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INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-8

ステンレス鋼の溶接熱影響部での応力腐食割れ（SCC）挙動の検討―溶接線からの距離による影響―
A Study on SCC Behavior in Weld Heat-Affected Zone of Stainless Steels―Influences of Distance from a Weld Line―青木

政徳 (Masanori Aoki)＊ 1

寺地

巧 (Takumi Terachi)＊ 2

山田

卓陽 (Takuyo Yamada)＊ 1

有岡

孝司 (Koji Arioka)＊ 1

要約 これまで PWR １次系水質環境ではステンレス鋼の SCC は発生しないと長い間考えられてきたが，美浜 2 号機蒸気発生器（SG）管台セーフエンド部（ステンレス鋼・SUS316）に SCC の可能性のある割れが確認された．割れは溶接線から 3〜5 mm 離れた範囲に集中していたことから，PWR １次系水質環境におけるステンレス鋼の溶接熱影響部での SCC 感受性に及ぼす材料要
因に関し溶接線からの距離の影響について検討した．試験材には SG 管台セーフエンド部を模擬した配管（SUS316）を用い，水温 320 ℃にて PWR １次系水質模擬環境下で SCC 進展試験を行った．また，溶接線からの距離に応じた金属組織，粒界組成および硬さ分布を確認した．
その結果 SCC 進展試験では，溶接線からの距離が 1〜4 mm の領域において進展速度に有意な差は確認されなかった．一方，金属組織観察では，1〜2 mm の粒界の一部に炭化物の析出が確認された．粒界組成分布においても，炭化物が確認された粒界では Cr 濃度の減少が確認された．
硬さについては，溶接線から 1〜4mm 離れた領域で高い硬さ分布が確認された．
溶接線から 1〜2 mm の領域では炭化物の析出による SCC 抑制の可能性が考えられたが，溶接線から 1〜4 mm の全領域で SCC 進展速度に差は確認されなかった．進展速度および硬さが共に5〜10 % 冷間加工の SUS316 と同程度であることから，溶接熱ひずみによる硬化がこの部位での進展速度へ影響を及ぼしていると考えられたが，実機で 3〜5 mm の範囲に割れが集中した要因はSCC 進展試験結果からは説明できなかった．SCC 発生の観点での更なる検討が望まれる．
キーワード

応力腐食割れ，PWR １次系水質，ステンレス鋼，溶接熱影響部，SCC 進展速度，粒界組成，硬さ分布

Abstract
For a long time, it has been thought that stress corrosion cracking (SCC) does
not occur for stainless steel exposed to the PWR primary water environment. But recently cracks
that might be due to SCC were found in the steam generator (SG) inlet nozzle safe-end 3-5 mmaway from a weld line at the Mihama Unit 2. Then the influences of the distance from a weld lineon the SCC susceptibility were investigated in a weld heat-affected zone of stainless steels
exposed to the PWR primary water environment. SCC growth tests were performed using
SUS316 simulating the SG safe-end in the PWR primary water environment at 320°C. And
observations of micro structure, grain boundary composition and hardness distribution were
measured to clarify the dependence on the distance from a weld line.
As a result, no significant differences were found in the SCC growth rate throughout the region
1-4 mm away from the weld line. Some carbide was observed at the grain boundaries 1-2 mm
away from the weld line. In addition, the decrease of Cr concentration was recognized aroundsuch the grain boundaries. In the hardness profile, there was a peak around 1-4 mm away fromthe weld line.
In the region 1-2 mm away from the weld line, it was expected that the SCC resistance would
be improved by the presence of carbide. But no significant differences were found in the SCC
growth rate throughout the region 1-4 mm away from the weld line. Both growth rate andhardness are at the same level as SUS316 with 5-10% cold work, then, the SCC growth rate in thisarea might be affected by the hardening due to the thermal strain of welding heat. The reason
why cracks were found only 3-5mm away from a weld line was not explained from the present
SCC growth tests. Further examinations about initiation of SCC would be required.
Keywords＊1＊2

Stress corrosion cracking: PWR primary water: Stainless steel: Heat-affected zone: SCC
growth rate: Grain boundary composition: Hardness distribution.

