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PWR1 次系模擬水中における TT690 合金冷間加工材の SCC 発生
評価(
評価(第 3 報) -キャビティ生成処理後の亀裂発生挙動
キャビティ生成処理後の亀裂発生挙動の亀裂発生挙動SCC initiation in cold worked Alloy 690TT under simulated PWR primary water (3rd report)–Crack initiation of cavity induced specimens prior to SCC initiation test*1＊1
徹(Toru Oumaya), 寺地
Terachi)*2,＊2山田
大厩 大
徹（ToruOumaya）
寺地 巧(Takumi
巧（TakumiTerachi）＊1
卓陽(Takuyo
Yamada)*1,
山田
卓陽（TakuyoYamada）


國谷 耕平（KoheiKokutani）＊1*1
有岡孝司（KojiAriokao）＊1
國谷 耕平(Kohei Kokutani) , 有岡 孝司(Koji Arioka)*1

要約 TT690 合金では，粒界にキャビティが生成する現象が PWR1 次系環境水によって促進され，
SCC 発生に至る可能性が指摘されている．本研究では，SCC 発生の前駆段階の促進を目的として，20%冷間加工を行なった TT690 合金について 450℃の大気中で短時間定荷重を付与し粒界にキャビティを生じさせた(キャビティ生成処理)ブラントノッチ CT 試験片を用いて PWR1 次冷却材模擬
水環境中で SCC 発生試験を行なった．220h のキャビティ生成処理後 360℃で SCC 発生試験を行なった結果，2,269h でノッチ先端に微小亀裂が確認された．キャビティ生成処理を行なっていな
い場合には 40,635h で微小亀裂が確認されており，キャビティ生成処理により SCC 発生の前駆段階が促進されたと評価された．その後 SCC 発生試験を継続した結果，ノッチ先端で確認された微小亀裂の開口幅は 18,037h まで単調増加の傾向が見られ，試験中に微小亀裂直下でキャビティ生成や腐食挙動の進展が継続している可能性が示唆された．また，200h のキャビティ生成処理後 320℃
で SCC 発生試験を行なった結果，15,661h でノッチ先端に微小亀裂までは至っていない開口が 2 箇所確認され，360℃での試験よりも長時間であったことから，アレニウス型の温度依存性により微小亀裂の発生が抑制されたことが示唆された．
キーワード

TT690 合金, 冷間加工, SCC 発生, ブラントノッチ CT, キャビティ生成

Abstract Cavities formed on grain boundaries of Alloy 690TT may lead to SCC initiation when exposed to
PWR primary water. To investigate the possibility whether SCC initiate due to cavity formation, a constantload was applied on 20% cold worked Alloy 690TT blunt notched CT specimens in 450oC air for short timeto enhance the precursor of the initiation and then tested in simulated PWR primary water. 220h of cavity
formation and subsequent 2,269h testing in 360oC simulated PWR primary water revealed tiny fissures on
the notch tip indicating that the cavity formation before the test enhanced precursor of SCC initiation since it
was earlier than the time (40,635h) of the test without the cavity formation. By observing the time dependenceof the gap of these fissures, it was found that the gap monotonically increased until 18,037h indicating thatcavity formation or corrosion process evolved under these fissures during the SCC initiation test. 200h of
cavity formation and subsequent 15,661h testing in 320oC simulated PWR primary water revealed grainboundary openings at two points on the notch tip which has not evolved into fissures. It was much longer than
the testing at 360oC indicating Arrhenius temperature dependence on the SCC initiation process.
Keywords

Alloy 690TT, cold work, SCC initiation, blunt notched CT, cavity formation

1. 緒言

耐 SCC 性に優れる 690 系合金を用いた部材への交換や補修が進められた．対策材として採用された 690 系合金につニッケル基合金の一種である 600 系合金は加圧水型軽水炉（pressurized water reactor, PWR）プラントの１次冷却

いては，現在までのところ，実機において SCC 発生の報告例はない．

材環境下で応力腐食割れ（stress corrosion cracking, SCC）感

一方，実験室では強い冷間加工(cold work, CW)を付与

受性を有することが知られており，国内外の実機プラントすることにより亀裂進展の感受性を示すことが報告(2)～(10)で多くの SCC 発生・進展事例が報告されている(1)．そのたされており，米国では 690 系合金を対象とした亀裂進展速

め，PWR プラントの 600 系合金を使用している機器では，

度線図も策定されつつある(11)．

*１
技術システム研究所＊ 1 （株）原子力安全システム研究所（株）
原子力安全システム研究所
技術システム研究所*２
技術システム研究所
現在関西電力(株)＊ 2 元（株）原子力安全システム研究所
元（株）原子力安全システム研究所
技術システム研究所
現関西電力（株）

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150

Terachi らは 20%CW 及び 30%CW の TT690 合金で 360℃の能性を検討した．さらに，実機 TT690 合金使用部位におい

PWR1 次系模擬水環境中で試験した亀裂進展試験片の破面て長期間供用後に SCC が発生する可能性について検討しにおいてキャビティの痕跡や断面において粒界にキャビた．

ティが認められたことを報告している(12)．また，SCC 発生についても SCC 進展試験と同様に冷間加工などの促進因2. 実験方法

子を加味して検討が行われ，Zhai らが 31%CW の TT690 合
金で 360℃の PWR1 次冷却材模擬水環境中において丸棒型

2.1 供試材及び試験片の引張試験片に 0.2%耐力相当の荷重を付与して 9,220h 程度の定荷重試験を実施した際に，試験片表面に深さ 15 μmを超えるキャビティ生成を伴った微小な粒界割れが生じ

供試材には，表 1 に示す化学組成で，溶体化処理の後，700℃で 15h の TT 処理(thermal treatment, 特殊熱処理)たことを報告している ．これらの知見から，特に SCC 感を施した TT690 合金を用いた．表 2 に供試材の機械特性

