118

ステンレス-ニッケル基合金異材溶接部のPWSCC 感受性について
PWSCC Susceptibility of Cast Stainless Steel and Nickel Based Alloy of Dissimilar Metal
Butt Welds
福村

卓也(Takuya Fukumura)＊ 1

戸塚信夫(Nobuo Totsuka)＊ 1

西川嘉人(Yoshito Nishikawa)＊ 2

要約 加圧水型原子炉で使用されているステンレス鋼とニッケル基合金異材溶接部（ステンレス鋳鋼と 600 合金継手を 82 合金および 132 合金で溶接，以下 SUS-600 合金異材溶接）の PWSCC 感受性を評価するために，SUS-600 合金異材溶接部を模擬した試験片を 1 次冷却材模擬環境中において定荷重試験により発生域のき裂進展速度を評価し，低歪速度試験により見かけのき裂進展速度（PWSCC 感受性）や活性化エネルギーを評価した．
SUS-600 合金異材溶接部は 82 合金と 132 合金とでほぼ同等の活性化エネルギーおよび発生域のき裂進展速度を示し，見かけのき裂進展速度に関しては 132 合金の方が 82 合金より速い．またSUS-600 合金異材溶接部の発生域き裂進展速度は 600 系合金共金溶接に比べて一桁程度低い値を示した．このことは SUS-600 合金異材溶接が PWSCC 発生域き裂進展の観点からは悪影響を及ぼすものではないと考えられる．
得られた活性化エネルギーと発生域き裂進展速度を用い，実機の SUS-600 合金異材溶接部で
PWSCC が確認された 320℃部位での PWSCC き裂深さから 290℃部位の PWSCC き裂深さを評価し，290℃部位では未だ PWSCC が発生域から伝播域へ変移していないと考えられると評価した．
キーワード

加圧水型原子炉，PWSCC，経年劣化，Ni 基合金，応力腐食割れ，溶接，き裂進展速度

Abstract
Constant load tests for estimating the crack growth rate at the initiation stage andslow strain rate tests for PWSCC susceptibility and activation energy estimation were carried out
using a specimen with dissimilar metal butt welds in simulated PWR primary water to evaluate the
PWSCC susceptibility of nickel based alloy of dissimilar metal butt welds (welding cast stainless steel
and alloy 600 using the 82 and 132 alloys) used in pressurized water reactors,
No clear differences in activation energy and crack growth rate at the initiation stage wereobserved between the 82 and 132 alloys. Higher PWSCC susceptibility was observed in the 132 alloy
than 82 alloys. Crack growth rates at the initiation stage of dissimilar metal butt welds were several
times lower than that of alloy 600 matching metal welds. These results might suggest that dissimilar
metal butt welds do not adversely affect the PWSCC crack growth rate at the initiation stage.
The crack depth of dissimilar metal butt welds at the 290°C part was evaluated from theactivation energy and crack growth rate at the initiation stage and crack depth of dissimilar metalbutt welds at the 320°C part. As a result, it was concluded that the dissimilar metal butt welds atthe 290°C part still remained at the initiation stage.
Keywords

1.

PWR, PWSCC, ageing, Ni base alloy, stress corrosion cracking, weld, crack growth rate

はじめに統で構成される．1 次系は 1 次冷却材（軽水）を循
環させ，原子炉の炉心で発生した熱エネルギーを蒸わが国では 2009 年 3 月末時点で 55 基の原子力発気発生器を介して 2 次系へ伝達する．この 1 次冷却電所が稼動しており，その内 23 基が加圧水型原子炉

材の喪失は炉心の冷却に重大な支障を生じるため，1（pressurized water reactor, PWR）で あ る．PWR

次系を構成する機器は圧力バウンダリと呼ばれ，その系統は大きく分けて 1 次系，2 次系とその他の系の機能の維持が求められる．1 次系は高温高圧環境＊1＊2(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)119（最高約 340℃，157 気圧）であるため，1 次冷却材