(株)原子力安全システム研究所 技術システム研究所
元(株)原子力安全システム研究所 技術システム研究所 現在関西電力(株)INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-8

1. 緒言

119

の生成は SCC 進展抑制(12)〜(14)に，粒界 Cr 濃度の減
少および材料の硬化は SCC 進展促進(12),(13)にそれぞ

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

れ寄与する．また，鋭敏化のように炭化物の生成と粒は金属材料の重要な劣化事象の一つであり，原子力発

界 Cr 濃度の減少が同時に起こる場合では抑制側に作電所においても高経年化対策の重要課題と考えられて用する．このように熱による材料変化は SCC に対しいる(1)-(3) ．沸騰水型軽水炉（Boiling Water Reactor,

相反する影響を及ぼし，また溶接の入熱や材料組成にBWR）では 70 年代頃からステンレス鋼の SCC の発

よって鋭敏化や熱ひずみによる硬化の程度も変化する

生 が 報 告 さ れ て お り (4) - (6) ，比 較 的 早 い 時 期 か ら

ので，実機あるいは実機を模擬した試験材での挙動把BWR 水質環境下におけるステンレス鋼の SCC に関握が必要である．

する研究が進められてきた．

以上のことから，割れが 3〜5mm の範囲に集中し一方，加圧水型軽水炉（Pressurized Water Reac-

た こ と に 着 目 し，溶 接 熱 影 響 部（Heat-Affected

tor, PWR）では，蒸気発生器や原子炉圧力容器の管

Zone, HAZ 部）での SCC 進展感受性に及ぼす材料要台部等で用いられているニッケル基合金（600，132

因（金属組織や粒界組成等）による影響を評価するた合金）で SCC が発生し，その対策として 600 合金かめ，ステンレス鋼の溶接線からの距離と SCC 進展速ら 690 合金への変更などの措置がとられてきたもの

度や粒界組成，硬さとの相関について検討した．

の，ステンレス鋼での SCC については照射の影響を受けた IASCC や酸素滞留部での SCC 発生のように

2.

試験方法

2.1

試験材

一部の例外的な報告があるだけであった(7)-(9) ．このようなことから，PWR １次系環境下（還元性雰囲気下）ではステンレス鋼の SCC は発生しないと長い間考えられてきた経緯があり，PWR １次系水質環境下試験材（モックアップ材）の形状を図 1 に示す．こでのステンレス鋼の SCC に関する研究の歴史は浅く，の試験材は PWR の圧力容器出口セーフエンド-主冷メカニズムをはじめ未解明な部分が多い．

却配管（Main Coolant Pipe, MCP）継手を模擬して作製された管材である．セーフエンド部の材料はステ
近年，美浜発電所２号機の蒸気発生器管台セーフエ ⹜㛎ᣇᴺ
ンド部（ステンレス鋼）において，溶接線からの距離⹜㛎᧚
ンレス鋼 SUS F316（JIS G 3214(1991) SUS F 316）で3〜5mm の範囲に粒界割れが確認された(10)(11)．このあり，材料組成および機械的特性をそれぞれ表 1 およ

事実は PWR １次系水質環境下でもステンレス鋼にび表 2 に示す．

SCC が発生する可能性があることを示唆しており，
PWR １次系水質環境下でのステンレス鋼の SCC についてさらに詳細な検討が必要である．

䋨න૏䋺㫄㫄䋩
145

SCC が発生した領域は溶接時に何らかの熱影響を19553受けていると考えられ，溶接部近傍の材料の変化として，いわゆる熱鋭敏化による変化と熱ひずみによる硬化が想定される．前者の熱鋭敏化による粒界 Cr 炭化物の生成およびその周辺での Cr 欠乏層の生成については，実機セーフエンド材では明確な鋭敏化は報告さ

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185°
25°
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れていない (10),(11)．一方，後者の熱ひずみによる硬化については，実機セーフエンド材においても溶接部

㱢895

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SUS㪊㪈㪍㪣㪄㪟㪧

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近傍での硬化が確認されている(11)．これらの変化は，

図1

PWR １次系水質環境下でのステンレス鋼の SCC に試験材の形状対して影響を及ぼすことが知られており，粒界炭化物
表1
SUS F316

C
0.05

Si
0.52

Mn
1.81

試験材の材料組成(mass %)
P
0.023

S
＜ 0.001

Ni
13.11

Cr
16.08

Mo
2.11

N
0.04

120

表2

2.2



試験材の機械的特性（室温）0.2% 耐力
(MPa)

引張強さ
(MPa)

伸び
(%)

絞り
(%)

硬さ
(HV1)

