179

脱気高温水中におけるステンレス鋼の応力腐食割れ― 冷間加工度および加工方位の影響 ―Stress Corrosion Cracking of Stainless Steel under Deaerated High-Temperature Water− Influence of Cold Work and Processing Orientation −寺地
千葉

巧 (Takumi Terachi) ＊吾郎 (Goro Chiba) ＊山田 卓陽 (Takuyo Yamada) ＊有岡 孝司 (Koji Arioka) ＊要約 溶存水素を含む脱気高温水環境下において, ステンレス鋼の SCC 進展速度を計測し, 冷間
加工度と加工方位の影響を検討した. 試験の結果, (１) 強冷間加工, 高応力条件下ほど進展速度が速くなる傾向が認められ, (２) その進展速度には T-L>>T-S>L-S の加工方位依存性が確認された. T-S, L-S 材のき裂は剪断応力が働く方位へ 2 本に分岐して進展していることから, 異方性に
は幾何学的な結晶粒の変形が影響すると共に, 剪断応力も SCC 進展に寄与していると考えられる.
(３) さらに SEM 観察によって, 一部の粒界破面上にはすべり線状の模様が生成し, そのステップ
間隔は冷間加工により大きくなることが明らかとなった. (４) また, ナノインデンターによるき裂先端部の硬さ測定により, T-S 方位に加工された試験片のき裂進展に伴う硬さの変化は, き裂
先端部から 10μm 程度の領域でも冷間加工 5%相当以下であるとの知見を得た.
キーワード
Abstract

ステンレス鋼, 応力腐食割れ, き裂進展速度, 脱気高温水, 冷間加工, 加工方位, 加圧水型原子炉
The influence of cold work and processing orientation on the propagation of stresscorrosion cracking (SCC) of stainless steel under hydrogenated high-temperature water was examined.

It was shown that (１) the crack growth rates increased with heaviness of cold work, and(２) processing orientation affected crack growth rate with cracking direction. Crack growth rates
showed anisotropy of T-L>>T-S>L-S, with T-S and L-S branches representing high shear stressdirection. Geometric deformation of crystal grains due to cold work caused the anisotropy and shear
stress also assisted the SCC propagation. (３) The step intervals of slip like patterns observed onintergranular facets increased with increasing cold work. (４) Nano-indentation hardness of the crack
tip together with EBSD measurement indicated that the change of hardness due to crack propagation
was less than 5% cold-work, even though the distance from the crack tip was 10μm.
Keywords

stainlesssteel,

stresscorrosioncracking,

crack

growthrate,

deaerated

high-temperature water, cold-work, processing orientation, PWR

1. 緒言

けると SCC を発生することが, 近年 BWR プラントのシュラウドや再循環配管熱影響部で報告されている(4).

高温水中におけるステンレス鋼の応力腐食割れ

この BWR の低炭素ステンレス鋼に関する SCC につい(stress corrosion cracking, SCC) については, 1970ては, 環境中への水素添加および貴金属注入による年代に沸騰水型軽水炉 (BWR) の再循環系配管など

電位低減対策や, ピーニングによる材料表面の応力の溶接熱影響部 (鋭敏化部) で確認され, 多くの研緩和などの対策が行われると共に, 冷間加工による究が行われた(1)〜(3). その結果, この SCC には溶接熱影響についての機構解明が進められている(5)〜(7).

影響による Cr 欠乏層の生成が影響していることが明

一方, 加圧水型軽水炉 (PWR) の代表的な環境にらかとなり, 対策材として Cr 欠乏層を生成しない低ついては, 酸素滞留部 (8) や照射などの特殊条件下を炭素ステンレス鋼 (316 L など) が採用された. しか除き, ステンレス鋼における SCC 事象は報告されてしながら, この対策材であっても強い冷間加工を受いない. これは, PWR の 1 次系環境が溶存水素を含＊(株)原子力安全システム研究所

技術システム研究所

180

む還元性雰囲気であるために, SCC 発生の感受性がされるとしている. しかしながら一方で, き裂進展抑制されているためと考えられており, 30 年以上の領域近傍には大きな歪みが残留していないこと, き

運転経験を経たプラントでさえき裂の発生は確認さ

裂先端の分析によりき裂の開口幅がナノオーダーでれていない. ただし, 冷間加工を加えたステンレスあること, き裂先端部近傍に有意な転位の増加が認

鋼へ機械的にき裂を生成させ, 進展の感受性のみをめられないことなどが 600 合金に関する検討により評価した試験では, 粒界型の SCC が進展することが報告されており, これらは定量的にき裂先端部の歪報告されている(9)〜(20). このような状況から, SCC 発

みの計算結果を支持していない様に思われる(29)〜(31).

生の感受性は極めて低いと考えられているが (21) , 高

き裂進展速度の定量的な評価については, 米国の経年化事象への知見を拡充させるために, PWR の 1

GE (10)(11) , フ ラ ン ス の EDF (16) お よ び ス ペ イ ン の次系環境下においても SCC 進展機構を検討する必要

CIEMAT (15) などで取り組まれており, 高経年化にとがある.

