Vol.15 No.1

研究論文

原子力バックエンド研究

TRU 廃棄物地層処分における C-14 の長期閉じ込め型パッケージの開発 その２チタン合金を用いた金属容器
中村有夫＊1 大和田仁＊1 朝野英一＊1 神徳敬＊2

中山元＊3

耐食層にチタン合金，強度構造に炭素鋼を使用した TRU 廃棄体金属容器について長期健全性評価を行った．
C-14 の半減期は約 5730 年であり，その影響を 1/1000 程度まで低減できる期間である 6 万年(半減期の約 10 倍)を，C-14の閉じ込め期間の目標として設定した．この目標を達成するため，チタンの耐食性能を活用した耐食層の開発を実施してきた．
不働態皮膜の健全性評価については，想定処分環境における定電位保持試験の結果から温度を変数とする腐食電流密度の実験式を得て，6 万年間の累積腐食量を評価した．すきま腐食については，想定処分環境における生起条件を調査し，Ti.Gr-17 を候補材として選定した．水素脆化については，水素化物層成長予測モデルを援用し，温度・電流密度をパラメータとした定電流試験結果から 6 万年間における水素化物層厚さを推定した．破壊臨界厚さ並びにき裂進展モデ
ルを考慮して，この厚さについてはき裂が発生しないことを確認した．水素脆化については，加速条件すなわち電流密度の違いによって，水素化物生成プロセスが異なるという知見が得られており，自然環境に近い条件での実験結果による，モデルの妥当性の確認が必要である．
Keywords：TRU，廃棄体，C-14，チタン合金，ハル，エンドピース，脱不働態化，すきま腐食，水素脆化型応力腐食
割れ，性能評価
The long-term integrity of TRU waste package, with a titanium alloy for the outer corrosion resistance layer and carbon steel forthe inner structural vessel, has been evaluated.
The target confinement period is settled at 60,000 years in this study (i.e., 10 times of half-life) . So the outer corrosion resistancelayer with titanium (Ti-Pd alloy) is developed through focus on the high corrosion resistance of Ti alloy as a technology that has
long-term confinement.
In investigation about integrity of its passive film, the thickness of corrosion layer of 60,000 years is calculated by building anempirical formula between temperature and corrosion current density, considering the results of constant voltage examination in the
TRU waste repository assumed environment. About crevice corrosion, its occurrence conditions is investigated in the TRU waste
repository assumed environment, then, Ti.Gr-17 is selected as candidate material of the corrosion resistance layer. In investigation
about SCC in Ti alloy, using the models of growth of hydride-layer, the thickness of hydride-layer after 60,000 years is estimated by
the results of constant currents tests. Then, the hydride-layer of this thickness is confirmed not to generate cracks, in considerationof destructive critical hydride cracking thickness and the models of crack propagation. The knowledge that the process of generationof hydrogenated layers changes with differences in acceleration conditions (i.e., current density) is obtained. So we must confirm theadequacy of this model by the examination with natural condition.
Keywords: TRU, waste package, C-14, titanium alloy, hull, end piece, depassivation, crevice corrosion, hydrogen-induced
stress corrosion cracking, performance assessment

1 緒言
Silica Sand

TRU 廃棄物の地層処分における長期的な放射線学的影響においての重要核種は，可溶性かつ低収着性の長寿命核

Compressed Hull & End piece Canister

種の I-129 及び C-14 であることが明らかとなっている．

Confinement Container-Corrosion Durability-Pressure Durability

φ490×1496L(mm)Ti alloy
Carbon Steel

Handling Container

1038□×1726L(mm)Carbon steel

C-14 の半減期は約 5730 年であり，その影響を 1/1000 程度まで低減できる期間はその半減期の 10 倍，およそ 6 万年という長さになる．
これまで，TRU 廃棄物の地層処分に用いる金属製廃棄体容器に関して，特にハル・エンドピースから放出される

Fig. 1 Concept of the container for TRU waste package

C-14 への対策として，廃棄体容器によって核種の長期閉
4 体，炭素鋼製ハンドリング容器に内包する．ハンドリン

じ込めを可能とする技術を開発してきた．
Fig.1 に金属容器の概要を示す．外側にチタン合金製耐グ容器内にはケイ砂を充填し，高耐食性密封容器を定置す

食層，内側に炭素鋼製強度構造を持つ高耐食性密封容器をる．容器の閉じ込め機能は，材料及び構造に関わる健全性に依存すると考えられ，埋設後の地下環境による材料の腐Development of waste packages for the long-term confinement of C-14
in TRU waste disposal : 2. Confinement container with titanium alloy
by Ario Nakamura (a-nakamura@rwmc.or.jp), Hitoshi Owada,
Hidekazu Asano, Takashi Jintoku, Gen Nakayama＊1 財団法人 原子力環境整備促進・資金管理センター
Radioactive Waste Management Funding and Research Center〒104-0052 東京都中央区月島 1 丁目 15 番 7 号（パシフィックマー
クス月島 8 階）＊2 株式会社 IHI 原子力事業部 原燃・環境システム部 バックエンド
プロジェクトグループ
Nuclear Power Division, IHI, Co., Ltd.
〒235-8501 神奈川県 横浜市 磯子区 新中原町１番地＊3 株式会社 IHI 基盤技術研究所 材料研究部 材料評価グループ
Research Laboratory, IHI, Co., Ltd.,〒235-8501 神奈川県 横浜市 磯子区 新中原町１番地

食・劣化，及び力学的条件による構造力学的破損の 2 つの事象が核種閉じ込めに影響するものと考えられる．
廃棄体の設計要件[1]を Table 1 に示す．
上記のうち，耐食性以外の要件については，解析的検討
及び既存の設計手法を用いることにより，廃棄体容器の基
本設計が可能であり，各設計要件を満足する廃棄体容器の基本仕様を検討した[1]．残された課題は，放射性核種の長期閉じ込め性評価に資する耐食層材料の耐食性評価であった．
13

September 2008

原子力バックエンド研究
Table 1Requirements of waste package [1]Items

Requirements

Basic specification

Long term confinement ofradionuclides

Target period of confinement : 60,000 yr(corresponding to retrievability for about 100
years after closing)

Corrosion resistance : Ti-Alloy
Pressure tightness : Carbon steel

Temperature

Heat generation of TRU waste (Fig.2)

Maximum temperature 80℃

Radiation shielding

Dose equivalent rate as :surface= less than 2 mSv
1m from surface= less than
100 uSv(with additional radiation shield)

With 35cm assist radiation
shield) dose equivalent rate as :surface = 1 mSv
1m from surface= 50 uSv

Inflammability

Incombustible

Using incombustible material

Impact resistance

Fall from forklift handling heightThe safety of falling from 5.5m
(height of the top of stacked 4
steps )