受性の低い TT690 合金の SCC 発生に際しては粒界キャビを示す．試験片は，外形寸法が 0.5T-CT 試験片と同一で予ティの生成が影響因子となる可能性がある．

亀裂を導入せずノッチ先端が R=0.5 mm のブラント形状で(13)

粒界キャビティ生成型の SCC 発生機構は，高温クリープ

ある．試験片形状を図 1 に示す．試験片は 20%冷間加工しで知られる粒界にキャビティが生成する現象が環境水のた供試材から T-L 方向で採取し，ノッチ先端はダイヤモン

影響によって促進され，プラントの長期供用時に PWR1 次

ドペースト 1 μm 仕上げとした．

冷却材環境中で顕在化することを想定した機構である(14)．
表1 供試材の化学組成(wt.%)

具体的には，粒界に集積する空孔が集合体を形成し，粒界にキャビティを生じることで粒界結合力を低下させるとした仮説である．冷間加工は材料中に空孔を導入するため，

C

Si

Mn

P

S

Cu

Ni

Cr

0.019 0.30 0.32 0.009 0.0006 0.04 59.25 30.18 9.42

空孔の集積により生じる粒界キャビティ生成を促進する
表2 供試材の機械特性因子となり得る．Arioka らは冷間加工を加えたステンレ
ス鋼中のニッケルの体拡散について 360～500℃で評価を行ない，冷間加工を付与することにより拡散が数桁速くな

冷間加工度
(%)

ることを報告している(15)．
20

そこで本研究グループでは，これまで冷間加工を加えた
TT690 合金についてブラントノッチ型 CT（blunt notched

温度(oC)

0.2%耐力
(MPa)

引張強さ
(MPa)

室温
320
360

716
620
546

790
660
613

450

551

608

compact tension, BNCT）試験片を用いて 320℃，340℃，
360℃の PWR1 次冷却材模擬水環境中で長時間の SCC 発生試験を行ない，その結果を報告してきた．
第 1 報では 20%CW
材でノッチ先端に 0.2%耐力相当の荷重を付与して 360℃，
40,635h の SCC 発生試験を行ない，ノッチ先端に微細な亀裂状の開口の発生を確認し，SCC 発生には極めて長期間を要するとの見通しを報告した(16)．第 2 報では 30%CW 材について変形を許容した高応力条件(0.2%耐力の 1.04 倍の荷重を付与)下で360℃，
5,276hのSCC発生試験を実施し，ノッチ先端に亀裂状の開口が生じ，その開口の断面観察により前駆挙動として粒界上にキャビティが生成している状況が観察されたことを報告した(17)．本報では，第 3 報と単位: mm

図1 BNCT試験片の形状

して SCC 発生の前駆段階の促進を目的として,450℃の高温大気中で短時間定荷重を付与し粒界にキャビティを生Fe

2.2 試験条件

じさせた(以下，キャビティ生成処理)試験片を用いてPWR1 次冷却材模擬水環境中で SCC 発生試験を行ない，キャビティ生成処理は 450℃大気中で行なった．試験時

TT690 合金における粒界キャビティ生成型の SCC 発生の可間は，TT690 合金の高温クリープ試験において加速クリー

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断面で微小亀裂は認められなかった．

プ到達後にノッチ先端を走査型電子顕微鏡(Scanning

Arioka らは，ノッチ先端から深さ 0.5mm 程度の位置でElectron Microscope, SEM)で観察すると板厚全域に渡り(18)を考慮して，加速クリープ

キャビティの面積率のピークが認められたと報告してお域に到達する前に試験を終了できるよう 575h，220h 及びり(19)，今回の観察結果もそれと整合していた．以上の結果

200h とした．荷重は 9.2 kN とし，これはノッチ先端を亀から，キャビティ生成処理時間の長い試験片 A では最初に裂先端と見なして応力拡大係数(K 値)の概念を適用する

ノッチ先端内部で亀裂が発生して表面に向かって進行し，と K=40 MPa√m相当の荷重である．キャビティ生成処理

一部では表面に到達して微小亀裂が開口したことが示唆

後に試験片端部を 3 mm 切断して断面を SEM で観察した．

された．一方，キャビティ生成処理時間の短い試験片 B,C

その後，板厚 9 mm の BNCT 試験片を用いて，PWR1 次系

ではノッチ先端表面で微小亀裂発生の前駆段階として粒模擬水環境中で SCC 発生試験を行なった．
SCC 発生試験は，界へキャビティの集積は生じたが，微小亀裂の開口にまで液循環型の腐食試験装置を用い，水質は標準的な PWR1 次

は至らなかったと考えられた．

粒界亀裂が認められた結果

系水質であるほう酸，水酸化リチウム水(500 ppm B + 2
ppm Li + DH 30 cc-STP/kg・H2O)とし，温度は 320℃及び0.10

360℃とした．荷重は，キャビティ生成処理時と同一の K

SCC 発生試験は約 5,000h 毎に中断し，SEM で BNCT 試験
片のノッチ先端を観察して微小亀裂の有無を調査した．キャビティ生成処理及び SCC 発生試験の試験条件を表 3 に0.08

変位 (mm)

した．

試験片A(575h)
試験片B(220h)
試験片C(200h)

0.09

値 40 MPa√mとなるよう板厚削減分を考慮して 6.7 kN と

示す．

0.07
0.06
0.05
0.04
0.03
0.02
0.01
0.00

3. 実験結果

0

100

200

300

400

500

Time (h)時間(h)

