127

ステンレス鋼溶接金属部の高温水中 SCC 進展挙動

―腐食電位，鋼種，熱時効，冷間加工および温度の影響―
SCC Growth Behavior of Stainless Steel Weld Metals in High-Temperature Water―Influence of Corrosion Potential, Weld Type, Thermal Aging, Cold-Work and Temperature―山田卓陽（Takuyo Yamada)＊

寺地巧（Takumi Terachi)＊

宮本友樹（Tomoki Miyamoto)＊

有岡孝司（Koji Arioka)＊

要約 ステンレス鋼溶接金属部の SCC 進展挙動に関して，酸素を添加した沸騰水型原子力発電所の通常水質で有意な SCC 進展が近年報告されている．しかし，加圧水型原子力発電所の 1 次冷却材環境下における同種の SCC 進展データは報告されていない．そこで本報告では，PWR1 次冷却材環境下におけるステンレス鋼溶接金属部の SCC 進展挙動を系統的に調べることを目的とした．鋼種，熱時効（400℃ 1 万時間）
，冷間加工（圧下率 20％）の影響について検討し，それらの挙動を含めて腐食電位の影響を検討した．加えて，低電位環境下については温度依存性についても検討した．
その結果，水素を添加した低電位条件では，(1)鋼種（316L と 308L），熱時効（＜ 400℃で 1 万時間）にかかわらず有意な SCC 進展は観察されない．(2)また，酸素添加条件においては顕著な SCC進展の加速が認められた 20％の冷間加工を加えても，低電位環境下では有意な SCC 進展は観察されない．(3)250℃，340℃での試験においても，溶接金属は有意な SCC 進展が観察されない．以上の結果から，ステンレス鋼溶接金属は PWR1 次冷却材環境下で優れた耐 SCC 進展性を示す．一方，酸素を添加した高電位条件では，(4)全ての材料条件（鋼種（316L と 308L），未時効と熱時効（400℃で 1 万時間，冷間加工 0 と 20％冷間加工）で，有意な SCC 進展が観察される．(5)316L と308L との間で有意な SCC 進展速度の差は見られない．(6)熱時効（400℃で 1 万時間）による SCC進展速度の変化は認められない．(7)20％の冷間加工により，SCC 進展速度は顕著に促進される．
キーワード

ステンレス鋼溶接金属，高温水中応力腐食割れ（SCC），SCC 進展速度，腐食電位，冷間加工，
軽水炉

Abstract
Recent studies on crack growth rate measurement in oxygenated hightemperature pure water conditions, such as normal water chemistry in boiling water reactors ,using compact tension type specimens have shown that weld stainless steels are susceptible to stresscorrosion cracking. However, to our knowledge, there is no crack growth data of weld stainlesssteels in pressurized water reactor primary water.
The principal purpose of this study was to examine the SCC growth behavior of stainless steel
weld metals in simulated PWR primary water. A second objective was to examine the effect of(1)corrosion potential, (2) thermal-aging, (3) Mo in alloy and (4) cold-working on SCC growth inhydrogenated and oxygenated water environments at 320°C. In addition, the temperaturedependence of SCC growth in simulated PWR primary water was also studied.
The results were as follows:(1)No significant SCC growth was observed on all types of stainlesssteel weld metals: as-welded, aged(400°C × 10 kh) 308L and 316L, in 2.7 ppm-hydrogenated(low-potential）water at 320°C.(2)20％ cold-working markedly accelerated the SCC growth ofweld metals in high-potential water at 320°C, but no significant SCC growth was observed in thehydrogenated water, even after 20％ cold-working.(3)No significant SCC growth was observed on
stainless steel weld metals in low-potential water at 250°C and 340°C. Thus, stainless steel weld
metals have excellent SCC resistance in PWR primary water. On the other hand,(4)significant SCC
growth was observed on all types of stainless steel weld metals: as-weld, aged(400°C × 10 kh) and
20％ cold-worked 308L and 316L, in 8 ppm-oxygenated (high-potential)water at 320°C.(5)Nolarge difference in SCC growth was observed between 316L(Mo)and 308L.(6)No large effect on
SCC growth was observed between before and after aging up to 400°C for 10 kh. (7) 20％
cold-working markedly accelerated the SCC growth of stainless steel weld metals.
＊(株)原子力安全システム研究所

技術システム研究所

128Keywords

stainless steel weld metals, stress corrosion cracking（SCC）in high-temperature water, SCC
growth rate, corrosion potential, cold-work, light water reactor

1.

