ き 裂 進 展 速 度 の 温 度 依 存 性（20％ CW TT690）

クリープ （20%CWTT690 （400℃）
き裂の破面形態（20％ CWTT690）

105

3.1.3

MA600

合金

クリープき裂でも観察された．またクリープき裂進
展速度も冷間加工依存性が認められ，高温水中の試験後観察された大気中でのクリープき裂の破面

SCC と同じく冷間加工度の増加と共にき裂進展速度

観察結果の代表例を図 8 に示す．MA600 合金におが 速 く 傾 向 を 示 し た．こ の 結 果 は，冷 間 加 工

いても強い冷間加工が加わると高温水中の SCC と同

MA600 合金においても水中で生じる腐食の影響がじ粒界型き裂が 475℃から 360℃の温度範囲の大気中無くとも高い温度では IGSCC の核になり得る粒界き裂の進展がクリープだけでも進行することを示している．観察されたクリープき裂と IGSCC の進展速度についての JNES での測定結果(59)を同じ図に取りまとめ図 9 に示した．検討した条件では両者のき裂進
展速度は何れも単調なアレニウス型の温度依存性を示し高温になると共に進展速度が速くなる傾向が確認される．この結果は何らかの熱活性化反応が 600
合金のき裂進展速度を律速していることを示してい
る．

3.1.4 炭素鋼（STPT42）

クリープ（ 20%CWMA600（ 475℃）
図8

クリープ

試験後観察された高温水中 SCC と大気中クリープ

き裂の破面形態（20％ CWMA600）

き裂の破面観察結果の代表例を図 10 に示す．高温水中での炭素鋼の SCC 発生と進展には酸素濃度および電位依存性があることが報告(60)-(67)されている．そ1.E-04のため BWR 環境での検討報告例はあるが電位の低Crack Growth rate ( mm/s )SCC & Creep Test

い脱気環境での検討例は無い．しかし，図 10 に示し

1.E-05

た結果は脱気高温水中でも冷間加工が加わると

1.E-06IGSCC が進展することを示している．また高温水中
1.E-07の SCC と同じ粒界型き裂が 380℃から 270℃の温度範囲の大気中クリープき裂でも観察された．この結1.E-08
1.E-09
1.E-100.001

果は，炭素鋼においても水中で生じる腐食の影響がMA600 (SCC (JNES ))20%CW 600(TL)(Creep)
50%CW 600(TL)(Creep)
0.00120.00140.0016無くとも IGSCC の核になり得る粒界き裂の進展がク
0.0018

リープだけでも進行することを示している．観察さ0.002

れたクリープき裂と IGSCC の進展速度の温度依存性

1 /Temp. ( K-1)

図9

SCC と ク リ ー プ（MA 600）を図 11 に示す．検討した条件では両者のき裂進展速

き裂進展速度の温度依存性

度は何れも単調なアレニウス型の温度依存性を示す．
この結果は何らかの熱活性化反応が炭素鋼のき裂進

SCC（ 30%CW 炭素鋼（ 360℃））

図 10

SCC とクリープ

Creep（ 30%CW 炭素鋼（ 360℃））き裂の破面形態（30％ CW 炭素鋼）

106

察する上で重要である．そこで，き裂が進展する前Crack Growth Rate ( mm/ s )1.E-04
SCC & Creep testに固体内で進行する現象を考察するため冷間加工し

1.E-05た炭素鋼の SCC およびクリープき裂進展後のき裂先端部の詳細観察を行った．クリープき裂および SCC

1.E-06先端を詳細に観察した結果を図 12 および図 13 に示

1.E-07
1.E-08
1.E-09す．何れの場合も主き裂はフェライト−パーライト
20%CW(Creep(air))
30%CW(Creep(air))
20%CW(SCC, pure w ater)
30%CW(SCC, pure w ater)
20%CW(SCC, 4ppm DH)
30%CW(SCC, 4ppm DH)

