INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-10139

冷間加工炭素鋼の高温水中応力腐食割れに及ぼすキャビティ生成の役割―その 1：き裂進展試験からの検討―
Role of cavity formation in SCC of cold worked carbon steel inhigh-temperature water―Part 1: Study of crack growth behavior―青木

政徳 (Masanori Aoki)＊山田

卓陽 (Takuyo Yamada)＊

宮本

友樹 (Tomoki Miyamoto)＊

有岡

孝司 (Koji Arioka)＊

要約 冷間加工炭素鋼の高温水中応力腐食割れに及ぼすキャビティ生成の役割を検討するため，
その 1 では 20% および 30% の冷間加工を加えた炭素鋼材（STPT42）を用いて脱気高温水中（280〜360˚C）および大気中（270〜380˚C）での SCC およびクリープき裂進展挙動を調査した．
その 2 では高温水中および大気中のき裂発生挙動を調査した．
き裂進展試験では SCC およびクリープき裂共に全ての試験片でき裂の進展が確認され，き裂進
展速度は SCC の方がクリープき裂より 10 倍程度速かった．また，両者の破面は類似の粒界割れの様相を呈し，き裂先端周辺部の粒界上に微細なき裂やキャビティが確認された．SCC およびクリープの各き裂進展速度とキャビティ生成速度との相関から，SCC，クリープき裂はともに同じ
キャビティ生成機構で進展したと考えられる．試験片が試験中に吸収した水素量は SCC 試験片の特にき裂表面部で多かったことから，き裂表面で起きる水の還元反応によって生じた大量の水素で超多量空孔生成（Super Abundant Vacancies, SAV）現象が引き起こされ，キャビティ生成速度が加速された可能性がある．
キーワード

炭素鋼，冷間加工，SCC，粒界型応力腐食割れ，クリープ，き裂進展速度，超多量空孔生成

Abstract
To consider the role of cavity formation in stress corrosion cracking (SCC) of cold
worked (CW) carbon steel in high-temperature water, SCC and creep growth (part 1) andinitiation (part 2) tests were performed. Specimens of 20% and 30% CW carbon steel were
subjected to SCC growth tests (280-360˚C) in hydrogenated pure water and to creep cracking
growth tests (270-380˚C) in air with the part 1.
Crack growth was observed in all crack growth tests and the SCC growth rate was 10 times
faster than the creep cracking growth rate. Both SCC and creep crack fractures seemed to have
similar intergranular-like morphologies, and numerous cavities were observed on the peripheryof both kind of cracks tips. Excellent correlations were seen between the rate of cavity formationand the growth of both crack types. Both SCC and creep crack seemed to grow by the cavity
formation mechanism. By thermal desorption spectrometry (TDS)measurements, much moreabsorbed hydrogen was observed near the SCC fracture surface. This might indicate that cavity
formation on the fracture surface in water was enhanced by super abundant vacancies (SAV)
which ware caused by much more absorbed hydrogen being produced by the reduction of water.
Keywords

Carbon steel: Cold work: Inter-granular stress corrosion cracking: Creep: SCC growth rate:
Super abundant vacancies.

1.

緒言

発生した(1)〜(3)．割れた部位は強い冷間加工を受けた部位（70 度冷間曲げ部）で，内面と外面からき裂が近年カナダの Point Lepreau 発電所（加圧重水炉確認された．これらはそれぞれ SCC と低温クリープ（Pressurized Heavy Water Reactor, PHWR）におい

割れであるとされている．この部位の運転中の温度はて，炉心冷却系給水管の冷間曲げ加工部位で炭素鋼の約 310˚C，系統の水質は水素添加された脱気環境であ

応力腐食割れ（Stress Corrosion Cracking, SCC）がった．

＊(株)原子力安全システム研究所

技術システム研究所

140

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-10

炭素鋼の高温水中での SCC 発生および進展挙動によびき裂進展挙動とその機構に関する基礎的検討につ関する報告は，BWR 環境での電位依存性および不純いて報告する．

物（SO4，Cl）の影響による報告例はある(4)〜(21)が，脱気環境下の冷間加工材での検討例はない．また，炭

2.