もなう潜在的事象として研究が進められている. し以上のとおり, 冷間加工によって SCC 進展の感受かしながら, 従来から SCC 感受性は低いと考えられ性が増加する傾向は, BWR 環境と PWR 環境に共通していたため,体系的なき裂進展データは整備されておており, 既に実験室において両環境下における進展

らず, 加工方位の影響に関しても充分に考慮されて速度の比較も行われている(14)(15). 試験の結果は,いない状況である.

PWR 環境の方が高温条件であるにもかかわらず進展

本研究ではステンレス鋼のき裂進展データを体系

速度が遅いことを示し, 一方で冷間加工による影響

的に整備することを目的とし, その第一段階としては類似のものであると報告されている. これは腐食

SUS 316 材におよぼす冷間加工方位, 冷間加工度の影機構の違いから基礎となる進展速度には差が存在す

響について検討した. また, き裂進展試験に供したるが, BWR と PWR では類似の冷間加工による加速機試験片の詳細観察や, ナノインデンターによる微少構によって SCC が助長される可能性を示唆している.

領域における硬度の測定, EBSD (electron back scat-

なお, 冷間加工による SCC 加速効果はステンレス鋼

ter diffraction) による方位解析を行い, 冷間加工がのみならず, PWR 環境における 600 合金についても

及ぼすき裂進展速度への影響に関して考察した.

同様の傾向として報告されており, 材料が異なる場
合にも同種の加速機構が存在することが確認されて
いる

2. 実験

(22)(23).

PWR 環境下におけるステンレス鋼の SCC としては,

2.1

き裂進展試験

放射線の照射により炉内構造物の機械的特性や耐食性が変化したことにより生じる照射誘起応力腐食割

き裂進展試験に用いた各鋼種の化学的性質およびれ (IASCC) がある. その照射による影響因子の一

機械的性質を表 1, 2 に示す. 供試材には SUS 316 をつとして, 照射硬化による降伏応力の増加が SCC 感

使用し, 熱間鍛造の後, 溶体化処理 (SUS 316: 1080

受性に影響を及ぼしているとの概念があり, この点℃, 水冷) を行い, 冷間圧延により加工度 (板厚減に関しては冷間加工と同種の加速機構であることが少率) 5, 10, 15, および 20％材を作製した. 圧延方

類推される(24)(25).

位は図 1 に示すとおり T-L,T-S,L-S の 3 種類について

Andresen らは冷間加工の影響について, き裂先端

そ れ ぞ れ 取 り , 圧 延 後 の 板 材 か ら 図 2 に 示 す CT

部における歪みおよび歪み速度に影響を与えるとし(compact tension) 試験片を作成し, き裂進展試験に(24). すなわち, 加工により硬供した. 試験片は ASTM (E 399) にて標準化された度が増加した試験片は塑性変形領域が小さくなるた

1/2 TCT または 1 TCT 試験片に準じた形状とし, 大気

めに, 局所的に強い応力にさらされ, 結果としてき中にて疲労予き裂を導入した後に表面の一部を皮膜

裂先端の歪み量が大きくなるとの考えである. このサンプル用に 3μm のバフ研磨によって鏡面仕上げとき裂先端部の歪み状態については, Gao らが計算によりした.

た概念を提案している

求めており有限要素法などで確認されている(26)〜(28) .
計算結果は, 材料の降伏応力増加にともなって, き裂先端部の塑性変形域が小さくなることを示し, 概
ねき裂の先端に数十μm 程度の塑性変形領域が形成

181

表1

にした.

供試材の化学組成

き裂進展速度の計測は, 試験中にき裂進展挙動を
モ ニ タ リ ン グ で き る 直 流 電 位 差 法 (direct current
potential drop, DCPD) により行い, 試験後に疲労破表2
温度

壊によって破面を開放した後, 走査型電子顕微鏡

供試材の機械的特性
引張強さ ビッカース
硬さ
N/mm 2
HV (1 kg)

冷間加
工度％

耐力
N/mm 2

0

246

576

142

5

358

596

184

10

499

606

219

15

596

697

254

20

625

722

270

5

243

458

10

345

495

15

495

565

20

572

607

室温

320℃

(scanning electron microscopy, SEM) による観察結果
を用い進展速度を補正した. なお, き裂が荷重軸と直行する方位から逸れたものについては, 板圧方向
へのき裂進展長さを評価するために, SEM 観察による投影長さ (荷重軸と直行する方向へのき裂進展長さ) をき裂長さと定義した.

図3

2.2
図1

応力腐食割れ試験装置模式図

き裂断面のナノインデンテーション
硬さおよび E B S D 分析

試験片の冷間圧延 (加工) 方位

き裂進展速度と硬さには相関があることが指摘されているため, き裂先端近傍部の微小領域における硬さをナノインデンター (超微小硬度計：エリオニ
クス製 ENT-1100) により計測し, 冷間加工がき裂進展に及ぼす影響について検討を行った. サンプルに供した試験片はき裂進展試験後の CT 試験片から採取した. 分析領域は表面加工層を取り除くために事前に 0.25μm のコロイダルシリカにて 1 時間程度の研磨
図2

1/2 CT 試験片による前処理を施し,250 mg の荷重にてナノインデ

ンター硬さの計測をおこなった. 測定は 5μm ピッ
き裂進展試験には, 図 3 に示す循環ループ付き腐食試験装置を用い, PWR 1 次系模擬環境 (500 ppmB +チ (一部き裂近傍は 3μm ピッチ) の間隔で 99 点のデータを取得し, その平均値を測定結果とした.