25に接する部位は特に耐食性に優れる材料が用いられ

SG入口管台RV出口管台る．蒸気発生器細管，管台および管台溶接部におい20

元素からなる合金）が用いられ，配管や原子炉容器
内面にはステンレス鋼が用いられている．
Ni 基合金は耐食性に優れるが，経年劣化に伴う多くの損傷を経験してきている．Ni 基合金における経年劣化事象として特筆すべきは 1 次冷却材応力腐食
割 れ（primary water stress corrosion cracking,

最大き裂深さ(UT評価値), mmて Ni 基合金（50％以上の Ni と Cr, Fe その他微量

15

10

5

PWSCC）である．この PWSCC は材料因子，環境
因子と応力因子が組み合わさったときに発生するも0のであり，実験室的には 1959 年にフランスの Henri0

管台，原子炉容器上蓋管台および溶接部，蒸気発生器管台溶接部，原子炉容器管台溶接部等の 600 合金
および 600 系合金溶接部でも PWSCC が発生してい
る(1)．

10

15

20

25

運転時間, 年

Coriou により報告され，実機においては 1980 年代から多くの蒸気発生器細管で発生し，その後加圧器

5

図1

実機における SUS-600 合金異材継手溶接部最大
き 裂 深 さ（UT 評 価 値）と 運 転 時 間 の 関 係（320℃）（出典：原子力安全保安院，「蒸気発生器一次冷却材出
入口管台溶接部内表面におけるき裂への対応について」
および電力会社プレスリリース等のデータから作成）

この Ni 基合金の PWSCC に対し，種々の対策が取られている．材料因子からはより耐 PWSCC 性のRinghal-4 の原子炉容器管台出口の溶接部，2003 年

高い 690 合金（Cr 濃度を 600 合金の 2 倍の約 30％の TMI-1 の加圧器サージライン溶接部，2006 年のとしている）への変更であり，多くの発電所で蒸気Calvert Cliffs-1 の加圧器サージライン溶接部等，発生器や原子炉容器上蓋を交換している．また 600

2006 年の Davis Besse の原子炉容器管台入口の溶接

系合金溶接部の PWSCC を除去後，690 系合金によ

部，2006 年の Wolf Creek の加圧器サージライン溶

り補修溶接を行なっている．応力因子からはピーニ

接部等，2007 年の Ferley-2 の加圧器サージライン

ング等による応力緩和が実施されている．環境因子

溶接部等で PWSCC が確認されている(1)．

からは原子炉容器上蓋での運転温度低減（約 320℃

一方国内でも 2003 年の敦賀 2 号加圧器管台溶接から 290℃へ）を実施している．さらに溶存水素濃部，2004 年の伊方 1 号および 2005 年の伊方 2 号の度変更等 PWSCC 感受性の低い水質への変更も検討

原子炉容器入口管台の溶接部，2007 年の美浜 2 号，されている．

高浜 2 号および敦賀 2 号の蒸気発生器入口管台溶接

当研究所においても Ni 基合金の PWSCC の研究部，2008 年の玄海 1 号，泊 2 号，高浜 3 および 4 号に取り組んできており，そのメカニズム，感受性，の蒸気発生器入口管台溶接部に PWSCC が確認され

き裂進展速度等において多くの事柄を明らかにしてている(8)．

きた(2)．Ni 基合金単体でのデータは比較的多くある

国内プラントで公表されている 320℃部位での最ものの，ステンレス鋼との接合部や 600 合金を 690

大き裂深さを運転時間で整理した結果を図 1 に示す．

系合金で補修溶接した場合など，異なる材料が混じ運転期間の増加に伴い，最大き裂深さも大きくなる

りあい，その性質が本来のものと異なっていると考傾向は見られるが，バラツキも大きいことが分かる．

えられる部位の PWSCC に関するデータはまったく

国内プラント SUS-600 合金異材溶接部で PWSCC

ないのが現状である．そのため，PWR の異材溶接

き裂が確認されているのはほとんど 320℃以上の部のうちステンレス鋼と 600 系ニッケル基合金突合溶位であり，290℃の部位では伊方 1，2 号機の原子炉接（SUS-600 合金異材溶接）部を模擬した材料で腐容器入り口管台を除き確認されていない．温度の因食 試 験 を 実 施 し，SUS-600 合 金 異 材 溶 接 部 の子が大きく効いているものと考えられ，これらにつPWSCC 感受性等を評価した．

いても本研究結果とあわせて考察する．

海外においては 2000 年の V.C.Summer および

120

2.