試験方法

2.1

試験材

素鋼のクリープについては 400˚C 以上での報告がほとんどであり，このような低温でのデータは 360˚C での冷間加工（Cold Work, CW）炭素鋼で粒界クリープ
割れが発生した報告例 (22) がある程度で，300˚C 前後

工業的に汎用されている炭素鋼（JIS STPT42）をの例はほとんどない．しかしながら，上述のように試験材として用いた．炭素鋼試験材（板）は，大気中

PHWR の事例では冷間加工を受けた炭素鋼で従来ので 0.5 時間 900℃で熱処理し空冷した．試験材の冷間想定よりも低い温度で SCC やクリープの割れが発生

加工は室温で 1 方向圧延により行い，厚みが 20％減しており，PWR だけでなく PHWR や BWR のようおよび 30％減となるようにした．材料の化学組成おな特に冷間加工材を使用したプラントにおける長期間

よび機械特性を表 1 および表 2 に示す．

運転後の配管や機器の信頼性評価のためにも，軽水炉

2.2

環境における炭素鋼のき裂発生に関する詳細な研究が試験片加工必要である．有岡らは冷間加工炭素鋼を用い，高温の水中および大気中でのき裂進展挙動を調査し，き裂進

試 験 片 は ASTM（American Society for Testing

展がキャビティ生成によることを報告した (23)･(24)．

and Materials，米国材料試験協会）（E399）(25) にて

今回，冷間加工炭素鋼を用いたき裂進展試験の結果お標準化された図 1 のような 12.5mm 厚の 0.5T の CT

表1
STPT42

C
0.19

Si
0.19

Mn
0.62

P
0.011

試験材の化学組成（wt%)
S
0.005

表2
冷間加工
(%)
0
20
30
20
30

温度
室温

320℃

12.5

Ni
0.02

Cr
0.04

Mo
0.01

Cu
0.01

Al
−

試験材の機械特性

0.2% 耐力
(MPa)
295
514
545
458
463

引張強さ
(MPa)
453
561
594
520
532

伸び
(%)
36
17
14
16
18

硬さ
(HV1kg)
141
196
220
−
−

31.2
25

 Ǿ 䊥䊷䊙

∋ഭ੍䈐ⵚ

2

30

13.7

('0䊉䉾䉼
1.5 2.0

5  

7.5

図1

Ti
−

0.5T CT 試験片寸法（単位：mm)
図2

CT 試験片採取方位

Fe
Bal.

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-10

試験片として試験材から切り出し，機械加工した．こ

2.4

141

クリープき裂進展試験

れらの試験片にサイドグルーブ加工は施していない．
試験片は図 2 のように圧延方向とき裂進展方向が平行

クリープき裂が定荷重，軽水炉運転温度環境下で進な向きとなるよう T-L 方向とした．試験片の放電加展するかどうか，冷間加工された材料の高温水中での工 に よ る 切 り 欠 き（ノ ッ チ）部 の 先 端 に は 応 力 比

SCC の成長や発生に対しクリープがどのような役目（R=Kmin /Kmax）を 0.1，くり返し周波数を 8Hz にてを果たしているかを確かめることを目的として，クリ

約 2mm の疲労予き裂を導入した．

ープき裂進展試験を大気中で温度範囲 270〜380˚C，定荷重にて行った．全てのクリープき裂進展試験は2.3 SCC き裂進展試験

SCC 進展試験と同じ T-L 方位の 0.5T CT 試験片を使用した．初期応力条件は 40MPa m とし，試験期間

試験装置は図 3 に示したような循環ループ付腐食試は最大で 8000 時間程度実施した．

験装置を用いた．試験は脱気純水および水素添加した

さらに，高純度アルゴンガス（99.99%）中や水素

純 水（45cc STP H2 /kg H2 O）中 で，温 度 範 囲 を

ガス中の試験も 360˚C，定荷重条件にて実施し，酸素

280〜360˚C，試験期間を 400〜3500 時間程度で行っガスや水素ガスの及ぼすき裂進展への影響を調べた．

た．初期の K 値は 30MPa  m とし定荷重条件で行っこの試験は外気が遮断されたステンレス製容器の中でた．試験片と荷重用ピンの絶縁にはジルコニアのスリ行った．試験は定荷重条件で，初めの 567 時間をアルーブ管を用いた．電気伝導率はイオン交換樹脂によりゴンガス環境下とし，次に水素ガスに切り替えた後試験期間中 0.1μS/cm 未満に維持した．水素濃度につ750 時間さらに継続した．

