152

照射ステンレス鋼の IASCC き裂先端分析
IASCC Crack-tip Observation in Irradiated Stainless Steels
福谷耕司（Koji Fukuya)＊ 1

西岡

弘雅（Hiromasa Nishioka)＊ 1

藤井克彦（Katsuhiko Fujii)＊ 1

橘内裕寿（Yuji Kitsunai)＊ 2

要約 PWR 炉内で 38dpa の中性子照射を受けた冷間加工 SUS316 ステンレス鋼について，320℃の1 次系模擬水中（溶存水素 2.8ppm）において 750MPa の定荷重条件で発生進展した IASCC き裂先端の組織・組成を透過型電子顕微鏡により詳細に調べた．また，水質条件を溶存酸素 8ppm とした
場合についても同様の観察を行い，水質による違いの影響を検討した．溶存水素を含む環境では，き裂は開口部からさらに約 20nm 粒界に進行しその幅は数 nm 以下であった．き裂先端よりも先の粒界では照射誘起偏析により Ni 濃化と Cr 欠乏が見られるが，き裂先端付近で Cr と Ni 量が逆転するとともに，やや先まで酸素が検出される．しかし，酸素の量は 2％以下と少なく，この先端部の電子線回折からは酸化物は確認されなかった．Si や Mo には偏在は見られなかった．き裂開口部の壁には 2nm 程度の薄い組織があり酸素が検出されるが，酸化物回折は得られなかった．酸素添加条
件のき裂先端においてもこのような組織や組成の特徴は，ほぼ同じであり，環境の大きな違いにも係わらず差異はほとんどなかった．これらの観察結果からは，高照射材の IASCC では酸素の侵入や酸化があまりない状態でき裂が進展し，き裂後方で酸化がおこっていることを示唆している．また，き裂先端付近では双晶の形成が確認されており，機械的な作用が関与していることが示唆され
た．
キーワード

ステンレス鋼，中性子照射，IASCC，き裂先端，電子顕微鏡

Abstract
IASCC crack-tips initiated under constant load conditions at 750 MPa inhydrogenated high-temperature water containing 2.8 ppm dissolved hydrogen were characterized
by transmission electron microscopy for a cold-worked SUS316 stainless steel irradiated to 38 dpa ina pressurized water reactor. Observation was also carried out for cracks initiated in oxygenatedwater containing 8 ppm dissolved oxygen. In hydrogenated water, the crack-tip was located at
20nm ahead of open crack and became narrower to a width of several nanometers. Whereas Cr
depletion and Ni enrichment due to radiation-induced segregation were detected on the grainboundary ahead of the crack-tip, Cr concentration became larger than Ni near the crack tip.
Oxygen was detected ahead of the crack tip whereas its concentration was less than 2％ without
diffraction pattern from oxides. No notable changes was detected in distribution of Si and Mo. On
the wall of open cracks, a thin layer with 2 nm width existed containing oxygen but no diffraction
pattern from oxides. These features were the same for cracks initiated in oxygenated condition,
indicating that there is no difference with water environments. The results suggested that IASCC
cracks propagated without notable oxygen penetration and oxidation at grain boundaries. A heavily
deformed region containing twins was observed near the crack-tips, suggesting mechanicalinteraction has a role for crack propagation.
Keywords; stainless steel, neutron irradiation, IASCC, crack-tip microstructure, grain boundary

1.

はじめに

誘起応力腐食割れ（IASCC）と呼ばれ，プラント長
期運転時における炉内構造物の健全性に関する重要軽水炉の炉内構造物に使用されているステンレスな課題となっている．IASCC の寿命評価手法と対策