試験方法

SMAW）により接合したものを用いた（図 2）．
82 合金，132 合金，600 合金および鋳造 316 ステ

2.1

供試材

ンレス鋼の化学成分を表 1 に，溶接施工条件を表 2に，溶接材の機械的性質を表 3 に示す．

供試材には鋳造 316 ステンレス鋼と 600 合金の継手を 82 合金で TIG 溶接（Tungsten inert gas weld-

なお，実機における突合せ異材溶接の一例を図 3に示す．

ing, TIG）により接合したもの，および 132 合金で
被 覆 ア ー ク 溶 接（shielded metal arc welding,82 ྜ㔠㸦TIG ⁐᥋㸧

SUS316132 ྜ㔠㸦SMAW ⁐᥋㸧

SUS316600 ྜ㔠

600 ྜ㔠

図2

供試材溶接方法および試験片採取位置（TIG 溶接および SMAW 溶接)

表1

82 合金，132 合金，600 合金および鋳造 316 ステンレス鋼の化学成分

化学成分（mass％)

C

Si

Mn

P

S

Ni

Cr

Fe

Cu

Nb

82 合金（TIG)

0.017

0.26

2.54

0.006

0.001

72.9

17.95

3.72

0.01

1.93

132 合金（SMAW)

0.030

0.30

2.10

0.009

0.002

71.5

15.40

8.50

0.01

1.88

600 合金

0.030

0.27

0.29

0.010

0.001

72.9

16.20

bal.

0.05

-

SUS316

0.054

1.07

1.13

0.013

0.002

11.5

18.65

bal.

0.15

-

母材は他に Ti 0.20％ , B 0.0001％を，鋳造 316 ステンレス鋼は他に Mo 2.20％を含む．

表2ニッケル基合金と鋳造 316 ステンレス鋼の異材溶接材の溶接施工条件

溶接施工条件入熱条件

82 合金（TIG）

7.7〜12.8 kJ/cm

132 合金（SMAW）

4.6〜7.5 kJ/cm

突合わせ溶接開先形状：V 形（開先角度 90°）表3

ニッケル基合金と鋳造 316 ステンレス鋼の異材溶接材の機械的性質

溶接方法

0.2％耐力(N/mm2)

引張強さ(N/mm2)

伸び（％)

絞り（％)

82 合金（TIG）

281

497

46.9

23.4

132 合金（SMAW)

284

504

53.6

28.5

121

600⣌ྙ㔘
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600⣌ྙ㔘
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図3

実機における異材溶接例

2.2 低 歪 速 度 PWSCC 試 験（感 受 性 評価）形による曲げ加工を施すことで曲げ箇所（凹部）から SCC が発生・進展する特徴があるため，溶接部で曲げ，溶接金属部における見かけのき裂進展速度を供試材から平板試験片を切り出し，室温において求めた．

金型でプレスした図 4 に示す試験片（Humped slow
strain rate technique（SSRT）試験片）を製作した．

2.3

その際に SSRT 試験片の平行部が供試材の溶接部と定荷重 PWSCC 試験（発生域き裂進
展速度評価）

なるようにした．この SSRT 試験片をエメリー研磨
紙 #1200 まで研磨，脱脂洗浄後，図 5 に示す循環式

PWSCC においてそのき裂進展速度は一定ではな

腐食試験装置に取り付け，PWR1 次冷却材模擬循環

く，き裂がある程度成長するまで（発生域）は比較

水（表 4）中で一定速度（0.00001mm/s）で引っ張

的小さなき裂進展速度を持ち，その後発生域に比べり，破断後の断面を観察し，得られた SCC 破面割合て 1 桁以上大きなき裂進展速度を示す伝播域のき裂から次式で見かけのき裂進展速度を求めた．

進展速度に変化することが知られている(3)(4)．本研
究では PWSCC による機器の寿命の大部分を占める
発生域に着目し，発生域のき裂進展速度を平板定荷

見かけのき裂進展速度＝
試験片厚さ× SCC 破面率÷破断時間(1)

