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SUS630 の高温水中 SCC 挙動に及ぼす長時間熱時効の影響
The effect of long-term thermal aging on SCC of SUS630 in high-temperature water
山田

卓陽（Takuyo Yamada）＊1

寺地

岡本

マキエ（Makie Okamoto）＊3

有岡巧（Takumi Terachi）＊2
孝司（Koji Arioka）＊1

要約
SUS630 の PWR1 次冷却材模擬水中の SCC 挙動については，熱時効の影響がない場合，比較的高靱性の H1100 と H1150 は，試験温度 290℃以下であれば高応力（K=30 MPa √ m）条件であっても SCC 進展は生じないが，400℃と 350℃で 10,000 時間までの熱時効により硬化し，SCC進展を生じるようになり，時間とともに SCC 進展速度が増加することをこれまでの研究で明らかにした．本研究では，長時間熱時効および温度の影響を調べることを目的に，より低温の 320℃を加えて，20,000 時間までの熱時効材について SCC 進展を調べ，またその硬化因子である Cu-rich
相の析出，G 相の生成，スピノーダル分解と熱時効硬化，SCC 挙動の関係について検討した． 
その結果，比較的高靱性の H1100 と H1150 は，320℃ 10,000 時間以上の長時間の熱時効により硬化し，また SCC 進展速度は増加し始める．この熱時効硬化は，主として熱時効により生成した数
nm サイズの Cu-rich 相と隣接して生成する G 相によるものと考えられた．スピノーダル分解は，
この熱時効条件では顕著ではなく，硬さおよび SCC 進展への寄与は少ないことが示唆された．
キーワード

SUS630，17-4PH ステンレス鋼，熱時効，高温水中応力腐食割れ（SCC），SCC 進展速度，
軽水炉

Abstract
According to our previous report, in unaged H1100 and H1150（better toughness
and lower hardness materials）,no SCC growth was observed in simulated PWR primary waterat 290℃, which contained 500 ppm B, 2 ppm Li, and dissolved hydrogen（30cc STP H2/kgH2O）, even for the high applied stress condition（K=30 MPa m1/2）. On the other hand, afterthermal aging at 350 and 400℃ for up to 10,000h of H1100 and H1150, the SCC growth rate andthe hardness increased with aging. This study was investigated about the effect of long-term
thermal aging and aging temperature on SCC of SUS630 in high-temperature water using alower aging temperature of 320℃ for time periods up to 20,000h. The microstructural changes
with aging, such as Cu-rich phase, G phase and Spinodal decomposition were also investigated.
And then, correlations between the microstructural changes, hardness and SCC behavior were
evaluated.
As a result, after thermal aging at 320℃ from 10,000h of H1100 and H1150, it is confirmedthat the SCC growth rate and the hardness significantly increased with aging. In the caseof H1150（320℃ x 10,000h）material, the fine Cu-rich phase and G phase were confirmed byatom probe tomography analysis. And the Spinodal decomposition was not significant was also
confirmed. These results suggested that the fine Cu-rich phase and G phase affected to the age
hardening and SCC behavior. On the other hand, Spinodal decomposition was not dominant forage hardening and SCC behavior in the case of H1150（320℃ x 10,000h）
material.
Keywords

SUS630, 17-4 PH stainless steel, thermal aging, stress corrosion cracking（SCC）
in high-temperature water, 
SCC growth rate, light water reactor

1. は
 じめに
SUS630（17-4 PH ステンレス鋼）は，基本成分＊ 1 （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 元（株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所

が 17%Cr-4%Ni-4%Cu のマルテンサイト系析出硬化型ステンレス鋼であり，1020 〜 1060℃の固溶化熱
処理後に析出硬化熱処理を施し，Cu-rich 相などの
現 関西電力（株）
現（株）神戸工業試験場

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微細な第２相粒子を析出させることで，高強度と高観察されず，良好な耐 SCC 性を示した（7）．しかし，硬度を得る材料である（1）．日本工業規格（Japanese

400℃と 350℃で 10,000 時間までの熱時効により硬Industrial Standards , JIS） で は 硬 度 を 重 視 す る

化し，SCC 進展を生じるようになり，時間ととも

H900 か ら 高 靱 性 を 重 視 す る H1150 ま で ４ 段 階 のに SCC 進展速度が増加すること，またその硬化は

析出硬化熱処理，即ち H900（470 〜 490℃ / 空冷），

数 nm サイズの微細な Cu-rich 相の析出，G 相の生H1025（540 〜 560 ℃ / 空 冷 ），H1075（570 〜 590 ℃

成，スピノーダル分解など複数の硬化因子によるこ/ 空冷），H1150（610 〜 630℃ / 空冷）が規定されて（9）．このように加速熱時効とについて報告した（8）いる（2）．海外の鉄鋼メーカ（AK-steel）では，こ条件による評価から，熱時効による硬化と SCC 進