鋼は使用期間中に多量の高速中性子を受けて，その技術の確立のためにはそれらの根拠となるメカニズ

機械的性質や耐食性が変化する．こうした変化の中ムの解明が重要である．INSS では実機使用済みシでも，応力腐食割れの感受性が増加する現象は照射

ンブルチューブを用いた試験や分析により，IASCC＊1＊2(株)原子力安全システム研究所 技術システム研究所
日本核燃料開発株式会社

153

特性や機械的性質，ミクロ組織等のデータを蓄積す

照 射 量 1.9dpa の 304L ス テ ン レ ス 鋼，照 射 量るとともに，メカニズム解明の観点から割れに対す

0.7dpa の 316L ステンレス鋼であり，それぞれ炉内る水質の影響，変形特性等を系統的に調べてきた(1)に 25 年間と 19 年間あったものである．いずれもき〜(6)．それらの研究により，IASCC に対しては，照裂開口部は酸化物で満たされていることが多く，き射材の機械的性質，中でも変形特性が重要な役割を裂壁の Cr リッチスピネルがき裂先端まで続き，先もち，不均一変形による粒界への高い応力の作用と，端より先に Ni 濃化が認められている．

偏析，水素，酸化等による粒界強度の低下が関与し

以上のような Bruemmer らが観察した実機部材のていると考えている．IASCC についてメカニズム解き裂は 10 年以上炉内にあったものであるため，き裂

明から理論的なモデル化まで進めるためには，溶解，が進展中のアクティブなものであるかどうか確定で

酸化，水素吸収，クリープといったより基本的な物

きず，観察されたき裂先端の特徴がそのまま進展中

理的化学的過程を理解する必要があるが，必ずしものき裂のものであるかどうかは不明である．最近ア

明確にはなっておらずさらに研究が必要である．こクティブなき裂先端の組織・組成を把握するため，のような基本的な過程を解明する手段として最近注

実験室でのき裂進展試験で得られる未照射材の進展目されているのが，透過型電子顕微鏡を用いたき裂

中のき裂先端の観察が報告されている．BWR 水質

先端部の組織・組成の分析である．この手法を用い中の 316L ステンレス鋼では，き裂壁の Cr リッチなた先駆的な研究は米国 ORNL の Bruemmer と Tho-

5nm 以下の薄い酸化物が先端の粒界まで続き，先端

mas によりなされており，照射材を含むステンレス部に変形組織が観察されており，いずれもすべり酸

鋼や Ni 基合金の種々の環境での SCC き裂に対して化機構が示唆されたとしている(12)〜(13)．溶存酸素を適用されている (7)〜(14)．また，INSS においても未含む環境では酸化物は Cr リッチスピネルでありき照射材の Ni 基合金やステンレス鋼に適用した研究

裂の先の組成変化はないが，溶存水素を含む環境でを行っている(15)〜(17)．

は酸化物は Cr リッチの MO タイプでありき裂の先照射を受けたステンレス鋼の SCC き裂先端観察結に Ni 濃化が認められており，水質環境による差異

果 と し て Bruemmer ら は 以 下 を 報 告 し て い る．

も報告されている．PWR 水質中の 316 ステンレスPWR の 実 機 部 材 の き 裂 に つ い て は，ベ ル ギ ー の鋼の IGSCC については，低歪速度引張試験のき裂のTihange1 号機で 17 サイクル運転後に欠陥が見つか

サブクラックを観察した例があり，き裂壁の薄い Cr

り取り出されたバッフルフォーマボルト（冷間加工

リッチ酸化物がき裂先端まで続き，き裂のさらに先

316 ステンレス鋼製）のき裂を観察している (8)．首

の粒界では Ni 濃化が見られている(16)〜(17)．

下 R 部から粒界型 SCC が進展しており，観察した

以上のように，種々の材料や環境条件でのき裂先き裂先端位置は照射温度が 299℃，照射量が 8.5dpa

端の特徴が明らかにされつつあるが，IASCC き裂にと推定されている．き裂は酸化物で満たされており，関してはアクティブなき裂の観察例はなく，照射さき裂壁のポーラスな Cr リッチスピネルは粒界上をれた実機部材のき裂との違いも不明である．本研究

階段状に薄くなりながら先端まで続いていること，

では，PWR で高照射を受けたステンレス鋼につい階段に対応してすべり帯が粒界と交差していること，て，溶存水素 2.8ppm の PWR1 次系模擬水中で発生

き裂最先端部には Ni の濃化があること，が報告ささせた進展中のアクティブな IASCC き裂の先端のれている．BWR の実機部材では Oyster Creek 炉で組織・組成分析を行い，その特徴を明らかにするこ

23 年間照射された 304 ステンレス鋼製上部格子板のとを目的とした．また，溶存酸素を 8ppm 添加したき裂を観察している (9)．照射量は 0.7dpa と低くい

酸化性水質でも観察を行い，水質の影響についても

わゆる IASCC のしきい照射量以下である．き裂は調べた．

酸化物で満たされており，中心部はマグネタイトであり，き裂壁は約 5nm 厚さのエピタキシャルな Cr

2.