いては，貯蔵タンク内の溶液へ水素をバブリングし，

破面解析は SEM を用いて粒界クリープ割れの有無

タンク出口でモニタリングしながら調整した．酸素濃を確認し，き裂の深さを測定した．き裂進展速度を式

度もタンク出口で測定した．試験終了後，走査型電子(2)により算出した．

顕微鏡（Scanning Electron Microscopy, SEM）にて破面解析を行い，き裂の形態や SCC の深さを調査しクリープき裂進展速度（mm/s）

た．SCC き裂進展速度は式(1)により求めた．

= 最大クリープき裂深度（mm）/試験時間（s）
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀(2)

SCC き裂進展速度（mm/s）= 最大 SCC 深度（mm）/試験時間（s） ㌀
㌀
㌀
㌀
㌀(1)

2.5

キャビティの観察

き裂断面の SEM 観察により，き裂先端部から先の領域に微細なき裂が発生しているかどうか確認した．
さらに，き裂進展におけるキャビティ生成の役割を定量化する目的でキャビティの分布密度を測定した．
ま ず，キ ャ ビ テ ィ の 生 成 を 試 験 片 の き 裂 断 面 のSEM 観察により確認した．さらに，様々な観察位置に お け る キ ャ ビ テ ィ 分 布 密 度 を 定量 化 す る ため，
SEM 写真の画像処理によってキャビティ領域面積（Sc）を計測した．それぞれの場所でのキャビティ分
布密度を求めるためキャビティ密度を式(3)により算
図3

循環ループ付腐食試験装置概略図出した．

キャビティ密度 =

S
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀(3)
S

S：画像処理にて測定したキャビティ領域面積
S：画像測定面積（40μm × 57μm）

142

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-10

キャビティ密度は，き裂進展におけるキャビティ生成の速度で昇温し，真空系四極子質量分析装置により随の効果を定量的に検討するために水中と気中の各試験

時放出水素量を測定した．各温度における試料材料と片のき裂面からの距離に応じて測定した．

放出水素量のモル比（x=H/Fe）を求め，放出速度

また，式(4)に示したようなき裂の片面全域につい（dx/dT）を温度の関数として算出した．

てキャビティ密度を積分することで，き裂進展試験中に形成された全キャビティ量を求めた．
き裂進展中の全キャビティ量(μm2)
 

=

S

 S dxda㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀㌀(4)a：き裂深さ（mm）
x：き裂面からの距離（mm）
次に，式(5)のように全キャビティ量を試験時間で除して最終的にキャビティ生成速度（dSdt）を求めた．

3.

試験結果と考察3.1 SCC き裂進展速度の温度依存性
SCC き 裂 進 展 試 験 の 結 果，全 て の 温 度（280〜360˚C）で有意なき裂進展が確認され，粒界割れの様相を呈した破面が観察された．その代表例として 360˚C の結果を図 4 に示す．SCC き裂進展速度と温度（T）との相関を図 5 に示した．温度の上昇に伴い SCC き裂進展速度が増加しているが，310˚C 付近
で勾配が変化しており，低温側ではき裂進展速度の変化が緩やかであった．冷間加工の影響については，

キャビティ生成速度（μm2/h）=(き裂進展中の全キャビティ量)/試験時間（h）
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀
㌀(5)

20% 冷間加工材より 30% 冷間加工材の方がより速く進展した．また，水素添加した純水中と脱気のみの純水中では各 SCC き裂進展速度に有意な差は確認できな か っ た．こ の こ と か ら 添 加 し た 溶 存 水 素 濃 度 はき裂進展期間中のキャビティ生成速度を測定し，これをき裂進展速度結果と比較することにより，き裂進
展過程におけるキャビティ生成の効果を定量的に評価
した．

2.6

水素吸収量測定

水中と大気中でのキャビティ生成速度の差の原因を調べるために，試料表面で電気化学反応によって発生した水素を材料が吸収した量について SCC 進展試験
片と大気中クリープ進展試験片の各々で測定し，測定結果を比較した．
水素吸収量測定は昇温脱離ガス分析法（Thermal
Desorption Spectrometry, TDS）により行った．測定用試料にはき裂進展試験後の試験片から約 5 mm ×
5 mm × 0.1 mm の寸法で切り出したものを用い，き裂進展試験の期間中に試験片が吸収した水素量を測定した．切り出しに用いた試験片は 360˚C の水中および大気中でのき裂進展試験のもので，次の 3 箇所からそれぞれ切り出した．一つは SCC 破面の表面から，二つ目は SCC 破面から離れた位置となる CT 試験片の角から，三つ目は大気中のクリープ進展試験片からである．そして，各試料は室温から 830˚C まで 5˚C/min

