INSS JOURNAL Vol . 30 2023 RV-1

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オーステナイト系ステンレス鋼溶接熱影響部の
高温水中 SCC 進展挙動
-これまでの研究状況と今後の課題SCC growth behavior in weld HAZ of austenitic stainless steels
in a simulated PWR primary water-Current research status and future program 山田卓陽（Takuyo Yamada）*1, 有岡孝司（Koji Arioka）*1

要約 オーステナイト系ステンレス鋼の高温水中応力腐食割れは，冷間加工により硬化すると促進されることが知られている．溶接熱影響部も硬化する場合があるが，その硬化領域を対象とした SCC 進展挙動に関する報告例は少なく，この冷間加工ステンレス鋼と溶接熱影響部の硬化部のSCC 進展挙動の関係に関する議論は多くない．INSS では，この部位の高温水中 SCC 進展挙動について，2010 年頃より取り組んできた．本報告では，その SCC 進展挙動に関する研究成果を再整理して紹介するとともに，今後の課題を述べる．
ステンレス鋼溶接熱影響部の SCC 進展挙動は，同じ硬さの冷間加工材の SCC 進展速度，並びに温度依存性と類似の挙動を示した．このことから冷間加工材の SCC 進展挙動で溶接熱影響部硬化部の SCC 挙動を予測可能と考えられた．ただし，SCC 進展試験では配管溶接部初層部近傍や表面加工層部の SCC 挙動を直接評価することが困難である.この部位は，SCC 発生初期の挙動に大きくかかわるため，今後微視的な評価やメカニズム検証などの SCC 挙動検討が，高い信頼性確保のために重要である．
キーワード ステンレス鋼溶接熱影響部 (HAZ)，高温水中応力腐食割れ（SCC），SCC 進展速度，温度依存性，軽水炉(LWR)，加圧水型原子炉(PWR)

Abstract It is known that SCC growth rate of austenitic stainless steel (ASS) in high-temperature water isaccelerated by hardening of cold-work (CW). The weld heat-affected-zone (HAZ) of the ASS is also harden
by deformation by weld shrinkage. However, only little have been reported on the SCC growth behavior in
weld HAZ of the ASS in hydrogenated high-temperature water. There are not many discussions about therelationship between the SCC behavior of the both conditions. Since the 2000s, INSS has studied on the SCC
growth behavior in the weld HAZ of the ASS. In this report, research results in INSS on the SCC growth
behavior in weld HAZ are reviewed, and future subjects are described.
As a result, the SCC growth behavior in weld HAZ of ASS showed similar rate and temperature dependence
on SCC of the cold-worked material with the same hardness. It was considered that the SCC growth behaviorof the cold-worked material and the HAZ could be estimated by hardness. However, in the SCC growth test,
it is difficult to directly evaluate the SCC behavior of the near the surface area, such as SCC initiated portion.
In the future, it is important to study the SCC behavior from the viewpoint of microscopic evaluation andmechanism to ensure high reliability for light water reactor (LWR) for SCC evaluation.
Keywords stainless steel weld heat affected zone (HAZ)，stress corrosion cracking (SCC) in high-temperature water，
SCC growth rate，temperature dependence，light water reactor(LWR)，pressurized water reactor (PWR)

1. はじめに1970年代にBWRで報告された鋭敏化（Cr炭化物の析出による粒界Cr濃度の低下）ステンレス鋼のSCC事例(1)が知らオーステナイト系ステンレス鋼は，軽水炉（light water

れており，その後その対策材として開発された低炭素ステ

reactor, LWR）の配管材料などとして，沸騰水型原子炉

ンレス鋼においても，2000年代にBWRのシュラウドや再（boiling water reactor, BWR）や加圧水型原子炉（pressurized

循環配管の溶接熱影響（heat affected zone, HAZ）部でのSCC

water reactor, PWR）で広く使用されている．このオーステ事例が報告されている(2,3)．この非鋭敏化低炭素ステンレ

ナイト系ステンレス鋼の実機におけるSCC経験としては，ス鋼のSCC事例では，材料因子として表面の強い加工や溶＊１ （株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所

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223

接熱影響による硬化が影響したと考えられている(2,3)．そオーステナイト系ステンレス鋼の HAZ 部の硬化領域での後この非鋭敏化低炭素ステンレス鋼のSCC進展挙動にの PWR1 次冷却材環境下（低電位環境下）の実機事例に関する研究が精力的に行われ，BWRの通常水質(normal