246

526

60

81

143

試験片

の意）および 0.5TCT 試験片とした．採取位置例を
図 4 および図 5 に示す．試験片切り欠き位置について試験材から SCC 進展試験用に試験片を採取，加工は，溶接線からの距離が 0.7TCT の場合は 1，4 mm，した．試験片の形状を図 2 および図 3 に示す．試験片

0.5TCT の場合は 1，2，3，4 mm となるようそれぞは ASTM（American Society for Testing and Mate-

れ採取した．

rials，米国材料試験協会）（E399）(15)にて標準化された 0.7TCT（0.7 インチ厚の CT（Compact Tension）

17.5

43.6
35

2-Ǿ8.9䊥䊷䊙
EDM䊉䉾䉼
1.5 2.0

∋ഭ੍䈐ⵚ

2



42

⹜㛎

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19.25

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R=0.1

12.0

図2

0.7TCT 試験片寸法（単位：mm）

図3

0.5TCT 試験片寸法（単位：mm）

図4

0.7TCT 試験片の採取位置（例；溶接線からの距離 1mm）

図50.5TCT 試験片の採取位置（例；溶接線からの距離 1mm）

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5%% ㅴዷ⹜㛎

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-8

2.3 SCC 進展試験

2.4

121

TEM 組織観察

本研究で実施した SCC 進展試験には，循環ループ

試験材の溶接線からの距離と金属組織や粒界組成と付の腐食試験装置を使用した．装置の概略図を図 6 にの 関 係 に つ い て，高 分 解 能 の 透 過 型 電 子 顕 微 鏡

示す．試験環境は PWR の 1 次系を模擬した環境とす（Transmission Electron Microscope, TEM）に よ りるために，あらかじめホウ酸と水酸化リチウムにて評価を行った．図 7 に示したように，SCC 進展試験

500 ppm B + 2 ppm Li の水を調製し，Ar 脱気によりに使用したものと同じ試験材（SUS F316）を用い，溶存酸素濃度を 5 ppb 以下とした．その後，水質調整

配管内部溶接線から 1 mm，2 mm，3 mm，4 mm，5

槽の気相部を水素置換することにより，実機で広く適

mm および 10 mm，配管表面（接液面）の溶接線か用 さ れ て い る 溶 存 水 素 濃 度（DH）30 cc- STP/ kg-

ら 1 mm，3 mm，5 mm および 10 mm の位置にて

H2O とした．試験温度は 320℃に設定した．

各々試料を採取し，電解研磨法（ツインジェット）に試験は 0.7TCT 試験片では 3,921 時間（台形波 983

より TEM 観察用薄膜試料を作製した．

時間＋定荷重試験 2,938 時間，15.14 kN），0.5TCT

併せて各試料採取位置での粒界付近の組成分布も測試験片では 6,321 時間（定荷重試験のみ，6.92 kN）

定した．確認された粒界析出物周辺については，さら実施した．また試験荷重は試験初期の応力拡大係数に電子線回折およびエネルギー分散型 X 線分光（K）が 0.7TCT の場合 K ≒ 40 MPa m ，0.5TCT の（Energy Dispersive X-ray Spectrometry, EDS）によ

場合 K ≒ 30 MPa m となる条件を選定し，荷重負荷り析出物の同定を行った．

は設定温度に到達して安定が確認された後に開始し

2.5

た．

硬さ測定

なお，選定した応力拡大係数の有効性は試験片の強試験材の溶接線近傍における硬さ測定（マイクロビ度に依存する．本試験においては，後述する試験片採取位置の硬さから 5 % 冷間加工した SUS316 と材料強ッカース硬さ）も行った．SCC 進展試験に用いた CT

度が同程度であると仮定した．5 % 冷間加工 SUS316

試験片採取位置相当の近傍を HV0.05（50 g）により材の 320℃の引張試験結果は，著者ら (16) の既報告値

測 定 し た．ま た 硬 化 領 域 を 詳 細 に 測 定 す る た め にである耐力 243 MPa，引張強さ 458 MPa を用いた．

HV0.01（10 g）による測定も行った．

試験後に疲労荷重により破面を開放し，SCC 進展
長さを走査型電子顕微鏡（Scanning Electron Microscope, SEM）にて評価し，き裂の板厚方向における平均進展長さを試験時間で除することにより平均
SCC 進展速度を導出した．