れに加え H925，H1100 などさらに細かく規定され展速度の増加を確認したが，同材は複数の硬化因子（3）．この H900 〜 H1150 は析出硬化熱処理記により硬化することから，各々の析出物の硬化及号であり，例えば 1150 は熱処理温度の摂氏 621℃をび SCC への寄与については未だ不明確である．ス

華氏に換算した時の温度に相当する．この鋼種はピノーダル分解と G 相の析出は，ステンレス鋳鋼の耐食性と高強度を兼ね備えていることから，軽水

フェライト相においても報告されているが，それら炉においても高強度が求められる弁棒等に用いらの材料は 400℃で 10,000 時間を超える長時間熱時効れている．SUS630 の軽水炉での実機損傷事例につ後も，PWR １次冷却材模擬環境下で優れた耐 SCC

いて，Olender らがとりまとめた報告によると，析

性を示すことが報告されており（10），スピノーダル

出硬化熱処理条件によって応力腐食割れ（stress

分解と G 相の析出およびそれによる硬化が，単純にcorrosion cracking, SCC）の発生時期が異なること，

SCC 進展速度の増加因子とはならない場合がある．

推奨される析出硬化熱処理条件は，より靱性に有利

そこで本研究では，より低温，長時間（320℃，

ている

（4）

な H1050以上であることを報告している ．加えて，350℃，400℃で最長 20,000 時間まで）の熱時効材で熱時効により SCC 感受性が増加すること，どのよの SCC 進展試験を実施し，熱時効による硬さ変化

うな熱処理条件においても，推奨される使用温度はとの関連性を検討するとともに，ミクロ組織評価に

316℃以下であることなどを報告している．一般に，より各種硬化因子と SCC 挙動の関係について検討

硬化は SCC に関係するが，SUS630 は 300 〜 450 ℃した．

の温度で長期間時効すると硬化が生じる場合がある（5）．実験室における応力腐食割れ挙動評価について

は，Tsubota らが BWR（boiling water reactor）の酸素を含む環境（normal water chemistry, NWC）
条件で，SUS630 を含む様々な高強度ステンレス鋼

2. 実
 験方法
2.1 供
 試材

の SCC 感受性をすきま付定ひずみ曲げ（creviced

供試材は，市販の SUS630 で図１（b）に示すようbent beam, CBB）試験法により調査し，ビッカー

な直径 100 mm の棒鋼に 1038℃の固溶化熱処理後ス硬さ 340 以上で SCC 感受性が増加することを報

急冷の後，４種類の析出硬化熱処理 H900（500℃（6）．一方で，PWR（pressurized water

×７時間 / 空冷），H1025（550℃×７時間／空冷），

reactor）の１次冷却材環境下でこの鋼種の SCC 挙

H1100（600℃× 6.5 時間／空冷），H1150（620℃×動を報告した例はほとんどなく，また熱時効の SCC

６時間／空冷）を施した．H900 については，470 〜

に対する影響についてはよくわかっていない．

490℃／空冷の JIS 規格から 500℃／空冷の熱処理条告している

そ こ で 著 者 ら は PWR １ 次 冷 却 材 模 擬 水 中 の件へ変更した．H1025，H1150 については，JIS 規格

SUS630 の SCC 挙動について，長期間の熱時効によに規定されている析出硬化熱処理条件を満足した．

る影響評価に 2016 年頃から取り組んできた．これ

H1100 は JIS 規格にはないが，海外での使用実績（3）までの結果から，熱時効の影響がない場合，より高（4）硬度の H900 と H1025 は，試験温度 290℃と 320℃で，

析出硬化熱処理条件と機械試験結果を表２に示し

高応力（K=30 MPa √ m）条件下であれば，SCCた．全ての析出硬化熱処理条件で，強度は JIS ある

進展が確認された．一方で，比較的高靱性の H1100

いは海外規格を満足した．これらの４種類の析出硬と H1150 は，試験温度 290℃以下であれば，高応化熱処理材に熱時効処理を施し，硬化と SCC 挙動

力（K=30 MPa √ m）条件であっても SCC 進展がに及ぼす熱時効の影響を評価した．熱時効温度は，を考慮し選定した．供試材の化学組成を表１に，

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320℃，350℃と 400℃の３条件で最長 20,000 時間とした．これらの供試材から，図１（a）に示した 0.5 イ
ンチ厚さの CT（compact tension）試験片を，同図（c）に示した方位で採取し，SCC 進展試験に供した．
また，硬さ試験片は，同図（c）に示したように軸方
向断面で採取した．

図１
表１
C

Si

Mn

Spec.