重試験にて評価した．
供試材から平行部中央に溶接部がくるように平板

また，試験温度を 330℃から 360℃まで変えて，見試験片（図 6）を製作した．この平板試験片をエメ

かけのき裂進展速度を求め，見かけのき裂進展速度

リー研磨紙 #1200 まで研磨，脱脂洗浄後，図 5 に示の温度依存性から活性化エネルギーを求めた．
本研究で用いたハンプ付 SSRT 試験では，塑性変す循環式腐食試験装置に取り付け，PWR1 次冷却材
模擬循環水（表 4）中で一定荷重で引っ張り（定荷重試験），破断前に取り出した．試験片の平行部を樹脂埋めし，表面から入った微小なき裂を断面方向から観察し，そのき裂深さを測定し，その SCC の深さ
から次式で与えられる発生域き裂進展速度を評価した．
発生域き裂進展速度＝
最大き裂深さ÷試験時間

図4

ハンプ付 SSRT 試験片形状（単位：mm)

(2)

122

図5

循環式腐食試験装置系統

表4
水質
温度

試験条件

500ppmB ＋ 2ppmLi ＋ 2.75ppmH2（PWR1 次系環境）
定荷重試験

360℃

ハンプ付 SSRT 試験

360℃，350℃，340℃，330℃

ハンプ付 SSRT 試験の歪速度

5.0 × 10-7 s-1 （ゲージ部 20mm の平均)

3.

試験結果

3.1

SUS-600合金異材溶接部の低歪速度
PWSCC 試験結果(感受性評価結果)

SUS-600 合金異材溶接部の PWSCC 感受性を 82
合金と 132 合金それぞれについて温度と見かけのき
図6

平板試験片形状（単位：mm)

裂進展速度で整理した結果を図 7 に示す．132 合金の方が 82 合金より PWSCC 感受性が高い（見かけ
のき裂進展速度が大きい）結果が得られた．
この見かけのき裂進展速度の温度依存性から
PWSCC 活性化エネルギーを評価した結果，82 合金
で 218kJ/mol，132 合金で 214kJ/mol とほぼ同等の活性化エネルギーが得られた．

123

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㻔㻑㻘㻙㻨㻐㻓㻖

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㻔㻑㻙㻕㻨㻐㻓㻖

䠃䠁䠦㻃䟺㻮㻐㻔
図7

表5

3. 2

活性化エネルギー（kJ/mol)

600-600 合金継手溶接部㻔㻑㻙㻙㻨㻐㻓㻖

䟻

SUS-600 合金異材継手溶接部見かけのき裂進展速度

活性化エネルギーの比較

SUS-600 合金異材継手
溶接部（本研究）㻔㻑㻙㻗㻨㻐㻓㻖

82 合金

218

132 合金

214

82 合金

188(5)

132 合金179(5)

600 系合金溶接部（JNES）

215

MA600 母材

167

SUS-600 合 金 異 材 溶 接 部 の 定 荷 重
PWSCC 試験結果（発生域き裂進展
速度評価結果）SUS-600 合金異材溶接部の発生域き裂進展速度を(6)82 合金と 132 合金それぞれについて荷重とき裂進展
速度で整理した結果を図 8 に示す．82 合金と 132 合
金ともに同様な荷重依存性を示し，そのき裂進展速
度も溶接の違いによる顕著な差は見られなかった．
本研究で得られた SUS-600 合金異材継手溶接部発
生域き裂進展速度を過去に得られた 600 合金継手溶接（82 および 132 合金）部および 600 合金母材の発

今 回 得 ら れ た SUS-600 合 金 異 材 継 手 溶 接 部

生域き裂進展速度 (7) と比較した結果，600 系合金共PWSCC 活性化エネルギーと過去に得られた 600 系

金溶接に比べて，発生域き裂進展速度が一桁程度低合 金 の 活 性 化 エ ネ ル ギ ー の 比 較 を 表 5 に 示 す．

下し，MA600 母材と同程度となっている．

SUS-600 合金異材溶接の PWSCC 活性化エネルギーは 82 合金で 218kJ/mol，132 合金で 214kJ/mol であ4.