はじめに摘されている(11)．この熱時効に関する研究結果によれば，フェライト相を 10 ないし 15％含むステンレ

ス テ ン レ ス 鋼 溶 接 金 属 部 の（stress corrosion

ス鋳鋼は，400℃の温度加速条件で 1 万時間の熱時効

cracking, SCC）進展挙動に関する最近の研究では，を施すと，靭性が有意に低下する(9)(10)．そこで，熱沸 騰 水 型 原 子 力 発 電 所（boiling water reactor,

時効の影響評価としては，この加速熱時効条件を選BWR）の 通 常 水 質（Normal water chemistry,定した．

NWC）のような酸素を添加した高温水中で有意な冷間加工の影響としては，以下の観点で未加工材

SCC 進展が観察されている (1)〜(4)．しかし，加圧水と 20％ CW 材を比較した．最近の研究結果 (12)〜(21)型原子力発電所（pressurized water reactor, PWR）によれば，高温高圧水中における非鋭敏化ステンレの 1 次冷却材環境下における同種の SCC 進展データ

ス鋼の粒界型応力腐食割れ（inter-granular stressは，著者らの報告(5)(6)を除き報告されていない．そcorrosion cracking, IGSCC）進展速度は，冷間加工

こで本報告では，PWR1 次冷却材環境下におけるス度により加速される．そこで，低電位環境下で有意テンレス鋼溶接金属部の SCC 進展挙動を調べることな SCC 進展の確認されている 20％ CW の条件を冷を目的とした．また，鋼種，熱時効（400℃× 1 万時間加工の影響として選定した．

間），冷間加工（cold-work, CW）の影響について温度の影響としては，加圧水型原子力発電所の使検討し，それらの挙動を含めて電位の影響を検討し用温度を考慮し，250℃，320℃，340℃の温度条件をた．加えて，低電位環境下については温度依存性に選定した．

ついても検討した．
鋼 種 の 影 響 に つ い て は，以 下 の 観 点 で 316L と2.

実験方法

2.1

供試材

308L 溶接金属について比較した．鋭敏化を主原因とするような高電位環境下における SCC については，Mo を含む 316 系ステンレス鋼は Mo を含まない 304系ステンレス鋼に比べて，耐 SCC 性が良いことが知ス テ ン レ ス 鋼 溶 接 金 属 は，市 販 の 316L お よ びられる(7)．軽水炉における溶接部では，この両ステ

308L の 溶 接 棒 を 用 い，そ れ ぞ れ 316（一 部

ンレス鋼の配管，枝管およびケーシング等の接合にSCS14A）と 304（一部 SCS13A）ステンレス鋼に V

化学組成の近い 316L，308L が良く用いられること

開先を施し，TIG 溶接あるいは初層部を TIG，中間から，鋼種の影響としてこの両鋼種を選定した．ま部を SMAW による多層盛りで製作したものを基本た，溶接法およびフェライト含有量の影響を比較す素材とした．図 1 に溶接完了時の外観を示す．図のる た め，溶 接 方 法（テ ィ グ 溶 接（tungsten inert

ように，溶接にあたっては溶接熱歪による変形を避gas, TIG）と 被 覆 ア ー ク 溶 接（shielded metal arc

けるため，母材を拘束台に固定した状態で行った．

welding, SMAW）），試験片採取位置（溶接初層部

溶接材の開先形状およびマクロ組織の代表例を図 2と溶接中間部）についても一部比較した．に示す．開先 A および C は，初層を TIG，中間層熱時効の影響については，以下の観点で未時効材を SMAW で溶接したもので，開先 B は全てを TIGと 400℃ 1 万時間時効材を比較した．ステンレス鋼溶接したものである．図中の白い線で示したように，溶接部は，一般に溶接時の熱間割れを防ぐために

開 先 形 状，採 取 位 置（初 層（TIG）と 中 間 層

10％程度のフェライト相を含む(8)．同様にフェライ（SMAW））およびフェライト含有量による違いを考

ト相を含むステンレス鋳鋼は，軽水炉の供用温度域慮するために，6 種類の採取位置で試験片を採取し，で長期間使用されると，このフェライト相がスピ一部の試験片は熱時効の影響評価のため 400℃で 1ノーダル分解を起こし硬化することにより，材料の万時間の熱時効処理を施した．20％冷間加工材につ靭性等が低下することが知られている(9)(10)．ステン