図 4 CT 試験片開放後の SCC 破面（30 %CW 炭 素 鋼，水 素 添 加 純 水，360℃，425 時 間，
30MPa m )INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-10

143

SCC 進展機構にほとんど関与していないものと考え関与していると考えられる．さらに，図 5 で実験結果られる．

のデータと PHWR での実機データ(3)とを比較した．

き裂断面観察では，図 6 のように SCC き裂先端周

PHWR での平均 SCC き裂進展速度は，SCC 発生に要辺部にあるフェライト-パーライト相およびフェライする期間を 0 時間として考え，観測された SCC 深さ

ト-フェライト相の粒界に多数のキャビティが確認さを単純に管壁が貫通するまでの運転時間で除すことでれた．キャビティの存在は SCC き裂進展過程に強く算出した．その結果，PHWR 実機のき裂進展速度は
実験データよりも 10 倍速い結果となった．

᷷ᐲ (ºC)360

1.E-04

310

280

3.2

SCCㅴዷ⹜㛎

クリープき裂進展速度の温度依存性

SCCㅴዷㅦᐲ ( mm/ s )1.E-05ク リ ー プ き 裂 進 展 試 験 の 結 果，全 て の 温 度

1.E-06（270〜380˚C）で有意なクリープき裂進展が確認され1.E-07

た．クリープき裂破面の例として 360˚C の結果を図 7

20%CW(SCC, ⚐᳓)

1.E-0830%CW(SCC, ⚐᳓)に示す．ガス環境中で試験したにも関わらずき裂破面

20%CW(SCC, 4ppm DH)

1.E-0930%CW(SCC, 4ppm DH)

は SCC の場合と似た粒界割れの様相を呈していた．

PHWR ታᯏ䊂䊷䉺 (SCC)

1.E-100.00140.00150.00161/T(K

図50.0017-10.00180.0019)

冷間加工炭素鋼の SCC き裂進展試験の温度依存性

き裂断面観察では図 8 に示したように SCC のき裂と同様に，クリープき裂先端周辺部のフェライト-パ
ーライト相およびフェライト-フェライト相の粒界にも明瞭なキャビティが確認された．これらのキャビテ
ィは最も低い 270˚C においても確認された．クリープ
き裂の温度効果を図 9 に，文献データ(1)･(3)も併せて示 し た．文 献 の デ ー タ は Point Lepreau 発 電 所

図 6 SCC のき裂先端近傍断面 SEM 像（30%CW 炭素鋼，水素添加純水，340℃，600 時間)

図 7 CT 試験片開放後のクリープき裂破面(30%CW 炭素鋼，大気中，360℃，4001 時間，40 MPa m )144

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-10（PHWR）の給水配管の冷間加工を受けた部位から採取した試験片を用いて大気中で 33.5 MPaEQ \R(,m)
で試験した結果である．文献と実験データはよく似た
温度依存性を示した．また，大気中，アルゴンガス
中，水素ガス中でのそれぞれのき裂進展速度について，有意な差は見られなかった．
次に，SCC とクリープの各き裂進展度を図 10 にまとめた．SCC き裂進展速度はクリープ進展速度よりも速く，特に高温側で約 10 倍と顕著である．SCC で見られた進展速度の促進は電気化学的な反応，例えば水素による空孔拡散や転位などが関与している可能性がある．また，SCC およびクリープのき裂進展速度は共に温度の上昇に伴って増加している．
ᗘ (ºC)
360

1.E-04310

270

SCC + 䜽䝸䞊䝥 䛝⿣㐍ᒎヨ㦂䛝⿣㐍ᒎ㏿ᗘ ( mm / s )1.E-05
1.E-06
1.E-07
1.E-08
1.E-0920%CW(䜽䝸 䞊䝥, ኱Ẽ୰)
30%CW(䜽䝸 䞊䝥 , ኱Ẽ୰ )20%CW(SCC, ⣧Ỉ )30%CW(SCC, ⣧Ỉ)
20%CW((SCC, 4ppm DH)
30%CW(SCC, 4ppm DH)
PHWR ᐇᶵ䝕䞊䝍 (SCC)
PHWR ᐇᶵ䝕䞊䝍 (䜽䝸 䞊䝥 )1.E-10