粒界およびフェライト粒界でき裂が進展している．
興味深い観察結果としてき裂先端近傍に開口していない粒界ボイドの成長がクリープき裂先端と IGSCC

1.E-100.0014 0.0015 0.0016 0.0017 0.0018

0.0019先端に共通して確認されることである．このことは

1 / Temp ( K-1 )IGSCC の進展にクリープき裂進展と共通した反応がSCC とクリープ き裂進展速度の温度依存性（CW 炭素鋼（STPT42））

存在はき裂が進展する前に応力の高い先端でき裂の展速度を律速していることを示している．しかし脱の核生成を示す発見はき裂進展前にき裂の核生成が気高温水中での炭素鋼の IGSCC および軽水炉運転温進行していることを示す新しい知見を提示するだけ

度近傍でのクリープについての報告例がほとんど無でなく，応力集中部での©潜伏期間ª中のき裂の発

いこともあり，今後長時間運転後の軽水炉プラント

生挙動を考察する上でも極めて重要な知見である．

図 11

関与していることを示している．またこのボイドの核生成が進行していることを示している．このき裂での挙動を評価するには更に詳細な検討が必要であ確認されたボイドは引っ張り応力方向と垂直の方向

る．

に成長している．このことは空孔が応力勾配を駆動力として高い応力部へ移動したことを示している．

3.2

き裂進展の核生成

これらの観察結果から冷間加工によりき裂進展速度が加速される原因として，冷間加工により導入され前節に記したように検討した全ての材料で何らかた空孔が同じく冷間加工により導入された転位上をの熱活性化過程がき裂進展速度を律速していること

拡散し粒界に集積する結果と推定される．潜伏期間が示された．この熱活性化反応の物理的意味を明らの定量的な評価には軽水炉運転温度での空孔の拡散

かにすることが高温水中での IGSCC の進展機構を考挙動など今後詳細な基礎的検討が必要である．

図 12

炭素鋼のクリープき裂先端でのき裂核生成挙動（30％ CW 炭素鋼，360℃大気中（4,001h））

107

3.3

き裂発生の核生成

き裂発生の核生成挙動を検討した．応力集中部先端近傍を詳細に観察した結果を図 14 に示す．またき裂

き裂が顕在化する前に固体内で進行する©潜伏期

発生試験片の応力集中部近傍の応力分布を解析した

間ªの挙動を考察するため図 2 に示した応力集中部

結果の例を図 15 に示す．き裂の発生は確認されなを模擬した試験片を用いてき裂発生試験を実施中でい．しかし，解析結果から高い応力が予想される部ある．この内冷間加工した炭素鋼について約 8,000

位で約 1.5mm 深さまで粒界ボイドの成長が確認さ時間大気中で試験後のき裂先端部の詳細観察を行いれる．ボイドは引張り応力方向と垂直の方向に成長

図 13 炭素鋼の SCC 先端でのき裂核生成挙動（30％ CW 炭素鋼，340℃脱気純水（4ppm DH, 600h））

図 14 き裂発生前の核生成挙動（30％ CW 炭素鋼，360℃大気中（8,033h））

108

図 15

き裂発生試験片の応力分布解析例（20％ CW316, 30 MPam1/2）

している．このボイドの存在は応力集中部においてき裂が顕在化する前の©潜伏期間ª中のき裂の核生成挙動を考察する上で極めて重要な知見である．今後軽水炉環境での長時間運転後の SCC 発生挙動の評
価には寿命の大半を占める潜伏期間中の固体内の物
質移動現象を TT690 やステンレス鋼などの主要構
成材料についても詳細に考察出来る基礎研究が必要
である．

3.4

IGSCC の発生および進展の核生成メカニズム

前節までに記した検討結果をもとに考察したき裂の核生成とそれに続くき裂発生および進展機構を概念的に纏めたものを図 16 に示す．冷間加工により導入された過剰空孔が応力勾配を駆動力として同じく

図 16

冷間加工により導入された転位上を拡散し粒界に集応力集中部でのき裂の核生成挙動

積する．空孔の集積と共に粒界の結合力は低下しその値が応力集中部の応力を下回ると粒界でき裂が発生および進展する．冷間加工により固体内に過剰空孔が導入される現象については高村らによる報告例(68)があり実験結果をもとに(3)式が提案されている．
nCv＝ ηε(3)

Cv：空孔濃度，η：定数，ε：加工歪，n：定数

る．
Dapp.＝ Ddg ＋ DL(1-g）(4)