≤ 0.07≤ 1.00≤ 1.00

分析値

0.05

0.26

0.84

析出硬化熱処理条件

供試材の化学組成（wt%）

P

S

Max 0.040 Max 0.030
0.034
表２

SUS630 素材寸法，CT 採取方位，硬さ方位

0.003

Cu

Ni

Cr

Nb

3.00-5.00

3.00-5.00

15.00-17.50

0.15-0.45

3.32

4.26

15.60

0.24

Fe
Bal.

供試材＊ 1 の機械的性質

試験温度 耐力（MPa） 引張強さ（MPa） 伸び（%） 絞り（%） 硬さHBW

硬さHV1

H900

500℃×７時間 , 空冷＊ 2

RT
RT
320℃

（1175）
1195
997（1310）
1333
1088

（10）
18
9

（40）
53
41

（375）
401

428

H1025

550℃×７時間 , 空冷

RT
RT
320℃

（1000）
1097
925（1070）
1134
974

（12）
19
12

（45）
58
50

（331）
352

384

H1100

600℃× 6.5 時間 , 空冷

RT
320℃

976
807

1041
854

21
13

60
57

331

349

H1150

620℃×６時間 , 空冷

RT
RT
320℃

（ 725）
1000
838（ 930）
1049
880

（16）
20
13

（50）
59
56

（277）
341

348

＊ 1 溶体化熱処理条件は，全て 1038℃ / 急冷
＊ 2 H900 は，470℃〜 490℃ / 空冷から 500℃×７時間 / 空冷へ変更（ ）内，JIS 規格値（全て下限値）

2.2

S CC 進展試験と試験後の評価

コープおよび走査型電子顕微鏡（scanning electron
microscopy, SEM）で破面観察し，破面形態と SCC

SCC 進展に及ぼす熱時効の影響評価には，比較進展深さを評価した．SCC 進展深さは，板厚方向

的高靱性材である H1100 および H1150 の熱時効材に 5 〜 10 点計測しその平均値とした．SCC 進展速
度 CGR（mm/sec） は，SCC 進 展 深 さ a（mm） をを用いた．
SCC 進展試験は標準的な PWR １次冷却材環境

試験時間 t（sec）で除して求めた．

を 模 擬 し 500 ppm B+2 ppm Li+30cc/kg-DH の 水

SCC 断面観察は，SEM 観察や電子線後方散乱回中で実施した．試験温度は 320℃とした．全ての荷折（electron back scattering diffraction, EBSD）

重条件は一定荷重とし，応力拡大係数の目標値は測定により評価した．EBSD 測定のステップサイズ

K=30MPa √ m とした．試験時間は 1,000h を目安とは，0.1 µm とした．SUS630 はマルテンサイト相として実施した．

微量のフェライト相およびオーステナイト相が含ま

SCC 進展試験終了後，酸化皮膜観察用に底面をれるが，α’ マルテンサイト相は炭素量によって bcc

約 1.6 mm 厚さで切断した．さらに SCC 断面観察用あるいは bct 構造になり（11），いずれも bcc フェライに断面を 3 mm 厚さで切断した．残りの試験片をト相と格子定数がほぼ同じであるため，EBSD では

大気中疲労試験機で開放し，デジタルマイクロス

分離が困難であった．そこで，EBSD 測定の解析相190

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はマルテンサイト相とオーステナイト相として計測差が大きくなり，1NN パラメータも大きくなるのした．本研究で使用した SUS630 は典型的なマルテで，これをスピノーダル分解の指標とした．

ンサイト相の組織を呈し，H900 と H1025 では 1% 未
満，H1100 と H1150 では数 % 〜 10％程度のオース
テナイト相を含む（7）．

2.3 硬
 さ
硬さに及ぼす熱時効の影響評価には，比較的高硬

3. 実
 験結果
3.1 S
 US630 の SCC 進展速度に
及ぼす熱時効の影響



図２に，H1150 の SCC 進展試験後の破面観察結果度である H900 および H1025，比較的高靱性材であを，320℃の熱時効時間毎に比較して示す．H1150