ついては，前述のとおり限定的であったこともあり，研究water chemistry，NWC)のような酸素を含む288℃の高温純例は多くない．INSS では早くからこの問題に着目し，2 種

水中でのSCC進展速度データが取得・整備され(4-6)，また類の溶接材の HAZ 部の硬化領域での SCC 進展評価を実HAZ部の硬化領域で，母材に比べてSCC進展が促進される

施し報告してきた(25-27)．

ことなども報告されている(4)．

本項では，これらの研究内容を，まず対象材料の製作履

PWRの1次冷却材環境下では，BWRのNWCのような酸歴の観点で 2.1 と 2.2 項にまとめた．詳細は後述するが，

素を含む高い腐食電位環境下と異なり，水素脱気により腐前者（2.1 項）はブロック状のステンレス鋼を用いた通常

食電位が十分に下げられた環境となっており，このような開先の TIG+SMAW による溶接材で，後者は配管材を狭開低い腐食電位環境下においては，従来ステンレス鋼でSCC

先全層 TIG で溶接したものである．本報告では，両者のは起こらないとされてきた．事実，過去のPWRにおけるス

結果を改めて再整理し，HAZ 部の硬化傾向の比較と冷間テンレス鋼のSCC事例は，照射の影響を受けたIASCC(7)や加工度との関係（2.3 項），溶接線からの距離に応じた SCC(7,8)のものが主であった．しか進展挙動（2.4 項），SCC 進展挙動の K 依存性と冷間加工し近年では，フランスにおける強い冷間加工を受けたtype材との比較（2.5 項），SCC 進展速度の温度依存性と冷間加

316L製のヒータシースのSCC事例 ，冷間加工されたtype

工材との比較（2.6 項）として再整理し紹介し，最後に SCC

316L製ボルトのSCC事例 ，日本におけるセーフエンド配挙動に及ぼすその他の材料因子と今後の課題（2.7 項）を

酸素滞留部など特殊な事例

(9)

(10)

(11,12)管（SUS316製）溶接熱影響部近傍の粒界割れ事例

，ス

述べる．

プレイ配管（SUS316製）溶接熱影響部のSCC事例 ，フラなお，INSS の冷間加工材及び HAZ 部硬化領域の PWR1

ンスにおける安全注入系配管（type 316LN製）の溶接熱影

次冷却材環境下の SCC 進展速度に関するデータ(22-28)は，響部のSCC事例(14)が報告され，いずれの場合も明瞭な鋭敏米国電力研究所（EPRI）の技術報告書（MRP-458）(29)にお化は確認されておらず，SCCの材料因子としては表面などいて，他の研究者のデータとともに集約され，SCC 進展速の強い加工や溶接熱影響による硬化などが影響したもの

度線図が提案されている．

(13)と推定されている．
一方，実験室では，強い冷間加工を受けることにより，

2.1 TIG+SMAW溶溶接材(27)

BWRの水素注入（hydrogen water chemistry, HWC）環境や

ステンレス鋼溶接金属は，市販の 316L および 308L 組

PWRの1次冷却材のような低い腐食電位環境下において成の溶接棒を用い，それぞれ SUS316 と SUS304 に V 開も，非鋭敏化オーステナイト系ステンレス鋼のSCCが進展

先を施し，初層部を（tungsten inert gas, TIG）溶接，中間部

し得ることが指摘され，加工を考慮した材料のSCC進展挙は被覆アーク溶接（shielded metal arc welding, SMAW）によ.

(15-25)動に関する研究が実施されてきたる多層盛りで製作したものを基本素材とした．溶接完了時

INSSでも，このPWRにおける1次冷却材中の非鋭敏化オの外観を図 1(a)に母材金属の化学組成を表 1 に示す．このーステナイト系ステンレス鋼のSCC挙動に関して，冷間加溶接材は，ブロック状の母材を図のように拘束台に固定し(22-25)工を考慮したステンレス鋼のSCC進展評価，並びにHAZ部の硬化領域を対象としたSCC進展評価(26-28)た状態で溶接した．図 1(b)に溶接マクロ組織と CT 試験片などを，採取位置，硬さ測定位置を示す．本溶接材は，溶接金属部