Dapp.：見かけの拡散係数，Dd：転位拡散係数，
DL：格子拡散係数
g：全拡散時間の内転位芯の周りの高速拡散路に滞在する平均時間

また，冷間加工による転位密度の増加と共に見か

一方，拡散は本来化学ポテンシャル勾配を駆動力

けの拡散速度が速くなることを示す概念は Hart らとして移動する現象として知られており(5)式で定義

により報告 (69)(70) されており(4)式が提案されてい

される．

109

J ＝ M（∂μ/∂x），D ＝ MRT(5)

J：拡 散 流 束，M：移 動 度，μ：化 学 ポ テ ン シ ャ

で IGSCC が進展する．
(３) 冷間加工した 316 鋼，TT690，MA600，および炭素鋼は大気中で高温水中の IGSCC の核とル，R：定数，T：絶対温度
ここで，移動原子が電荷を持たない場合で，且つなり得る粒界き裂が進展する．

体積（V）が一定の場合化学ポテンシャルは(6)式で(４) IGSCC および大気中クリープ進展速度は単調与えられる．その結果，定常状態での拡散流束は(5)なアレニウス型の温度依存性を示し，何らかの式と(6)式から(7)式で与えられる．

熱活性化反応がき裂進展速度を律速しているこDμ ＝Σ μjd（fjCj）− SdT ＋ Vdσ(6)

fj：j 原子のフガシチー，Cj：j 原子濃度，S：エン(５) 冷間加工炭素鋼の IGSCC およびクリープき裂
先端でき裂の核生成を示唆する空孔の集積が確

トロピー，σ：応力2J ＝ D｛（dC/dx）＋ CQ/RT （dT/dx）− Ω /RT（dσ/dx）｝とを示した．

(7)

Q：輸送熱，Ω：空孔体積

認 さ れ た．こ の 結 果 は 高 温 水 中 で 進 行 す る
IGSCC と大気中で進行するクリープに共通した進展機構の関与を示している．

(7)式から，熱力学原理からは拡散は濃度勾配，温(６) き裂発生試験の結果，応力集中部先端にき裂の度勾配，および応力勾配を駆動力として移動する事

核生成を示す空孔の集積が確認された．この結象である．しかし，濃度勾配以外の駆動力下で固体

果は，SCC が顕在化するまでの時間の大部分

中の拡散が進行することを実験的に検証した研究例を占める©潜伏期間ªに固体内で物質移動が進は極めて少ない．Zr，Ti，および Nb 合金中の水素行していることを示している．

が温度勾配下で移動する熱拡散および Zr 合金中の(７) 原子半径の大きな置換型原子でも応力勾配を駆

水素が応力勾配下で移動することを示した実験結果

動力とする拡散が進行することを示す結果が得の報告(71)〜(78)に限られる．さらに上記の実験結果はられた．この結果は軽水炉での長時間運転後の原子半径の小さい侵入型原子（水素）についての研SCC の発生を考察する上で重要な知見である．

究であり，原子半径の大きい置換型原子が濃度勾配(８) 得られた結果をもとに冷間加工誘起空孔の粒界以外の駆動力下で拡散することを実験的に示した報への拡散にもとずく高温水中での IGSCC 発生

告例は現在まで見当たらない．一方前節に記載したおよび進展の核生成モデルを考察した．

応力集中部で応力と垂直の方向に空孔の集積が進行していることを示す実験結果は，置換型原子と類似

謝辞の寸法を持つ空孔が応力勾配を駆動力として固体内を拡散することを示している．このことは，水素な研究の遂行にあたって有意義な議論と情報の提供

ど浸入型原子に比べ拡散速度は遅いが，原子半径のを戴いた Roger W. Staehle 教授に感謝致します．ま

大きな置換型原子でも濃度勾配以外の駆動力で拡散た実験の遂行に当たっては関電プラント（株）の村が固体内で進行することを示している．この挙動は

上公治，平尾充司各氏の全面的な協力を得ました．

冷間加工などにより転位が過剰に導入され低温でもここに記して感謝を表します．

拡散が加速される可能性のある材料が構造材として用いられる場合には，軽水炉運転温度で長時間運転

文献

後の SCC 発生を検討する上で重要な知見である．軽水炉運転温度での定量的な考察には今後詳細な検討(１) J.S.Armijo, Corrosion, 24, p.319 (1968).

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