図 8 クリープき裂の先端近傍断面 SEM 像（30%CW 炭素鋼，大気中，360℃，4001 時間)

0.00140.00150.00160.00170.00180.0019

1/T ( K-1 )

図 10

冷間加工炭素鋼の SCC およびクリープき裂進展
試験の温度依存性

3.3

キャビティの生成

ᗘ (ºC)
360

1.E-04310

270

䜽䝸䞊䝥䛝⿣㐍ᒎ㏿ᗘ ( mm / s )䜽䝸䞊䝥䛝⿣㐍ᒎヨ㦂
1.E-05
1.E-06図 6 および図 8 で示したように SCC およびクリー
プき裂共にき裂先端周辺部に微細なき裂やキャビティ

1.E-07
20%CW(䜽䝸䞊䝥, ኱Ẽ୰)

1.E-08が観察された．これらのき裂は共にフェライト-パー

30%CW(䜽䝸䞊䝥, ኱Ẽ୰)
30%CW (䜽䝸 䞊䝥, Ar୰)

1.E-09

ライトおよびフェライト-フェライト粒界に観察され30%CW (䜽䝸 䞊䝥, H2୰)Wright䜙Ⓨ⾲䝕䞊䝍

た．そして，空孔の濃縮の結果生成したと考えられる

PHWR ᐇᶵ䝕䞊䝍 (䜽䝸 䞊䝥)

1.E-100.00140.00150.00160.00170.00180.0019-1

1/T (K )

図9

冷間加工炭素鋼のクリープき裂進展試験の温度依
存性

小さなキャビティがさらに結合しながらき裂が成長しているように見える．拡大観察の結果，き裂が十分に成長した部分のき裂表面には明らかな酸化が認められたが，まだき裂の一部とはなっていないキャビティの内面には酸化の痕跡はなかった．このことはキャビテ
ィがまだき裂本体とはつながっていないことを示している．すなわち，これらのキャビティはき裂の核としてき裂進展より先に生成していると考えられる．さらに，大気中 270˚C で 8033 時間の試験においても数は少ないもののキャビティが確認された．これらの実験

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-10

データから温度が高いほどキャビティの数も増えてい145

3.E-03-3
3.0x1030%CW Ⅳ⣲㗰 ኱Ẽ୰ ( 4,001 h )ると考えられることから，キャビティ生成速度は空孔の拡散のような熱的に活性化される過程に支配されて

3.4 キャビティ生成速度と SCC およびク
リープのき裂進展速度との相関㉳Ⅼ (a)
䜻䝱䝡䝔䜱ᐦᗘ ( Sc / S0 )いると考えられる．

-3
2.E-032.0x10୰㛫 (b)ඛ➃ (c)-3

1.E-03
1.0x10

SCC およびクリープのき裂付近におけるキャビティ密度について，分布調査位置を図 11 に，分布状況+00.0x100.E+00

結果を図 12 および図 13 に示す．これらのキャビティ

0

1

はき裂の先端が各部位（a，b，c）を通過する前に生成したものと考えられる．どの部置においても多数のキャビティがき裂側面近傍で観測され，き裂面ではキ

2

3

4

䛝⿣㠃䛛䜙䛾㊥㞳 ( mm )図 13

クリープき裂進展試験片のキャビティ分布状況（30%CW 炭素鋼，360℃，4001 時間)

ャビティ密度が 1 × 10−3〜2.5 × 10−3 であり，き裂面から離れるに従って密度は減少した．

全てのキャビティは粒界上に発生していることか
ら，粒界の結合強度はキャビティ密度の上昇に伴い弱くなっていくと考えられる．そして，冷間加工炭素鋼の SCC やクリープ割れを引き起こす限界強度を下回ったときに粒界割れが進展すると考えられる．したがって，この致命的な限界キャビティ密度が SCC もク
リープも 1 × 10−3〜2.5 × 10−3 の値であると考えられる．一方，試験時間は SCC が 425 時間に対してク
リープき裂は 4001 時間であることから，大気中よりも水中での方がキャビティの生成が 10 倍も速いことになる．
そこで式(5)から求めたキャビティ生成速度を SCC
20 / 30%CW Carbon Steel