試験方法

2.1

供試材

リッチスピネルでき裂先端まで続いていること，き裂先端では酸化物が指状に進行していること，き裂
最先端の先に Ni の濃化部があること，が報告されている．また，BWR については，最近シュラウド

本研究では従来 INSS で実施してきた研究で使用の IGSCC のき裂先端の観察例が報告されている(13)．

したのと同じ 15％冷間加工した SUS316 ステンレス

154

鋼製シンブルチューブを使用した．化学組成は重量件（溶存酸素濃度 8ppm：8ppmDO）とし，各条件％ で 0.04C，0.62Si，1.63Mn，0.022P，0.006S，

で 1 個ずつの試験を実施した．リング外面の応力は12.61Ni，16.94Cr，2.22Mo，65.87Fe で あ る．16

FEM 解析により計算し，C リング外表面の幅中央部

サイクル使用されたチューブの照射量 38dpa の領域に 750MPa の応力が負荷される荷重（0.7kN）を設から採取した試料を使用した．損傷速度は 5.8 ×

定した．以前実施した単軸定荷重 SCC 試験の結果で10−8dpa/s，照射温度は 298℃である．

は，38dpa での IASCC 発生しきい応力は約 500MPa
であったので (6)，確実に IASCC き裂の発生する応2.2

IASCC き裂の導入力として 750MPa を選定した．オートクレーブ内の温度が 320℃に安定した後，0.01mm/min. で荷重を

IASCC き裂の導入は，C リング試験片を用いた定増加させ，0.7kN に到達後保持した．保持時間は試

荷重試験で行った．チューブより図 1 に示すような

験片の変位を連続的に観察して変位に変化が現れる

長さ約 7mm の C リング試験片を加工し，リングをまでを目標としたが，2.8ppmDH の条件では変位の押しつぶすように荷重を負荷する治具に取り付け，微小な変化の同定が困難であったため約 100 時間で高温高圧オートクレーブ内で試験した．試験水質は打ち切り，8ppmDO の条件では変位の変化から 0.7

320℃の PWR1 次系模擬水（2ppmLi，500ppmB）で時間で中止した．

あり，PWR の標準的水質である水素添加条件（溶存水素濃度 2.8ppm：2.8ppmDH）と，酸素添加条

2.3

き裂先端観察

定荷重試験終了後取り出した試験片について，走査型電子顕微鏡（SEM）で表面のき裂の発生状況を確認した．その後樹脂に埋め込んでき裂の状態を保存した状態で，軸方向に切断して IASCC き裂の進
展深さを確認した．その結果に基づき各試験片から

7.62

2 断面を選定し，その断面のき裂の先端の透過型電5.14子顕微鏡（TEM）観察を実施した．

7

TEM 観 察 用 の 試 料 は 収 束 イ オ ン ビ ー ム 加 工 法（FIB）で作成した．観察には 200kV の日立製作所

t = 1.24

製の H800 型 TEM を使用した．また，局所的な組
成 分 析 に は，200kV の 日 立 製 作 所 製 の HF2000 型
図 1 試験片形状

FETEM と付設のエネルギー分散型 X 線分光分析装置を使用した．分析ビームサイズは約 1nm である．

(a)

図2

(c)
(b)

2.8ppmDH で発生したき裂：(a)外観 SEM 像，(b)左端面の断面金相，(c)き裂先端付近の 2 次イオン像

155

3.