3.1 キャビティ生成処理後のSEM観察結果
観察結果
キャビティ生成処理後の

図 2 キャビティ生成処理時の変位の時間変化

キャビティ生成処理中の変位の時間変化を図 2 に示す．
観察方向

3 つの試験片のいずれも加速クリープには到達しておらず定常クリープ域で試験を終了した．キャビティ生成処理
後のノッチ先端の SEM 観察結果を図 3 に示す．575h 試験
した試験片 A では，数箇所の粒界で微小亀裂が認められたが，220h 試験した試験片 B や 200h 試験した試験片 C では
亀裂の前駆段階と見られる溝状の段差は認められたものの微小亀裂は認められなかった．3 mm 切断した断面の SEM

10 μm

10 μm

観察結果を図 4 に示す．試験片 A では，深さ 1.5 mm 程度(a) 試験片 A

からノッチ先端直下まで粒界亀裂が連続していたが，観察(b) 試験片 B

図 3 ノッチ先端の SEM 観察結果した断面では表面には達しておらず粒界へのキャビティの集積のみが確認された．一方，試験片 B,C では観察した
表 3 試験条件一覧
IDo

試験温度( C)

荷重条件(kN)

450

9.2

A
B
C

PWR 1 次系模擬水環境中

大気中

試験片

試験時間(h)
575
220
200

o

試験温度( C)360
320

荷重条件(kN)

積算試験時間(h)10,8596.7

18,037
15,661

600

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152

3.2.1 試験片A
3.2.1 試験片A
(450℃×575hキャビティ生成処理後，(450℃×575hキャビティ生成処理後，キャビティ生成処理後，キャビティ生成処理後，
試験片
試験片

観察方向観察方向

360℃×10,859h試験
試験)
360℃×10,859h試験
試験 試験)
試験
575h のキャビティ生成処理後に575h のキャビティ生成処理後に360℃で360℃で
SCC 発生試験
SCC 発生試験
を 10,859h
を 10,859h
行ない，行ない，ノッチ先端をノッチ先端をSEM 観察した結果を図SEM 観察した結果を図55に示す．図中にマーキングしたに示す．図中にマーキングした
87 箇所で87 250
箇所で
倍の
250
SEM倍の
像 SEM 像により微小亀裂が認められ，により微小亀裂が認められ，
このうち水色でマーキングし
このうち水色でマーキングし10 μm

た 7 箇所はた 7 箇所はSCC 発生試験前に確認されていた微小亀裂でSCC 発生試験前に確認されていた微小亀裂で10 μmある． ある．
(c) 試験片(c) C試験片 C
図 3 ノッチ先端の図 3 ノッチ先端のSEM 観察結果
SEM 観察結果
観察方向観察方向

観察方向観察方向

10 μm

10 μm
拡大

1 μm

拡大

キャビティ
キャビティ
1 μm

100 μm 100 μm(a) 試験片(a) A試験片 A

10 μm

10 μm
拡大

100 μm 100 μm

1 μm

拡大

キャビティ
キャビティ
1 μm

(b) 試験片(b) B試験片 B

10 μm

10 μm
拡大

拡大

キャビティ
キャビティ

100 μm 100 μm

1 μm

1 mm

1 mm

1 μm

(c) 試験片(c) C試験片 C
図 4 試験片断面の
図 4 試験片断面のSEM 観察結果
SEM 観察結果

3.2 SCC発生試験後の3.2 発生試験後のSEM観察結果
SCC発生試験後の発生試験後のSEM観察結果
観察結果
発生試験後の発生試験後の観察結果

図 5 試験片
図 5 A試験片のノッチ先端全域の観察結果
A のノッチ先端全域の観察結果
これら微小亀裂のうち，代表
これら微小亀裂のうち，代表2 箇所の高倍率の2 箇所の高倍率のSEM 観 SEM 観
察結果を図
察結果を図
6 に示す．微小亀裂の時間変化を示すため，6 に示す．微小亀裂の時間変化を示すため，
SCC 発生試験前及び途中で試験を中断して
SCC 発生試験前及び途中で試験を中断してSEM 観察を行な
SEM 観察を行なった際の同一視野のった際の同一視野のSEM 像を併せて示した．
SEM 像を併せて示した．

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10 μm
10 μm

10 μm

拡大
拡大

拡大

1 μm

10 μm
10 μm

10 μm

153

拡大
拡大

拡大

1 μm

12,269hμm
1試験後μm
1 μm 発生試験前
1 μm
SCC2,269h 試験後 6,333h 試験後 10,859h 試験後
6,333h 試験後 10,859h 試験後
試験後
試験後
試験後
試験後
試験後
SCC 発生試験前
SCC 発生試験前
2,269h 試験後
2,269h6,333h6,333h
10,859h
10,859h
試験後
試験後試験後試験後 試験後2,269h2,269h6,333h6,333h 2試験後
10,859h10,859h(b)
微小亀裂(a) 微小亀裂 1(b) 微小亀裂2(b) 微小亀裂
2(a) 微小亀裂(a) 微小亀裂
11
図 6 試験片 A のノッチ先端の微小亀裂の経時変化
図 6 試験片
図 6 試験片A のノッチ先端の微小亀裂の経時変化
A のノッチ先端の微小亀裂の経時変化(a)では SCC 発生試験前に微小亀裂が確認され，以降周(a)では(a)ではSCC 発生試験前に微小亀裂が確認され，以降周SCC 発生試験前に微小亀裂が確認され，以降周囲の腐食生成物が成長したが，開口幅はあまり拡大しなか
囲の腐食生成物が成長したが，囲の腐食生成物が成長したが，開口幅はあまり拡大しなか
開口幅はあまり拡大しなかった．(b)では SCC 発生試験前には微小亀裂は確認されてった．(b)ではった．(b)では
SCC 発生試験前には微小亀裂は確認されてSCC 発生試験前には微小亀裂は確認されておらず 2,269h で最初に確認され，10,859h まで試験時間
おらず おらず
2,269h 2,269h
で最初に確認され，10,859h
で最初に確認され，10,859hまで試験時間まで試験時間の経過と共に開口上に腐食生成物が成長すると共に開口の経過と共に開口上に腐食生成物が成長すると共に開口の経過と共に開口上に腐食生成物が成長すると共に開口幅が拡大した．
幅が拡大した．
幅が拡大した．