2010年代より実施してきた．本報告では，特にこれまで実初層部の SCC 進展評価(30)のために，ブロックの途中から施してきたHAZ部の硬化領域におけるSCC進展挙動の研開先加工を施して溶接したので，通常の配管突合せ溶接の究結果を中心に，既報の内容を改めて整理し取りまとめて場合に施工する内表面のシンニング加工はなく，また初層

紹介するとともに，最近の実機事例を考慮し今後の課題を溶接部近傍の拘束条件や冷却過程も，実際の配管周方向溶

述べる．

接の条件とは厳密には異なるものと考えられる．なお，本溶接による硬化傾向については，2.3 項にて紹介する．

2. これまでの研究状況と今後の課題

SCC 進展試験片は，図１(b) に示したように，溶接線から 1 および 3 mm の位置で，SCC 進展方向が溶接線と平INSS JOURNAL Vol . 30 2023 RV-1

行になるように採取し，SCC 進展試験に供した．試験条件

224

ここで両者の溶接方法などによる影響を考える．両者は，の詳細は，既報 を参照されたい．SCC 進展速度の詳細や溶接方法（TIG+SMAWと全層TIG），開先形状（通常開先比較については，2.4 項以降で紹介する．

と狭開先）も異なるが，ブロック状の母材を固定した溶接(27)と，配管周方向溶接の違い及び板厚の違いもある．まず，

2.2 狭開先TIG溶
溶接材

(28)

開先形状の違いについては，通常開先に比べて狭開先による溶接の場合，その硬化傾向は，前者がより硬化し，後者

試験材（モックアップ材）の寸法図を図2(a)に示す．こは硬化が抑制され，また配管内表面側でより硬化すると報の溶接材は，配管材を狭開先TIG溶接したものである．母

告されている(2)．板厚については，より大口径の肉厚配管

材はステンレス鋼 SUS F316であり，材料組成を表2に示

ほど硬化する傾向が報告されている(12)．溶接手順の違いとす．図2(b) に溶接マクロ組織とCT試験片採取位置，硬さ

しては，ブロック状の母材を固定した溶接と，配管周方向

測定位置を示す．図 に示したように，SCC 進展試験片は溶接の違いがある．ただし，本報告のブロック状の母材を溶接線から1, 2, 3と4 mm の位置で，SCC 進展方向が溶接

用いた溶接手順では，母材を拘束台に固定して溶接したた線と平行になるように採取し，SCC進展試験に供した．試め，溶接時の変形を避けることができ，結果として溶接部(28)

験条件の詳細は，既報 を参照されたい．SCC進展速度の近傍の熱歪みもある程度再現できたものと考えられる．ま

詳細や比較については，2.4項以降で紹介する．

た，本項で比較した硬さ測定位置は，CT試験片採取時の予亀裂先端近傍の位置に相当するようにしたため，配管肉

2.3 HAZ部部の硬化傾向の比較と冷間加工度との関係

厚方向内表面側から離れた位置となっており，また内表面からの距離も異なる．以上のように複数の因子が異なるため一概には結論付けられないが，溶接方法，開先形状，溶

図3と4にCT試験片採取位置近傍における硬化傾向を，
溶接線からの距離に応じて示した．本報告の2種類の溶接

接手順，板厚などが異なるものの，結果としてこの位置の硬化傾向は類似の傾向となったものと考えられる．

材のHAZ部の硬化傾向は，10 mm 程度の位置から溶接線

ここで，HAZ部の硬化領域と冷間加工度との関係を考に向かって次第に硬化する傾向を示し，両者ともに溶接時

える．HAZ部の硬化領域の硬さは，測定場所によるバラツの熱歪みの影響で硬化したものと考えられる．図3のキも大きいことから，溶接線から4 mmまでの硬さ範囲を，

TIG+SMAWの硬化傾向は，図4の狭開先TIGの硬化傾向とINSSの冷間加工材で取得した硬さと冷間加工度の関係に明確な差はなく，類似していた．

プロットして図6に示す．図のように，2種の溶接材の同領

図5には，HAZ部の硬化傾向を，SUS316とSUS304を同時にプロットし比較して示した．両者の硬化傾向に明瞭な差域の硬さHV（0.05）=215～245をプロットすると，冷間加工度で5～9 %相当と見積もられた．

は見られなかった．
次に，溶接手順の異なるSUS316の硬化傾向を詳細に比較するために，溶接線から20mmまでの範囲の硬さを同一グラフにプロットして図5に示した．図から，溶接線から2.4 溶接線からの距離に応じたSCC進進展挙動（EPRにによる鋭敏化評価とTEM/EDS分
分析
結果との関係）