キャビティ密度の分布調査位置

1.E-04-4
1.0x10䛝⿣㐍ᒎ㏿ᗘ ( mm / s )

図 11

-3
3.E-033.0x1030%CW Ⅳ⣲㗰 Ỉ୰ ( 425 h )䜻䝱䝡䝔䜱ᐦᗘ ( Sc / S0 )

㉳Ⅼ (a)-3୰㛫 (b)

2.E-032.0x10ඛ➃ (c)

1.E-06-6
1.0x10

1.E-08-8
1.0x10SCC ( 30%CW )SCC ( 20%CW )Creep ( 30%CW )Creep ( 20%CW )-3

1.0x10
1.E-03-10
1.E-101.0x101.E-14-14
1.0x101.E-12-12
1.0x101.E-10-10
1.0x10

1.E-08-8
1.0x10+0
0.E+000.0x10

0

1

2

3

4

䜻䝱䝡䝔䜱⏕ᡂ㏿ᗘ ( dSc / dt )䛝⿣㠃䛛䜙䛾㊥㞳 ( mm )図 12

SCC き裂進展試験片のキャビティ分布状況(30%CW 炭素鋼，360℃，425 時間)

図 14

各き裂進展速度とキャビティ生成速度の相関（炭素鋼，360℃)

146

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-10

およびクリープき裂進展速度と比較した．その結果，

告例(24)〜(29)がある．また，それらのデータによれば，

図 14 に示したようにキャビティ生成速度と各き裂進

空孔濃度の上昇は水が表面で還元され水素を生成する

展速度との相関はほぼ同一であり，極めて高い相関で結果であろうと考えられている．したがって，冷間加あった．この結果は，冷間加工した炭素鋼のき裂進展工した炭素鋼においても，水から生成した水素の吸収速度が，脱気高温水中の SCC やクリープ割れを引きによって空孔拡散が大気中で試験したときに比べて高起こす粒界上におけるキャビティ生成速度に強く支配められている可能性がある．特にき裂面においては，されていることを示唆している．

き裂が進展した直後には新しいき裂面として露出する
内部金属の電位と進展前から露出していた酸化皮膜の3.5 SCC およびクリープき裂進展試験中における水素吸収量

電位とに大きな電位差を生じるため，一時的に急激な還元反応が進むこととなり，大量の水素が発生していると考えられる．この大量の水素によって空孔が大量

TDS 測定の結果を図 15 に示す．昇温温度に対するに導入された可能性があると考えられる．

水素脱離率（単位温度変化当たりの水素放出量）を示したものであり，これから 2 つの重要な結果が得られ

4.

まとめ

た．一つはクリープ試験片（大気中）より SCC 試験片（水中）の方がより多くの水素を吸収していたこと

20% および 30% 冷間加工炭素鋼について，定荷重であり，特にき裂表面での吸収量が著しく多かった．

条件で，280〜360˚C の範囲で溶存水素の有無に係わ二つ目は SCC 面の試料からは 330˚C と 510˚C 付近のらず脱気純水中で SCC が進展することを確認した．

高温領域に水素の放出ピークが確認されたことであまた，同様に，270〜380˚C の範囲で大気中でクリーる．これらのことは SCC 試験片表面（特にき裂面近

プ割れが進展することを確認した．SCC もクリープ

傍）では空孔のような場所に多量の水素が強固に閉じ割れも温度の上昇に伴い進展速度の増加傾向が確認さ込められていたことを示している．以上のことから，

れ，SCC 進展速度はクリープき裂進展速度に比べてキャビティ生成速度の促進は，水環境で発生した大量

約 10 倍速かった．また，これらのき裂破面は SCC，の水素が金属に強固に取り込まれることが関与していクリープともによく似た粒界割れの様相を呈した．

ることを示唆している．水中でキャビティ生成が加速されることを考えると，空孔の拡散係数のような熱力

SCC およびクリープのき裂断面観察では，それぞ学的定数が大気中より水中の方がより大きいと考えら

れのき裂先端部付近の粒界上にキャビティが観察されれる．これまでに様々な金属について，水素によってた．キャビティはき裂が進展するより前に生成してお大量の空孔が導入され，格子拡散が増加するなどの報り，空孔の濃縮によって生成し，これらが集合することでき裂進展の核となっていると考えられる．
SCC およびクリープの各き裂進展速度とキャビテ
ィ生成速度はともに同一の極めて高い相関を示した．
このことから，それぞれのき裂の進展速度が粒界上のキャビティ生成速度に支配されていると考えられる．
すなわち，冷間加工された炭素鋼の SCC やクリープ
割れはキャビティの集積によって引き起こされると考えられる．
同じ温度では大気中より水中の方が 10 倍速くキャ
ビティが生成された．また水中での試験片き裂表面に多くの水素が取り込まれていたことを確認した．これ