結果

重負荷時間（100hr）と仮定すると 3 × 10−6 mm/s
であった．

3.1

水素添加条件（2.8ppmDH）

図 3 は図 2 のき裂の先端部の TEM 像の例である．
このき裂は約 500nm の開口部が粒界 3 重点で分岐し

図 2 に定荷重試験後の試験片外観 SEM 像，観察ており，図 3(b)，(c)は右側の分岐き裂の先端の拡を行った試験片断面の金相写真，き裂先端近傍の 2大像である．き裂の開口部は埋め込みに使用した樹次イオン像の例を示す．本条件ではき裂は試験片の脂が詰まっており，従来報告されているような粒状

長さ全体に生じており，深さ方向には板厚のほぼ

酸化物等は認められなかった．樹脂は一部が剥落し90％まで深く進行していた．進展径路は図 2(c)でわている．き裂は開口部から先端にかけて幅が狭まり，かるように粒界であった．進展速度は進展時間を荷左側結晶粒にステップを作りながら数 nm 以下の幅で続いていた．本研究ではフォーカスをはずした時に得られる異なるコントラストの最も先端をき裂先(a)

端（図中 Tip）と定義した．開口部のき裂壁には約2nm の幅のこのような異なるコントラストが確認された．左側の分岐き裂の先端もほぼ同様の形態で(b)(c)あった．
図 4 はき裂先端近傍の元素分布を測定した結果である．図では測定位置はき裂の前方を＋，後方を−として表示している．scan1 はき裂の進行している
粒界に沿って先端の前後 10nm を分析したものであり，scan2，scan3，scan4 は そ れ ぞ れ 先 端 後 方
10nm，先端，先端前方 10nm の位置で粒界に垂直方向に分析した結果である．scan1 では，先端前方で(b)

は照射誘起偏析により Cr 濃度は約 12％，Ni 濃度が約 20％となっているが，先端を境にして後方では樹脂の欠落

Cr 濃度は約 20％，Ni 濃度が約 12％と逆転している．また，酸素はき裂先端の前方 2nm より後方側で検出されているが，濃度は約 2％以下と低い．Si とMo は き 裂 前 方 で は 照 射 誘 起 偏 析 に よ り Si は
3〜5％，Mo は 2％以下となっており，先端より後方
側ではばらつきが大きくなるがほぼその値の前後にあり有意な増減はみられない．また，Fe についてもき裂の前後で有意な増減はみられない．き裂前方の
scan4 では照射誘起偏析による明瞭な粒界上の Cr と(c)

Mo の欠乏，Ni と Si の濃化が見られている．偏析のStep

幅は両側 4nm 程度である．scan3 では Mo 以外は照射誘起偏析が認められるが，後方の scan2 では偏析はみられない．酸素は前方の scan4 でも粒界より

Step

10nm 以 内 で わ ず か に 検 出 さ れ て い る．scan1 のcount rate は特性 X 線の強度を示したものであり，

Tip

先端後方で明瞭に低下しており，物質密度が先端より後方で低くなっていることを示している．なお，

20nm
図3

き裂の TEM 像（2.8ppmDH）

樹脂のみを EDS 分析した場合は電子の透過能が高く，透過散乱電子による試料ホルダーの Cu が顕著に検出される他には，Si がわずかに検出されるが酸

156

scan2

scan1
scan2(-10nm)
scan3( 0nm)
Tip

scan4(+10nm)

scan3

10nm
scan1

scan4
Tip

図 4 き裂先端近傍の元素分布（2.8ppmDH）

素は検出されないことを確認している．

と考えられる．

図 5 はき裂先端近傍の酸化状態を確認した結果の観察を行った他のき裂先端の組織や組成は上記の例であり，き裂先端，先端から 100nm 後方のき裂壁

ものとほとんど同じであった．本試験条件では，きのナノ回折パターンと，き裂壁の元素組成を示す．

裂は開口部より先に数 nm 以下の幅で粒界に沿っていずれの位置でも回折パターンも酸化物の存在を示

進行していること，き裂先端付近まで酸素が侵入しす 証 拠 は 得 ら れ な か っ た．き 裂 壁 の Fe, Cr, Ni,

それより後方では Cr と Ni の濃度が逆転すること，Mo, Si 濃度はほぼ材料のバルク組成に近く，それ以き裂前方には Ni の濃化はないこと，すでに開口し外に酸素が約 3％検出された．

