INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑7136

ステンレス鋼溶接金属 /鋳鋼の酸素添加高温水中のSCC進展挙動−水質と温度の影響−
SCC Growth Behavior of Welds and Cast of Stainless Steelsin Oxygenated High-Temperature Water‑ Inﬂuence of Water Chemistry and Test Temperature ‑山田卓陽（Takuyo Yamada）＊1

岡本マキエ（Makie Okamoto）＊1

寺地
有岡巧（Takumi Terachi）＊1
孝司（Koji Arioka）＊1

要約
加圧水型原子力発電所（PWR）の１次冷却材環境下では，通常，水素添加により腐食電位が十分に下げられた環境となっているが，限定的ではあるものの腐食電位が高くなる可能性がある部位が存在する．この PWR の１次冷却材環境下で高腐食電位を想定した SCC リスク評価をする場合，水質（ホウ酸とリチウムを含む）の影響も考慮に入れる必要がある．そこで本報告
では，酸素を含む PWR の１次冷却材環境下におけるステンレス鋼溶接金属とステンレス鋳鋼のSCC 進展挙動を，水質の影響に着目し，特に第１隔離弁の外側の安全注入系の水質を代表例として 2900ppmB のホウ素を含む水質条件（2900B（DO）水質）での SCC 挙動を調べた．この結果を既報告の１次冷却材の標準条件である 500ppmB ＋ 2Li の水質条件（標準（DO）水質）の結果と比較検討し，水質の影響について調べた．また，温度依存性についても併せて検討した．
その結果，316L と 308L 溶接金属では，320℃の 8ppm の酸素を含む高腐食電位環境下で，2900B（DO）水質で標準（DO）水質よりも SCC 進展速度が速い傾向が得られ，水質により SCC 挙動が変化する可能性が示唆された．290℃の 2900B（DO）水質の SCC 進展速度は，320℃の同一条件よりも SCC 進展速度が遅くなり，この温度範囲では温度の低下により SCC は抑制される傾向が確認された．
キーワードステンレス鋼溶接金属，高温水中応力腐食割れ（SCC），SCC 進展速度，腐食電位，加圧水型原子力発電所

Abstract
The pressurized water reactor（PWR）primary water is normally controlled at a lowcorrosion potential by hydrogen injection into the water. But primary water with a high corrosion
potential exists outside the pressure boundary, because there are lines ﬁlled with aerated water.
To evaluate the stress corrosion cracking（SCC）risk in such high corrosion potential conditions in
PWR plants, water chemistry should also be considered because the B and Li concentrations in
the water depend on its location in the plants. In this study, the SCC growth behaviors of welds
and cast stainless steels were investigated in oxygenated high-temperature water using 2900B
water as an example in the safety injection system line water. The temperature dependence
on SCC was also investigated at 320℃ and 290℃. Then the inﬂuences of water chemistry on
SCC of the materials were evaluated by comparing the presented SCC growth behavior in thestandard（500ppm B + 2ppm Li）PWR primary water.
As a result, SCC growth rates of 316L and 308L welds in 2900B water were increased comparedto the rate in standard water at 320℃. This suggested that the SCC growth behavior might beaﬀected by water chemistry factors such as B and Li concentrations. The SCC growth rates ofthe materials at 290℃ were decreased compared to their rates at 320℃. This suggested that theSCC of the materials in 2900B water was suppressed by decreasing the temperature to 290℃
from 320℃.
Keywords

stainless steel weld metals, stress corrosion cracking（SCC）in high-temperature water,
SCC growth rate, corrosion potential, pressurized water reactor＊ 1 （株）原子力安全システム研究所

技術システム研究所

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑7

1. はじめに137

水質の影響を系統的に検討した報告例は見当たらない．そこで本研究では，PWR でのステンレス鋼高温水中でのステンレス鋼溶接金属部の SCC 事

溶接金属部及びステンレス鋳鋼の酸素を含む高腐食例として，沸騰水型原子力発電所（boiling water

電位条件の SCC 進展挙動に及ぼす水質と温度の影reactor, BWR）の再循環配管で，溶接部近傍で強響について検討した．

い加工を受けたステンレス鋼母材部で発生した応力

なお水質条件については，プラントや部位によっ腐食割れ（stress corrosion cracking, SCC）が溶接て異なるが，本研究では第１隔離弁の外側（１次冷（1）．そ却材バウンダリーの外側）の B 濃度，2900ppmB での後，ステンレス鋼溶接金属部の SCC 進展挙動にLi の添加はない水質（以降 2900B（DO）水質と呼ぶ）