1 3 5

10mm

1,2,3,4,5,10mm㧔ౝㇱ2‫ޔ‬4 mm߅ࠃ߮⴫㕙3 mmߪ2ᨎ⋡߆ࠄណข㧕

図6

図7

循環ループ付腐食試験装置概略図





6'/ ⚵❱ⷰኤ⎬ߐ᷹ቯ ⹜㛎⚿ᨐTEM 用薄膜試料採取位置

122

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-8

3. 試験結果

また SCC 進展速度については，0.7 TCT 試験片では台形波条件と定荷重条件を区別せず粒界破面の観察

3.1 SCC 進展試験

された平均き裂深さを総試験時間 3,921 時間（台形波
983 時間＋定荷重 2,938 時間）で除することにより求0.7 TCT 試験片では溶接線から 1 mm および 4 mm

めた．この結果，各試験片の SCC 進展速度は 3〜4 ×の位置，0.5 TCT 試験片では溶接線から 1，2，3，4

10-8 mm/sec であった．0.5 TCT 試験片では粒界破面mm の位置における SCC 進展試験をそれぞれ行った．

の観察された平均き裂深さを総試験時間 6,321 時間でこの結果，いずれの試験片からも粒界型の SCC 進展

除することにより求めた．この結果，図 9 に示したよ（Inter-Granular Stress Corrosion Cracking, IGSCC）

うに各試験片の SCC 進展速度は 3〜5 × 10-8 mm/secが観察された．その観察例を図 8 に示す．

であった．

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図8

SCC 進展試験後の破面観察例（0.5TCT，溶接線から 1mm）

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-8

3.2

1.E-06

123

TEM 組織観察

320㷄, 500B+2Li
DH: 30cc /kg H2O

TEM による金属組織および粒界近傍の観察結果をType 316 HAZ䋨K㻍30MPa
SCCㅴዷㅦᐲ䋨mm/s䋩

図 10 および図 11 に示した．概して転位が多い組織が1.E-07

認められ，すべり線も多く認められた（図 10）．また
粒界近傍の観察像では，試料配管内部での観察のうち，溶接線から 1，2 mm のものでは粒界析出物が確認されたが，他の観察部位では析出物は確認できなか

1.E-08った（図 11）．



6'/ ⚵❱ⷰኤ

TEM 観察により確認された粒界析出物について，
電子線回折および EDS により組成分析等を行った．

1.E-09
0

図9

1

2
3
ṁធ✢䈎䉌䈱〒㔌䋨mm䋩

4

5

その結果，図 12 のようにいくつかの析出物について
は炭化物（M7C3）であることが確認された．

0.5TCT 試験片による溶接線からの距離と SCC 進
展速度䈜䈼䉍✢ᣇะ
5Pm㩷ౝㇱ㧔1 mm㧕ౝㇱ㧔2 mm㧕ౝㇱ㧔3 mm㧕ౝㇱ㧔4 mm㧕ౝㇱ㧔5 mm㧕ౝㇱ㧔10 mm㧕

5Pm㩷

5Pm

⴫㕙㧔1 mm㧕⴫㕙㧔3 mm㧕
図 10

⴫㕙㧔5 mm㧕⴫㕙㧔10 mm㧕TEM による金属組織観察結果（カッコ内は溶接線からの距離）124

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⴫㕙㧔1 mm㧕⴫㕙㧔3 mm㧕
図 11

粒界近傍での TEM 観察像（カッコ内は溶接線からの距離）

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-8

125

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(a)㪈㪇㪇㫅㫄㩷
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図 12

(b)

☸⇇ᨆ಴‛ߩ㔚ሶ✢࿁᛬௝(c)☸⇇ᨆ಴‛ߩ EDS ಽᨆ⚿ᨐ

TEM による粒界析出物の観察結果〔試料：内部，溶接線より 2mm〕

126

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-8

また各試料の粒界近傍をラインスキャンし，EDS

れた粒界部で Cr 濃度の局所的な低下が確認されたもによる組成分析を実施した．この分析結果をもとに粒のの，溶接線からの距離による顕著な差は認められな界近傍の Cr，Ni，Fe および Mo の組成分布をそれぞかった．

れ図 13〜図 16 に示した．その結果，炭化物が確認さᨆ ಴ ‛ 䈏㩷⏕ ⹺ 䈘䉏䈢㩷
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図 13