ているき裂壁や先端部には酸化物は認められないこ

図 6 はき裂先端付近の変形組織を調べた結果である．右側き裂では，図 6(a)(b)でわかるように，先と，先端近傍には大きな応力が作用していることが確認された．

端近傍の粒界の両側に双晶が多数認められる．左側
き裂では，図 6(c)からわかるように先端より先の粒

3.2

酸素添加条件（8ppmDO）

界に沿って多数の双晶が認められる．このき裂では
図 3(a)からわかるように分岐前のき裂が大きく開口

図 7 に定荷重試験後の試験片外観 SEM 像，観察しており，そのために生じる大きな応力が 3 重点のを行った試験片断面の金相写真，き裂先端近傍の 2下側結晶粒に負荷され多くの双晶が形成されたもの

次イオン像の例を示す．本条件ではき裂は試験片の

157

a

a

b 100% Si

b

90%

O
Mo
Ni

nm

80%

100

90%

Tip

weight %

70%
60%

Ni

80%

Cr

c

Cr

70%

weght %

a 100% Si

O
Mo

60%
50%

50%

Fe

30%
40%
20%
30%

Fe

10%

20%

0%

0%

c

10%

Oxide@right wallb

1

Oxide@left wall

50nm
図5

き裂壁とき裂先端の回折パターンとき裂壁の組成（2.8ppmDH）

左側端面から約 4mm まで生じており，開口量は小ない．また，Fe はき裂の前後で有意な増減はみられ

さい．深さ方向には最も深い左側端面で板厚のほぼない．き裂前方の scan4 では照射誘起偏析による明90％まで深く進行していた．進展径路は図 7(c)でわ

瞭な粒界上の Cr の欠乏，Ni と Si の濃化が見られてかるように粒界であった．進展速度は進展時間を荷いる．偏析の幅は両側 4nm 程度である．scan3 では−4

重負荷時間（0.7hr）と仮定すると 5 × 10

mm/s

Ni と Si の偏析が認められるが，後方の scan2 ではであり，2.8ppmDH の場合より 2 桁高い進展速度でSi 以外の偏析はみられない．酸素は scan4 では検出ある．

されず，scan3 と scan2 で粒界でのみわずかに検出

図 8 は図 7 のき裂の先端部の TEM 像の例である．

されている．scan1 の count rate は先端後方でゆっこのき裂は 200〜500nm の開口部が長く続いておりくり低下しており物質密度が先端より後方で低く

開口部には埋め込みに使用した樹脂が詰まっており，なっていることを示している．

従来報告されているような粒状酸化物等は認められ

図 10 はき裂先端近傍の酸化状態を確認した結果のなかった．き裂は開口部から先端にかけて幅が数例であり，き裂先端のナノ回折パターン，先端からnm 以下に狭まっている．

約 100nm 後方のき裂壁の元素組成を示す．き裂壁も図 9 はき裂先端近傍の元素分布を測定した結果で含めて回折パターンで酸化物の存在を示す証拠は得ある．粒界上の scan1 では，先端前方では照射誘起られなかった．き裂壁の Fe, Cr, Ni, Mo, Si 濃度は偏析により Cr 濃度は約 12％，Ni 濃度が約 20％とほぼ材料のバルク組成に近く，酸素は 2％以下でなっているが，先端より前方 4nm を境にして後方であった．

は Cr 濃度は約 20％，Ni 濃度が約 15％と逆転してい図 11 はき裂先端付近の変形組織を調べた結果である．また，酸素はき裂先端より後方側で検出される

る．き裂先端には歪コントラストがあり，右側のきが，濃度は約 1％以下で極めて低い．Si と Mo はき

裂壁はまっすぐであるが，左側は変化してき裂幅が裂前方では照射誘起偏析により Si は 3〜4％，Mo は狭くなっているが，狭くなっている領域に双晶が形1％程度となっており，後方側ではばらつきが大きく成されていた．

なり Mo はやや高くなるが Si はほとんど変化してい観察を行った他のき裂先端の組織や組成は上記の

158

(b)

(a)

(a)

(c)

Tip

(b)