2 ppmLi + 2.75 ppmDH 2, 320℃) 中で進展速度の評価

加えて EBSD により, ナノインデンターで計測したを実施した. 試験中は応力拡大係数 (K) が 20〜40

領域と同じき裂断面の結晶方位分布を分析した. 分

MPa√ｍとなるよう一定荷重を加え, 試験実施に先

析には SEM (日本電子製 JSM-6300) に併設された立ち 10 日間程度台形波荷重 (Kmax.=20 MPa√m, 4 時

EBSD 装置 (Oxford Instruments 製 INCA system) を-1間毎に R ＝0.7, ω=0.017(s )) を与えることで, き用い, SUS 316 の 10％CW (T-S), 15％CW (T-S),裂の発生期間が進展速度試験に影響を与えないよう

20％CW (T-S) 材について分析を行った.

182

方位の試験片を採取し, 320℃の PWR 模擬環境中に

3. 試験結果

おけるき裂進展試験 (CT 試験) を実施した. DCPD

3.1

法により得られたき裂進展曲線を図 4 〜図 6 に示す.

き裂進展試験結果

図 4 は T-L 方位へ加工した材料のき裂進展挙動を示

3.1.1 き裂進展速度に及ぼす加工方位の影響しており, 応力の増加に伴って進展速度が増加していることがわかる. この挙動は図 5, 図 6 にそれぞれ

加工度 20％の SUS 316 について, T-L, T-S, L-S

示した T-S,L-S 材についても同様に認められた. そ図 4 SUS 316 20％CW 材, T-L 方位のき裂進展試験結果

図 5 SUS 316 20％CW 材, T-S 方位のき裂進展試験結果

図 6 SUS 316 加工度 20％CW 材, L-S 方位のき裂進展試験結果

183

図 7 SUS 316 20％CW 材のき裂進展方向観察結果

図8

SUS 316 20％CW 材のT-S 材

試験後のき裂断面観察結果のため, 試験を行った 3 種類の加工方位によるサン

裂開口方向への応力 (ModeⅠ) が最も強く働くため,

プルは, 同程度の応力依存性を有していると考えら

このき裂の進展には剪断応力(ModeⅡ)が影響していれる.

ると考えられる. また, き裂が 2 方向に分岐して進破面の SEM 観察結果によりいずれの試験片もき裂展していることも, 剪断応力が影響した結果と推察

は結晶粒界を進展した粒界型の SCC であることが確認された. 冷間加工の影響は粒形状の扁平として観察され, T-L ではき裂進展方向に向かって伸張しており, T-S,L-S ではき裂進展方向に対して直行する方位に結晶粒が変形していることがわかる.
デジタルマイクロスコープにより試験後の破面を観察した結果を図 7 に示す. T-L 方位の試験片は荷重と直行する方位に SCC が進展しているが, T-S および L-S 方位の試験片ではき裂が立ち上がり, 疲労予
き裂の進展方向から逸れていることが確認された.
T-S 方位の試験片断面を観察した図 8 からは, 疲労予
き裂からの逸れが 60〜80 度程度であり, さらに 2 方向に分岐していることがわかった. また, 特に SCCの起点近傍部では, 疲労予き裂の先端から進展するのではなく, 疲労予き裂先端に最も近い粒界を予き裂とほぼ直行する方位に進展していることが確認された. 力学的には疲労予き裂が進展する方向が, き

図 9 SUS 316 20％CW 材の加工方位および応力とき裂進展速度の関係

184

される.

3.1.3 破面の詳細観察

加工方位とき裂進展速度の関係を比較した図 9 では, T-L 方位の試験片が最も速く, ついで T-S,L-S のき裂進展試験により得られた粒界破面の一部を順となっていることがわかる. いずれの試験片も応SEM によって詳細観察した結果を図 11 に示す, この力の増加とともに進展速度が速くなる傾向を有し,

図より, 粒界破面にすべり線状の模様が観察された.

応力依存性があることが確認された.

ただこの模様は全域に認められるものではなく, 半数以下の粒界破面でのみ確認され, その様相も種々

3.1.2 冷間加工度の影響異なった特徴を示した. このようなすべり線状模様
はしばしば粒内割れ破面に認められており (32) , 優先

一般的にき裂進展速度と材料の関係を比較する場

的なすべり面を介した粒内のすべり挙動により生じ合には, 冷間加工度を硬さや降伏応力といった材料

ると考えられている. ステンレス鋼の粒界における定数に置き換えて整理される. そこで本研究では,割れに関しても, 図 11(a)ではステップ状の段差が形

試験結果を降伏応力とき裂進展速度の関係として整成していることから, き裂の進展に伴って粒内です

理した. 図 10 は SUS 316 のき裂進展速度と材料の降べりが生じた結果と解釈できる.