図 15

各き裂進展試験片の TDS 測定結果（炭素鋼，360℃)

らのことから，き裂面で水の還元によって生じた水素が大量に吸収されたことで新たな空孔が生成し拡散速度が高められていることが示唆された．

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-10

147

Press. Vessels Pip. 34(1988) 119.

謝辞（10）P. M. Scott, D. R. Tice, Nucl. Eng. Des. 119(1990) 399.

TDS 測定では兵庫県立大学

福室直樹

助教にご

（11）J. Heldt, H. P. Seifert, “Stress Corrosion

協力いただき，深く感謝し御礼申し上げます．また関Cracking of Reactor Pressure Vessel Steels

係された方々ならびに本研究の遂行にご協力いただい

Under Boiling Water Reactor Condition”, Proc.

た（株）原子力安全システム研究所

材料グループの9th Int. Symp. on Environmental Degradation

村上公治氏，平尾充司氏，高瀬亮人氏に感謝し，このof Materials in Nuclear Power Systems̶Water

場を借りて謝意を表します．

Reactors, eds. S. Bruemmer, P. Ford, G.S.
Was (Warrendale, PA: The Minerals, Metals,

文献and Materials Society [TMS], 1999), 901.
（12）J. Hickling, “Strain-Induced Corrosion Crack-（１）M. Wright, P. Poruks, S. Liu, “Role of Colding of Low Alloy Steels Under BWR Conditions:

Work in CANDU Feeder Cracking”, Proc. 2007

Are There Still Open Issues,” Proc. 10th Int.

AECL/COG/EPRI Workshop on Cold Work in

Symp. on Environmental Degradation of Mate-Iron- and Nickel-Based Alloys Exposed to Highrials in Nuclear Power Systems̶Water Reac-

Temperature Water Environments, Toronto,

tor, P. Ford, G.S. Was, Chairs (Houston, TX:

Canada, (2007).

NACE International, 2001).

（２）M. Wright, “Crack Initiation and Early Stages（13）H. Hanninen, Y. Y. Yagodzinskyy, O.

of Crack Growth in CANDU Feeder Pipes”, The

Tarasenko, H. P. Seifert, U. Ehrnsten, P.

SCC Initiation Workshop, Beaune, France,

Aaltonen, “Effect of Dynamic Strain Aging on(2008).

Environment- Assisted Cracking of Low Alloy（３）J. P. Slade, T. S. Gendron, “Flow Accelerated

Pressure Vessel and Piping Steels”, Proc. 10th

Corrosion and Cracking of Carbon Steel Piping

Int. Symp. on Environmental Degradation of

in Primary Water-Operating Experience at theMaterials in Nuclear Power Systems̶Water

Point LePreau Generating Station”, Proc. 12th

Reactor, P. Ford, G.S. Was, Chairs (Houston,Int. Symp. on Environmental Degradation of

TX; NACE, 2001).

Materials in Nuclear Power Systems ‒ Water（14）S. Ritter, H. P. Seifert, “Stress Corrosion

Reactors Water Reactors. Eds. L. Nelson, P

Cracking Behavior of Low Alloy Reactor Press-

King, T Allen, (Warreendle, PA.TMS2011).

ure Vessel Steels and of a Weld Material Under（４）H. Choi, F. H. Beck, Z. Szklarska-Smialows-

Simulated

BWR

Environment”,

Corro-

ka, D. D. Macdonald, Corrosion, 38 (1982)

sion/2003, paper no. 03664 (Houston, TX:

136.

NACE, 2003).

（５）J. Kuniya, I. Masaoka, R. Sasaki, H. Itoh, T.

（15）H. P. Seifert, S. Ritter, J. Hickling, “Environ-Okazaki, Trans. ASME 107 (1985) 430.

mentally Assisted Cracking of Low-Alloy RPV（６）M.O. Speidel, “Stress Corrosion Cracking ofand Piping Steels Under LWR Conditions” ,Steam Turbine Steels̶An Overview,” Proc.