関する研究では，BWR の通常水質（Normal waterを選定した．

金属部に達している事例が報告されている

chemistry, NWC）のような酸素を含む 288℃の高また温度については，前述のようにキャビティフ

（2）〜
（9）

．

ローにより高温の１次冷却材が第１隔離弁近傍まで加圧水型原子力発電所（pressurized water reactor,到達し，隔離弁の温度が上昇し，熱伝導により隔離PWR）においても，初期のプラントではキャノピー弁下流で温度が上昇する場合を想定した．同部位のシール溶接部での粒界型応力腐食割れ（IGSCC）

温度は，熱伝達によるプロセスがあるため主配管の温純水中で有意な SCC 進展が報告されている（10）や，安全注入系第１隔離弁近傍での SCC温度よりも低いこと，またプラントや部位により事例（11）など，配管閉塞部などの酸素滞留部で高腐様々であることが想定される．そこで本研究では，食電位環境に曝される可能性がある部位が存在し，まず高温側の温度条件として接続主配管であるホッ

その高腐食電位が影響したと思われるステンレス鋼

トレグとコールドレグの 320℃と 290℃を選定した．

事例

（12）〜
（14）

．最近のプラ

材料については，ステンレス鋼溶接金属の 316L

ントでは，そのような酸素滞留部を避ける設計変更と 308L と 15% のフェライト相を含む遠心鋳造製のがなされている．しかし，第１隔離弁の外側を想定

SCS14A を選定した．前者は，ステンレス鋼配管のした場合では，例えば安全注入系には高濃度のホウ接合に用いられる材料で，後者はケーシングなどの酸水で且つ大気開放系の水が満たされており，酸素材料として使用される．両者は，共にオーステナイを含む高腐食電位を想定する必要がある可能性があト相地にフェライト相を含み，金属組織の観点で類る．配管の閉塞部や第１隔離弁の外側では，主管の似性がある．の SCC 事例が報告されている温度に比べて低い温度が想定されるが，主配管の流得られた結果は，既報告（17） の PWR の１次冷却れによりキャビティフローが発生した場合には，温材の標準的な水質である 500ppmB と 2ppmLi を含度が上昇するケースが考えられる．

む水質（以降，標準（DO）水質と呼ぶ）のデータ

このようなホウ素（以降 B と記す）及びリチウム（以降 Li と記す）などの濃度が異なる水質の影
響を，鋭敏化ステンレス鋼について，酸素を含む高,（16）,では，200℃以上温水中で検討した報告例（12）（15）の高温条件で，B 及び Li 添加（B：０〜 1800ppm，Li：０〜 2ppm）の影響は殆ど認められず，200℃以上の高温条件では PWR と BWR の酸素滞留域でと比較し，水質の影響を検討した結果を，既報（18）のデータも含め報告する．

2. 実験方法
2.1 供試材の IGSCC 感受性に差は無いことが報告されている．

ス テ ン レ ス 鋼 溶 接 金 属 は， 市 販 の 316L および

また，200℃以下の低温条件では，燃料サイクル初308L 組 成 の 溶 接 棒 を 用 い， そ れ ぞ れ SUS316 と期を模擬した B 濃度 1500ppmB 環境中では IGSCC

SUS304 ステンレス鋼に V 開先を施し，初層部を感受性は抑制される傾向も報告されている．これ

TIG（tungsten inert gas, TIG）
，中間部を被覆アーらの結果は，鋭敏化ステンレス鋼に対するもので，ク溶接（shielded metal arc welding, SMAW）によステンレス鋼溶接金属やステンレス鋳鋼の SCC にる多層盛りで製作したものとした．表１に溶接棒の対しては，１次冷却材模擬水の範囲（500ppmB ＋化学組成の代表例（カタログ値）を示す．図１（左上）

2ppmLi）で，酸素を含む高腐食電位条件の SCC 検に溶接完了時の外観を示す．図のように，溶接にあ（17）討例はあるものの，この B 濃度や Li 濃度など

たっては溶接熱歪による変形を避けるため，母材をINSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑7138

表１ステンレス鋼溶接金属の化学組成の代表例（wt.%）

CSiMn

PSCr308L 溶接金属

0.032

0.35

1.450.024

0.002

19.53

316L 溶接金属

0.024

0.42

1.56

0.025

0.002

19.26

表２ステンレス鋳鋼
SCS14A（α=15%）

Ni

MoFe

9.79

‑Bal.

12.11

2.20

Bal.

ステンレス鋳鋼の化学組成（wt.%）

CSi

Mn

PSCr

Ni

Mo

Fe

0.039

1.07

0.84

0.023

0.008

18.80

9.28

2.14Bal.