ౝㇱ㧔2 mm㧕㪈㪋㪈㪉⴫㕙㧔1 mm㧕

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㪈㪇図 14

ౝㇱ㧔2 mm㧕㪈㪍㪈㪋

粒界部近傍の Ni 分布状況

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粒界部近傍の Cr 分布状況

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図 15

粒界部近傍の Fe 分布状況

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INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-8

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図 16

3.3

⴫㕙㧔1 mm㧕Ớᐲ䋨㫎㫋㩼䋩

㪈㪇㪏

127㪄㪊㪇㪇 㪄㪈㪌㪇 㪇 㪈㪌㪇 㪊㪇㪇☸⇇䈎䉌䈱〒㔌䋨㫅㫄䋩

粒界部近傍の Mo 分布状況

⎬ߐ᷹ቯ

硬さ測定

3〜5 mm の領域にも有意な特徴は確認されなかった．
そこで硬化領域付近を詳細に確認するため，HV0.01

ビッカース硬さ HV0.05（50 g）による溶接線から（10 g）にて溶接線近傍の硬さを測定した．図 18 に示の距離に応じた硬さ分布の結果を図 17 に示す．概ね

したように 100 μ m スパンで測定し，その結果を図

溶接線から離れるほど硬さが低くなる傾向が確認さ

19 のようにマッピングした．溶接線が直線ではない

れ，20 mm 程度離れると硬さは母材と同等となり，ことから，各測定行ごとに起点（溶接線位置）を補正

それ以上離れても硬さはほとんど変化しなかった．硬し，図 20 のように距離ごとに硬さ分布を集計した．

化領域は 1〜4 mm に見られ，この領域内では硬さは

なお図中のバー表示は実際の測定結果のばらつき範囲

ほとんど変化がなく，（美浜 2 号機で割れの生じた）を示し，その最大値と最小値の平均を点で表示した．

300
SUSF316,HV 50g

ṁធㇱ

316L

250

HAZ ㇱ

200
150
100
50
0
-50

-40

-30

-20

-10

0

10

1mm

mm

図 17

HV0.05（50g）による溶接線からの距離による
硬さ分布

図 18

HV0.01（10 g）での硬さ測定箇所（灰色の点表
示部分）

128

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㧔χ 100 μm ࡇ࠶࠴㧕

㧔χ 200 μm ࡇ࠶࠴㧕

HV0.01㩷 㩷 150㩷 㩷 䌾㩷 㩷 270
図 19 HV0.01（10g）測定結果のマッピング

250

1.E-06240

320 B: 500ppm, Li: 2ppm
DH: 30cc/kg H2O

230

mm/s

HV 0.01220
210

1.E-07
0.5TCT200

0.7TCT

190

SCC

180
170

1.E-08

20%CW(T-S)
15%CW(T-S)
10%CW(T-S)

160

5%CW(T-S)

150

Type 316 HAZ

0

2

4

6

8

10

12

mm

図 20

HV0.01（10g）による溶接線からの距離による
硬さ分布

1.E-09
0

20

40

60

, K MPa m
K.Arioka, T.Yamada, T.Terachi and G. Chiba,
Corrosion, Vol.63, No.12, pp.1114-1123, (2007).

図 21 応力拡大係数（K）と SCC 進展速度

4. 考察

出する際に周辺の Cr を消費したことで Cr 濃度が減
少し，相対的に Ni や Fe 濃度が上昇したものと考え0.7TCT および 0.5TCT による各 SCC 進展試験にられる．また，図 16 のように Mo についてはほとん

おいては，両試験とも各試験片の SCC 進展速度は同ど有意な差は認められなかった．Mo の場合は含有す程度（3〜5 × 10-8 mm/sec）であり，溶接線からのる絶対量が少ないため，相対的濃度上昇を確認できな

距離と SCC 進展速度に有意な差は認められなかった．

かったものと考えられる．

また，0.7TCT，0.5TCT の各試験で得られた SCC

一方硬さについては，図 17 のように溶接線からの進展速度結果を負荷した応力拡大係数（K）に対して距離が 1〜4 mm の領域で高い硬さ分布が確認され，プロットしたものを図 21 に示す．比較のため，INSS