いては，開先 A（TIG + SMAW）の溶接方法で製作レス鋼溶接部においても，含有するフェライト相がした試験片を図 2 に示した圧延方向で圧延し，中間硬化し，いわゆる熱時効脆化が起こりうることが指層（SMAW）から試験片を採取した．SCC 進展領

129

表1

溶接金属の化学組成の代表例（カタログデータ）（wt.％)

CSi

Mn

PS

CrNi

Mo

Fe308L
溶接金属

0.032

0.35

1.45

0.024

0.002

19.53

9.79-Bal.

316L
溶接金属

0.024

0.42

1.56

0.025

0.002

19.26

12.11

2.20

Bal.

(a) 308Lᣂᮨྋᣂᮨྋ

100 µm⁈᥃㔘ᒌẍᮞ(b) 316L
図1

溶接状況の外観(a)㛜඙A ิᒒ TIG㸠SMAW䃊䍝㻔㻗㻑㻚 㻈100 µm෫㛣ຊᕝ᪁ྡྷ図3域近傍のミクロ組織の代表例を図 3 に示す．図から

䃊䍝㻔㻔㻑㻜 㻈(b)㛜඙B
TIG

溶接部のミクロ組織の代表例（樹枝状組織（デンドライト）がフェライト相)

2 mm(c)㛜඙C
ิᒒTIG㸠SMAW

䃊䍝㻛㻑㻚㻈䃊䍝㻔㻗㻑㻔㻈

試験片の SCC 進展方向は，溶接デンドライト方向とほぼ同一であった．

2.2

試験方法

SCC 進展試験は，1 次冷却材模擬水（500ppmB ＋2ppmLi）を 基 本 水 質 と し，水 素 添 加 条 件（2.7䃊䍝㻔㻔㻑㻚㻈䃊䍝㻙㻑㻛㻈

ppmDH2（30cc-STP/kg-H2 O と同等））および酸素添加条件（8ppmDO2）で実施した．これら腐食電位の比較は，320℃で実施し，水素添加条件については，SCC 進展挙動の温度依存性を確認するため，340℃および 250℃でも実施した．全ての荷重条件は

図2

溶接開先形状とマクロ組織の代表例

一 定 荷 重 と し，応 力 拡 大 係 数 の 目 標 値 は K ≒13030MPa･m½とした．

3.

実験結果

3.1

SCC 進展速度に及ぼす電位，鋼種，熱時効，冷間加工の影響

SCC 進展試験終了後，試験片を大気中疲労試験機で強制開放し，デジタルマイクロスコープおよび走査 型 電 子 顕 微 鏡（scanning electron microscopy,SEM）で破面観察し，破面形態と SCC 進展深さを評価した．SCC 進展深さは，板厚方向に 10 点計測

320℃の酸素添加条件における溶接金属の SCC 進しその平均値とした．SCC 進展深さが局所的な場合

展 破 面 を 図 4 (a) 〜 (f) に 示 す．ま た，図 中 四 角 では，進展領域の面積を求め，板厚方向に平均的に進囲った部分を SEM 観察した結果を図 4 下段に示す．

展したと仮定し，平均 SCC 進展深さとした．SCC

図 4（a)(d)は溶接まま，(b)(e)は 400℃で 1 万時間

進 展 速 度 CGR（mm/sec）は，次 式 の よ う に SCCの熱時効，(c)(f)は 20％ CW の 308L と 316L 溶接金

進展深さ a（mm）を試験時間 t（sec）で除して求め属である．図から全ての条件の溶接金属が，有意なた．

SCC 進展を示している．図 4 下段に示すように，その 破 面 形 態 は 主 に デ ン ド ラ イ ト 境 界（inter-CGR ＝ a ／ t(1)

dendrite, ID）型を呈しており，BWR 条件で報告(1)〜(4) されている破面形態と同様であった．図 5 に，ステンレス鋼溶接金属の SCC 進展経路の代表例を示す．図中左は，316L 溶接材のき裂部の電子線後方散乱回折（electron back scattering diffraction, EBSD）(c) 20%CW 308L
஢䛓⿛(a) ⁈᥃䜄䜄 308L஢䛓⿛(b) ⇍᫤ຝ䈓 308L஢䛓⿛