Proc. 11th Int. Symp. on Environmental

2nd Int. Symp. on Environmental Degradation

Degradation of Materials in Nuclear Powerof Materials in Nuclear Power Systems̶Water

Systems̶Water Reactors, G.S. Was, Chair

Reactor, D. Cubicciotti, Chair (La Grange(La Grange Park, IL: American Nuclear Socie-

Park, IL: American Nuclear Society, 1985) ,ty, 2003).

267.

（16）A. Roth, B. Devrient, D. Gomez-Briceno, J.

（７）J. Hickling, Nucl. Eng. Des. 91 (1986) 305.

Lapena, M. Ernestova, M. Zamboch, U.

（８）M. O. Speidel, J. Mater. Eng. 9 (1987) 157.

Ehrnsten, J. Fohl, T. Weissenberg, H. P.

（９）M. O. Speidel, R. M. Magdowski, Int. J.

Seifert, S. Ritter, “The Effect of Transition on

148

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-10

the Crack Growth Behavior of Low Alloy Steels

Aoki, “Role of Cavity Formation in Crackfor Pressure Boundary Components under Light

Initiation of Cold-Worked Carbon Steel in

Water Reactor Operating Conditions,” Proc.

High-Temperature Water,” Corrosion. 69 No.5

12th Int. Symp. on Environmental Degradation(2013) 487-496.

of Materials in Nuclear Power Systems̶Water（25）ASTM E 399-90 (Reapproved 1997), 15-17.

Reactors, eds. L. Nelson, P. King, T. Allen（26）Y. Yamazaki, Y. Iijima, M. Okada, Acta

(Warrendale, PA: TMS, 2005).

Mater. 52 (2004) 1247.

（17）H.P. Seifert, S. Ritter, “Mitigation Effect of（27）T. Iida, Y. Yamazaki, T. Kobayashi, Y.

Hydrogen Water Chemistry on Stress Corrosion

Iijima, Y. Fukai, Acta Mater. 53 (2005) 3083.

and Low Frequency Corrosion Fatigue Crack（28）Y. Fukai, N. Okuma, J. Appl. Phys. 32

Growth in Low Alloy Steels,” Proc. 12th Int.
Symp. on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems̶Water Reactors, eds. L. Nelson, P. King, T. Allen(Warrendale, PA: TMS, 2005).

(1993) 1256.
（29）Y. Fukai, M. Yamakata, T. Yagi, Z. Phys.
Chem. 179 (1993) 119.
（30）Y. Fukai, N. Okuma, Phys. Rev. Lett. 73(1994) 1640.

（18）H.P. Seifert, S. Ritter, “Effect of Corrosion（31）H. K. Birnbaum, C. Buckley, F. Zeides, E.

Potential on Corrosion Fatigue Crack Growth ofSirois, P. Rozenak, S. Spooner, J.S. Lin, J.

Low Alloy Steels in High Temperature Water,”Alloys Compd. 253-254 (1997) 260.

Proc. 13th Int. Symp. on Environmental
Degradation of Materials in Nuclear Power
Systems̶Water Reactors, P. King, T. Allen,
Chairs (Toronto, ON, Canada: Canadian Nuclear Society, 2007).
（19）A. Roth, J. Hickling, “Crack Initiation Due toEnvironmentally Assisted Cracking in Carbon
and Low Alloy Steels Exposed to High Temperature Water,” Proc. 13th Int. Symp. on
Environmental Degradation of Materials in
Nuclear Power Systems̶Water Reactors, P.
King, T. Allen, Chairs, (Toronto, ON,
Canada: Canadian Nuclear Society, 2007).
（20）H. P. Seifert, S. Ritter, J. Nucl. Mater. 372(2008) 114.
（21）H. P. Seifert, S. Ritter, J. Nucl. Mater. 378(2008) 312.
（22）D. J. Lees, M. J. Siverns, Proc. Conf. on
Tolerance of Flaws in Pressurized Components(London, U.K.: Institution of Mechanical Engineers, 1978), 193.
（23） K. Arioka, T. Miyamoto, T. Yamada, T.
Terachi, “Formation of Cavities Prior to Crack
Initiation and Growth on Cold-Worked Carbon
Steel in High-Temperature Water,” Corrosion.
66 No.1 (2010) 015008.
（24） K. Arioka, T. Miyamoto, T. Yamada, M.