Loading resistance

Stack loading

The integrity of loading understack

Earthquake resistance

Never turning over in case of an earthquake

The overturning moment in caseof an earthquake

Table 2想定される処分環境における耐食層材料として選定したチタン合金の腐食形態は，①不働態条件下における均一

Assumedcorrosion mode

Condition

Requirement

Evaluations

Depassivation

Oxidizing /reducing
environment

Maintainpassive state

Passive current
density

Crevice corrosion

Oxidizing
environment

Esp < ER,CREV
Esp：Free corrosion
potential
No crevice
corrosion
ER,CREV：
susceptibility
Corrosion-crevice
repassivation
potential

Hydrogen-induced
SCC

Reducing
environment

Not an issueduringcontainment
period

腐食，②すきま腐食，③水素脆化に起因する応力腐食割れ(SCC)である．今回は過去に報告されたチタン合金に関す

Evaluations about corrosion modes [1]

る種々の知見も取り纏めながら，耐食層材料の腐食速度の定量化ならびに長期健全性モデルを構築し，耐食層の 6
万年間の健全性を体系的に検討した．
2 チタン合金の腐食試験
材料の耐食性評価では，想定処分環境に応じた腐食形態について評価することが重要である．Fig.2 に TRU 廃棄物

Long-term
prediction model

想定処分環境[2]において想定される温度環境[1]を示す．
耐食層候補材料として検討したチタン合金については，処する応力腐食割れ（SCC）が懸念されることが報告されて分後初期の比較的高温・酸化性雰囲気では脱不働態化及びいる[3,4]．また，長期の健全性が期待されるため，安定しすきま腐食が，処分後後期の還元性雰囲気では水素に起因た不働態皮膜を形成した場合においても，その均一腐食速度が微小で腐食代を増加させる要因にならないことを確

disposal

認しなければならない．耐食性評価における各腐食形態に

covered with water

対する評価内容は Table 2[1]のとおりとした．

80

Depassivation

Concrete pore water

Crevice corrosion

Chloride

101
100
10-1

60

10-2
40

10-3

Hydrogen induced SCC

Passivity
20
0

0.1

1

10

100

Time /yr

1000

10 4

Dissolved O2 /ppm

Temperature /ºC

100

2.1 不働態皮膜の健全性評価
2.1.1 予備試験（自然浸漬試験，動電位法）
チタンおよびその合金は極めて微小な腐食速度を示す
高耐食性金属であるが，強酸性あるいは高アルカリ性環境においては脱不働態化して耐食性を失うことが報告され

10-4
10 5

ている[5]．本検討における金属容器はコンクリート内部に設置されるため，高アルカリ性環境に置かれることにな

Fig. 2 Assumed temperature transition of the disposal site
conditions over time [1]り，想定温度も 80℃と高温であることから，比較的厳し14

Vol.15 No.1

TRU 廃棄物地層処分における C-14 の長期閉じ込め型パッケージの開発
チタン合金を用いた金属容器

その 2

1

い条件と考えられる．したがって，想定処分環境において

Ti-Gr.1
80 C, aerated

チタン合金が十分な裕度をもって安定した不働態を保つことを確認しておく必要がある．

0.5

そこで，想定処分環境条件の上限として設定した模擬コ

E (V vs. SHE)

ン ク リ ー ト 平 衡 水 条 件 （ 飽 和 Ca(OH)2 + 0.103 mol-3

模擬コンクリート平衡水-3dm [NaOH] + 0.106 mol dm [KOH], pH11.3 at 80℃）ならびに，これに海水濃度の塩化物イオンを添加した溶液条件（上記+ 0.55 mol dm-3[NaCl], pH11.1 at 80℃）について予備-+ 海水濃度[Cl ]E at pH=11.30 [12]SP0
模擬コンクリート平衡水-0.5

試験が実施された[8]．
不働態皮膜が生成される環境においては，自然腐食電位-1

ESP（酸素が供給される条件で不働態皮膜が安定し，一定となった腐食電位Ecorr）は環境の酸化性すなわちpHによっ-1.5て定まり，温度依存性は小さい．その関係については[6]0によってpH依存性の実験式（脱気環境）

100

200

300

400

500

600

t (h)
Esp=0.733-0.0591pH (V vs. SHE)

(1)
Fig. 3 Time dependence of Ecorr of Ti-Gr.1 in simulated
concrete equilibrium solution based on immersion test [8]が報告されており，ここから不働態における定常腐食電位の推定値が算出できる．[8]では自然浸漬試験の電位Ecorr

電位掃引装置が，式(1)で算出したESPに落ち着くことを確認した．結果
をFig.3 に示す．塩化物イオンの影響は小さいと考えられポテンショ・ガルバノスタット
RE
WE
CE

キャピラリ
(テフロン)

る．さらに，2.1.2 に示す長期定電位保持試験に適当な電PC
高純度N2 or Air

位を求めた．試験装置をFig.4，結果をFig.5 に示す．

コンデンサ

両試験とも供試材は市販の工業用純チタン Ti-Gr.1 を用

テフロン製ふたいた．自然腐食電位測定は，高純度空気ガス吹き込み条件のもと，ポテンショスタット／ガルバノスタットの電位差計モードによって行った．一方，アノード分極曲線測定はステンレス製電解槽(内面テフロンコーティング)

高純度窒素ガスを通気した脱気条件で，カソード分極曲線

試験溶液

測定は高純度空気ガスを通気した大気飽和条件で行った．

マントルヒータFig.3 から，80℃の模擬コンクリート平衡水条件中でのTi-Gr.1 試験片の自然腐食電位は，健全な不働態が維持さKCl溶液れた場合の自然腐食電位の報告例[7]とほぼ一致すること

照合電極(SCE)が確認されている．また，[8]ではFig.5 の不働態条件での

試験片

Fig.4

温度計
(テフロン被覆)

対極(Pt)

気泡管(テフロン)

Schematic design of immersion test [8]腐食速度を表す不働態保持電流密度ipass が，自然腐食電位．

である-0.2Vから貴側の+0.6 V vs. SHE付近までの電位域に

1
Ti-Gr.1
模擬コンクリート
平衡水
80 C, aerated

おいて電流密度が電位に依存していないことから，このよ0.5

うな高電位域でのipass測定結果をもって自然腐食電位にお推定される
自然腐食電位E (V vs. SHE)

けるipassを代用できることが示され，以降の定電位保持試
験においては，ipass測定の保持電位として+0.5 V vs. SHEを選定した．
2.1.2 定電位保持試験
2.1.1 の Fig.3 自然浸漬試験の結果から 80℃の模擬コンク-1