伏応力の関係である. き裂進展速度は降伏応力と共しかしながら, き裂の進展に伴って生成されたすに増加し, その傾向は K 値 20〜40 MPa√m の領域でべり線とは解釈できない, 特異な様相も複数認めら確認された. 同種の傾向は Andresen や Shoj i らなど

れた. まず, 図 11(b)ではすべり線状模様に腐食生成他の研究者においても報告されており(10)(14)(16), 高温物が析出しているが, その形状は複数の面ですべり

水中におけるステンレス鋼の SCC 進展速度には冷間が生じたことを示唆しており, 単一方向ではなくス

加工度が強く影響することが指摘されている.

テップが交差した状態となっている. 粒界上に類似のすべり線状模様が形成されることは, ステンレス
鋼の照射材を Ar ガス中で引っ張り試験を実施した結果において報告例がある(33)(34). こうした引っ張り試
験の結果は, 強い歪みを強制的に加えたことにより開口後にすべり線を生じたとの考察が可能であるが,本試験は CT 試験片を用いた定荷重試験であるため同種の事象が生じにくい条件といえる. 何れにせよ,
き裂は一度しか生成しないため, この交差したすべり線状の模様はき裂進展に伴って生成されたものとは考え難い.
図 11(c)左側で確認されるステップ状の模様は, 図11(b)と同様に腐食生成物が整列することですべり線状の形態を構成しており, 明瞭なステップは形成されていない. また, 同図では 2 つ以上の結晶粒界にまたがりすべり線状の模様を呈していることが確認される. このような模様が粒内のすべりにより生じ
るには, 粒界をまたがり完全に同一方向へのすべりが起こる必要があるが, 優先的なすべり面が偶然に同一方位を有する可能性は極めて低い. そこで, 破面形成時に対をなしていた対応する粒界面の観察を実施した. 図 11(c)右側の図における A,B は左側の図

図 10

き裂進展速度と降伏応力の関係

A,B と対応する粒界破面であり, き裂発生前は左右の破面が粒界をなしていた領域である. 両者を比較した結果, ステップ状の模様は対応する領域に形成されていることが明らかとなり, 右図の粒内でのすべ

185

10μm

(a) 20%CW (T-S) 材の破面観察結果 すべりにより段差が形成されている領域

B(b) 20％ CW (T-S) 材の破面観察結果
出物が交差して成長している領域

B㵭

A’

A

(c)

20％ CW (T-S) 材の破面観察結果対応する破面の状態

5μm

(d)

20％ CW (T-S) 材の破面観察結果(e)析出物が曲率を持って成長している領域

０％ CW 材の破面観察結果

図 11 CT 試験後に生成した破面の詳細 SEM 観察結果

析

186

りに伴って左図の粒界面に腐食生成物が生成したものと解釈できる.

さらに, 図 11(e)右側の図では, 腐食生成物の成長
方位が整列していることがわかる. これは, 腐食生

図 11(d)に関しては図 11(a)〜(c)のステップ状模様が成物が下地に位置する材料の結晶方位の影響を受け,

直線的であったことに対して, 曲率を持った指紋のエピタキシャルに成長した結果と考えられる. 腐食様な形状を示し, あたかも放射状にき裂が進展する

生成物の結晶方位が整列した状態は, 冷間加工材の過程で生成したかのように見える. この放射状のす

粒界破面には認められなかったことから, 冷間加工

べり線模様は一つの粒界上に生成したものであるた

はき裂生成時の腐食挙動にも少なからず影響を及ぼ

め, 粒内のすべりにより生じたすべり線とは考えらしている可能性がある.

れない. 現在までのところ, この曲率を持った腐食以上に述べた冷間加工材の破面に認められるすべ

生成物を形成するに至った合理的な理由は分かって

り線状の模様は, 20％CW 材以外にも 15％CW 材,

いないが, 粒内のすべり以外の原因によって腐食生

10％CW 材にも同様の特徴として複数の粒界破面で観成物が整列している領域が存在していることは確か察されている.

である.

SEM 観察により破面上に確認されたすべり線状の前述した破面はいずれも 20％CW 材の観察結果でステップ間隔を計測し, 加工度との関係について比あり, 冷間加工時のすべりが腐食生成物の規則的な較した結果を図 12 に示す. 計測結果は, 僅かではあ成長に寄与した可能性が払拭できない. そこで, 冷るが冷間加工度が大きい試験片のステップ間距離が間加工を加えていない 0％CW 材の粒界破面の観察を長くなっている傾向を示した. このような特徴は,行い, 試験前に加えた加工の影響について確認した

照射損傷材の引っ張り試験結果に関する検討でも報結果を図 11(e)に示す. 破面は K=40 MPa√m 相当の非告されている (35) . 福谷らは, 照射により硬度が増加

常に高い応力を加えた試験によって僅かに形成したした材料ほどステップ間隔が広がる傾向を確認してものであるが, 20％CW 材に認められたものと類似のおり, 照射による損傷組織の発達に伴い変形が局在

すべり線状の模様が観察された. これは, すべり線

化することにより粗大すべりが生じると考察している.

状の模様の少なくとも一部が, 冷間加工の影響によって形成されたものではないことを示している.