3.2.2 試験片B
キャビティ生成処理後，試験片 (450℃×220hキャビティ生成処理後，3.2.2 試験片B
3.2.2 試験片B
(450℃×220hキャビティ生成処理後，(450℃×220hキャビティ生成処理後，キャビティ生成処理後，キャビティ生成処理後，
試験片
試験片
360℃×18,037h試験
試験)
試験
360℃×18,037h試験
試験)
360℃×18,037h試験
試験 試験)
試験
220h のキャビティ生成処理後に 360℃で SCC 発生試験
220h のキャビティ生成処理後に220h のキャビティ生成処理後に360℃で360℃で
SCC 発生試験
SCC 発生試験を 18,037h 行ない，ノッチ先端を SEM 観察した結果を図 7
を 18,037h
を 18,037h
行ない，行ない，ノッチ先端をノッチ先端をSEM 観察した結果を図SEM 観察した結果を図77に示す．図中にマーキングした 24 箇所で 250 倍の SEM 像に示す．図中にマーキングしたに示す．図中にマーキングした
24 箇所で24 箇所で250 倍の250
SEM
倍の像 SEM 像により微小亀裂が認められた．また，試験片 B では同様のにより微小亀裂が認められた．
により微小亀裂が認められた．
また，試験片また，試験片B では同様のB では同様の観察を 10,859h 及び 15,886h 試験後に実施しており，それ観察を 観察を
10,859h10,859h
及び 15,886h
及び 15,886h
試験後に実施しており，試験後に実施しており，
それ それら観察結果の経時変化を図 8 に示す．10,859h では 18 箇
ら観察結果の経時変化を図ら観察結果の経時変化を図8 に示す．10,859h
8 に示す．10,859h
では 18では箇 18 箇所，
15,886h では 12 箇所で微小亀裂が認められた．
10,859h所，
15,886h所，
15,886hでは 12では箇所で微小亀裂が認められた．
12 箇所で微小亀裂が認められた．
10,859h10,859h
から 15,886h にかけて微小亀裂の数が 6 箇所減少したが，から 15,886h
から 15,886h
にかけて微小亀裂の数がにかけて微小亀裂の数が6 箇所減少したが，6 箇所減少したが，これは酸化物の付着状況の変化により 250 倍の SEM 像でこれは酸化物の付着状況の変化により
これは酸化物の付着状況の変化により250 倍の250SEM倍の像でSEM 像では微小亀裂の同定が困難となったためと考えられた．そこは微小亀裂の同定が困難となったためと考えられた．
は微小亀裂の同定が困難となったためと考えられた．
そこ そこで 15,886h では 10,859h から微小亀裂の分布に変化がな
で 15,886h
で 15,886h
では 10,859h
では 10,859h
から微小亀裂の分布に変化がなから微小亀裂の分布に変化がな
いと仮定して，同図に 18,037h で新たに認められた微小亀いと仮定して，いと仮定して，同図に 同図に
18,037h18,037h
で新たに認められた微小亀で新たに認められた微小亀裂を水色でマーキングすると，18,037h では新たに 12 箇
裂を水色でマーキングすると，18,037h
裂を水色でマーキングすると，18,037h
では新たに
では新たに
12 箇 12 箇所で微小亀裂が発生したと評価された．なお，10,859h で所で微小亀裂が発生したと評価された．なお，10,859h
所で微小亀裂が発生したと評価された．なお，10,859h
でで認められた微小亀裂のうち 6 箇所は 18,037h でも同定さ認められた微小亀裂のうち認められた微小亀裂のうち
6 箇所は
6 箇所は
18,037h18,037h
でも同定さ
でも同定さ
れなかった．これはこれらの微小亀裂が大きく成長していれなかった．
れなかった．
これはこれらの微小亀裂が大きく成長していこれはこれらの微小亀裂が大きく成長していないことを示唆する．
ないことを示唆する．
ないことを示唆する．

1 mm
1 mm

1 mm

図 7 試験片 B のノッチ先端全域の観察結果
図 7 試験片
図 7 試験片B のノッチ先端全域の観察結果
B のノッチ先端全域の観察結果

INSS JOURNAL Vol . 29 2022 NT-6154

試験片 試験片
B で確認された微小亀裂のうち，2,269h
B で確認された微小亀裂のうち，2,269h
または または6,333h 6,333h
以降経時変化を確認している代表以降経時変化を確認している代表
2 箇所の高倍率
2 箇所の高倍率の SEM 像を図の SEM 像を図9 に示す．(a)では9 に示す．(a)では2,269h 2,269h
で最初に微小亀で最初に微小亀裂が確認され，裂が確認され，
開口上に腐食生成物が成長したが開口上に腐食生成物が成長したが
18,037h18,037h
ではその一部が剥離して開口が露出した．
ではその一部が剥離して開口が露出した．
また，試験時間
また，試験時間の経過と共に開口幅も拡大した．
の経過と共に開口幅も拡大した．
(b)では(b)では6,333h で最初に
6,333h で最初に微小亀裂が確認され，微小亀裂が確認され，以降周囲の腐食生成物が成長したが，以降周囲の腐食生成物が成長したが，開口幅はあまり拡大しなかった．
開口幅はあまり拡大しなかった．