20 mV min

0
-0.5
-1

リート平衡水条件中における Ti が不働態を維持すること-1.5を確認した．ただし Fig.3 右端の挙動から徐々に不働態のアノード分極曲線(脱気)カソード分極曲線(
大気平衡)(大気飽和)

健全性が失われていく可能性も認められたため，この領域-2での微小な腐食速度を正確に定量化することが必要とな10った．不働態を維持した場合での腐食速度は極めて微小であるから，重量変化で評価するためには極端に長期の浸漬

-4

10

-3

-2

ipass

10
10
i (A m-2)

-1

10

0

1

10

Fig. 5 Potentiodynamic polarization curves of Ti-Gr.1 at
20mV min-1 in simulated concrete equilibrium solution [8]期間が必要である．また，試験片重量が増加してしまう場
15

September 2008

原子力バックエンド研究

10

i

-1
-2

10
10

-5

-

-3

[OH ] = 0.223 mol dm
all

10

-6

10

-7

10

deaerated
0.5 V vs. SHE
potentiostatic test

present work

present work

[OH
0.223
mol dm-3
pH] = =
13.3,
at 0.5V,

10

i

-3

10

1

10

2

10

3

90。
C

10

4

10

Q=58.0kJ mol= 239720
exp ( -57977 / RT )
-1

corr

25。
C
50。
C

Q = 58.0 kJ mol

10

-4

10

-5

-2

10

-3

10

-4

10

-5

10

-6

10

-6

10

-7

10

-7

-1

Ref. [10][8]pH = 8, at 0.5 V,
ipass = 3024 exp ( -53200 / RT )Q = 53.2 kJ mol -1

25。
C

0.00250

10ipass = 239720
expV,(-57977/RT)
at 0.555。
CRef. [8]pH = 8at 0.5 V

-2

all

-3

Black : Ref [9,10]
pH=8
Ti-Gr.1
at 0.5V vs. SHE
模擬コンクリート平衡水10Ti-Gr.1

80。
C

-4

-1

5

10

6

10

7

10

0.003
T

8

-1

-1

0

10

Corrosion rate (mm y )

10

pass

-2

(A m )

10

Color : Present data
Ti-Gr.1
Simulated concrete
equilibrium solution
pH = 13.3
at 0.5V vs. SHE

-2

10

1

(A m )
iipasscorr

100.0035
-1

(K )

t (s)

Fig. 7 Temperature dependence of Corrosion current
density (+0.5 V vs. SHE; constant)Fig.6 Time dependence of ipass of Ti-Gr.1 in simulated
concrete equilibrium solution for each temperature
condition (+0.5 V vs. SHE; constant)

ここで，原子量M=47.90，価数z=4(g-eq mol-1), ρ= 4.54 (gcm-3) ，ファラデー定数F＝96485(C mol-1)を式(2)に代入し・合は，正確な腐食速度を評価できないという難点もある．

て単位の換算を加えると，腐食速度 L (mm y-1)と腐食電流

一方，電気化学測定においては，10-9Aオーダーの電流

密度icorr (A m-2)との関係として次式が得られる．

まで測定することができ，極めて小さい腐食速度の定量化が可能である．そこで，微小な腐食速度を反応電流密度と•L = 0 .86 ⋅ i corr

して評価できる電気化学的手法を適用することとした．

(3)

今回，[8]と同様に想定処分環境条件の上限として設定した模擬コンクリート平衡水条件について，25℃，55℃，

Fig.7 から，模擬コンクリート平衡水環境では中性条件

80℃，+0.5 V vs. SHE定電位保持という条件で不働態保持に比して腐食速度が一桁程度増加することが考えられる．

電流密度ipass測定を行い，腐食速度の定常値に及ぼす温度

また，模擬コンクリート平衡水環境でのプロットは中性条の影響を確認した．なお，試験装置，試験片形状ならびに件の[9,10]と同様に良い直線性を示し，腐食電流密度icorrは

試験条件は動電位法のカソード分極曲線のそれと同様の

Arrheniusの関係に従う．そこで最小二乗法近似を行って，物を使用した．これらの時間依存性をFig.6 に示す．図中

icorr (A m-2)の定常値の温度T (K)依存性について以下の実には過去に実施されたpH = 8 の中性条件における結果

験式を得た．

[9,10]も併せて示した．

icorr = 239720 exp (− 57977 RT )いずれの温度条件においてもipassは不働態皮膜の成長に伴って徐々に小さくなっていく．数百sec程度までは中性環境でのそれ[9,10]とほぼ一致しながら直線的に減少する．

ここで気体定数R = 8.314 J K-1 mol-1である．この実験式
より，想定処分環境の温度に応じて必要な腐食速度を検討

その後は中性環境での結果から乖離していくが，その挙動することができる．

は温度によって異なり，中性環境の場合と同様に温度が低

2.1.3 腐食量の評価

いほどipassが小さい値で定常となる（腐食電流密度icorrとな(3)，(4)式により，定置後，不働態化後の所定時間経過る）傾向を示している．Fig.6 では低下傾向が見られるも後の Ti 合金の腐食量は，主に廃棄体周囲の温度変化に対のもあるが，試験期間内で得られた電流値を暫定的に腐食応した不働態保持電流密度に比例した腐食速度で進行す

電流密度icorrとして設定することとした．

ると考えられる．

腐食電流密度icorrと温度との関係を[4]と同様にFig.7 に(4)式を用い，処分場の温度変遷の考慮も含めた以下の 3

Arrhenius plotとして示す．

つのケースで 6 万年の累積腐食量の見積を行った．

Fig.7 の右側の縦軸は，次の換算式より求められた平均・

侵食深さの腐食速度(L)である．

ΔW
M i corr=⋅
L =ρSΔt ρz F•(4)①80℃(一定)/6 万年(2)②80℃(一定)/1000 年+1000 年後の温度が維持③詳細熱解析[11]に基づく温度履歴16TRU 廃棄物地層処分における C-14 の長期閉じ込め型パッケージの開発
チタン合金を用いた金属容器

ケース③詳細熱解析に基づく温度履歴を考慮した場合

その 2

NaCl concentration (mol/L)
0.0001 0.001とケース②においては，定置後 60,000 年後の腐食量はそ2

れぞれ 1.77mm，3.94mm となる．密封容器の耐食層厚さ

0.01

0.1

1

10
200

TRU Waste Disposal Environment

は 7mm であるため，不働態皮膜を形成した場合における160

Ti-Gr.7
Ti-Gr.1

均一腐食速度に対して，耐食層が確保される．

1/T x 1000

一方，ケース①では，定置後 60,000 年後の腐食量は約32.6mm となり成立しないが，これは実際の温度条件としては厳し過ぎ，想定が不適切な条件である．

2.5

120

Ti-Gr.12

Ti-Gr.17

100
80

3

2.2 すきま腐食生起条件の確認試験

60

crevice corrosion
possible

immune tocrevice corrosion

40

SUS304Temperature (℃)