3.2

塑性変形領域の分析

3.2.1 ナノインデンターによるき裂先端部の硬度測定
冷間加工は材料の降伏応力を増加させることにより, き裂先端部の塑性歪み領域を変化させることが知られている (26) . そこで, き裂先端近傍の塑性歪み領域を測定するために, ナノインデンターを用いてき裂断面の微少領域における硬さを測定した.
図 13 は 10％CW材のき裂断面と, ナノインデンター
によるき裂先端部近傍の硬さ測定結果である. 赤で示したドットはナノインデンターの測定部を示し,
そのサイズは硬さの指標を表している. ドットがほとんど認められない領域は測定が正確に行われなかった点であり, ここでは検討対象から外した. き裂先
端近傍について測定されたドットのサイズにはばらつきが認められるが, そのばらつきに規則性は無く,
き裂近傍で優位に硬化している傾向は確認されなかった.
次に, き裂進展時の応力を受けていない領域につ
図 12 冷間加工度と破面状のすべり線状模様の間隔の関係

いて分析を実施した結果を図 14 に示す. 測定部位の187

図 13 10％ CW 材のき裂近傍におけるナノインデンテーション硬さ測
定結果 (各ドットのサイズが測定された硬さの指標を示す｡)

BSE(back scatter electron)像と, ナノ
インデンテーション硬さを示した図から, 硬さが結晶粒ごとに変化している傾向が確認される. 図 15 に示した 20％CW 材 に つ い て は , 図 14 の
10％CW 材と同様に結晶粒ごとに硬さが異なることを示しているが, 冷間加工による結晶粒の乱れが 10％CW 材と比較して大きく, それに伴い硬さのばらつきも増加していることがわかる.
この硬さのばらつきについては,
図 16 に示した測定結果を整理したものによってより明瞭に確認された.
硬さの標準偏差 (図 16 中のエラーバー)の 平 均 値 は 10％CW 材 で 29.5 ,
15％CW 材で 37.6, 20％CW 材で 44.4と, 冷間加工度と共に増加している.
この数値は微小領域の硬さのばらつ
きを示しているため, 強加工材ほど,微小領域での硬さにばらつきが生じているといえる.
図 16 に示すとおり平均的な硬さは

図 14

10％ CW 材のナノインデンテーション硬さ測定結果

188

図 15

20％ CW 材のナノインデンテーション硬さ測定結果

図 16 ナノインデンテーション測定結果
各測定点は99点の測定結果の平均値｡ エラーバー
は測定の標準偏差を指す｡

189

冷間加工度の上昇とともに増加する傾向が認められす. EBSD では, 強い歪みが加わった領域はパターン

るが, き裂近傍と母材部の硬さには優位な差は確認

鮮明度が低下し, また方位差分布が大きくなることされなかった. 本試験では, 10％CW 材と 15％CW 材が知られている. き裂先端部を分析した結果は, いの硬さの差が判別できていることから, この結果はずれもき裂近傍における塑性変形状態を明確に示さ

き裂進展によって 5％程度の優位な硬さ変化が生じてず, き裂が発生していない領域との区別を定量的にいないことを表していると考えられる.

評価することはできなかった.

3.2.2 断面観察および E B S D による加工度の影響

4. 考察

評価

4.1

冷間加工方位の影響について

ナノインデンターによる計測と同様に, き裂先端部における塑性変形領域を確認することを目的に,

き裂進展試験の結果, T-L 方位のき裂は荷重軸とEBSD に よ る 方 位 解 析 を 実 施 し た . 10％CW 材 ,直行する方位に進展し, T-S, L-S の試験片は荷重軸15％CW 材および 20％CW 材の測定結果を図 17 に示と直行する方位から逸れて進展する傾向が確認され

図 17 EBSD によるき裂断面の結晶方位解析結果

190

た. また, 進展速度についても冷間加工方位の差が

k1＝cos 3 (α/2)KI ,顕著に認められ, T-L>>T-S>L-S の関係が得られた.

k2＝1/4 (sin(α/2)+sin(3α/2))KI

き裂の進展経路が結晶粒界であることから, このような冷間加工による影響が現れる要因としては,

ここで, k1 は Mode I 方向, k2 は Mode II 方向, KI は直幾何学的な結晶粒の変形が寄与していると考えられ

進性き裂の K 値をそれぞれ示し, αはき裂屈曲の角る. 図 18 は冷間加工方位とき裂進展方位の関係を模度を指す. その計算結果を図 19 に示す. この図から,式的に示したものであり, T-L と T-S の 2 種類につい剪断方向の応力は 70 度程度屈曲した時に最大値を取ての結晶粒の変形状態を表している. 簡単のため結ることがわかる. 図 8 に示した断面観察の結果では,晶粒を六角形で表すと, T-L 方位では荷重軸と直行

荷重軸と直行する方向から 60˜80 度程度き裂進展方する方位に結晶粒が延伸し, 対して T-S 方位では縮位ずれており, 計算により求められた剪断応力が強小していることが確認できる. すなわち, 結晶粒のく働く方位と一致していることがわかる.