SCCSCC(d) ⁈᥃䜄䜄 316L஢䛓⿛(e) ⇍᫤ຝ䈓 316L஢䛓⿛(f) 20%CW 316L஢䛓⿛

SCCSCC஢䛓⿛

IDSCC2 mm
஢䛓⿛

஢䛓⿛

IDSCC

IDSCC

500 µm䠃䠁䠄ム㥺⎌ሾ䠌㻖㻕㻓䉔䚮㻘㻓㻓㼓㼓㼐㻥㻎㻕㼓㼐㻯㼌㻏㻃㻛㼓㼓㼐㻃㻧㻲㻕䚮㻮䍝㻖㻓㻰㻳㼄䝿㼐ム㥺᭿㛣䠌㻕㻕䡐㻖㻙᪝㛣㻃䈓䠌⇍᫤ຝ᮪௲㻗㻓㻓䉔㽙㻔㻓㻏㻓㻓㻓㼋㻃図4

き裂進展試験後の破面観察結果（上段，中段：デジタルマイクロスコープ）（下段：SEM による拡大観察（観察位置は中段青四角に対応））（典型的な IDSCC を，赤枠点線で示す）

131

஢䛓⿛

㻶㻦㻦

㻶㻦㻦䝙䜫䝭䜨䝌┞⤎ᬏ᪁నᅒ㻃

図5⤎ᬏ᪁నᅒ䟺ᣉኬ䟻㻃┞ฦ㞫ᅒ㻃⥫䠌䃊䚮㉝䠌䃉㻃䜨䝥䞀䜼㻃䜳䜮䝮䝊䜧䝢䝇䝛き裂断面観察結果の代表例（316L 溶接まま）(b) 20%CW 308L(a) ⁈᥃䜄䜄 308L

஢䛓⿛஢䛓⿛ୌ㒂䛱㐅ᒈ(c) ⁈᥃䜄䜄 316L(d) ⇍᫤ຝ䈓 316L஢䛓⿛஢䛓⿛

SCC 㐅ᒈ䛰䛝(e) 20%CW 316L
஢䛓⿛

ୌ㒂䛱㐅ᒈ

ム㥺⎌ሾ䠌㻖㻕㻓䉔䚮㻘㻓㻓㼓㼓㼐㻥㻃㻎㻃㻕㼓㼐㻯㼌㻏㻃㻕㻑㻚㼓㼓㼐㻃㻧㻫㻕䚮㻮䍝㻖㻓㻰㻳㼄䝿㼐䠃䠁䠄ム㥺᭿㛣䠌㻔㻓㻓䡐㻔㻔㻛᪝㛣㻃

2 mm䈓䠌⇍᫤ຝ᮪௲㻗㻓㻓䉔㽙㻔㻓㻏㻓㻓㻓㼋㻃図6

き裂進展試験後の破面観察結果（上段，下段：デジタルマイクロスコープ）による結晶方位図である．図中青枠で囲ったき裂先320℃の水素添加条件における溶接金属のき裂進展端部を拡大して EBSD 測定を実施し，その SCC 進破面の代表例を図 6 に示す．図 4 と同様に，図 6(a)展経路を確認した．図中の拡大図は，左から結晶方(c)は溶接まま，(d)は 400℃で 1 万時間の熱時効，位図，相分離図，イメージクオリティマップで，図(b)(e)は 20％ CW の 308L と 316L 溶接金属である．

から SCC はフェライト/オーステナイト界面を進展

図 6(b)(e)に見られるように，20％ CW 材では局部しており，これも BWR 条件で報告 (2)(3) されている

的にき裂進展がみられるものの，全ての条件の溶接SCC 進展経路と同様であった．

金属で，有意な SCC 進展が観察されない．図 6 には

132

代表例のみ示したが，溶接まま条件では，316L 溶接推察され，本質的に大きな差はないものと考えられ金属については 4 条件（開先 A の初層部（TIG），る．一方で，図中赤（●，▲）で示した水素添加条中間部（SMAW），開先 B の初層部（TIG），中間部