10 mmの位置から溶接線に向かって硬化する傾向は，
TIG+SMAW（青丸）と狭開先TIG（黒丸）であまり変わら

図7に溶接線からの距離に対するSCC進展速度を示した．

ず，また溶接部近傍（1～4 mm）の範囲では，前者の最小HAZ部のSCC進展速度は，溶接線からの距離 1～4 mmの値と最大値はHV（0.05）=215～238，後者はHV（0.05）=220

位置にはあまり影響を受けず，同程度のSCC進展速度を示～245の範囲であり，この範囲の硬さに明瞭な差はなかっした．またSUS304とSUS316の鋼種間の差も明瞭でなく，た．一方，10 mm以上離れた位置では，TIG+SMAW材で

さらにTIG+SMAWと狭開先TIGとの差も明瞭ではなかっ

HV(0.05)=170前後，狭開先TIG材で概ねHV(0.05)=150程度

た．

とΔHV=20程度の差があった．
この位置の硬さは母材硬さ

鋭敏化（Cr炭化物の析出による粒界Cr濃度の低下）の状に相当すると思われるので，母材の素材（SUS316と況把握のため，TIG ＋SMAW 溶接材のSUS316 および

SUSF316）硬さに差があったものと思われる．以上のよう

SUS304のHAZ部で鋭敏化度（electric polarization reactivation,に，母材硬さに若干の差はあるものの，溶接部近傍での硬EPR）測定を実施したが有意なEPR値は検出されず，鋭敏化傾向に明瞭な差は見られなかった．

化は検出されなかった．EPR測定による鋭敏化度評価より

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225

も詳細な評価をするため，鋭敏化度測定後のミクロ組織観

320℃の範囲ではアレニウス型の温度依存性を示し，その察結果（SUS304の例）を図8に示す．鋭敏化した溶接熱影

後340℃で抑制し，320℃近傍にピークを持つ温度依存性を

響部や鋭敏化模擬材では，鋭敏化度測定後にミクロ組織観示した．なお，この図でも鋼種，溶接法と採取位置が識別

察をすると，再活性化時の粒界溶出に起因する粒界の溝ができるようにプロットしたが，それぞれの差は明瞭ではな観察されるが，そのような痕跡は観察されず，詳細ミクロかった．一部，低K値と示したデータ2点は，図9の低K値

観察においても，鋭敏化の兆候は確認されなかった．

側で遅いSCC進展速度のデータと整合し，記載のとおりK

さらに，粒界のわずかな析出挙動や粒界組成の確認のために，狭開先TIGについては，透過電子顕微鏡（transmission

値が低いためにSCC進展速度が遅くなったものと考えられる．

electron microscopy, TEM）観察による評価を実施した ．

このHAZ部SCC進展速度を冷間加工材の温度依存性とその結果によると，溶接線から1及び2 mmの位置の観察結比較して図12に示した．HAZ部のデータは，図11に示した果で，わずかにCr炭化物が検出されるケースがあり，またものと同じであるが，前述のとおり溶接線からの距離に対それに伴うわずかな粒界Cr濃度の低下も確認され，わずかする差が少ないことから，煩雑さを避けるため鋼種と溶接な鋭敏化の兆候が観察されている．ただし，図7に示した法のみ識別できるようにマークと色分けを変更した．冷間

SCC進展速度は，溶接線からの距離に対して明瞭な差はな

加工材のデータは，全て黒色とし，加工度毎にマークを変く，そのようなわずかな鋭敏化の兆候は，SCC進展にあま更して示した．図から，HAZ部のSCC進展速度は，ここでり影響しないものと考えられた．なお，実際のTEM観察結も10%CW316(TS)材のSCC進展速度と近い値であり，且つ

(28)

(28)