考察り，過去に評価した PWSCC の活性化エネルギーと比較すると，MA600 母材の 167kJ/mol より大きく，
SUS-600 合金異材でない 82 合金溶接の 188kJ/mol

SUS-600 合金異材溶接の活性化エネルギーおよび発生域き裂進展速度

や 132 合金溶接での 179kJ/mol よりも大きい値とSUS-600 合金異材溶接において，活性化エネルなっている．ただし JNES で評価 (6)した 600 系溶接

ギー，発生域き裂進展速度に 82 合金と 132 合金で顕の活性化エネルギー 215kJ/mol とはほぼ同等の値と著な差異は見られなかった．しかしながらハンプ付

なっている

SSRT における感受性では 132 合金の方が見かけの124㻝㻚㻱㻙㻝㻜

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㻠㻜㻜

ᛂຊ䠄㻹㻼㼍䠅
図8

SUS-600 合金異材継手溶接部発生域き裂進展速度

き裂進展速度が高くなっており，予き裂入りの CT

SUS-600 合金異材溶接の PWSCC 活性化エネル

試験片によるき裂進展速度（伝播域き裂進展速度）

ギーは 82 合金で 218kJ/mol，132 合金で 214kJ/mol

は 132 合金の方が 82 合金より高いこと (6) と一致すであり，過去に評価した PWSCC の活性化エネル

る．こ の こ と よ り，SUS-600 合 金 異 材 溶 接 の 耐ギーと比較すると，MA600 母材の 167kJ/mol より

PWSCC 性に関しては，ステンレス鋼の希釈効果で大 き く ,600 系 合 金 共 金 で の 82 合 金 溶 接 の82 合金による溶接（TIG 溶接）と 132 合金による溶188kJ/mol や 132 合金溶接での 179kJ/mol よりも大接（SMAW 溶接）の差異が小さくなったと考えら

きい値となっている．ただし JNES で評価 (6) した

れる．

600 系溶接の活性化エネルギー 215kJ/mol とはほぼ

また SUS-600 合金異材溶接での発生域き裂進展速

同等の値となっている．活性化エネルギーに関して

度は過去に行なった 600 系合金共金溶接（600 合金

はある程度の幅をもって評価する必要があるが，継手を 82 或いは 132 合金で溶接）の発生域き裂進展

SUS-600 合金異材溶接でも母材に比べて高い活性化

速度 (2) と比較すると，一桁程度低く，600 合金母材

エネルギーを持つと考えられる．

の発生域き裂進展速度と同等である．発生域き裂進

こ の 活 性 化 エ ネ ル ギ ー よ り，他 の 温 度 部 位 の展速度が低下するのはステンレス鋼の溶け込みによ

PWSCC き裂深さを評価する．異なる温度 T1 と T2

り，溶接部の成分が変化したことが要因の一つとし（T1 ＞ T2）の き 裂 進 展 速 度（crack growth rate,て考えられるが，そのメカニズムは不明である．たCGR）は活性化エネルギー Ea を用いて次式で表せ

だし，PWR 環境でステンレス鋼溶接部の CT 試験る．

片によるき裂進展速度が非常に小さいことが報告(9)されていることと関係があることを示唆していると考えられる．本実験では SUS-600 合金異材溶接時にステンレス鋼の溶け込みの影響は無視できないこと

CGR(T2)＝CGR(T1)× exp(-Ea/R(1/T2-1/T1))(3)

R：ガス定数を示す結果とはなったが，PWSCC 発生域き裂進展
速 度 は 異 材 溶 接 で な い 場 合 に 比 べ て 小 さ く，

活性化エネルギーを 215kJ/mol（600 系合金溶接

PWSCC に悪影響を及ぼすものではないと考えられ部の原子力安全基盤機構（JNES）の評価値(6)，代表

る．

値として選定）とすると，360℃と 320℃ではき裂進125

展速度が 15.7 倍，320℃と 290℃では 10.2 倍異な

2.5E-10m/s（500MPa，360℃）と 活 性 化 エ ネ ルる．

ギー 215kJ/mol から評価すると約 0.1mm となり，実機での SUS-600 合金異材溶接境界部の PWSCC
き裂深さ

実機の 290℃部位で割れが検出されていないことと符合する．

実機での SUS-600 合金異材溶接境界部（ステンレしかしながら活性化エネルギーの評価にはある程ス鋼の溶け込みの影響が無視できない部位）での度の幅を考慮する必要があり，より小さい活性化エ