件では，酸素添加条件で加速の認められた 20％ CW（TIG）），308L 溶接金属については 2 条件（開先 C

条件を含め，全ての条件で有意な SCC 進展は観察さの 初 層 部（TIG），開 先 A あ る い は C の 中 間 部

れず，酸素添加条件の挙動と大きく異なる．以上の（SMAW））で SCC 進展試験を実施し，有意な SCC結果からステンレス鋼溶接金属は，鋼種（316L と進展が観察されなかった．図 2 に示したように，溶308L），溶接方法（TIG と SMAW），7〜15％の範囲

接方法と採取位置によりフェライト相含有量がのフェライト相量，400℃ 1 万時効までの熱時効およ

7〜15％ ま で 異 な る．こ れ ら 全 て の 条 件 で 有 意 なび 20％までの冷間加工にかかわらず，このような低SCC 進展が観察されず，低電位環境下における SCC

電位環境下で優れた耐 SCC 進展性を示す．

進展挙動は，鋼種（308L と 316L），溶接方法（TIGと SMAW）およびフェライト含有量（7〜15％）に3.2

温度依存性影響されない，という結果が得られた．
図 4 および図 6 の SCC 進展破面から求めた SCC

前節まで，ステンレス鋼溶接金属の SCC 進展挙動

進展速度を，各電位，材料条件ごとにまとめたもの

は，PWR1 次冷却材環境下において優れた耐 SCCを図 7 に示す．図中青（○，△）で示した酸素添加進展性を示すことを 320℃で確認した．ここでは，

条件では，316L，308L 溶接金属ともに有意な SCC

実機使用温度を考慮し，340℃および 250℃における進展が見られ，そのき裂進展速度は，20％ CW によSCC 進 展 挙 動 を 確 認 す る．図 8 に 示 す よ う に，り顕著に促進される．400℃で 1 万時間までの熱時340℃試験については 170 日間，250℃試験について効，および鋼種（316L と 308L）の違いによる SCC

は 404 日間の長期間の SCC 進展試験を実施した．そ進展速度の差は観察されない．溶接ままおよび熱時の結果，この両温度で有意な SCC 進展は全く観察さ効材の SCC 進展速度は，図中黒ひし形（◇）で示しれなかった．冷間加工したステンレス鋼の SCC 進展

た BWR の NWC 条件での SCC 進展速度(1)に比べての温度依存性がほぼアレニウス型の挙動を示すこと若干早いが，これは試験温度や水質が異なるためと(20)(21) を考えると，ステンレス鋼溶接金属の挙動についても 250℃〜340℃の温度範囲では特異な挙動を示すとは考え難い．従って，低電位環境下のこの温㻶㻦㻦㐅ᒈ㏷ᗐ䟺㼐㼐㻒㼖㼈㼆䟻㻃㻔㻑㻨㻐㻓㻘 㻖㻕㻓䉔㻏㻃㻥㻝㻘㻓㻓㼓㼓㼐㻏㻃㻯㼌㻝㻕㼓㼓㼐㻃

度範囲において，ステンレス鋼溶接金属は優れた耐䕵䕝䠌㻖㻔㻙㻯㻒㻖㻓㻛㻯㻃㼚㼈㼏㼇㻃㻋㻧㻲㻕㻏㻖㻕㻓䉔㻌㻃䕹䕜䠌㻖㻔㻙㻯㻒㻖㻓㻛㻯㻃㼚㼈㼏㼇㻃㻋㻧㻲㻕㻏㻖㻕㻓䉔㻌㻃㻔㻑㻨㻐㻓㻙 䕱䟺㻔䟻䠌㻖㻔㻙㻯㼚㼈㼏㼇㻋㻖㻓㻓㼓㼓㼅㻧㻲㻕㻏㻕㻛㻛䉔⣟Ề䟻㻃䈓㻔㻃㻔㻑㻨㻐㻓㻛㻋㼅㻌㻃㻖㻓㻛㻯 ⁈᥃䜄䜄㻃ム㥺Ὼᗐ䠌㻕㻘㻓䉔஢䛓⿛