Vol.15 No.1

20

明石ら[12]によって報告されたすきま腐食生起の判断
3.5 -410のコンセプトをFig.8 に示す．自然腐食電位ESPとすきま腐
食生起臨界電位ER,CRRVを比較し，ESPがER,CRRVよりも低い

10

-3

-2

10

10

-1

0

10

10

1

2

10

NaCl concentration (%)

電位域にあれば，すきま腐食は生起しない．
Fig. 9 Crevice corrosion initiation temperature vs. chloride
concentration for Ti-alloys (pH=8.2) [4]ER,CREVの測定は，「進展しつつあるすきまが停止する」
条件を求めるための試験手法で，すきま試験片の往復分極実験から求められる（この測定方法はJIS G0592 ステンレ

食 が 生 起 す る が ， Pd を 含 む 合 金 種 で あ る Ti-Gr.17

ス鋼の腐食すきま再不働態化電位測定方法に従った）．

（0.05%Pd）やGr.7（0.15～0.2%Pd）においては生起しな

Fig.8 よりER,CREVは，塩化物イオン濃度の増加および温いことを確認した．

度の上昇とともに低下するため，本件においてすきま腐食に関する最も過酷な条件は，最高温度である 80℃，かつ，

2.3 水素化物生成挙動の試験結果

0.6 mol l-1 [NaCl]となる．

2.3.1 水素化物層の生成[1]において報告した通り，pHの上昇に伴いER,CREVは上pH3 の酸性条件（H2SO4のみで調整，Ti-Gr.2 相当を使用）

昇し，ESPは低下するため，高pHではすきま腐食は生起しで行われたPhillipsらの先行研究[13,14]では，水素化物層厚にくくなる．想定処分環境条件である模擬コンクリート平

さδは電気量一定の条件で電流密度を低下させると増加

衡水は高pHであるが，安全側に考えるために，コンクリ

する，と報告されている．

ートが全て流出した場合の中性環境(pH＝8 程度)ですきま

我々の過去の研究[1]においては，200MPaの定荷重付与

腐食試験を実施することとし，溶液は 80℃，0.6 mol l-1のもと，外部電源を用いて電流密度を一定値に保つ定電流[NaCl]，pH＝8.2 とした．

試験を，Ti-Gr.1，Ti-Gr.7，Ti-Gr.17 について，種々の条件[4]にて検討した，pH＝8.2 における様々なチタン合金の（0.6 mol l-1 [NaCl]，80℃，0.1～40A/m2， pH 3, 8.2, 10.5,

すきま腐食生起臨界条件（EspとER,CREVが等しくなる温度）をFig.9 に示す．Ti-Gr.1 は，想定処分環境条件ですきま腐

Hydride layer thickness [μm]100crevice corrosion
possible
ES P

immune tocrevice corrosion

ER,CREV

Our results 2000~2004
80℃, pH=8.2, 0.6mol/L[NaCl]

3.5

0.1~0.7A/m2

30~40 A/m2
3~5A/m2

0.01 A/m 2
10
3~5A/m2 pH=3

2

10 A/m2 30 A/m

3~5A/m2 pH=13.1

3 A/m2
1
0.01

1 A/m2
Philips et al.
pH=3 as H 2SO4 [13,14][11,12]0.1

130~40 A/m2
10

100
2

Electric charge density [MC/m ]NaCl concentratiom

Fig. 10 Relationship between hydride layer thickness andelectric charge density (hydrogen evolution)

Fig. 8 Conceptual diagram of critical conditions forcrevice corrosion initiation [12]17

September 2008

Hydride-layer thickness, δ ( μm)

原子力バックエンド研究13.6）において実施しており，これらの結果とPhillipsらの
2

3～10A/m の試験結果[13,14]をFig.10 に整理した．ここでは水素化物層成長に注目するために，き裂発生に至る前の結果のみをプロットしている．
pHの寄与については，Phillipsらの結果（pH=3）と我々の結果（pH=8.2）の様相から判断するに，pH値の上昇と共に水素化物層厚さは薄くなる傾向がある．また，3～
5A/m2については別途実施したpH=3,13.2 の結果も併せて記した（□）．この結果も上記の傾向を呈していると言え
る．

20
-1/2

slope (m t )-30 2.70E-8-10 2.25E-8- 3 2.30E-8- 1 1.80E-8

15-2-30 A m

-10
-3

10

-1
Ti
Ti 0.05M
0.05M
H SO
H2SO
42
4
25℃
25 C

5
0
0

通電電気量（水素発生量）に注目すれば，[1]の試験結

200

400
Time, t

果は Phillips らの試験結果の延長線近傍にプロットでき，ほぼ同等の試験結果を得ているものと言える．

1/2

600

800

1/2

(s )

Fig.13 Example of time dependence of hydride thickness
for alpha- titanium alloy [13]2.3.2 水素化物の成長に起因する応力腐食割れ
Fig.11 に，[1]において報告した針状水素化物の表面蓄積，および水素化物層の破壊によるき裂生起過程の概念図を示す．
水素吸収量が少ない場合には，水素化物は針状にランダ

Hydrideムに析出する．より多くの水素を吸収した場合，水素化物
は層を形成し，層の成長に伴い層状の水素化物の一部にきH*裂が入ると考えられる．
H2

中村らの報告[9]では，種々の条件で試験されたTi-Gr.17
試験片に観察されたき裂について，一次き裂部分の深さとH2O水素化物層厚さとの関係が調べられており，その結果をFig.12[9]に示す．中村らの報告[9]の試験範囲内では水素化

Hydride layer thickness

物層厚さが 10 μmに達した試料において，き裂発生が認め
Crack

られており，この値がき裂生起の境界値とされている．また，純チタンTi-Gr. 1 についても同様の結果が報告されている．これらの知見により，き裂発生のための水素化物層
破壊臨界厚さδCを暫定的に 10 μmと見なすこととし，水素脆化長期健全性について考察することとした．

Critical thickness
for initiation of crack

Crack depth

2.4 水素脆化長期健全性予測モデル
ここでは，既報告の研究成果を元に，水素化物層成長な

Fig. 11 Schematic diagram of growth of titanium hydride
phase and crack

らびに水素化物誘起応力腐食割れき裂進展の２つのモデルを説明し，6 万年の進展深さ（水素化物層厚さ，SCC き
裂深さ）の計算結果を示す．

60

Crack depth (μm)

Fig.6 より，想定処分環境での水素の進展率（自然浸漬

Ti-Gr. 1750状態）と一致する不働態保持電流密度は 10-6～10-4 A/m2以
下と考えられる．これは今回試験した結果であるFig.10 の40

0.01，0.05A/m2よりもさらに低い値ではあるが，単位時間30当たりの水素化物層厚さという観点でこれまで得られた結果を用いて評価式ならびにモデルを構築することで，保20