温度依存性も，同加工材と類似の傾向であることが分かっ

図5に示したように，溶接線からの距離 1～4 mmの位置

た．

果 については，既報を参照されたい．
の範囲では，硬さにも大きな差がなかったので，SCC進展
速度も同程度となったものと考えられる．

2.5 SCC進
進展速度のK依
依存性と冷間加工材との比較

2.7 SCC挙挙動に及ぼすその他の材料因子と今後の課題
ここでは，SCC挙動に及ぼす材料因子の観点で，ここまでの結果とその他の考慮すべき因子についてまとめる．

図9に，HAZ部硬化領域のSCC進展速度の応力拡大係数

本報告で用いたTIG+SMAWと狭開先TIGのHAZ部には，（K）依存性を示す．明瞭なK依存性を議論するには，デ

図8や既報(27,28)で示したように明確な鋭敏化（Cr炭化物のータ数が少ないが，K=30～40 MPa・m1/2の範囲のSCC進展

析出と粒界Cr濃度の低下）は確認されなかった．SCCの影

速度は溶接線からの距離によらず，あまり変わらなかった．

響因子の内の一つである鋭敏化の影響がほぼなかったの

K=30 MPa・m 未満では急激にSCC進展速度が低下する

で，硬さが同じ冷間加工材とある程度挙動が類似したもの傾向があるように見受けられるが，この点はさらに検証がと推定される．なお，鋭敏化などの影響があった場合，必要である．なお，図には鋼種， 溶接法と採取位置が識PWR1次冷却材環境下における粒界炭化物の存在は，SCC

別できるようにプロットしたが，それぞれの差は明瞭では進展をむしろ抑制するすることが報告されている(22,31)．まなかった．

た，材料のCr濃度の影響のみで考えた場合，Cr濃度の低下

1/2

このHAZ部SCC進展速度を冷間加工材のK依存性と比自体は，PWR1次冷却材環境下においても，SCC進展速度

較して図10に示した．冷間加工材のデータは全て黒色とし，の増加要因となり得る(22)ことも報告されている．以上のよ

加工度毎にマークを変更して示した．図から，HAZ部のうに鋭敏化によって生じた変化を個別に考えた場合，SCC

SCC進展速度は，10%CW316(TS)材のSCC進展速度と近い挙動に対する影響が異なるので，鋭敏化が関係する条件に値であることがわかった．

おいては，Cr炭化物の影響とCr欠乏の影響の両者を考慮に入れる必要がある．

2.6 SCC進
進展速度の温度依存性と冷間加工
材との比較

スプレイ配管（SUS316製）溶接熱影響部のSCC事例(13)では，溶接の初層部近傍でより大きな入熱などの影響で特異な硬さになったことが一因とされ，またSCC発生部位は溶

図11に，HAZ部硬化領域のSCC進展速度の温度依存性を接線に近接し，その内表面のシンニング加工による硬化は示す．HAZ部のSCC進展速度の温度依存性は，250から

溶接熱影響により緩和していたことなどが報告されていINSS JOURNAL Vol . 30 2023 RV-1

進展挙動を用いることによって，ある程度推測可能

る．この部位は，内表面のシンニング加工と溶接熱履歴のと考えられる．

重畳によって，表面近傍の金属組織や応力分布は，より複雑であったと想定される．一方，BWRの再循環配管のSCC

226

(3)

本報告で用いた SUS316 及び SUS304 と溶接条件の事例では， SCCの発生位置は溶接線に近いものもあるが，組み合わせでは，明瞭な熱鋭敏化を生じにくかった．

2～4.5 mm 離れた位置と報告されている．またPWRのまた，わずかな粒界析出物と弱い Cr 欠乏が検出されセーフエンド配管の粒界割れ事例においても，溶接線からるケースもあったが，SCC 進展速度に大きな影響は(2,3)

3～5 mm 離れた位置であったことが報告(7, 12)されており，SCC発生位置の観点では違いも見られる．SCCに及ぼす材
料因子の観点では，硬さがひとつの重要な因子と考えられるものの，SCC発生位置との相関については疑問も残る．
その点も考慮し，今後その他の材料因子の影響も考慮に入れつつ，より詳細な検討が望まれる．
スプレイ配管のSCC事例では,その後の類似箇所の検査プログラムでSCCは報告されていないが，フランスの安全注入系配管のSCC事例では，その後の検査プログラムで類似箇所のSCCが複数報告されており(14)，運転条件にもよる
が，運転中わずかに存在する可能性のある酸素の影響や，熱成層に伴う変動荷重の影響の可能性などが指摘されている．これらの点についても国内外で今後より詳細な調査や検討がなされるものと思われる．本項では，材料因子について述べてきたが，材料因子はその応力条件や環境条件によってその効果が変わり得るので，その点も含めた材料
因子の評価も重要である．