SCC 㐅ᒈ䛰䛝䈓㻖㻃 䈓㻗㻃䈓㻕㻃⁈᥃䜄䜄⇍᫤ຝ㻕㻓㻈㻦㻺䟺㻗㻓㻓䉔㽙㻔㻓㻓㻓㻓㼋䟻䈓㻔䠌㛜඙ 㻥 ୯㛣㒂䟺㻷㻬㻪䟻㻃䈓㻕䠌㛜඙ 㻤 ิᒒ㒂䟺㻷㻬㻪䟻㻃䈓㻖䠌㛜඙ 㻦 ิᒒ㒂䟺㻷㻬㻪䟻䛮୯㛣㒂䟺㻶㻰㻤㻺䟻㻃䈓㻗䠌㛜඙ 㻤 䛴ิᒒ㒂䟺㻷㻬㻪䟻䛮୯㛣㒂䟺㻶㻰㻤㻺䟻䚮㛜඙ 㻥 䛴ิᒒ㒂䟺㻷㻬㻪䟻䛮୯㛣㒂䟺㻷㻬㻪䟻㻃䈓䈓䠌エ㍍䛴↋䛊䜈䛴䛵䚮㻶㻰㻤㻺㻃

図7㻋㼄㻌㻃㻖㻓㻛㻯 ⁈᥃䜄䜄㻃ム㥺Ὼᗐ䠌㻖㻗㻓䉔஢䛓⿛㻔㻑㻨㻐㻓㻚

㻔㻑㻨㻐㻓㻜

SCC 進展性を示すことが期待される．

き裂進展速度に及ぼす腐食電位，鋼種，熱時効および冷間加工の影響㻋㼆㻌㻃㻖㻔㻙㻯 ⁈᥃䜄䜄㻃ム㥺Ὼᗐ䠌㻖㻗㻓䉔㻃㻋㼇㻌㻃㻖㻔㻙㻯 ⁈᥃䜄䜄㻃ム㥺Ὼᗐ䠌㻕㻘㻓䉔㻃

஢䛓⿛

஢䛓⿛

SCC 㐅ᒈ䛰䛝

2 mmム㥺⎌ሾ䠌㻘㻓㻓㼓㼓㼐㻥㻃㻎㻃㻕㼓㼐㻯㼌㻏㻃㻕㻑㻚㼓㼓㼐㻃㻧㻫㻕㻮䍝㻖㻓㻰㻳㼄䝿㼐䠃䠁䠄䚮ム㥺᭿㛣䠌㻔㻚㻓䡐㻗㻓㻗᪝㛣㻃
図 8 き裂進展試験後の破面観察結果

133

4. 考察
4.1

進展速度(20)は，硬さの増加に伴い速くなっており，HV=270 程度では 10-7 mm/sec 程度の SCC 進展を示

SCC 進展速度に及ぼす硬さの影響す．しかし，溶接金属の場合は，HV ＝ 350 でも有意な SCC 進展が観察されない．このことは，材料に高温水中における非鋭敏化ステンレス鋼の SCC 進

よっては，単純な耐力の増加では冷間加工による展速度は，冷間加工度により加速される(12)〜(21)．加

SCC 進展速度の加速要因を説明できないことを示し

工により SCC 進展速度が加速される挙動に関してている．

は，Andresen ら(16)は加工材の SCC 進展試験と照射

このステンレス鋼溶接金属が，低電位環境下でな材データから，加工や照射に関係なく，SCC 発生にぜ優れた耐 SCC 進展性を示すのかは，現状不明であはき裂先端の塑性歪を決定する耐力が大きく関与する．BWR に お け る SCC 進 展 試 験 結 果 で は，るとの報告をしている．このような材料の耐力がMaruno ら(22)は，フェライト相に接するオーステナ

SCC 進 展 挙 動 に 影 響 す る と い う 報 告 は，他 にイト相で転位の集積を観察し，またこれにより相境Speidel ら(13)，Shoji ら(17)や Castano ら(18)からも報界ではオーステナイト相が優先的に溶解すると考察告されており，加工が SCC を促進するひとつの大きしている．本報告においても，酸素添加条件でのな要因と考えられる．著者らの研究結果においても，

SCC 進展経路はフェライト/オーステナイト相境界

冷間加工度を変えた SUS316 の SCC 進展速度は，耐であることから，材料組織的な観点では，このフェ力と良い相関がある(20)．一般に耐力と硬さの間にはライト相が何らかの役割を果たしているものと推察