る H1100 および H1150 の４種類の熱時効材を用い（未時効）材は，疎らに SCC 破面が観察されるのみて比較した．

で，ほとんど SCC 進展は観察されなかった．320℃

硬さ試験片は，図１に示すように棒鋼の軸方向断で 3,000 時間の熱時効材では，疎らな SCC 破面が数面とした．析出硬化熱処理および熱時効による硬さ

か所確認され，320℃で 10,000 時間の熱時効材では変化は，ビッカース硬さ（試験荷重１㎏）で５点計

板厚方向に連続的に SCC 破面が観察された．320℃

測し平均値で評価した．

で 20,000 時間の熱時効材では，955h で破断に至り，

2.4 微
 細組織観察

破面全面が SCC 破面を呈した．これらの結果から，320℃の熱時効においても，SCC 進展速度は熱時効
時間につれて増加することが確認された．

熱時効による微細組織の評価は，H1150 熱時効

図３に，H1100 の SCC 進展試験後の破面観察結（320℃× 10,000 時間）材を主な対象として，アト果を，320℃の熱時効時間毎に比較して示す．320℃

ム プ ロ ー ブ（Atom probe tomography, APT） 分

で 3,000 時間の熱時効材では，疎らな SCC 破面が数

析 を 行 っ た．APT 測 定 に は， 米 国 Imago 社（ 現か所確認され，320℃で 10,000 時間の熱時効材では

CAMECA 社）製の局所電極型３次元アトムプロー

板厚方向に連続的に SCC 破面が観察された．320℃

ブ（LEAP 3000X HR） を 用 い た． 測 定 は， レ ー

で 20,000 時間の熱時効材では，10,000 時間と同程度

ザーパルスモードで行った．測定条件は，試料温度の SCC 破面が観察され，H1150 に比べて遅い SCC

35K，レーザー出力 0.2nJ，パルス周波数 200kHz で進展が観察された．

ある．収集したデータは，専用ソフトウェア上で

H1100 と H1150 の 320℃，350℃，400℃の熱時効

元素の種類を決定し，Fe，Cr，Cu，Ni，Mn，Si，材の SCC 進展速度を，熱時効時間に対してプロッ

Mo，P，Nb，C の３次元像形成処理（測定したデー

トしたものを図４に示す．H1100 と H1150 の SCC

タからアトムマップを再構築するコンピュータ処

進展速度は，熱時効時間が長くなるにつれて増加す理）を行った．なお，３次元像形成処理においては，る傾向が確認され，また熱時効温度が高いほど早期

アトムマップの z 方向長さを最適化するために，電に SCC 進展速度が増加する熱時効温度依存性が確

解蒸発場（Evaporation Field）= 28.0V/nm とアト

認された．

ムマップの伸縮係数（Image Compression Factor）

比較のため示した赤澤らの BWR 条件での H1075= 1.65 を用いた．スピノーダル分解の程度を定量的の SCC 進展速度（13） では，総じて本研究の SCC 進に調べるために，第一近接分布解析法（12）を用いて展速度よりも遅い傾向であった．彼らの結果は，熱Cr 濃度の分布解析を実施した．また，解析におい時効時間が短いものが多いこともあり，これらのて Cu あるいは Ni, Mn, Si のクラスタは除外した領差を試験温度の違い（本研究 320℃に対して 288℃）域で実施した．第一近接分布解析法では，Cr につを含む水質の差とみるには判断材料が少ない．これ

いて第一近接間距離計算して頻度分布を求め，ランについては今後の検証が望まれる．

ダム配置を仮定した分布と差をとった．第一近接分

本 研 究 に お け る 1.0 × 10-8 mm/sec 以 下 の SCC

布解析法ではこの差の積分値で 1NN（1st nearest

進展速度を示す材料条件では，SCC 破面が均一でneighbor）パラメータの値が定義される．スピノー

はなく疎らな SCC を呈したものである． 一方で，

ダル分解が進行すると，頻度分布とランダム分布のH1150 熱時効（320℃× 10,000 時間）材では，1.7 ×

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-9

191

10-7 mm/sec 程度の SCC 進展速度が得られ，SCC 破面も板厚方向に均一であった．H1150 熱時効（320℃
× 10,000 時間）材の SCC 断面観察結果を図５に示
した．図中
（a）
は光学顕微鏡による観察結果，（b）
はSEM/EBSD による逆曲点図（Inverse pore figure,IPF）とイメージクオリティ（Image quality, IQ）
を重ねて示した．図５（b）中黒く見える部分が SCC
亀裂で，SCC は主として旧オーステナイトの粒内を進展し，またマルテンサイト相のラス状組織に対しては，直交方向のものが多い傾向がある．また，
図５（a）の予亀裂は亀裂進展方向に対して直線的に進展しているが，SCC 亀裂では断続的に進展して

図４

H1100とH1150のSCC 進展速度と熱時効時間の関係⬅：H1150 熱時効（320℃× 10,000 時間）材

図５

 1150 熱時効（320℃× 10,000 時間）材の SCC 断面
H
観察結果（320℃ , 500ppm B + 2ppmLi+30cc/kgDH, K=30MPa √ m）