守的に議論を進めることとした（Fig.13 水素化物層厚さの10

時間依存性[13]の結果においては，経過時間を考慮すれば，primary-crack depth0電流密度の大きい条件で水素化物層が厚く生成している）．
0

5

10
15
20
25
30
Hydride layer thickness ( μm)35402.4.1 水素化物層成長モデル
Ti-Gr. 1，Gr. 17 等のα-相Tiの室温における水素固溶限

Fig.12 A relation between the hydride thickness and thedepth of the primary cracks found in Ti-Gr. 17 [9]は圧力，応力，合金成分の影響を受けるが，それは 20～

18

Vol.15 No.1

TRU 廃棄物地層処分における C-14 の長期閉じ込め型パッケージの開発
チタン合金を用いた金属容器

その 2をそれぞれ示す．表面の酸化物皮膜内からは多量の水素がHydride-layer thickness, δ

検出され，表面から深さ方向の水素濃度勾配は急峻である．

paraboliclinear

一方，水素化物層内でも深さ方向に緩やかな水素濃度勾配が認められる．
水素化物層はδ-水素化物（TiHn: 1.54 < n < 2.0）単相で
δ = Atあることが報告されており[9,22,30]，水素化物層外表面の1/2

水素濃度COは電解時間に依存せず，もっぱら電解電流密度iCにのみ依存することも報告されている[30]．また，水素化物層最内面の水素濃度はδ-TiHnの結晶構造を保持できる下限の格子定数 = 4.40 Åに対応するn = 1.56 に固定0されていて，水素化物単相層最内面から深さ方向にδ

0
t

1/2

-TiH1.56とα-Tiとの混合層が若干存在するとの報告もある

Fig.14 Schematic diagrams of hydride layer growth
curve[29][22,30]．

150 ppm程度であって極めて低い[17]．金属内に吸収され水素濃度依存性が明石らによって検討されている[29]．x-

た水素濃度が固溶限を超えるとTi-水素化物は金属中に析軸をFig.16 の水素化物層外表面（oxide layerとδ-TiHnの境

水素化物層最外面における水素化物層成長速度係数の出する[9,13-15,18-26]．これらは当初は針状晶状に析出し，界面，x = 0）から肉厚方向に取ると，Cを水素濃度，tを時

これが濃密化することによって板状の水素化物層が形成

間，DHを水素拡散係数として，Fickの第二法則は以下に与され，板厚方向に向かってその厚さを増して行くと考えらえられる．

れる[9,13-15,20-25]． Phillipsら[13]による 25℃の 0.05 mol
dm-3 H2SO4水溶液環境における工業用純Ti（Ti-Gr. 2 相当）

2のカソード水素チャージ実験結果を，水素化物層厚さと時Ti in 1N H SO
2

Atomic ratio of H/Ti

間の平方根との関係としてFig.13 に示す．水素化物層厚さ
δ-時間の平方根t1/2プロットは電解電流密度条件によらず常によい直線性を示し，電解電流密度が大きいほど勾配が大きくなり，水素化物層成長速度が大きくなる．また，各電解電流密度におけるプロットにあてはめた直線のt-切片は常に＋側にある．

1.5

30 C, 200 A m

70 h

115.5 h0.53h他の報告例[14,15,22,25,27,28]でも，これらは同様の傾向

1hを見せる．水野らの観察結果[22]によれば，水素化物層成

0長に誘導期間はないとの報告があり，[29]によれば Fig.14

0

5

10

の太線に模式的に示すように，当初は直線則に従い，その後は放物線則に従う挙動をとる，との報告がある．

15
20
Depth (μm)

2530Fig.15 Depth direction of Ti-Gr.1 specimens afterhydrogen evolution [24]本稿では，明石らの報告[29]によるモデルに今回の試験結果を含む種々の知見を適用することとする．すなわち，

105

Secondary ion counts

取り扱いの簡便さとそれが保守側評価になることから，図中に破線で示すような，原点を通る放物線則；δ = A t1/2

4-2(5) [29]

で水素化物層成長を近似する．ここに，δ: 水素化物層厚さ，t: 時間，A: 速度係数，であり，以下で速度係数 A について議論する．
2.4.2 水素化物層成長速度係数の水素化物層最外面の水素

SIMS profile

104

H

3

10

102
101

O

0

10

oxide
layer

10-1

濃度依存性(水素拡散モデルの導入)

0

Fig.15 に水野らの測定結果[24]（表面からエッチングにより水素化物層を溶解し，エッチング液中に溶解した水素

δ-TiH

n

5

mixed
layer

10
15
20
Depth, x (μm)

α-Ti

25

30

Fig.16 Depth direction of Ti-Gr.17 specimens afterhydrogen evolution at 0.7 MC/m2 [9]ガス量を分析）と，Fig.16 に中村らの SIMS 分析結果[9]19September 2008

原子力バックエンド研究

2H2O + 2e = H2 + 2OH∂C
∂ C
= DH
∂t
∂x 2

(12)

2

これは以下のように 2 つの素過程から構成される．すな(6) [29]

わち，速度の速い水素イオン H+-aq 放電反応（Volmer 反
ここで，COを水素化物層外表面（oxide layerとδ-TiHnの境応）；界面）の水素濃度として，これが時間に対して一定である

H+-aq + e = Hadとして式(6)を解くと；C⎛= 1 − erf ⎜
C0
⎝

x ⎞
⎟
4 Dt ⎠(13)と，それに続く吸着水素原子Hadの再結合反応（Heyrovsky(7)[29]反応）；

Had + H+-aq + e = H2となる．x = δにおける濃度勾配を x = 0 におけるそれと等しいと仮定すると，濃度勾配は；(14)とから成り，後者が律速反応となることが報告されている[31]．この場合の水素原子吸着はTimkinの等温吸着に従う

C⎛ ∂C ⎞⎛ ∂C ⎞⎟ =− 0⎟ =⎜⎜πDt⎝ ∂x ⎠ x =δ ⎝ ∂x ⎠ x =0(8)[31]ことから，吸着水素原子Hadの表面被覆率θHは水素ガス
分圧pH2の関数として，次式[32]；で与えられる．Cｍを水素化物層内の平均水素濃度とする

θH = k1 + k2 ln pH2と，x = δにおける流束はCｍ(dx/dt)であるから，Fickの第一法則により；(15)で与えられる．一方，水素ガス分圧pH2と過電圧（平衡電位からのずれ）ηとの関係は，Tafel係数をB = BA = BC =C0dx
⎛ ∂C ⎞Cm= − D⎜⎟ =Ddt
πDt⎝ ∂x ⎠ x =δ(9)(2RT)/Fとして，次式[32]；pH2 = exp[-(4/B)η](16)と表される．これを積分すると；で与えられる．従って，吸着水素原子Hadの表面被覆率⎡ D(t − t 0 ) ⎤C m x = 2C 0 ⎢
⎥
⎣ π
⎦