20 mm 程度離れると硬さはほぼ母材と同等となった．

で採取した冷間加工材の SCC 進展速度(16)を同時に示

このことから硬さの観点では溶接線から 20 mm 程度

した．この図から，溶接部近傍の SCC 進展速度はまで離れると，溶接熱の影響はほぼ無視できると考え

5〜10 % 冷間加工材と同程度であった．

られる．また，硬化領域（1〜4 mm）の硬さは図 17

TEM による金属組織観察結果や粒界組成分布につおよび図 20 から概ね 220〜245 と評価された．図 22

いても，溶接線からの距離が変化しても大きな差は認に示すように，この硬さは INSS の SUS316 の冷間加められなかった．ただし，1 mm と 2 mm の粒界の一工度と硬さの相関図 (17) から，冷間加工度で 5〜10 %部に析出物が観察され，この粒界周辺では Cr 濃度のと同程度であった．

減少（図 13）および Ni および Fe の若干の増加（図なお，実機での粒界腐食割れが 3〜5 mm と溶接線

14，図 15）が確認された．これは溶接熱による鋭敏に近い位置で発生していたことから，材料の硬さが割化の特徴であり，炭化物がクロムカーバイドとして析れの発生に影響している可能性があるが，今回の試験

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3〜10 mm の領域で鋭敏化に伴う析出物，粒界組成の変化は確認されなかった．また 1〜10 mm の領域において，すべり線や転位が多数観察された．
ビッカース硬さ計による硬さ分布では，溶接線から1〜4 mm の領域で高い硬さ分布が確認された．この1〜4 mm の領域の硬さはほぼ同程度で，5〜10 %CWの SUS316 と同程度の硬さであった．
溶接線から 1〜4 mm の領域では，SCC 進展速度および硬さが共に 5〜10 %CW の SUS316 と同程度であることから，溶接熱ひずみによる硬化がこの部位でこの SCC 進展速度に影響を及ぼしていると考えられたが，実機で 3〜5 mm の範囲に割れが集中した要因は
図 22

SUS316 の冷間加工度と硬さの相関図

材の硬化領域（1〜4 mm）と完全には一致していな

SCC 進展試験結果からは説明できなかった．SCC 発
生の観点での更なる検討が望まれる．

謝辞

い．これまでの研究で，PWR １次系水質環境下ではステンレス鋼の鋭敏化が SCC 進展の抑制に作用する

本研究は PWR 電力 5 社委託による（社）腐食防食

ことが報告されている (12)-(14)．このことから，硬化協会の「オーステナイトステンレス鋼の粒界割れ発生領域（1〜4 mm）のうち炭化物が析出した領域（1〜2メカニズムの究明に関する研究（Step2）」の一環とmm）では析出しなかった領域（3〜4 mm）に比べてして実施されたものである．関係された方々ならびにSCC 感受性が低く抑えられている可能性が考えられ

本研究の遂行にご協力いただいた（株）原子力安全シ

たが，SCC 進展試験の結果では 1〜4 mm の領域でステム研究所SCC 進展速度に顕著な差は確認されなかった．

氏，高瀬亮人氏に感謝し，この場を借りて謝意を表し

以上のように，溶接線からの距離が 1〜4 mm の領材料グループの村上公治氏，平尾充司

ます．

域では SCC 進展速度および硬さが共に 5〜10% 冷間加工の SUS316 と同程度であることから，熱ひずみに

文献よる材料の硬化がこの部位での SCC 進展速度に影響を及ぼしていると考えられるが，実機で 3〜5 mm の

（１）W. Bamford and J. Hall, A Review of Alloy 600

範囲に割れが集中した要因は SCC 進展試験結果からCracking in Operating Nuclear Plants Includingは説明できなかった．SCC 発生の観点での更なる検Alloy 82 and 182 Weld Behavior, Proc. of

討が望まれる．

ICONE12, 12thInt. Conf. on Nuclear Engineering, April 25-29, Arlington, Virginia USA,

5. まとめ(2004).
（２）S. Thomas, PWSCC of Bottom Mounted

実機セーフエンド配管を模擬した試験体より，溶接

Instrument Nozzles at South Texas Project,線から 1〜4 mm の位置に応じた試験片を採取し，Proc. of ICONE12, 12th Int. Conf. on Nuclear

PWR １次系水質環境下で SCC 進展試験を実施した．

Engineering, April 25-29, Arlington, Virginia

そ の 結 果，全 て の 試 験 片 で 粒 界 型 の SCC 進 展

USA, (2004).