いた．これらの SCC 進展経路の特徴は，H1025（未時効）材の 270℃での SCC 断面観察結果（8） と類似していた．以上の結果から，
SCC 進展経路について，
明瞭な熱時効の影響は確認されなかった．

図２

320℃熱時効 H1150 の SCC 進展の熱時効時間による変化（320℃ , 500ppm B + 2ppm Li + 30cc/kgDH, K=30MPa √ m）

3.2 S
 US630 の硬さに及ぼす
熱時効の影響

図６に，硬さと熱時効時間の関係を示す．H900，
H1025，H1100，H1150 は，未時効の時点で H900 ＞
図3

3 20℃熱時効 H1100 の SCC 進展の熱時効時間による変化（320℃ , 500ppm B + 2ppm Li + 30cc/kg-DH,
K=30MPa √ m）

H1025 ＞ H1100 ＞ H1150 の順に硬くなった．その後の熱時効によりそれぞれ熱時効時間が長くなるにつれて硬化する傾向が確認され，また 400℃＞ 350℃

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192

＞ 320℃の順に早期に硬化し，熱時効温度依存性がて硬化している．したがって，H1150 熱時効（320℃

確認された．比較のため，Yrieix らの報告による

× 10,000 時間）材の SCC 進展速度の増加には，熱（5）H1100 の硬さ

（13）

，赤澤らの H1075 の硬さを同図

時効による微細組織変化や硬化が影響したことが示に示した．彼らの結果からも，熱時効による硬化の時間および熱時効温度依存性が確認され，類似の熱時効硬化が生じていることが示唆された．
図６（c）中矢印で示したように，明瞭な SCC 進展が認められ亀裂の詳細観察を行った H1150 熱時効

唆される．

3.3 H
 1150 熱時効（320℃×10,000 時間）材の微細組織（320℃× 10,000 時間）材では，硬さが HV1=384 で図 ７ に，H1150 の 熱 時 効（320 ℃ × 10,000 時 間 ）あり，H1150（未時効）材の硬さ HV1=348 に比べ材の APT 分析によるアトムマップを示す．まず，Cu, Ni, Mn, Si マップ中に代表例を矢印で示したよ
うに，Cu の濃縮した大きさの異なる２種類の微細析出物が観察された．一つ目は 10 〜 30nm 程度の比
較的大きな Cu-rich 相（図中１，２）であり，同じ位置に Ni と Mn の濃化が観察されるが，Si の濃化は観察されなかった．類似の析出物は H1150（未時効）材でも観察されたので，これらの析出相（以降PH Cu-rich 相と呼ぶ）は析出硬化熱処理によって生成したものと考えられる．２つ目は，Cu マップ
中で数 nm サイズの比較的小さな Cu-rich 相（図中３他，さらに微細なもの）である．この数 nm サイズの Cu-rich 相は，H1150（未時効）材では観察されていないため，320℃の熱時効によって新たに生成することが示唆された．このような数 nm サイズの Cu-rich 相（以降 AH Cu-rich 相と呼ぶ）の生成は，
H1150 熱時効（400℃× 3,000 時間）材（8），H1150 熱
時効（400℃× 10,000 時間）材（9）でも観察されており，320℃の熱時効においても 400℃と類似の熱時
効組織が生じたものと考えられる．
400℃の 3,000 時間以上の熱時効材では，さらにPH Cu-rich 相と AH Cu-rich 相の近傍などで 10nm
サイズの G 相（Ni, Mn, Si）の生成が観察されてい（9）．図７の Si の元素マップで数 nm サイズのる（8）微細な濃化が観察されるので，サイズは異なるものの H1150 熱時効（320℃× 10,000 時間）材でも G相の生成が示唆されるが，G 相の生成位置についてはこのマップでは不明瞭である．そこで Cu-rich
相と G 相（Ni, Mn, Si）の位置関係を検討するために，図７中 Cu マップで（a）と（b）で示した領域内に，3nm φ× 25nm 柱状領域を抽出し，矢印の方向
へ一次元の濃度プロファイルを評価し図８に示した．図８（a）は，PH Cu-rich 相からマトリクスへと抽出したものである．PH Cu-rich 相内には，Ni と図６

 1100 と H1150 の硬さと熱時効時間の関係
H⬅：H1150 熱時効（320℃× 10,000 時間）材Mn もわずかに含まれるが Si はほとんど含まれていない．またその濃度ピークは析出相の外側近傍に存INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-9