良い相関があるので，ここでは各条件の溶接金属のされるが，これについては今後更なる検討が必要で硬さと SCC 進展速度の関係を検討する．

ある．

表 2 に各材料条件の溶接金属の硬さを示す．硬さは，材料全体の耐力との相関を見るために，荷重㻔㻑㻨㻐㻓㻘

1kg で測定した．表から，316L，308L 溶接金属ともに，400℃ 1 万時間の時効により HV=30 程度の硬さの増加が見られる．これは，熱時効によりフェライ
また，20％ CW 材では，ともに HV=120 程度の硬さの増加が見られ，これは冷間加工による加工硬化によるものと考えられる．図 9 に SCC 進展速度に及ぼす硬さの影響を示す．図中青（○，△）で示した酸素添加条件では，400℃で 1 万時間の熱時効による硬㻶㻦㻦㐅ᒈ㏷ᗐ㻏㻃㻋㼐㼐㻒㼖㼈㼆㻌

ト相が硬化したことに起因するものと推察される．

㻔㻑㻨㻐㻓㻙㻖㻕㻓䉔㻏㻃㻥㻝㻘㻓㻓㼓㼓㼐㻏㻃㻯㼌㻝㻕㼓㼓㼐㻃䕱䠌㻶㻸㻶㻖㻔㻙㻋㻷㻐㻶䟻㻋㻧㻲㻕㻌㻋㻕㻓㻌䕰䠌㻶㻸㻶㻖㻔㻙㻋㻷㻐㻶㻌㻃㻋㻧㻫㻕㻌㻋㻕㻓㻌䕵䕝䠌㻖㻔㻙㻯㻒㻖㻓㻛㻯㻃㼚㼈㼏㼇㻃㻋㻧㻲㻕 㻌㻃䕹䕜䠌㻖㻔㻙㻯㻒㻖㻓㻛㻯㻃㼚㼈㼏㼇㻃㻋㻧㻫 㻕㻌㻃㻔㻑㻨㻐㻓㻚㻔㻑㻨㻐㻓㻛

化では判然としないが，20％ CW による加工硬化では SCC 進展速度は速くなる．図中青（◇）で示した

㻔㻑㻨㻐㻓㻜
㻔㻓㻓

酸素添加条件での SUS316（T-S 方位）の SCC 進展㻔㻘㻓㻕㻓㻓㻕㻘㻓
㻖㻓㻓䝗䝇䜯䞀䜽◫䛛㻏㻃㻋㻫㻹㻋㻔㼎㼊㻌㻌㻖㻘㻓㻗㻓㻓

速度(20)も，硬さの増加とともに速くなる傾向が見ら
図9

れ，硬さあるいは耐力の増加が SCC 進展の加速要因

き裂進展速度に及ぼす硬さの影響と考えられる．一方で，図中赤（●，▲）で示した
水素添加条件のデータでは，硬さと無関係に有意なSCC 進展が観察されない．図中赤ひし形（◆）で示5.

まとめした水素添加条件での SUS316（T-S 方位）の SCC
ステンレス鋼溶接金属の 1 次冷却材模擬水中の
表2各溶接材の硬さ

SCC 進展挙動を調べ，以下の結果を得た．

HV(1)

溶接まま

熱時効20%CW

308L

214245339316L

226253349

水素添加条件（250℃〜340℃，500ppmB ＋2ppmLi，2.7ppm DH2）(1)水素添加条件（低電位環境下）では，ステンレス

134

鋼 溶 接 金 属 は，鋼 種（308L，316L），溶 接 方 法

mental degradation of materials in nuclear（TIG，SMAW），フェライト含有量（7〜15％）おpower systems, Whistler, British Columbia,

よび熱時効（＜ 400℃で 1 万時間時効）にかかわら(2007).
(２) R.Ishibashi, T.Kato, J.Kuniya, H.Fujimori,

ず，全く SCC 進展は観察されない．
(2)20％の冷間加工を加えても，有意な SCC 進展は

Y.Kitsunai T.Karasuma and M.Kodama,

観察されず，ステンレス鋼溶接金属は上記のようなProceedings of the 52nd JapanConference on

低電位環境下で優れた耐 SCC 性を示す．

Materials and Environments, B-208(2005).

(3)250℃，340℃での試験においても，ステンレス鋼(３) H.Abe, K. Shimizu and Y.Watanabe, Pro-

溶接金属は有意な SCC 進展が観察されず，上記のceedings of the 53rd Japan Conference on

ような低電位環境下で，かつ 250℃〜340℃の温度

Materials and Environments, D-204(2006).