3.2.3 試験片C
3.2.3 試験片C
(450℃×200hキャビティ生成処理後，(450℃×200hキャビティ生成処理後，キャビティ生成処理後，キャビティ生成処理後，
試験片
試験片
320℃×15,661h試験
試験)
320℃×15,661h試験
試験 試験)
試験
200h のキャビティ生成処理後に200h のキャビティ生成処理後に320℃で320℃で
SCC 発生試験
SCC 発生試験を 15,661h
を 15,661h
行ない，ノッチ先端を行ない，ノッチ先端をSEM 観察した結果を図SEM 観察した結果を図10 に示す．
10 に示す．
ノッチ全域を
ノッチ全域を
250 倍の250SEM倍の像で観察した結果，
SEM 像で観察した結果，明瞭な微小亀裂は確認されず
明瞭な微小亀裂は確認されず
2 箇所のみで微小な開口が2 箇所のみで微小な開口が認められた．これらは認められた．これらは12,402h12,402h
試験後の
試験後の
250 倍の250
SEM
倍の像 SEM 像の観察では確認されておらず，の観察では確認されておらず，
15,661h15,661h
試験後に新規に確試験後に新規に確認された開口である．
認された開口である．
同図にこれら同図にこれら
2 箇所の開口の高倍率
2 箇所の開口の高倍率の SEM 像を示すが，の SEM 像を示すが，いずれも微小亀裂にまでは至っておら
いずれも微小亀裂にまでは至っておらず粒界のごく一部でのみ開口が認められた．
ず粒界のごく一部でのみ開口が認められた．

1 mm

1 mm

試験後 試験後
10,859h10,859h
試験後 試験後15,886h15,886h
試験後 試験後
18,037h18,037h
図 8 試験片
図8 B
試験片のノッチ先端全域の観察結果の経時変化
B のノッチ先端全域の観察結果の経時変化

10 μm

10 μm

拡大

1 μm

拡大

1 μm

2,269h 試験後
2,269h 試験後

6,333h 試験後
6,333h 試験後

10,859h10,859h
試験後 試験後 15,886h15,886h
試験後 試験後(a) 微小亀裂(a) 微小亀裂
11

図 9 試験片
図 9 B試験片のノッチ先端の微小亀裂の経時変化
B のノッチ先端の微小亀裂の経時変化

18,037h18,037h
試験後 試験後

INSS JOURNAL Vol . 29 2022 NT-6

10 μm

155

拡大

1 μm

6,333h 試験後

10,859h 試験後

15,886h 試験後

18,037h 試験後(b) 微小亀裂 2
図 9 試験片 B のノッチ先端の微小亀裂の経時変化

4. キャビティ生成処理の促進効果
4.1 微小亀裂発生時間
20%冷間加工した TT690 合金の BNCT 試験片により 360℃，
10 μm

拡大

K=30 MPa√m 相当の定荷重で SCC 発生試験を行ない
40,635h でノッチ先端に亀裂状の開口が認められたこと
キャビティ生成処理した試験片 B でを前報で報告した(16)．
は，SCC 発生試験開始後 2,269h で新たな微小亀裂が確認されており，荷重条件が K=40 MPa√m相当と 30 MPa√m相当で若干異なるが，キャビティ生成処理により SCC 発生の前駆段階が促進されたと評価される．ただし，そのよう1 μmな促進条件であってもノッチ先端全域に断続的に分布した微小亀裂が複数の粒界にまたがって板厚方向に連続するような兆候は認められておらず，SCC 進展域に至るまでにはなお相当の長期間を要すると考えられる．試験片 A では SCC 発生試験前に既にノッチ先端の粒界に微小亀裂が認められていたことから発生時間に関して促進効果の評
価はできなかった．
10 μm

拡大

また，20%CW の TT690 合金について負荷荷重の観点で促進条件となるよう変形を許容した K=80 MPa√m相当の荷重を付与して 360℃で SCC 発生試験を行なった結果，12,417h でノッチ先端に 6 箇所の微小亀裂が生じたことを前報で報告した(17)．6 箇所の微小亀裂が発生した時間は不明であるが，試験片 B では 10,859h で 18 箇所の微小亀裂

1 mm
1 μm

図 10 試験片 C のノッチ先端全域の観察結果
及び一部拡大観察結果が認められたことを考慮すると，応力に比べてキャビティ
生成処理による促進のほうが因子としてより促進効果が高いことが示唆される．

INSS JOURNAL Vol . 29 2022 NT-6

156

4.2 微小亀裂の開口幅の増加速度は，最大 4.6×10-11 mm/s，最小 2.6×10-12 mm/s
で 9 箇所の平均が 1.3×10-11 mm/s であった．開口幅の増

360℃で SCC 発生試験を行なった試験片 A と試験片 B に加をもたらした要因については特定できていないが，開口おいて比較的形状が明瞭な微小亀裂について，試験開始以幅の増加は微小亀裂先端直下のキャビティ生成や腐食挙降の推移を確認するため，5,000 倍の SEM 像において微小動の進展の兆候を表わすと考えられる．試験片 A のノッチ

亀裂両側のエッジの幅(開口幅)を画像データから読み取

先端では SCC 発生試験前に粒界へのキャビティの集積とってその推移を図 11 に示した．

いった亀裂発生の前駆段階はある程度進行しており，SCC
発生試験以降 6,333h でその変化が飽和した可能性がある．
試験片 B では，計 7 箇所の微小亀裂を評価し，開口幅は3.0

図 6(b) 微小亀裂 2

視野4-1
SCC 発生試験前に認
評価部位7
視野3-1
められた微小亀裂
視野3-2
2,269h で認められた
評価部位8
微小亀裂 視野2

2.5

視野4-2
視野1
評価部位6

開口幅 (μm)

2.00.3～2.4 μm と幅があるがいずれも単調増加の傾向であった．試験片 B では，試験片 A と異なり SCC 発生試験前には亀裂発生の前駆段階の変化が限定的で，SCC 発生試験以降もその変化が飽和せず継続したものと考えられる．微小亀裂のうち 3 箇所は 2,269h で認められ，残り 4 箇所は