193

在する．Mn のピーク位置で「ずれ」があるが，Ni

時効での 1NN パラメータは 0.059 でありスピノーダのピークとほぼ同じ位置で Si の濃化が観察された．

ル分解の進行は顕著ではなかった．比較のため示

これらの結果から PH Cu-rich 相に隣接して G 相析したように，400℃で熱時効したステンレス鋳鋼の出の前駆段階である Ni, Mn, Si のクラスタリングがフェライト相での 1NN パラメータはさらに大きな生じていることが示唆される．

値を示すので，H1150 のスピノーダル分解は，ステ

図８（b）は，AH Cu-rich 相 と G 相 を 含 む よ う に
3nm φ× 25nm 柱状領域を抽出したものである．Ni

ンレス鋳鋼のフェライト相に比べてスピノーダル分解が顕著ではないものと考えられる．

濃度プロファイルに３つの濃化ピークが観察され，ほぼ同じ位置に Mn と Cu の濃化の最大値も位置していた．このことは，熱時効により生成した数 nm
サイズの AH Cu-rich 相は Cu，Ni，Mn が同時に濃化を生じて生成したことを示唆する．また Si の濃化のピークは Cu，Ni，Mn の濃化のピークと少しずれた位置に生じており，AH Cu-rich 相と G 相は隣接して生成することが示唆された．
図７の Cr のマップからは，明瞭な濃度変調は観察されなかった．一方で H1150熱時効（400℃×3,000時間）材，H1150 熱時効（400℃× 10,000 時間）材では，
スピノーダル分解による Cr 濃度の変調が観察されている（8）ので，第一近接分布解析法（12）を用いて，Cr 濃度の分布解析を実施し，得られた1NN パラメー
タを比較した．図９に 1NN パラメータの熱時効依存性を示した．H1150 は，400℃の熱時効で 1NN パ
ラメータが次第に増加するが，320℃で 10,000 時間

図８

 1150 熱 時 効（320 ℃×10,000 時 間 ） 材の１次 元 濃H
度プロファイル（a）（b）は，図７（a）と（b）領 域に対 応

図９

図７

H1150 熱時効（320℃×10,000 時間）材のアトムマップ

H1150 の 1NN の熱時効依存性
⬅：H1150 熱時効（320℃× 10,000 時間）材

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4. 考
 察
4.1 SUS630 の SCC 進展速度と硬さの関係
熱時効による硬化と SCC 進展速度の関係を見るために，熱処理により硬さを変化させた SUS630の SCC 進 展 速 度 と 硬 さ の 関 係 を 図 10 に 示 し た．
SUS630 の硬さは析出硬化熱処理およびその後の熱時効により硬化するが，いずれも材料の硬さが速いもので 2.0 × 10-6 mm/sec から遅いもので 1.0 ×
10-8 mm/sec と概ね二けた程度の差異がみられる．
このことから，熱時効による SCC 進展速度の増加
が，単に硬さの増加だけで説明できるものではな
く，
熱時効による微細組織変化の硬化への影響度と，SCC 挙動への影響度が異なることが示唆される．

4.2 熱
 時効硬化因子と SCC 進展速度増加因子

HV1=380 以上に硬化すると SCC 進展速度が増加し320℃，350℃，400℃の熱時効により SUS630 はた．この結果は，種々のマルテンサイト系ステン

硬化し，また SCC 進展が増加する傾向が確認され

レ ス 鋼（403，420J1，431，630，CW304 な ど ） のた．熱時効硬化因子としては，マルテンサイト相中

BWR（NWC）環境下の SCC 感受性が材料のビッにおいても 400℃で 5,000 時間の熱時効でスピノー

カース硬さ 340 以上で増加するとした Tsubota ら

ダル分解と G 相の析出が生じることが，Murayama（6）と 類 似 の 傾 向 で あ っ た． 本 研 究 結 果 は，らから報告されており（14），本研究でも前報にて

Tsubota らの結果とは環境条件や試験手法が異なる

H1150 の 400℃で 3,000 時間以上の熱時効条件では，ため単純な比較はできないが，材料の硬さの増加

APT 分析によりこのスピノーダル分解と G 相の生が SCC 挙動に影響するという観点で共通点がある．

成を確認するとともに，微細な AH Cu-rich 相の生

SCC 進展速度（あるいは SCC 感受性）を増加させ（9）．図７と８に示したよう成を確認し報告した（8）る硬さの閾値についても，Tsubota らのビッカースに，本研究からさらに低温の 320℃熱時効でも数硬さ 340 に対して，本研究の 380 は若干硬いものの，

nm サイズの AH Cu-rich 相が生成すること，またそれほど大きな差はない．この鋼種の PWR １次冷

隣接して G 相が生成することが確認された．一方

却材環境下の SCC 挙動と，BWR（NWC）環境下

で，320℃で 10,000 時間の熱時効条件では，スピノーの SCC 挙動の間には，メカニズムの共通部分があダル分解の進行は顕著ではなく，この熱時効条件のることが示唆される．現状，高温水中の SUS630 の主たる硬化因子は数 nm サイズの AH Cu-rich 相と G