12

θHは過電圧ηの関数[1]として；(10)[29]

θH = k1 - (4 k2 /B)η(17)となる．ここに，t0は定数であって，誘導期間を表すが，と表すことができる．

本稿では保守側評価として，t0 = 0 と評価する．

過 電 圧 η と カ ソ ー ド 電 流 密 度 iC と の 関 係 は Butler –以上の[29]による知見より，Cmxは単位面積あたりの水

Volmer式；

素化物層内の水素総量qであって，水素化物層厚さδは，MTi，MHをそれぞれTiあるいは水素の原子量，ρTiHnをTiHn

iC = i0 [exp(-η/BC) – exp(η/BA)]の密度として， δ = [(MTi + n MH)/(n MH ρTiHn)] qとなる．
従って，式(10)からδは；(18)で与えられる．ここで，B = BA = BC，b = 2.303Bとして，
B

δ =2C 0 (M n + nM H ) ⎡ D (t − t 0 ) ⎤⎢⎥πnM H ρ TiH n⎣⎦

12

カソード分極なのでη< 0 であって，|η|が大きいときには(11)

右辺第 2 項は無視できるから，過電圧ηは次式[29]；η = -b log(i/i0)と表すことができる．すなわち，水素化物層厚さδは水素(19)化物層外表面の水素濃度COと比例関係にあると考えられで与えられ，|η|が小さいときは exp ηを 1 + ηで近似[29]

る．

して；

2.4.4 水素化物層成長速度係数の電解電流密度依存性
ここでは，式(5)の水素化物層成長則における速度係数 A

η = -(b/2) (i/i0)(20)の電解電流密度 i 依存性を検討する．
で与えられる．

実際の処分容器の場合のように，完全脱気水溶液環境に

式(19)および(20)を式(17)に代入することにより，i/i0が自然浸漬された金属上における水素発生反応は，中性〜ア

大きいときと小さいときでそれぞれ次式[29]；ルカリ性条件では；20

Vol.15 No.1

TRU 廃棄物地層処分における C-14 の長期閉じ込め型パッケージの開発
チタン合金を用いた金属容器

その 2

θH= k1 + 9.212 k2 log(i/i0)(21)を行う）として，Fig.17[29]の太線が得られる．モデル（太θH= k1 + 2 k2 (i/i0)(22)

見るように，電解電流密度|i| ≥ 20 (A m-2)のデータは式(24)線a）は筒井ら[33]のデータに良く対応している．Fig.17 にの対数則モデル（細線b）で表現され，電解電流密度|i| ≤ 2と表現される．この代入過程で Tafel 係数 b = 2.303B =(A m-2)のデータは式(25)の直線則モデル（細線c）で表現さ(2.303 RT)/F は相殺されてしまうから，温度 T の項も相殺れる．

されてしまい，吸着水素原子の表面被覆率θと電流密度 i

Fig.17 に当てはめたモデルの低電流密度領域を拡大し，との関係は温度 T に依存しない．

線型表示で示したものを Fig.18 に示す．

なお，水素化物層最外面の水素濃度Coは式(15)～(22)でここに見るように，|i| < 1 A m-2で確実に式(25)の直線則検討した金属表面における吸着水素原子Hadの表面被覆率で近似でき，筒井ら[33]のデータをよく表現できている．

θHに比例すると仮定し，水素化物層厚さδが水素化物層

また，直線則は，|i|のより大きい領域では保守側評価を与外表面の水素濃度Coに比例していること，水素化物層外表

える．なお，式(25)の直線則のパラメータ，k3i0およびk4は，面の水素濃度Coは電解時間に依存せず，もっぱら電解電流実験が容易な高電流密度領域のデータを式(24)の対数則

密度iにのみ依存することから，水素化物の時間依存性のに近似して求めることができるから，実用上有用である．

筒井ら[33]のデータを[29]のモデルに当てはめると；[a] i = k3i0 [exp(A/k4) - exp(-A/k4)][b] i = k3i0 exp(A/k4)[c] i = (2k3i0/k4)A
k3i0 = -1.41, k4 = 7.26 x 10-9

2.4.5 水素化物層成長速度係数の温度依存性
上述のように，式(21)および(22) への代入過程でTafel

(23)
(24)
(25)

係数b = 2.303B = (2.303 RT)/Fは相殺されてしまうから，温度Tの項も相殺されてしまい，吸着水素原子の表面被覆率
θHと電流密度iとの関係は温度Tに依存しないから，電解電流密度iと水素化物層表面の水素濃度Coとの関係は温度（式[b],[c]の導出では上記式(19)，(20)導出時と同様の仮定に依存しない[29]．
従って，式(5)と(11)との関係から，速度係数Aの温度依

8

存性にはもっぱら水素拡散係数DHの温度依存性が寄与していることになる．[1]にてまとめたPhillipsらの実験結果

6をFig.19 に，ここから求めた速度係数Aの温度依存性を

a. i = k i [exp(A/k )-exp(-A/k )]
30

4

4

b. i = k i exp(A/k )
30

4

c

Fig.20 に示す．

a4c. i = (2k i /k )A

Fig.20 に見るように，速度係数AはArrhenius型の温度依k i = 1.41

存性を示し，プロットに当てはめた直線から見かけの活性

k = 7.26E-9

化エネルギーは 24.4 kJ mol-1と計算される[1]．

30

4

30

8

-1/2

10 x A (m s )Tsutsui et al (1975)

24以上の検討結果から，定電流密度の速度定数Aは，i/i0が

0
10-2

b

大きいとき次式[29]；

100

101
102
103
104
-2
|i | (A m )Fig.17 Application of rate constant, A, to experimental
data [29]A = A0 log[i/(k3i0)] exp[-Q/(RT)]1
i = (2k i /k )A

0.8

4

0.6
0.4

i = k i [exp(A/k )-exp(-A/k )]3 0

8

10 x A (m s

-1/2

)

3 0

4

4

k i = 1.41

0.2

3 0

k = 7.26E-9
4

0
0

1

2
3
-2
|i| (A m )

4

(26)

i/i0が小さいとき次式[29]；Hydride-layer thickness, δ (μm)

10-1

5

50
40

A = 0.145E-6

30

0.103
100 C

20

80

10
0

0.0655

0

100

60
40

0.033025

0.0209

200
1/2

300
1/2

400

500

t
(s )
Fig.19 Time dependence of hydride layer thickness in avariety of temperature [34]Fig.18 Linear plot of low current density area [34]21