1.5

6,333h で認められたものであるが，開口幅の推移は両者
1.0

とも同様の傾向であった．18,037h までの開口幅の平均の増加速度は，最大 2.5×10-11 mm/s，最小 3.0×10-12 mm/s

0.5で 7 箇所の平均が 1.5×10-11 mm/s であり，試験片 A と同

図 6(a) 微小亀裂 1程度の値となった．また，4.1 項で述べた K=80 MPa√m相

0.0
0

5,000

10,00015,00020,000

試験時間 (h)均の増加速度は 4 箇所の平均が 9.4×10-11 mm/s であり(17)，(a) 試験片 A

試験片 B よりも速度が大きいが，K 値が大きいことによる3.0

影響も寄与しているため PWR1 次系模擬水中環境における視野4-2で認められた微小亀裂
2,269h
視野1-1で認められた微小亀裂
6,333h2.5

微小亀裂先端直下のキャビティ生成や腐食挙動の進展に

視野2-1、2-2伴う促進効果の違いは特定できなかった．

視野1-3
視野4-1

開口幅 (μm)

当の荷重による試験結果では，12,417h までの開口幅の平2.0以上より，試験片 B では SCC 発生試験以降も亀裂発生

視野5-2の前駆段階の挙動が継続していることが確認できたため，

視野4-4

今後微小亀裂断面のキャビティの分布や粒界酸化の状況

1.5を分析することで，SCC 発生段階における材料内部の変化
1.0を明らかにすることが可能と考えられる．

0.5

図 9(a) 微小
亀裂 1

図 9(b) 微小亀裂 2

4.3 試験温度の影響

0.0
0

5,000

10,00015,00020,000

試験時間 (h)(b) 試験片 B
図 11 試験片 A,B の開口幅の経時変化

320℃で試験した試験片 C では 15,661h でノッチ先端に2 箇所の開口が認められたが，キャビティ生成処理に伴う促進効果については，キャビティ生成処理を行なっていな
い試験で開口が認められた報告例がなく不明である．

試験片 A では，計 9 箇所の微小亀裂を評価し，開口幅は0.4～2.7 μm の範囲にあったが，いずれも 6,333h 以降開口幅の増加速度が減少する傾向であった．評価した微小亀裂のうち 3 箇所は SCC 発生試験前に認められていたものであるが，開口幅の推移は SCC 発生試験後に認められた 6箇所と同様の傾向を示した．10,859h までの開口幅の平均

また，キャビティ生成処理時間が 200h 程度で SCC 発生試験の試験温度が異なる試験片 B と試験片 C の試験結果を比較すると，360℃で試験した試験片 B では 2,269h で既にノッチ先端に 3 箇所以上明瞭な微小亀裂が認められたのに対して，320℃で試験した試験片 C では 15,661h でノッチ先端に 2 箇所の開口が認められたのみである．このことは両者にアレニウス型の温度依存性が存在し，より低INSS JOURNAL Vol . 29 2022 NT-6

温の 320℃では微小亀裂の発生が抑制されたことを示唆

157

謝辞

する．
以上より，試験片 C の試験を継続することで 320℃にお本研究を遂行するにあたり，各種実験準備や腐食試験

ける亀裂発生の前駆段階の変化や SCC 発生段階における等の実施にあたっては，㈱原子力安全システム研究所 材

温度依存性を明らかにすることが可能と考えられる．

料グループ 村上公治氏，黒崎登氏の多大な協力があった．
この場を借りて謝意を表する．

5. まとめ引用文献
SCC 発生の前駆段階の促進を目的として，20%CW の TT690
合金について 450℃の高温大気中で短時間定荷重を付与
してキャビティ生成処理を行なった BNCT 試験片を用いて(1) 実用発電用原子炉の法令報告事象について, 原子力

PWR1 次冷却材模擬水環境中で SCC 発生試験を行なった．

安全委員会 原子力事故・故障分析評価専門部会,事得られた結果は以下の通りである．

専第 10-6 号, 平成 22 年 12 月 17 日, (2010).

・ SCC 発生試験前に SEM で観察した結果，575h キャビテ

(2) B. Alexandreanu, Y. Yang, Y. Chen and W.J. Shack,ィ生成処理を行なった試験片では，ノッチ先端に微小“The Stress Corrosion Cracking Behavior of Alloys 690

亀裂の開口が認められ，断面に深さ 1.5 mm 程度の割

and 152 Weld in a PWR Environment,” Proc. of 14th

れが認められた．220h または 200h キャビティ生成処

International Symposium on Environmental Degradation

理を行なった試験片では，ノッチ先端直下に粒界へのof Materials in Nuclear Power Systems-Water Reactors,

キャビティ集積は認められたが，微小亀裂は認められ

Virginia Beach, VA, August 23-27, (2009).

なかった．
・ 220h キャビティ生成処理後に 360℃で SCC 発生試験を(3) M.B. Toloczko, S.M. Bruemmer, “Crack Growth
Response of Alloy 690 in Simulated PWR Primary

行なった結果，2,269h でノッチ先端に微小亀裂が確認

Water,” Pacific Northwest National Lab (No. PNNL-SA-

された．これはキャビティ生成処理を行なっていない

72539), Richland, WA, (2009).

条件の 40,635h よりも短時間であったことから，キャ(4) S.M Bruemmer, M.J. Olszta and M.B. Toloczko. “Coldビティ生成処理により SCC 発生の前駆段階が促進され

Rolling Effects on Grain Boundary Damage and Stress

たと評価された．

Corrosion Crack Growth in Alloy 690,” Proc. Fontevraud

・ ノッチ先端で確認された微小亀裂の開口幅の推移を評価した結果，575h キャビティ生成処理を行なった試7, 236, (2010).
(5) K. Arioka, T. Yamada, T. Miyamoto and T. Terachi,

験片については 6,333h 以降開口幅の増加が飽和傾向“Dependence of stress corrosion cracking of alloy 690 onとなり，SCC 発生試験前に亀裂発生の前駆段階の変化

temperature, cold work, and carbide precipitation—role

がある程度進行した結果，以降の変化が限定的となっof diffusion of vacancies at crack tips,” Corrosion, 67(3),た可能性が示唆された．一方，220h キャビティ生成処(2011).