SCC メカニズムは明確ではないが，工学的には，相の生成によるものと考えられた．

結果

このような硬さの変化を基準に保守の目安を得ることも考えられる．

図 ４ に 矢 印 で 示 し た よ う に，H1150（320 ℃ ×
10,000 時間）熱時効材で SCC 進展速度の増加は観察

一方で見方を変えると，図 10 の赤点線枠で囲っされている．前述のように，この熱時効条件での主た範囲のように，ビッカース硬さが HV1=380 を超な析出反応は数 nm サイズの AH Cu-rich 相が生成

えて硬化した材料条件でも，その SCC 進展速度はすること，また隣接して G 相が生成することであった． こ れ ら の 観 察 結 果 か ら， 数 nm サ イ ズ の AH
Cu-rich 相と隣接した G 相の生成，またそれらによる硬さの増加は，SCC 進展速度の増加に寄与したものと考えられる．一方でこの熱時効条件では，ス
ピノーダル分解が顕著でなくても SCC 進展の増加が確認されたことから，スピノーダル分解の SCCへの寄与が少ない可能性が示唆される．
図６に硬さと熱時効時間の関係を示したように，
H1100 と H1150 は，400℃で 10,000 時間まで熱時効
すると，HV1=430 程度まで硬化した．熱時効によ

図 10

 US630 の SCC 進展速度と硬さの関係
S（320℃ , 500ppm B + 2ppm Li + 30cc/kg-DH,

K=30MPa √ m）
⬅：H1150 熱時効（320℃× 10,000 時間）材る 硬 化 は H900 と H1025 に つ い て も 観 察 さ れ る ため，熱時効による硬化の程度を比較するために増分硬さを熱時効に対してプロットし図 11 に示した．
また，Yrieix らの報告による H1100 の硬さ（5），赤INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-9

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澤らの H1075 の硬さ（13） から熱時効材の増分硬さる．ただし，Cu-rich 相についても SCC への寄与にを算出し同図に示した．H900 の増分硬さがその他の材料条件に比べて若干少なく ΔHV1 ＝ 60 程度でついては明確ではないので，今後の検証が望まれる．

あった．それ以外の材料は析出硬化熱処理条件にへの寄与，SCC 挙動への寄与については，材料のかかわらず 400℃の 10,000 時間の熱時効により概ね
ΔHV1 ＝ 80 〜 90 程度まで硬化した．図４に示した

強度と耐食性とのバランスの観点で重要である．今析出硬化型ステンレス鋼の各種析出反応とその硬さ後さらなるデータの蓄積と検証が望まれる．

ように，400℃の 10,000 時間の熱時効条件では，3.3〜 3.8 × 10-5 mm/sec まで SCC 進展速度が増加するとともに，スピノーダル分解による Cr 濃度の変調，G 相の生成に加えて，数 nm サイズの AH Cu-rich 相も確認している（9）．これらの析出相の生成により，
H1150 熱時効（400℃× 10,000 時間）材は HV1=430まで熱時効硬化し，SCC 進展速度が増加したものと考えられる．図９に示したように，400℃の 10,000
時間の熱時効条件では，スピノーダル分解による
Cr 濃度の変調も増加しているので，スピノーダル
分解の全進行過程で SCC への寄与が少ないとは言い切れない．いずれにせよ，各々析出物の硬さやSCC 挙動への寄与度については，その析出相の性
質，大きさ，析出量，析出相間の相互作用などにも影響されることが想定されるので，今後のさらなる検討による検証が望まれる．
本研究から，熱時効硬化因子が徐々に明らかになってきたので，熱時効脆化抑制と SCC 抑制のための材料条件について考察する．Yrieix らは，Cr濃度を 13 〜 17% 変化させた析出硬化型ステンレス
鋼で熱時効後の硬化を比較した場合，Cr 濃度が低い方が熱時効後の硬化量が小さくなることを報告している（5）．この結果から，スピノーダル分解による硬化や脆化を抑制するには，材料中の Cr 濃度の低減が一つの選択肢と考えられる．一方で一般的な耐食性改善のためには，材料中の Cr 濃度を増加させた方が有利と考えられること，本研究結果ではス
ピノーダル分解の SCC への寄与が少ない可能性が示唆されたことから，Cr 濃度の低減は SCC 改善のためには得策ではない可能性がある．次に，G 相の生成量は Ni,Mn,Si の低減により抑制されるので，関連元素を低減すれば硬化と脆化の抑制が期待される．ただし，G 相の SCC への寄与については明確ではないので，今後の検証が望まれる．Cu-rich 相は，
SUS630 の第２相粒子として強度と硬度を制御するために添加されている元素のため，SUS630 を使用
する限り Cu を添加しない選択肢はないが，熱時効後の AH Cu-rich 相の抑制には，Cu の添加量とその後の熱処理の最適化が現実的な対応として考えられ