PWSCC き裂深さを推定する．前提条件として，本

ネルギーを用いて評価すればさらに PWSCC のき裂

研究で得られた SUS-600 合金異材継手の発生域き裂

深さは大きくなる．また，発生域から伝播域にき裂

進展速度約 2E-12m/s（350MPa，360℃）と活性化進展速度が変化する条件については過去に薄い平板

エネルギー 215kJ/mol (6) を仮定すると，320℃での条件での検討 (3) はあるが，実機条件での知見がな

SUS-600 合金異材溶接部の発生域き裂進展速度は約く，今後の検討が必要ではある．

1.3E-13m/s と な り，運 転 時 間 20 年（き 裂 が 見 つPWSCC き裂進展速度に発生域のき裂進展速度とかった部位での最大運転時間）でき裂深さは 0.1mm

いう概念と SUS の溶け込みを考慮した発生域き裂進以下となる．渦電流探傷試験で検出されるき裂深さ

展速度を使い，実機において SUS-600 合金異材溶接は約 0.5mm といわれており，実機で SUS-600 合金

境界部で PWSCC が確認されていないこと，ステン

異材溶接境界部では PWSCC は確認されない結果とレス鋼の溶け込みが影響しないと考えられる 320℃符合する．

部位で PWSCC が確認されたが，290℃部位では未一方，ステンレス鋼の溶け込みの影響がない部位

だ PWSCC 発生域であり，検出される深さにいたっ

でのき裂深さは，前提条件として過去に評価したていないことを説明した．この発生域の概念を用い600 合金溶接の発生域き裂進展速度約 2.5E-11m/s

ず，運転と同時にき裂が発生し，一様な PWSCC き（500MPa，360℃）と活性化エネルギー 215kJ/mol(6)裂進展速度でき裂が進展したと仮定したなら，290℃から 320℃での発生域き裂進展速度は 1.6E-12m/s

部位での PWSCC き裂深さは単純に図 1 の場合の約となり，運転時間 20 年でき裂深さは約 1mm とな

十 分 の 一（活 性 化 エ ネ ル ギ ー 215kJ/mol）と な る

る．過去に厚さ 2mm の平板で発生域から伝播域へ（図 9）．運転期間にもよるが約 2mm 近い PWSCC

とき裂進展速度が変化する深さを調べた結果(3)ではき裂が存在する可能性を示唆する結果となり，実機

0.1〜0.2mm 程度で発生域から伝播域へ変化しておの 290℃部位で PWSCC き裂が確認されていないこり，CT 試 験 片 に よ る き 裂 進 展 試 験 に お い て も，とと矛盾する．このことからも本研究課題である発2mm の予き裂があれば伝播域のき裂進展速度でき裂が進展することを考えると，既に伝播域の PWSCCとなって検出されたと考えられる．すなわち，運転2と同時にき裂が発生し，発生域き裂深さが 0.2mm

Ea=215kJ/mol

進 展 す る と し，発 生 域 の き 裂 進 展 速 度 を
1.6E-12m/s，伝播域のき裂進展速度を 2.4E-11m/s（JNES の評価値，325℃，K=20MPa・m0.5）と仮定
すると，伝播域に変化するのに 4 年を要し，運転期
間 20 年のうち残りの 16 年で 12mm き裂進展することになり，実機で確認されたき裂深さ（十数ミリ）とほぼ符合する．

最大き裂深さ(UT評価値), mmに達した時点から一様な伝播域き裂進展速度でき裂
1.5

1

0.5

実機で PWSCC が確認された蒸気発生器入口管台と原子炉容器出口管台（共に 320℃）には温度以外の条件が同一と仮定できる対称な部位，蒸気発生器
出口管台と原子炉容器入口管台（共に 290℃）が存在する．この 290℃でのき裂深さを推定する．前提
条 件 と し て 600 合 金 溶 接 の 初 期 き 裂 進 展 速 度 約

0
0

5

10

15

20

25

運転時間, 年

図 9 320℃部位から 290℃部位での最大き裂深さの推定（発生域き裂進展速度を考慮しない場合）

126

生域のき裂進展速度評価の妥当性と重要性がわかる．

JOURNAL, Vol.12, p170（2005）．
(４) Son LE HONG, Claude AMZALLAG, Angel

5.