範囲において，ステンレス鋼溶接金属は優れた耐(４) K.Kumagai, S.Suzuki and K.Asano, Fontevraud 6,(2006)

SCC 性を示すことが期待される．
(4)このような優れた耐 SCC 性を示す材料因子として，フェライト相が何らかの役割を果たしているものと推察されるが，これについては今後更なる検討(５) 山田卓陽，寺地巧，有岡孝司，日本原子力学会
2008 年春の年会予稿集 , E28(2008).
(６) T.Yamada, T.Terachi, K.Arioka, Proceedings of JSCE Materials and Environments,が必要である．

A-206(2008).
酸素添加条件（320℃，500ppmB + 2ppmLi，8ppmDO2）(5) 酸 素 添 加 条 件（高 電 位 環 境 下）で は，316L，308L 溶接金属ともに有意な SCC 進展が観察される．

(７) 小若正倫，金属の腐食損傷と防食技術，アグネ
承風社(８) 向井喜彦，ステンレス鋼の溶接，日刊工業新聞社(6)溶接金属 316L と 308L の間に，有意な SCC 進展速度の差はない．

(９) 山 田 卓 陽，根 岸 和 生，工 藤 大 介，桑 野 壽，
INSS JOURNAL, Vol.7, P.145(2000).

(7)熱時効（＜ 400℃で 1 万時間時効）による SCC進展速度の変化は認められない．

(10) T.Yamada, S. Okano, H. Kuwano: Journal of
Nuclear Materials, 350, pp.47-55.(2006).

(8)20％の冷間加工により，上記のような高電位環境(11) S.A.David, J.M.Vitek, and D.J. Alexander,

下のステンレス鋼溶接金属の SCC 進展速度は，顕Journal of Nondestructive Evaluation, Vol.

著に促進される．

15, Nos. 3/4, pp.129-136,(1996).

(9) SCC 破 面 形 態 は デ ン ド ラ イ ト 境 界（inter-(12) Y.Kanazawa and M.Tsubota, Stress Corro-dendrite, ID）型を呈し，また SCC 進展経路は主sion Cracking of Cold Worked Stainless Steel inにオーステナイト／オーステナイト粒界およびフェHigh Temperature Water, Corrosion 94ʼ Nace,ライト/オーステナイト界面であった．

Baltomore, 1994, Paper No.237(1994).
(13) M.O. Spidel, Vortrag 5 VGB Konferenz:

謝辞

Korrosion und Korrisionsschultz in der Kraftwerkstechnik, Essen,(1995).

本研究を遂行するにあたり，腐食試験等の実施にあたっては，（株）原子力安全システム研究所
グループ

材料

村上公治氏，平尾充司氏，高瀬亮人氏の多大な協力があった．この場を借りて謝意を表します．

(14) P.L. Andresen, T.M. Angeliu, W.R. Catlin,L.M.

YoungandR.M.

Horn,

Corro-sion/2000,paper No.203(2000).
(15) L.M. Yong, P.L. Andresen, T.M. Angeliu,
Corrosion/2001, paper No.01131(2001).
(16) P.L.Andresen,@Similarity of cold work and文献

radiation

hardeningin

enhancingyieldstrength and SCC growth of stainless steel in(１) J.R.Hixton, J.H.Kim, R.G.Ballinger, Proc.
of the 13th international conference on environ-

hot water,ACorrosion/2002, Paper No.2509(2002).

135(17) T. Shoji, G. Li, J. Kwon, S. Matsushima andZ. Lu, Proceedings of the 11th Int. Symposium on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems, Stevenson,
WA, pp.834-844, (2003).
(18) M.L. Castano Marin, M.S. Garcia Redondo,G. de Diego Velasco, D. Gomez Biceno,
Proceedings of the 11th Int. Symposium onEnvironmental Degradation of Materials inNuclear Power Systems, Stevenson, WA,
pp.845-854, (2003).
(19) 寺 地 巧，山 田 卓 陽，千 葉 吾 郎，有 岡 孝 司，INSS JOURNAL, Vol.13, pp.179-193, (2006).
(20) K.Arioka, T.Yamada, T.Terach and G.. Chiba,Corrosion, Vol. 63, No. 12, pp. 1114- 1123
(2007).
(21) K. Arioka, T. Yamada, T. Terach and T.
Miyamoto, Corrosion, Vol. 64, No. 9, pp.
691-706(2008).
(22) Y. Maruno, J. Kaneda, R. Obata, M. Koshiishi,
M.Ando and K.Nakata, Proceedings of JSCE
Materials and Environments A-201,(2009).