変形により, T-L 方位は T-S 方位より直線的にき裂が進展できる状態であるといえる. この事実は, T-L
方位がより進展し易い状態であることを意味し, 逆に T-S 方位にとっては剪断力が加わる方向へ逸れ易い状態となることを指す.
さらに図 18 は, T-L 方位と T-S 方位の疲労予き裂が並行を成した同一の面であることを示しており,両者の間では粒界面の差が影響していないことがわ
かる. そのため, 加工方位の影響因子としては, 幾
何学的な結晶粒の変形状態が影響を及ぼしていると結論できる. ここでは簡単のため L-S 方位に関する議論を避けたが, T-S 方位と類似の幾何学的な結晶粒の変形を生じていることが進展速度に影響を及ぼしているという結果が得られている. 加工方位に対する類似の影響は, 600 合金や炭素鋼などを用いた試
図 19 K 値とき裂進展方位の関係(38)験でも報告されており, いずれも直線的に進展し易く変形した場合に進展速度が速くなる傾向を示している(23)(36)(37).

4.2

冷間加工度の影響について

図 10 に示したとおり, 冷間加工はき裂進展速度への加速因子として働くことが明らかとなった. この傾向に関しては, ステンレス鋼の SCC のみに確認されている事項ではなく, 異なる材質, 環境の SCC についても類似の報告例が存在する(11)(22)(23). そのため
図 18

加工方位とき裂進展方位の関係

冷間加工による影響については, 環境が異なる場合にも共通した影響因子として働く力学的要因である

前述したように T-S,L-S の試験片は荷重軸と直行可能性が高い.

する方位から逸れ, 剪断応力が働く方向へき裂が進Andresen らや Shoj i らは, 早くからその力学的な効展した. この場合に受ける開口方向の応力 (Mode I)

果について着目し, Gao らによって定式化された歪と剪断方向の応力 (Mode II) は, 釜谷により報告されみとき裂先端の関係式を元に検討を行い, 冷間加工ている次式によって導出される

(38)

.

の効果は歪み速度へ及ぼされる影響であると考察している(26)〜(28).

図 20 は Gao らの式に本研究で用いた試験片の降伏応力と K 値を代入することで導出した

191(２) T-S,L-S の試験は, 荷重軸と直行する方位から逸れ, 2 本に分岐して剪断応力が強く働く方位へ進展した. そのため, このき裂の進展には開口方向の応力のみではなく, 剪断応力がき裂の進展に影響を及ぼしていると推論される.
(３) 冷間加工度の増加に伴いき裂進展速度が速くなる傾向が得られた. その影響因子の一つとしては, 材料が硬化することによりき裂先端部の歪みが増加することが挙げられる. ただし, 定量的な評価を行うには剪断応力を加味した詳細な検討が必要である.
(４) 破面は全面的に粒界割れを呈し, その一部にき裂の進展に伴って形成されたかに見えるすべり
線状の模様が観察された. すべり線状の模様の
図 20

き裂先端からの距離と塑性歪みの関係(26)〜(28)間隔は冷間加工度の影響を受け, 強加工材の方がその間隔が広く, 粗大すべりが生じている傾向を示唆した. ただし, 一部にはすべり以外の

き裂先端部の歪み状態である. 図から明らかな通り,

要因によって形成されたと思われる模様も認め

20％CW 材は 0％CW 材と比べてき裂先端近傍におけられている.

る塑性歪みが大きくなっており, 同じ応力が加えら(５) ナノインデンターによる微少硬さの計測結果は,れた場合でもき裂先端部は局所的に厳しい歪み状態

き裂先端の 10μm 程度の領域においても 5％CWにさらされることがわかる.

相当の硬度増加さえ示さなかった. これは従来

一方, 本試験で行ったナノインデンターによる微少硬さの計測結果は, き裂先端の 10μm 程度の領域の計算値より低い値であり, 剪断応力による影
響などについて更なる検討が必要である.

においても 5 ％CW 相当の硬度増加さえ示さなかった.
これは, き裂先端部の 55μm の領域で 5 ％程度の塑

謝辞

性歪みが生じるとした図 20 の計算値より, 実際の歪み領域が小さい可能性を表している. その理由とし

本研究の遂行にあたり関電プラント㈱の村上 公治,ては, 計算式が平面応力状態を満たした理想的な試

平尾 充司および辻井 克実各氏の全面的な協力を得

験形状を模擬していることに対して, 本試験結果はました. 皆様に心より感謝致します.

剪断応力が加わる方位にき裂が進展したものであり,実際に大きな塑性歪みを伴わずにき裂が進展したこ

文献とが影響したと考えられる.
力学的な因子がき裂進展速度に影響を及ぼすこと(１) Y. Katayama, M. Tsubota, Y. Saito, "Combination

は, 以上に示した歪みに関する検討からも妥当と思

of Cold Work and Heat Treatment on Stress

われる. ただし, 定量的な評価には至っておらず,

Corrosion

他の影響因子が同時に働いている可能性は否定でき

Stainless Steel," Corrosion 2003, Paper No.3665,

ない.

NACE, (2003).