図8

き裂先端近傍の TEM 像（8ppmDO）

双晶
ものと基本的にほとんど同じであるが，開口部から先の数 nm 幅の部分が長く，酸素がき裂先端の前方10nm で検出された．本試験条件では，き裂は開口部より先に数 nm 以下の幅で粒界に進行しているこ(c)と，き裂先端付近まで酸素が侵入しそれより後方では Cr と Ni の濃度が逆転すること，き裂前方には Niの濃化はないこと，すでに開口しているき裂壁や先端部には酸化物は認められないこと，先端近傍には大きな応力が作用していることが確認された．

双晶
図6

き裂先端近傍の変形組織（2.8ppmDH）

(a)

図7

200nm

(c)
(b)

8ppmDO で発生したき裂：(a)外観 SEM 像，(b)左端から 1.5mm 位置の断面金相，(c)き裂先端付近の 2 次イ
オン像

159

scan2

scan1
scan2(-10nm)
scan3( 0nm)
Tip

scan4(+10nm)

scan3

10nm
scan1

scan4
Tip

図9

4.

き裂先端近傍の元素分布（8ppmDO）

考察があることが報告されている(8)(9)．本研究のき裂では，酸素の先端近傍への侵入は認められるが，酸化本研究では，38dpa まで照射された冷間加工 316

物の存在は確認されず，また，開口部のき裂壁にもステンレス鋼の定荷重 SCC 試験で発生したき裂の先

酸素の存在は認められるが酸化物は認められなかっ端を詳細に観察し，2.8ppmDH と 8ppmDO のどち

た．こうした酸素と酸化物の違いを考慮すると，本らの条件でもほぼ共通した特徴として，き裂は開口研究で観察したき裂は試験時間が 1〜100 時間以内で部より先に数 nm 以下の幅で粒界に沿って進行してあり進展速度が極めて速いため，酸素の侵入量が小いること，き裂先端付近まで酸素が侵入しそれより

さく酸化物形成にいたっていないことが想定される．

後方では Cr と Ni の濃度が逆転すること，き裂前方

開口したき裂壁の酸素量は先端部よりはやや高いのには Ni の濃化はないこと，すでに開口しているきで，時間経過に伴う酸素侵入量の増加はあったもの

裂壁や先端部には酸化物はないこと，先端近傍にはと考えられる．ステンレス鋼の主要成分の Fe, Cr,

大 き な 応 力 が 作 用 し て い る こ と が 確 認 で き た．

Ni では酸化ポテンシャルの高い Cr がまず酸化され，

Bruemmer らが実機照射材で観察したき裂先端でこれにともない Ni が排出されて局部的に濃化するは，開口部には多量の酸化物が存在し，き裂壁にはものと考えられる．本研究ではき裂先端後方で Cr

酸化物として Cr リッチスピネルがありそれが先端

濃度が Ni 濃度より高くなっているものの Ni 濃化部部まで続いていること，先端部の前方での Ni 濃化は観察されないが，酸素の侵入により Cr と Ni の再

160

a

100%
90%

Ni

b

a

O
Si

Mo

90%

70%

50%

weght %

100nm

weight %

Cr

60%

40%
30%

Mo
Ni
Cr

60%
50%
40%

Fe

30%

20%

Fe

20%

10%
0%

Si

80%

80%
70%

O

b 100%

c

10%
0%

1

Oxide@right wall

c

Tip

1

Oxide@left wall

20nm

図 10

き裂壁の組成とき裂先端の回折パターン（8ppmDO）

SCC 試験環境では十分な酸化過程がないままに粒界き裂が速い速度で進展したことがわかる．き裂の先端位置が酸素の侵入できた領域とほぼ同じであることから，き裂が生じた後に酸素が侵入したか，酸素のわずかな侵入により粒界に何らかの変化を生じた
ためその位置までき裂が進展したか，のふたつの可能性が考えられる．前者の場合には機械的な粒界割れを想定するに相当する．一方，不活性ガスである
Ar 中で低速度引張試験を行った場合にも粒界割れが発生するが，みかけの粒界割れ進展速度は 10−7mm/s 以下であり，2.8ppmDH や 8ppmDO の場合の IASCC の進展速度 10−6 mm/s 以上に比較すると1 桁以上低いことが確認されている (2)(6)．水の存在