理を行なった試験片については 18,037h まで単調増加(6) D.R. Tice, S.L. Medway, N. Platts and J.W. Stairmand,の傾向が見られ，SCC 発生試験開始以降も亀裂発生の“Crack Growth Testing on Cold Worked Alloy 690 in

前駆段階の変化が継続している可能性が示唆された．

Primary Water Environment,” Proc. of the 15th・ 200h キャビティ生成処理後 320℃で SCC 発生試験を行なった結果，15,661h でノッチ先端に 2 箇所の微小亀裂に至っていない粒界の開口が確認され，360℃での試験よりも長時間であったことから，アレニウス型の
温度依存性により微小亀裂の発生が抑制されたことが示唆された．

International Conference on Environmental Degradationof Materials in Nuclear Power Systems—Water Reactors,
pp. 71-89, Colorado US, (2011).
(7) M.B. Toloczko, M.J. Olszta and S.M. Bruemmer, “OneDimensional Cold Rolling Effects on Stress Corrosion
Crack Growth in Alloy 690 Tubing and Plate Materials,”
Proc. of the 15th International Conference on
Environmental Degradation of Materials in Nuclear
Power Systems—Water Reactors pp. 91-107, Colorado
US, (2011).

158

(8)
(8)
(8)

(9)
(9)
(9)

(10)
(10)
(10)

(11)
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(12)
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(13)
(13)
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(14)
(14)
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(15)
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(16)
(16)
(16)

(17)
(17)
(17)

INSS JOURNAL Vol . 29 2022 NT-6

P. L. Andresen, M.M. Morra, and K. Ahluwalia, “SCC of
P. L. Andresen, M.M. Morra, and K. Ahluwalia, “SCC ofAlloy
690 and ItsM.M.
WeldMorra,
Metals,”of the 15th“SCC of
P. L. Andresen,andProc.
K. Ahluwalia,
Alloy 690 and Its Weld Metals,” Proc. of the 15th
International
on Environmental
Alloy
690 andConference
Its Weld Metals,”
Proc. of theDegradation
15th
International Conference on Environmental DegradationofMaterials in
Nuclear Power
Systems—Water
Reactors,
International
Conference
on Environmental
Degradationof Materials in Nuclear Power Systems—Water Reactors,pp.
161-178,
ColoradoUS,(2011).
of Materials in Nuclear Power Systems—Water Reactors,
pp. 161-178, Colorado US, (2011).
T. Moss,
D. MortonandUS,
HeatherMohr, “Evaluation ofpp.
161-178,
Colorado(2011).
T. Moss, D. Morton and Heather Mohr, “Evaluation oftheTemperature
Dependenceof Alloyand Alloyof690
T. Moss,
D. Mortonand Heather
Mohr,690“Evaluation
the Temperature Dependence of Alloy 690 and Alloy 690
Weld
Metal SCCDependence
Growth in Hydrogenated
Water,”
the Temperatureof Alloy 690 andAlloyProc.
690
Weld Metal SCC Growth in Hydrogenated Water,” Proc.
of
the
17th
International
ConferenceonEnvironmental
Weld Metal SCC Growth in Hydrogenated Water,” Proc.
of the 17th International Conference on Environmental
Degradationof MaterialsConferencein Nuclear Power
Systems—of the 17th International
on Environmental
Degradation of Materials in Nuclear Power Systems—
Water Reactors,
Toronto Canada,(2015).
Degradationof Materials
in Nuclear
Power Systems—
Water Reactors, Toronto Canada, (2015).
S.M. Bruemmer,
M.J. Olszta,
N.R.(2015).
Overman, and M.B.
Water
Reactors, Toronto
Canada,S.M. Bruemmer, M.J. Olszta, N.R. Overman, and M.B.
Toloczko,“Cold Work
EffectsN.R.
on Stress
Corrosion
Crack
S.M. Bruemmer,
M.J. Olszta,
Overman,and M.B.
Toloczko, “Cold Work Effects on Stress Corrosion Crack
Growthin
Alloy
690
Tubingand
PlateMaterials,”
Proc.
Toloczko, “Cold Work Effects on Stress Corrosion Crack
Growth in Alloy 690 Tubing and Plate Materials,” Proc.
of the 17th
International
Conference
onMaterials,”
Environmental
Growthin Alloy
690 Tubing
and PlateProc.
of the 17th International Conference on Environmental
Degradationof MaterialsConferencein Nuclear Power
Systems—of the 17th International
on Environmental
Degradation of Materials in Nuclear Power Systems—
Water
Reactors,
Toronto Canada,(2015).
Degradationof Materials
in Nuclear
Power Systems—
Water Reactors, Toronto Canada, (2015).
ASME
BoilerandPressure
VesselCode,
Water Reactors, Toronto Canada, (2015). Code Case NASME Boiler and Pressure Vessel Code, Code Case N909,
Aug.10(2020). Vessel Code, Code Case NASME
Boiler2020,and Pressure909, Aug.10 2020, (2020).
T. Terachi,
Okamoto,909,
Aug.10M.
2020,(2020).T. Yamada and K. Arioka,
T. Terachi, M. Okamoto, T. Yamada and K. Arioka,“Morphology
cavities formedon grainboundary
T. Terachi, M.of
Okamoto,T. Yamadaand K.
Arioka,of“Morphology of cavities formed on grain boundary ofcrackedAlloy of
TT690,”of the“Morphology
cavitiesProc.
formedon 19thgrainInternationalboundary ofcracked Alloy TT690,” Proc. of the 19th International
ConferenceonEnvironmental
Degradationof Materials
cracked Alloy TT690,” Proc. of the 19th International
Conference on Environmental Degradation of Materials
in
Nuclear Power
Systems—Water
Reactors,
274Conference
on Environmental
Degradation
ofpp.
Materials
in Nuclear Power Systems—Water Reactors, pp. 274285,
Boston,MA,Systems—Water(2019).
in Nuclear
Power
Reactors, pp. 274285, Boston, MA, (2019).
Z. Zhai,
M. Toloczko,
K. Kruska & S. Bruemmer,
285,
Boston,MA, (2019).
Z. Zhai, M. Toloczko, K. Kruska & S. Bruemmer,“Precursor
Stress Corrosion
Cracking
Z. Zhai, M.Evolution
Toloczko,and
K. Kruska& S. Bruemmer,“Precursor Evolution and Stress Corrosion Cracking
InitiationofCold-Worked
Alloy
690
in
Simulated“Precursor Evolution and Stress Corrosion Cracking
Initiation of Cold-Worked Alloy 690 in Simulated
Pressurized
Reactor Alloy
Primary
Corrosion,
Initiationof WaterCold-Worked
690Water,”in Simulated
Pressurized Water Reactor Primary Water,” Corrosion,73(10),
1224-1236,(2017).Primary Water,” Corrosion,
Pressurized
Water Reactor
73(10), 1224-1236, (2017).
K. Arioka,“Role of (2017).
Cavity Formation on Long-Term73(10),
1224-1236,
K. Arioka, “Role of Cavity Formation on Long-TermStressCorrosion
Cracking
Review,”
K. Arioka, “Role of CavityInitiation:
FormationAon
Long-TermStress Corrosion Cracking Initiation: A Review,”
Corrosion,
76(2),
pp.
142-175,(2020).
Stress Corrosion Cracking Initiation: A Review,”
Corrosion, 76(2), pp. 142-175, (2020).
K. Arioka, 76(2),Y. Iijima,
Miyamoto,“Rapid Nickel
Corrosion,
pp. T.
142-175,(2020).
K. Arioka, Y. Iijima, T. Miyamoto, “Rapid Nickel
Diffusion
Type 316“Rapid
Austenitic
Steel atK. Arioka,inY.Cold-Worked
Iijima, T. Miyamoto,
NickelDiffusion in Cold-Worked Type 316 Austenitic Steel at
360–500°C,”
International Journalof Austenitic
Materials Research,
Diffusion in Cold-Worked
Type 316
Steel at360–500°C,” International Journal of Materials Research,
108(10),pp.791-797,(2017).
360–500°C,” International Journal of Materials Research,
108(10), pp.791-797, (2017).
寺地巧,
山田卓陽, 岡本マキエ,
有岡孝司, “PWR1
108(10), pp.791-797,(2017).
寺地巧, 山田卓陽, 岡本マキエ, 有岡孝司, “PWR1
次系模擬水中におけるTT690 合金冷間加工材の寺地巧, 山田卓陽, 岡本マキエ,
有岡孝司, “PWR1
次系模擬水中における TT690 合金冷間加工材のSCC 発生評価,” INSS JOURNAL,
Vol.26, pp. 118-135,
次系模擬水中におけるTT690 合金冷間加工材のSCC 発生評価,” INSS JOURNAL, Vol.26, pp. 118-135,(2019).
SCC 発生評価,” INSS JOURNAL, Vol.26, pp. 118-135,(2019).
寺地巧,(2019). 山田卓陽, 岡本マキエ, 有岡孝司, “PWR1
寺地巧, 山田卓陽, 岡本マキエ, 有岡孝司, “PWR1
次系模擬水中におけるTT690 合金冷間加工材の寺地巧, 山田卓陽, 岡本マキエ,
有岡孝司, “PWR1
次系模擬水中における TT690 合金冷間加工材のSCC 発生評価(第 2 報) TT690‐変形を許容した高応力条
次系模擬水中における合金冷間加工材のSCC 発生評価(第 2 報) ‐変形を許容した高応力条
SCC 発生評価(第 2 報) ‐変形を許容した高応力条