Cracking

SusceptibilityofL-grade(２) P. L. Andresen, M. M. Morra, and W. R. Catlin,

5. まとめ"Effect of Yield Strength, Corrosion Potential,
Composition and Stress Intensity Factor in SCC(１) 冷間加工方位はき裂進展速度に影響を及ぼし,
T-L>>T-S>L-S の加工方位依存性が確認された.
この傾向には結晶粒の幾何学的な変形が影響を及ぼしていると推察される.

of Stainless Steels," Corrosion 2004, Paper No.
4678, NACE, (2004).
(３) J. M. Cookson, G. S. Was and P. L. Andresen,"Oxide-Induced

InitiationofStressCorrosion

192

Cracking in Irradiated Stainless Steel," Corrosion,
54[4], p.299, (1998).

(14) T. Shoji, G. Li, J. Kwon, S. Matsushima et al.,"Quantification of Yield Strength Effects on(４) 原子力安全・保安院, ｢炉心シュラウドおよび原IGSCC of Austenitic Stainless Steels in High
Temperature

結果の整理−｣, 経済産業省白書・報告書,

Environmental Degradation of Materials in Nuclear(2004).

Systems, Stevenson, Aug. 10-14 (2003).

(５) 末石裕一郎, 香山晃,

Water,"

Proc.

11 th

子炉再循環系配管の健全性評価について−検討

Int.

Conf.

木下博嗣, "軽水炉・シュ(15) M. L. Castano Marin, M. S. Garcia Redondo, G.

ラウドの表面化硬度と微細組織," 日本原子力学

D. Velasco et al., "Crack Growth Rate of

会 ｢2005 年春の年会｣ 要旨集, p.601, (2005).

Hardened Austenitic Stainless Steels in BWR and(６) 恩地 健雄, 土肥謙次, 曽根田直樹, M.Navas "水PWR

Environments,"

Proc.

11 th

Int.

Conf.

環境中で､ 照射後 304 L ステンレス鋼の表面にEnvironmental Degradation of Materials in Nuclear

発生する粒界き裂と塑性変形の関連," 日本原子Systems, Stevenson, Aug. 10-14 (2003).

力学会 ｢2005 年秋の大会｣ 予稿集, p.399, (2005).
(７) 石橋 良, 堀内 寿晃, 加藤 隆彦, "316 L ステン(16) F. Vaillant, T. Couvant, J. M. Boursier et al.,"Stress

Corrosion

Crackingof

Cold

Workedレス鋼のグラインダ加工表面に生じた粒内型応Austenitic Stainless steels in Laboratory Primary

力腐食割れの微細構造," 日本原子力学会 ｢2006PWR Environment," Proc. PVP 2004, San Diego,

年春の年会｣ 要旨集, p.184, (2006).

July. 25-29 (2004).

(８) G. C. Rao, D. E. Boyle, R. Phillips, "Metallurgical(17) T. Terachi, K. Fujii, K. Arioka, "Microstructural

Investigation of Safety Injection System Pipe

Characterization of SCC Crack Tip and Oxide

Cracking at Sequoyah Unit 2 Pressurized Water

Film for SUS 316 Stainless Steel in Simulated

Reactor Station," Proc. Int. Symp. Fontevraud 4,

PWR Primary Water at 320℃," J. Nucl. Sci. Technol

Sept. 14-18 (1998).

., 42[2], p. 225, (2005).

(９) N.

TotsukaandZ.

Szklarska-Smialowska,(18) T. Couvan, L. Legras, F. Vaillant, " Effect of"Hydrogen induced IGSCC of Two Unsensitized

Strain-Hardning on Stress Corrosion Cracking ofAustenitic Stainless Steels in High-Temperature

AISI 304 L Stainless Steel in PWR Primary

Water," Corrosion, 44, p.124, (1988).

Environment at 360 ℃ ," Proc. 12 th Int. Conf.

(10) P. L. Andresen, T. M. Angeliu, W. R. Catlin et al.,Environmental Degradation of Materials in Nuclear"Effect of Deformation on SCC of Unsensitized

Systems, Salt Lake City, Aug. 14-18 (2005).

Stainless Steel," Corrosion 2000, Paper No. 203,

(19) C. Guerre, O. Raquet, E. Herms et al., "SCC

NACE, (2000).

Growth Behavior of Austenitic Stainless Steels in(11) P.L. Andresen, L.M. young, W.R. Catlin et al.,PWR Primary Water Conditions," Proc. 12 th Int.

"Stress Corrosion Crack Growth Rate Behavior ofConf. Environmental Degradation of Materials in

Various Grades of Cold Worked Stainless Steel in

Nuclear Systems, Salt Lake City, Aug. 14-18 (2005).

High Temperature Water," Corrosion 2002, Paper(20) K. Arioka, T. Yamada, T. Terachi and R.W.

No. 2511, NACE, (2002).

Staehle,(12) K. Arioka, "Effect of Temperature, Hydrogen and"Intergranular

StressBoric Acid Concentration on IGSCC Susceptibility

inof Annealed 316 Stainless Steel," Proc. Int. Symp.

Corrosion, Corrosion, 62[1], p.74, (2006).

Fontevraud 5, Sept. 23-27 (2002).