原子力バックエンド研究

2.4.7 水素化物誘起応力腐食割れき裂進展モデル

Temperature (C)
10

100

-6

80

60

September 2008

40

20

0

90℃の中性水溶液環境において，定電流保持によりカソード電解チャージされながら定荷重保持された工業用純チタン（Ti-Gr.1）試験片についての観察結果が[9,15]によ10り報告されている．この系の水素化物脆化応力腐食き裂発

-7
-1

)

生／進展過程は以下 Fig.11 [15,16]と同様に以下のようにA (m s-1/2)

Q = 24.4 (kJ mol

考えられている[9,15]．
10-8(a) 金属表面から Ti 水素化物層が形成され，板厚方向に0.05 mol dm

-3

H SO
2

-2

i = 10 (A m

10

発展する，

4

)

(b) 水素化物層厚さδが破壊臨界厚さδC（観察結果では

-9

2.6

2.8

3

3.2
3

10 T

-1

3.4

～10μm）に到達すると，水素化物層が機械的に割

3.6

-1

(K )

れる，
(c) き裂先端で新生面が露出し，そこで再び水素化物層

Fig.20 Temperature dependence of rate constant, A, basedon the Philips Data [34]A = 2･A0 [i/(k3i0)] exp[-Q/(RT)]が形成される，(d) き裂先端部の水素化物層厚さが破壊臨界厚さに到達(27)すると，再び水素化物層が機械的に割れる，(e) この過程を繰り返して，き裂が進展する，となる．ここで，k3i0 = -1.41，Q = 24.4 (kJ mol-1)とする．

という形に模型化される．

2.4.6 その他の水素化物層成長速度係数への影響
その他，材料因子として合金元素の影響，環境因子とし

中村らの報告[9]によれば，き裂先端における水素化物て pH 依存性が考えられる．

層の形成，成長，およびき裂発生の繰り返し過程の中で，合金元素の影響については，従来の検討におけるデータ

き裂進展速度 da/dt は次式[9]のほとんどが合金元素としてのPdを含まない工業用純チ
タン（Ti-Gr. 1～3）に関するものであるのに対して，本研

da/dt = A/(δC2/A2 +εC/εCT) -1/2

究ではTi-Gr. 17 を中心とした，Pd添加合金を対象としている．本研究で実施された種々の実験結果は明石ら[34]によ(28)で与えられる．ここで，δC：水素化物層の破壊臨界厚さ，ってまとめられている．80℃，pH = 8.2，i = 42～44 (A m-2)

εC: 水素化物層の破壊臨界ひずみ，εCT: き裂先端ひずみの条件における水素化物層暑さδとPd添加濃度との関係

速度である．この式は，Aが十分大きいとき，次式[9]をFig.21 に示す．図に見るように，Pd添加濃度の影響はほda/dt = A/(εC/εCT) -1/2

とんど認められない．

(29)

pH 依存性については，Phillips ら[14]の実験が水素吸収に近似でき，一方，A が十分小さいときは次式[9]量に対する大きな pH 依存性を示している一方，Tomashov
ら[21]は pH 依存性を小さいとしており，今後継続して評

da/dt = A2/δC

Hydride-layer thickness, δ (μm)

価が必要である．

(30)に近似できる．

50

前章まで述べたように，水素化物成長速度係数Aは極め

40て小さいから，き裂進展速度は式(30)で近似的に表すこと-2190 h at 42-44 A m

ができると考えられる．すなわち，速度係数Aと水素化物

30

層の破壊臨界厚さδCが定量化されれば，き裂進展速度を予測可能である[29]．

20

2.4.8 6 万年の進展深さの計算結果-220 h at 42-44 A m

100

式(27)で述べた物質拡散による水素化物生成に基づく
水素化物層成長予測モデル，および式(30)で述べた水素化

Ti-Pd
80 C, pH = 8.2

0

0.02

0.04
Pd (mass %)0.06

物層の割れによるき裂進展モデルに基づいて 6 万年の閉

0.08

じ込め性評価を実施し，Ti 合金－炭素鋼複合型廃棄体容器の成立性の確認を行った．
水素化物層成長予測モデルの速度定数 A の導出についFig.21 Relation between thickness, δ, of hydride layer and
Pd addition density [34]ては上記の議論から，水素化物厚さδの電流密度；i 依存22

Vol.15 No.1

TRU 廃棄物地層処分における C-14 の長期閉じ込め型パッケージの開発
チタン合金を用いた金属容器

その 2

Hydride layer thickness, δ ( μm )Ti alloys
100

80℃、 0.6mol/L[NaCl]
Constant current / load test

速度係数AはArrhenius型の温度依存性を示し，プロットにA 8 0.5
Mark i(A/m)2 (x10,m/s
)
●
30
6.2
●
3
0.88
●
1
0.45
●
0.1
0.36

mol-1と算出した．

80
60

δ=At

40

当てはめた直線から見かけの活性化エネルギーは 24.4 kJ
さらに，モデル式(23)にk3i0 = -1.41 とした条件で当てはめ，温度の逆数との関係で水素化物層厚さの温度依存性として用いる定数としてA0 を求める．速度定数A0は，電流密度にも依存するため，活性化エネルギーを 24.4 kJ mol-1

0.5とし，0.1～30A/m2のA0を計算により導出した．Fig.25 にその結果を示す．A0は 1.011 x 10-4～2.01 x 10-4(m/s0.5)の範20
0囲を持ち，保守的に最も高いA0である 2.01 x 10-4(m/s0.5)を以後の長期評価モデルに採用する．
0

1000

2000

3000

Time, t

0.5

4000

(s

0.5

5000

以上の議論により，式(5)の水素化物層厚さδの成長モ

6000

)

デル式は，自然浸漬状態となる想定処分環境ではi/k3i0が小さい条件で用いる式(27)の採用が最適であることがわか

Fig.22 Time dependence of hydride layer thickness in avariety of current density conditionsり；

δ = 2 A 0 (i k 3 i 0 ) exp [− Q RT ] t 1 2性，温度；T 依存性について検討する．
[1]においては過去の我々の試験結果，電流密度をパラ(31)

ここで，A0は速度定数 2.01x10-4 (m s-0.5)，k3i0は-1.41，Q

メータとした中性の海水起源地下水でのカソード分極試

100

Rate constant, 108 x A ( m/s 0.5 )験について，水素化物厚さδと，試験時間の平方根t0.5との関係で水素化物層厚さの時間依存性を整理した．結果をFig.22 に示す．電流密度は個々の試験で若干の幅が生ずる
が，概ね 0.1，1，3，30A/m2のカテゴリーに分類・整理し
速度定数 A を得ている．
また，[1]で得られた速度定数Aの電流密度依存性を
Fig.23 に示す．ここで，曲線a，b，cについては，k3i0 = -1.41,k4= 7.26 x 10-9の条件での式(23,24,25)の計算結果である．
大電流密度条件において曲線ｃ線上にあるが，低電流密度側のデータは，妥当な結果と考えられる．温度をパラメ