まとめ

GELPI,3Modeling of Stress Corrosion Crack
Initiation on Alloy 600 in Primary Water of

鋳造 316 ステンレス鋼と 600 合金継手を 600 系合PWRs, 4Proceedings of the Ninth Interna-

金（82 および 132 合金）にて溶接した SUS-600 合

tional Symposium on Environmental Degrada-

金異材継手について，ハンプ付 SSRT 試験による感tion of Materials in Nuclear Power Systems

受性評価，平板定荷重試験による発生域き裂進展速―Water Reactor-, p115-122（1999）．

度評価を実施した．また，実機 SUS-600 合金異材継(５) 西川嘉人，戸塚信夫，有岡孝司，3600 合金系

手溶接部（320℃）のき裂深さから，低温部（290℃）

溶 接 部 の PWSCC に 及 ぼ す 温 度 の 影 響 ,4

のき裂深さを評価した結果，以下の知見を得た．な

INSS JOURNAL, Vol.10, p136（2003）．

お CT 試験片を用いた伝播域のき裂進展速度に及ぼ(６) 原子力安全基盤機構，3平成 17 年度 Ni 基合金

す異材溶接の影響評価は今後の課題である．

応力腐食割れ進展評価技術実証に関する事業報(1)SUS-600 合金異材溶接部の PWSCC 活性化エネ

告書，4（2007）．

ル ギ ー は 82 合 金 で 218kJ/mol，132 合 金 で(７) 酒井俊治，戸塚信夫，釜谷昌幸，中島宣雄，

214kJ/mol とほぼ同等である．

3MA600 合 金 の 1 次 冷 却 水 中 応 力 腐 食 割 れ(2)SUS-600 合金異材溶接部の PWSCC 感受性は 132（PWSCC）進 展 速 度 に 関 す る 研 究 ,4INSS合金の方が 82 合金より高い．

JOURNAL, Vol.7, p129（2000）．

(3)SUS-600 合金異材溶接部の発生域き裂進展速度(８) 原子力安全保安院，3蒸気発生器一次冷却材出は 82 合金と 132 合金で顕著な差はない．

入口管台溶接部内表面におけるき裂への対応に(4)SUS-600 合金異材溶接部の発生域き裂進展速度

ついて（解説），4（2008）．

は 600 系合金共金溶接に比べて一桁程度低く , ステ

(９) T.Yamada, T.Terachi, K.Arioka, Proceed-

ンレス鋼の溶け込みの影響が示唆される．

ings of JSCE Materials and Environments,(5)実機で SUS-600 合金異材溶接境界部で PWSCC（2008）A-206．

が確認されていないのは発生域き裂進展速度から評価して妥当である．
(6)320℃部位で検出された PWSCC が 290℃部位で検出されないのは，未だき裂が SUS-600 合金での発生域にあることで説明は可能である．

文献(１) Nuclear Regulatory Commission,3Regulatory
Approach for Primary Water Stress Corrosion
Cracking of Dissimilar Metal Butt Welds in
Pressurized Water Reactor Primary Coolant
System Piping,4NRC Regulatory Issue Summary 2008-25,（2008）．
(２) 戸 塚 信 夫，釜 谷 昌 幸，藤 井 克 彦，寺 地 巧，
3PWR1 次系環境下における 600 合金の応力腐
食割れの発生と予測，4株式会社原子力安全シ
ス テ ム 研 究 所，INSS MONOGRAPHS No.3
（2008）．
(３) 西川嘉人，戸塚信夫，
3600 合金系溶接金属のPWSCC 発生域におけるき裂進展速度 ,4INSS