(18)
(18)
(18)

(19)
(19)
(19)

件下での亀裂発生挙動‐,” INSS JOURNAL, Vol.27,
件下での亀裂発生挙動‐,” INSS JOURNAL, Vol.27,
pp.
159-174, (2020).
件下での亀裂発生挙動‐,”INSS JOURNAL, Vol.27,
pp. 159-174, (2020).
pp. 159-174, (2020).
大徹, 寺地巧, 山田卓陽, 國谷耕平, 有岡孝司,
大徹, 寺地巧, 山田卓陽, 國谷耕平, 有岡孝司,
大徹, 寺地巧, 山田卓陽, 國谷耕平, 有岡孝司,“TT690 合金冷間加工材の粒界キャビティ生成型に“TT690 合金冷間加工材の粒界キャビティ生成型による亀裂発生時間の評価,”
INSS JOURNAL, Vol.28,“TT690 合金冷間加工材の粒界キャビティ生成型による亀裂発生時間の評価,” INSS JOURNAL, Vol.28,
pp.
121-130, (2021).
よる亀裂発生時間の評価,”
INSS JOURNAL, Vol.28,
pp. 121-130, (2021).
K.
“2014
W.R. Whitney Award Lecture: Change
pp.Arioka,
121-130,(2021).
K. Arioka, “2014 W.R. Whitney Award Lecture: ChangeinStrengthat Grain
Boundaries
before LongK.Bonding
Arioka, “2014
W.R.
WhitneyAward Lecture:
Changein Bonding Strength at Grain Boundaries before LongTerm
SCC
Initiation,”Corrosion,
71[4],
pp.
403-419,
in Bonding Strength at Grain Boundaries before LongTerm SCC Initiation,” Corrosion, 71[4], pp. 403-419,(2015).
Term SCC Initiation,” Corrosion, 71[4], pp. 403-419,(2015).
(2015).