Present data
philips et al
10

Q=24.4(kJ/mol)
Q=24.4(kJ/mol)

1

0.1
2.6

ータとした電流密度 3A/m2，0.6mol l-1[NaCl]，中性環境で2.8のカソード分極試験結果から得られた水素化物層厚さδ

3

3.2

3.4

3

Temperature, 10 /T (1/K)と試験時間の平方根から導出した速度定数Aを温度依存性のグラフであるFig.24 に整理した．Fig.24 に見るように，

Fig.24 Temperature dependence of rate constant, A [1]cPresent data
6

Ti alloy-4

2.5 10Philips et al

10

a

10

10

1.0 10-4

0.5 10b
0

1.5 10-4-4- exp (-A/7.26*10-9)]-1(m/s0.5)

i =-1.41[exp(A/(7.26*10 )-20

Ti alloys

0

-9

0

0

3

2 .0 10

Tsutui et al

20

A=0.5A (i/k i 0)exp[-Q/RT], i<i Model-4

Mizuno et al
4

A=A log(i/k3i )exp[-Q/RT], i>i0 Model
0

A

Rate constant, A (x10 8, m/s0.5 )

8

1

10

2

10

Current density , i (A/m2)

0
-2
10

3

10

10

-1

0

10

10

1

10

2

2

Current density, i (A/m )Fig.25 Application model expression dependence of rate
constant, A0

Fig.23 Current density, i, dependence of rate constant, A
23

原子力バックエンド研究は活性化エネルギー24.4 (kJ mol-1)である．

September 2008

4 まとめと今後の課題

式(31)において，電流密度値については定電位保持試験から得られた式(4)を用い，処分場の温度変遷の考慮も含

過去に報告した成果ならびにチタン合金に関する種々めた 3 つのケースで水素化物層厚さの見積を実施した．

の知見[1,4,7,8,10-12,16,26,29,34]を取り纏め，また，今回実施した不働態保持電流密度測定結果ならびに水素化物層①80℃(一定)/6 万年

厚さの総電気量依存性の検討結果を採り入れて長期健全②80℃(一定)/1000 年+1000 年後の温度（44℃）が維持

性予測モデルを構築した．得られたモデルから想定処分環③詳細熱解析[11]に基づく温度履歴

境におけるチタン合金製廃棄体容器の健全性を検討し，耐食層の 6 万年間の健全性が担保されることを確認した．今ケース③詳細熱解析に基づく温度履歴を考慮した場合

後の課題としては，以下を挙げる．

とケース②においては，定置後 60,000 年後の水素化物層

廃棄体の製作を考慮した場合，溶接構造は避けられず，

厚さδはおのおの 2.5μm，0.8μm であり，き裂発生には一般に溶接熱影響による組織変化は耐食性に大きな影響至らない．

を与えることが多い．しかしながら，Ti の溶接熱影響部

ケース①では，定置後 26,000 年後にδC=10μmに達し，の不働態健全性に関する検討例はほとんど報告されていき裂生成領域に至る（60,000 年後の水素化物層厚さは 43

ない．したがって，溶接熱影響部の不働態健全性に関するμm）．しかし 2.1.3 でも述べたとおり，これは実際の温度検討は今後の重要な課題として挙げられる．また，不働態条件としては厳し過ぎ，想定が不適切な条件である．

皮膜が破壊された場合の回復過程についても，今後評価が必要である．

3 長期健全性評価

水素脆化モデルについては，モデルの高度化と低電流密度条件における試験による水素化物生成挙動の確認，なら

2.1.3 において式(3)，(4)を用いて導出したアノード反応

びに上記と同様，溶接熱影響部の影響確認が今後の重要なの腐食量（不働態化後の所定時間経過後の腐食量）と，2.4.8

課題として挙げられる．モデルの高度化の観点では，モデにおいて式(31)を用いて導出したカソード反応の水素化

ルのパラメータ取得，例えば，合金組成，温度，pH，お物量（水素化物層の成長厚さ）から全腐食量を計算した．

よびその他の水質因子依存性の確認が必要であり，き裂進

今回の成果をまとめて Table 3 に示す．想定処分環境に

展モデルの第２段以降のき裂進展挙動を定量的に解明す

おいて，廃棄体容器の健全性は担保される．

るため，実験観察による評価から，拡散理論に基づくき裂

最も保守的なケース①80℃/60,000 年間一定の場合，不後のき裂先端の水素化物生成モデルの構築ならびに実験

働態保持による腐食が約 33mm と大きく，さらに 43μm

観察との整合性確認が望まれる．

とは言え，水素に起因する SCC き裂が生起・進展する．

低電流密度条件の試験では，想定処分環境すなわちTiO2

それに対して，ケース②80℃/1000 年間一定の後に 1000

安定域での試験が行えるため，電解電流密度iと水素化物

年後の温度（約 44℃）が維持される場合は，不働態保持厚さδとの関係データを合金組成，温度，pH，およびそによる腐食が 4mm と廃棄体容器耐食層厚さの 7mm を下の他の水質因子の関数として蓄積し，既存のモデルの保守

回り，かつ，SCC も起こさないことから，選定可能であ性を確認することが望まれる．この際には，より想定処分

る．
Table 3

Case ①Case ②

Case ③

Analytical sum data of corrosion depth

Total corrosion
Corrosion thickness
hydride layer
SCC cracking depth
thicknessunder i pass
thickness
60,000 yr :60,000 yr :60,000 yr :32.626 [mm]32.583 [mm]43.038 [μm]10.000 [μm]60,000 yr :1,000 yr :1,000 yr :3.945 [mm]0.543 [mm]1.960 [μm]59,000 yr :59,000 yr :3.399 [mm]0.546 [μm]60,000 yr :60,000 yr :3.942 [mm]2.505 [μm]60,000 yr :60,000 yr :60,000 yr :1.767 [mm]1.766 [mm]0.807 [μm]24

not occur

not occur

Vol.15 No.1

TRU 廃棄物地層処分における C-14 の長期閉じ込め型パッケージの開発 その 2チタン合金を用いた金属容器
明石正恒：TRU 廃棄物廃棄体の開発(7)チタン複合金

環境に近付けた条件での定電流保持試験が必要と考えられる．加えて，データ取得後は，表面酸化物皮膜の寄与を

属容器廃棄体の材料選定，日本原子力学会 2002 年秋

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本報告は，経済産業省からの委託による「地層処分技術
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投稿準備中

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