Corrosion

Cracking Behavior of Austenitic Stainless Steels
Hydrogenated

High-Temperature

Water,"(21) T. Terachi, K. Arioka, "Characterization of Oxide(13) K. Arioka, T. Yamada and T. Takumi, "Influence

Film Behaviors on 316 Stainless Steels in High-of Boric Acid, Hydrogen Concentration and Grain

Temperature Water - Influence of Hydrogen and

Boundary Carbide on IGSCC Behaviors of SUS

Oxygen, Considerations for Initiation of SCC -,"316 under PWR Primary Water," Proc. 11

th

Int.

Conf. Environmental Degradation of Materials in
Nuclear Systems, Stevenson, Aug. 10-14 (2003).

Corrosion 2006, Paper No. 6608, NACE, (2006).
(22) R.B. Rebak, Z. Xia, and Z.S.-Smialowska, "Effectof Temperature and Cold Work on the Crack

193

Growth Rate of Alloy 600 in Primary Water,"

Monocrystalline and Polycrystalline Alloy 600,"

Corrosion, 51[9], p.689, (1995).

Proc. 9 th Int. Conf. Environmental Degradation of(23) W.C. Moshier and C.M. Brown, "Effect of Cold
Work

and

Corrosion

Processing
Cracking

Orientation

BehaviorofonStress

Alloy

600,"

Corrosion, 56[3], p.307, (2000).

Materials in Nuclear Systems, Newport Beach, Aug.
1-5 (1999).
(33) A. Toivonen, U. Ehrnsten, W. Karlsen, et al.,"Fractographic

Obserbations

onaHighly(24) P.L. Andresen, "Similarity of Cold Work and

Irradiated AISI 304 Steel After Constant Load

Radiation Hardening in Enhancing Yield Strength

Tests in Simulated PWR Water and Argon andand SCC Geowth of Stainless Steel in Hot Water,"after supplementary Tensile and Impact tests,"

Corrosion 2002, Paper No.02509, NACE, (2002).

Proc. 12 th Int. Conf. Environmental Degradation of(25) K.

Fukuya,M.

Nakano,

K.

Fujii

et

al.,

"Separation of Microstructural and Microchemical

Materials in Nuclear Systems, Salt Lake City, Aug.
14-18 (2005).

Effects in Irradiation Assisted Stress Corrosion(34) K. Fukuya, M. Nakano, K. Fujii, T. Torimaru,

Cracking using Post-irradiation Annealing," J.

"IASCC Susceptibility and Slow Tensile Properties

Nucl. Sci. Technol., 41[12], p.1218, (2004).

of Highly-irradiated 316 Stainless Steels," J. Nucl.

(26) Y.C. Gao, K.C. Hwang, "Elastic-Plastic Fields in
Steady Crack Growth in a Strain-Hardening
Material," Proc. 5thInt. Conf. on Fracture, Cannes,

France, Vol. 2, p.669, (1981).

Sci. Technol., 41[6], p.673, (2004).
(35) 西岡弘雅, 福谷耕司, 藤井克彦 他, ｢中性子照射されたステンレス鋼の変形挙動｣, INSS Journal,
Vol.13, P.147 (2006).

(27) L.M. Young, P. L. Andresen, T. M. Angeliu,(36) D.J. Gooch, "The effect of Anisotropy on Creep"Crack tip strain rate: Estimates based on contin-

and Creep Crack Growth in Cold-worked C-Mn

uum theory and experimental measurement,"

Steel at 360℃," Materials Science and Engineering,

Corrosion 2001, Paper No.1131, NACE, (2001).

91, p.45, (1987).

(28) T. Shoji, T. Yamamoto, K. Watanabe et al., "3 DFEM Simulation of EAC Crack Growth Based on
the Deformation/Oxidation Mechanism," Proc. 11thInt. Conf. Environmental Degradation of Materials in
Nuclear Systems, Stevenson, Aug. 10-14 (2003).

(37) B. Soundararajan, D.D. Macdonald, "What can we
learn

from

the

coupling

current

about

the

mechanism(s)ofstresscorrosioncracking?"

Corrosion 2006, Proc. of research in progress Symp.,
NACE, p.61, (2006).

(29) G.A. Youn, W.W. Wilkening, D.S. Morton et al.,(38) 釜谷昌幸,｢複数分布する微視組織的微少応力腐"The Mechanism and Modeling of Intergranular

食割れに関する破壊力学的研究｣ 京都大学博士

Stress Corrosion Cracking of Nickel-Chromium-

学位論文, p.116, (2003).

Iron Alloys Exposed to High Purity Water," Proc.
12 th Int. Conf. Environmental Degradation of Materials
in Nuclear Systems, Salt Lake City, Aug. 14-18(2005).
(30) R.W. Staehle, "Dimensionality of SCC tips,"
Corrosion 2006, Proc. of research in progress Symp.
p.58, NACE, (2006).
(31) C.D. Thompson, H.T. Krasodomski, N. Lewis etal., "Prediction of PWSCC in Nickel Base Alloys
Using Crack Growth Rate Models," Proc.7 th Int.
Conf. Environmental Degradation of Materials in
Nuclear Systems, Breckenridge, Aug. 7-10 (1995).
(32) T. Magnin, F. Foct, O. de Bouvier, "Hydrogen
Effects

on

PWR

SCC

Mechanisms

in