3. まとめステンレス HAZ 部の硬化領域（SUS316，SUS304）の
PWR1 次冷却材模擬水中の SCC 挙動について，これまでの研究状況を改めて整理し，紹介した．主要な結論と今後

(4)

なかった．
スプレイ配管（SUS316 製）溶接熱影響部の SCC 事
例では，溶接の初層部近傍でより大きな入熱などの影響で特異な硬さになったことが材料因子の一つとして指摘されている．今後，SCC 発生にかかる知見集約のためには，実機におけるこの部位の硬さ以外の影響因子の適切な評価と，特異な硬化が生じた理由の明確化などが重要と考えられる．

謝辞
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，㈱原子力安全システム研究所 材料グループ 村
上公治氏，平尾充司氏（現関電プラント），高瀬亮人氏（現東洋紡）の協力があった．この場を借りて謝意を表す．
本報告の一部は PWR 電力 5 社委託による（社）腐食防食協会の「オーステナイトステンレス鋼の粒界割れ発生
メカニズムの究明に関する研究（Step2）」の一環として実施され，INSS JOURNAL Vol19 (2012)にて報告済(28)のものも引用し，再編集したものである．改めて関係各位に謝意
を表す．

引用文献

の課題について以下に述べる．
(1)

ステンレス鋼 HAZ 部は溶接時の熱歪みなどにより硬化し，その硬化に伴い PWR1 次冷却材環境下でのSCC 進展が増加するものと考えられる．

(2)

肉厚中間部の HAZ 部の硬化領域は，溶接線近傍に近づくにつれて硬化し，溶接線から 4 mm 程度までの範囲では HV(0.05)=215～245 程度であり，本報告の2 種類の溶接材の硬化傾向に大きな違いはなかった．
その硬さは冷間加工度 10％の SUS316 と同程度であり，SCC 進展速度も 10%CW316 と同程度であった．
また，SCC 進展速度の温度依存性も，10%CW316 と類似の挙動を示した．以上から HAZ 部硬化領域の
SCC 進展挙動は，硬さが同程度の冷間加工材の SCC(1) 小若正倫, アグネ承風社, 新版 金属の腐食損傷と防食技術, ステンレス鋼の応力腐食割れ(2) 経済産業省 原子力安全・保安院，「炉心シュラウ
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ス鋼溶接熱影響部の水素添加高温水中 SCC 進展挙動, INSS Journal, Vol. 17, pp. 150-158, (2010).
(28) 青木政徳, 寺地巧, 山田卓陽, 有岡孝司, “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―, INSS
Journal, Vol. 19, pp.118-130, (2012).
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(30) 山田卓陽, 寺地巧, 宮本友樹, 有岡孝司, ステンレ
ス鋳鋼およびステンレス鋼溶接金属の高温水中応力
腐食割れ挙動に及ぼす長時間熱時効の影響―これまでの研究状況と今後の課題, INSS Journal, Vol. 23, pp.
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228

表 1 母材金属の化学組成(27)

表 2 母材金属の化学組成(28)(a)溶接後の外観(b)マクロ組織

図 1 (a)溶接状況の外観（TIG＋SMAW）と(b)溶接マクロ組織（試験⽚採取位置と硬さ測定位置）(a)溶接⼨法図(b)マクロ組織

図 2 (a)溶接⼨法図と⼊⼿範囲（狭開先 TIG）と(b)溶接マクロ組織（試験⽚採取位置と硬さ測定位置）

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図 3 溶接線からの距離に対する硬さ分布（TIG＋SMAW）

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図 4 溶接線からの距離に対する硬さ分布（狭開先 TIG）

HAZ 部の硬さ範囲
HV(0.05)=215～245

図 5 溶接線からの距離に対する硬さ分布（TIG+SMAW と狭開先 TIG の⽐較）

図 6 硬さと冷間加⼯度の関係（HAZ 部硬化領域の換算）

(a)

(b)

図 7 溶接線からの距離に対する SCC 進展速度
（TIG+SMAW と狭開先 TIG）

図 8 EPR 測定後のミクロ組織(a)HAZ 1mm (b) 3mm

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図 9 HAZ 部の SCC 進展速度の K 依存性

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図 10 HAZ 部の SCC 進展速度の K 依存性（冷間加⼯材との⽐較）

低K値

図 11 HAZ 部の SCC 進展速度の温度依存性

図 12 HAZ 部の SCC 進展速度の温度依存性（冷間加⼯材との⽐較）