100nm

により粒界を進展するき裂速度は大きく加速される

図 11

ことを示している．従って，本研究で見られた速い

き裂先端近傍の歪コントラスト（8ppmDO）

進展速度の IASCC き裂の進展機構には水の存在が重要であると考えられ，上記のふたつの可能性に関配分が始まっていることを示唆していると思われる．

して後者すなわち水の存在による酸素の侵入によっ

従って，Bruemmer らが観察した実機照射材のき裂て き 裂 が 進 展 し た 可 能 性 が 高 い と 考 え ら れ る．

は(8)(9)(13)，停止した後に長時間が経過しているか，

2.8ppmDH と 8ppmDO のいずれでも，酸素侵入があるいは，極めて進展速度が遅いため，酸素の侵入関与した化学過程が IASCC の進展に寄与している

量が十分多く，酸化過程が十分進行した状態であっことが示唆される．き裂先端近傍には双晶が形成さたものと考えられる．

れている場合が多く，き裂先端への高応力により双以上の組成に関する情報から，本研究で行った晶が生じ粒界に塑性変形が加えられることと，酸素161

侵入による粒界性質の変化が重畳してき裂が進展したことが考えられる．しかしながら，8ppmDO の場(７) L.E.Thomas and S.M.Bruemmer, Corrosion, 56,572（2000）．

合のき裂進展速度が 2.8ppmDH よりもかなり高い(８) L.E.Thomas and S.M.Bruemmer, Proc. Fontev-にもかかわらず，き裂先端近傍の組織や組成には明raud 5 Int. Symp. on Contribution of Materials

確な差異は認められておらず，この理由についてはInvestigation to the Resolution of Problems

さらに検討が必要である．また，本研究の試験片はEncountered in Pressurized Water Reactors,

薄肉チューブであるため，CT 試験片のようなき裂

FNES, 347 & 1037（2003）．

先端での拘束がないであったと考えられ，き裂先端(９) L. E. Thomas and S. M. Bruemmer, Proc. 11th

塑性拘束状態の影響についても今後検討する必要がInt. Conf. on Environmental Degradation ofある．

Materials in Nuclear Power Systems-Water
Reactors, ANS, 1049（2003）
．

5.

まとめ

(10) S. M. Bruemmer and L. E. Thomas, Proc. 12th
Int. Conf. on Environmental Degradation of

PWR で 38dpa 照射された冷間加工 SUS316 ステ
ンレス鋼に，定荷重 SCC 試験で発生させた IASCC

Materials in Nuclear Power Systems-Water
Reactors, TMS, 189（2005）．

き 裂 の 先 端 の 詳 細 な 観 察 を 行 っ た．溶 存 水 素(11) S. M. Bruemmer and L. E. Thomas, Proc. 13th

2.8ppm と溶存酸素 8ppm のどちらの条件でもほぼInt. Conf. on Environmental Degradation of

共通した特徴として，き裂は開口部より先に数 nm

Materials in Nuclear Power Systems-Water

以下の幅で粒界に沿って進行していること，き裂先Reactors,CNS,（2007）．

端付近まで酸素が侵入しそれより後方では Cr と Ni

(12) D.J.Edwards, L.E.Thomas et al., Proc. 13th Int.

の濃度が逆転すること，き裂前方には Ni の濃化はConf. on Environmental Degradation of Mate-

ないこと，すでに開口しているき裂壁や先端部に酸rials in Nuclear Power Systems-Water Reactors,

素が確認されるが酸化物は形成されていないこと，

CNS,（2007）．

先端近傍には大きな応力が作用していることを確認(13) L.E.Thomas, D.J.Edwards and K. Asano, Proc.

した．本試験条件では酸素侵入が関与した化学過程

13th Int. Conf. on Environmental Degradation

が IASCC の進展に寄与していることが示唆された．

of Materials in Nuclear Power Systems-Water

き裂先端への高応力により双晶が生じ粒界に塑性変

Reactors, CNS,（2007）．

形が加えられることと，酸素侵入による粒界性質の(14) S. M. Bruemmer and L. E. Thomas, Proc. Int.

変化が重畳してき裂が進展したことが考えられる．

Symp. on Research for Aging Management ofLight Water Reactors and Its Future Trend,

文献

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