図 11

増分ビッカース硬さと熱時効時間の関係
⬅：H1150 熱時効（320℃× 10,000 時間）材

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5. ま
 とめ
SUS630 の PWR １次冷却材を模擬した 320℃の高of Degradation of Materials in Nuclear
Power Systems Water Reactor, pp.9-66-75,（1990）．

温水中での SCC 進展挙動に及ぼす長時間熱時効の（7） 山田卓陽，寺地巧，岡本マキエ，有岡孝司，

影響を，320℃，350℃，400℃で最長 20,000 時間の“SUS630 の高温水中の SCC 進展挙動 ”，INSS

熱時効材で，SCC 進展試験により評価した．また，

JOURNAL Vol.24, pp.101-108,（2017）．

硬さと微細組織を調べ，その関連性を検討した結果，（8） 山 田 卓 陽， 寺 地 巧， 岡 本 マ キ エ， 有 岡 孝

以下の知見を得た．
比較的高靱性の H1100 と H1150 は，320℃ 10,000

司，“SUS630 の高温水中の SCC 進展挙動（第２ 報 ）- 熱 時 効， 温 度， 応 力 の 影 響 ”，INSS

時間以上の長時間の熱時効により熱時効硬化し，まJOURNAL Vol.25, pp.91-101,（2018）．

た SCC 進展速度は増加し始める．この熱時効条件（9） 山田卓陽，寺地巧，岡本マキエ，有岡孝司，

での硬化は，主として熱時効により生成した数 nm“ 高温水中 SUS630 の SCC 進展挙動に及ぼすサイズの Cu-rich 相と隣接して生成する G 相による長時間熱時効の影響ものと考えられた．スピノーダル分解は，この熱時らの検討 ”，日本原子力学会 2019 年春の年会

効条件では顕著ではなく，硬さおよび SCC 進展へ

1M05.

の寄与は少ないものと考えられた．

6. 謝
 辞

硬さと微細組織変化か（10） T. Yamada, T. Terachi, T. Miyamoto and K.
Arioka, International Congress on Advancesin Nuclear Power Plants, ICAPP 2017, 17432,（2017）．

本研究を遂行するにあたり，各種実験準備や腐食（11） 牧正志，“ 鉄鋼の相変態―マルテンサイト変試験等の実施にあたっては，（株）
原子力安全システ

態編Ⅰ―鉄合金のマルテンサイト変態の特徴

ム研究所 材料グループ 村上公治氏，黒崎登氏に

―”，
まてりあ，
p.557, 第 54 巻，第 11 号 ,（2015）．

よる多大な協力があった．この場を借りて謝意を表（12） M. Kato, Acta Met., 29（1981）79.

します．

（13） 赤澤 弾，三浦靖史，加古謙司，新井 拓，“BWR参 考文献（1） ステンレス鋼便覧，日刊工業新聞社，p.642,（1976）．

環境中における SUS630 の SCC き裂進展速度に及ぼす熱時効の影響 ”，第 66 回材料と環境討論会（2019）D-104.
（14） M.Murayama, Y. Katayama and K. Hono,“Microstructural evolution in a 17-4 PH（2） JIS G 4303（2005），“ ステンレス鋼棒 ”，JIS

stainless steel after Aging at 400℃ ”, Metall.

ハンドブック，鉄鋼Ⅰ，p.1099,（2007）．

Mater. Trans. A. Vol. 30A, pp.345-353,（3） 17-4PH Stainless steel, Products Data Sheet,
AK Steel,（2007）．
（4） A ． O l e n d e r , J G o r m a n , C . M a r k s , G .
Ilevbare, “Recent Operating Experience
Issues with 17-4PH in LWRs”, Fontevraud 8,（2014）．
（5） B. Yrieix, M. Guttmann, “Aging between 300
and 450℃ of wrought martensitic 13-17 wt%
Cr stainless steels”, Materials Science andTechnology, 9, pp.125-134,（1993）．
（6） M. Tsubota, K. Hattori, T. Kaneko, T. Okada,“Effect of Tempering Temperature on SCC
Susceptibility of Martensitic Stainless Steels
in High Temperature Water”, 4th Int. Conf.

（1999）．