（IGSCC）が観察され，その SCC 進展速度は溶接線か（３）O. K. Chopra, Crack Growth Rates of Alloy

ら の 距 離（1〜4 mm）に 係 わ ら ず 同 程 度 で あ り，

600from the Davis-Besse Reactor CRDM Nozzle

5〜10 %CW の SUS316 と同程度の速度であった．

#3 in PWR Environment, Proc. of PVP2005,

TEM 観察の結果，溶接線から 1 mm および 2 mmJuly 17-21, Denver, Colorado USA, (2005).

の粒界の一部に炭化物の析出が認められ，この粒界近（４）J. Y. Park, S. Danyluk, R. B. Poeppel and C. F.

傍では鋭敏化による Cr 濃度の減少が確認された．

Cheng, Metallurgical Examination of Cracks

130

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in the Dresden-2 BWR Emergency Core-Spray

Staehle, Intergranular

System 10-inch Diameter Piping, ANL ACK

Cracking Behavior of Austenitic Stainless Steels

No. 5661, April (1976).

in Hydrogenated High-Temperature Water,（５）J. C. Danko, R. E. Smith, D. W. Gandy, Effect ofStressCorrosion

Corrosion, Vol. 62, No. 1, pp74-83, (2006).

surface preparation on crack initiation in welded（13）K. Arioka, T. Yamada, T. Terachi and G. Chiba,

stainless steel piping, Proceedings of the FifthInfluence of Carbide Precipitation and Rolling

International Symposium on Environmental

Direction on Intergranular Stress Corrosion

Degradation of Materials in Nuclear Power

Cracking of Austenitic Stainless Steels in

Systems ― Water Reactor, D. Cubicciotti Chair,

HydrogenatedAmerican Nuclear Society, Monterey, CA, 1991,

Corrosion, Vol. 62, No. 7, pp568-575, (2006).

p. 372.

High-Temperature

Water
,（14）K. Arioka, T. Yamada, T. Terachi and T.

（６）K. S. Ramp, G. M. Gordon, Fabrication andMiyamoto, Dependence of Stress Corrosion

operating history consideration in assessing

Cracking for Cold-Worked Stainless Steel on

relative SCC susceptibility of BWR components,

Temperature and Potential, and Role of Diffu-

Proceedings of the Fifth International Sympo-

sion of Vacancies at Crack Tips
, Corrosion, Vol.

sium on Environmental Degradation of Mate-

64 No. 9, pp691-706, (2008).

rials in Nuclear Power Systems ― Water（15）ASTM E 399-90 (Reapproved 1997) p.15-17.

Reactor, D. Cubicciotti chair, American Nuclear（16）K. Arioka, T. Yamada, T. Terachi and G. Chiba,
Influence of Cold Work on IGSCC of 316Stain-

Society, Monterey, CA, 1991, p. 365.
（７）J. M. Boursier, S. Gallet, Y. Rouillon et al.,less Steel in Hydrogenated High-Temperature

Stress Corrosion Cracking of Austenitic Stain-

Water, Corrosion, Vol. 63, No. 12, pp1114-1123,

less Steels in PWR Primary Water : An Updateof Metallurgical Investigations Performed on(2007).
（17）山 田 卓 陽, 寺 地 巧, 宮 本 友 樹, 有 岡 孝 司, SCC

France Withdrawn Components, Proc. Int.

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

heat-affected（８）T. Couvant, P. Moulart, L. Legras et al.,
PWSCC of austenitic stainless steels of heatersof pressurizers, Proc. Int. of Fontevraud 6,(2006).
（９）Nuclear

Industry

SafetyAgency(NISA),

Cracks on the Inner Surface of the Welds at
Primary Water Inlet and Outlet Nozzle to SteamGenerators, NISA, Feb. 05 (2008).
（10）保安院プレス発表資料, 関西電力(株)美浜発
電所 2 号機 A-蒸気発生器１次冷却材入口管台
溶接部の損傷の原因と対策に係る関西電力(株)からの報告及び検討結果について, http://warp.
da. ndl. go. jp/info: ndljp/pid/2444841/www. meti.
go.jp/press/20080204007/mihama.pdf.
（11）T. Shoji, K. S. Lu, S. Hirano et al., Effects ofCold Work and Stress on Oxidation and SCC
behavior of Stainless Steels in PWR Primary
Water Environments, Proc. Int. Symp. Fontevraud 7, Sept. 26-30(2010).
（12）K. Arioka, T. Yamada, T. Terachi and R. W.

behavior
zone

of

steel

weld

hydrogenatedhighstainlessin

temperature water, INSS Journal, Vol. 17,
pp150-158, (2010).