拘束台に固定した状態で行った．溶接材のマクロ組に，図２（中央）の矢印方向に断面減少するように織を図１（左下）に示す．SCC 進展領域近傍のミク

10% の冷間加工（以降10%CW）を加えたものとした．

ロ組織の代表例を図１（右）に示す．図１（a）308L

CT 試験片は，冷間加工方向に対して T-S 方向で採溶接金属，図１（b）
316L 溶接金属共に，オーステナ取したものを用いた．SCC 進展領域近傍のミクロイト相地にデンドライト状のフェライト相が分布組織の代表例を図２（右）に示す．オーステナイト相する組織を呈し，コンパクトテンション（compact

地に島状のフェライト相がランダムに分布する組織tension, CT）試験片の亀裂進展方向は，溶接デンを呈している．したがって，CT 試験片の亀裂進展ドライト方向とほぼ同一となるように採取した．

方向と島状フェライト相の長手方向とは，必ずしもステンレス鋳鋼は遠心鋳造法で製作した SCS14A同一とはならなかった．

で，フェライト目標含有量を 15% とした．表２に同部材の化学組成を示す．図２に配管切断模式図（左上），冷間加工模式図（左下）
配管断面のマクロ組
織と CT を図２（中央）に示す．SCC 進展領域近傍のミクロ組織の代表例を図１（右）に示す．この鋳造材

図１

溶接後の外観，マクロ組織と試験片採取方位（左），ミクロ組織（右）（デンドライト（樹脂状）組織がフェライト相）

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑7

図２139

遠心鋳造製ステンレス鋳鋼配管の切断模式図（左上），切断後の冷間加工方位（左下），マクロ組織（中央）とミクロ組織（右）2.2 試験方法

イクロスコープおよび走査型電子顕微鏡（scanningelectron microscopy, SEM） で 破 面 観 察 し， 破 面

SCC 進展試験は，2900ppmB を添加した水を基本

形 態 と SCC 進 展 深 さ を 評 価 し た．SCC 進 展 深 さ水質とし，酸素添加条件（8 ppm DO）で実施した．

は，板厚方向に５〜 10 点計測しその平均値とした．

なお，Li の添加はない．試験温度は 320℃と 290℃

SCC 進 展 速 度 CGR（mm/sec） は，SCC 進 展 深 さa （㎜）を試験時間 t（sec）で除して求めた．とした．全ての荷重条件は一定荷重とし，応力拡大係数の目標値は K=30MPa √ m とした．試験時間は，約500h を目安として実施した．得られた結果を，既報（17）の SCC 進展速度と比較し，水質の影響を検討した．試験条件の一覧を，既報（17）の条件と合わせて，表３に示した．
SCC 進 展 試 験 終 了 後，SCC 断 面 観 察 用 に 3mm厚さで切断し，SEM 観察や電子線後方散乱回折（electron back scattering diﬀraction, EBSD）測定により，SCC 進展経路を評価した．
試験片を大気中疲労試験機で開放し，デジタルマ
表３
試験温度

試験条件の一覧

水質

材料条件

試験時間316L 溶接金属
320℃
本研究308L 溶接金属
2900ppmB+8ppmDO

320℃

ステンレス鋳鋼

495h＊

316L 溶接金属

290℃

既報（17）

502h

500ppmB+2ppmLi+8ppmDO

495h
497h

308L 溶接金属

497h

316L 溶接金属

531h

308L 溶接金属

858h＊

ステンレス鋳鋼＊：ステンレス鋳鋼は，遠心鋳造製 SCS14A（α=15%）の 10%CW 材を対象とした．

673h

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑7140

3. 実験結果
3.1 320℃の SCC 進展試験結果
図３に 320℃での SCC 進展試験後の SCC 破面観察結果を示した．図中（a）316L 溶接金属，（b）
308L
溶接金属，（c）
ステンレス鋳鋼（10%CW SCS14A 材）の全てで，有意な SCC 進展が観察された．SCC 進展深さから求めた SCC 進展速度を，既報告（17） の320℃での標準（DO）水質での結果と比較して図４に示した．316L および 308L 溶接金属の SCC 進展速度は，2900B（DO）水質条件で，標準（DO）水質図４320℃の酸素添加高恩水中の SCC 進展速度に及ぼす水質の影響 ＊：既報告（17）から引用

図５316L 溶接金属の EBSD による SCC 断面観察結果

図６ステンレス鋳鋼（10%CW SCS14A）の EBSD による SCC 亀裂の断面観察結果

条件に比べて SCC 進展速度が速くなる傾向が得られた．10%CW SCS14A 材でも，2900B（DO）水質と標準（DO）水質で，わずかに SCC 進展速度が速くなる傾向であったが，その差はわずかであった．
図５に 316L 溶接金属の SCC 断面観察結果を示した．316L 溶接金属では，SCC は主としてデンドライト境界（フェライト相 / オーステナイト相の相境界）を進展することが確認された．図には示さないが，308L 溶接金属でも同様の SCC 進展経路であり，316L 溶接金属と 308L 溶接金属で，SCC 進展経路に差異は認められなかった．
図６にステンレス鋳鋼の SCC 断面観察結果を示した．ステンレス鋳鋼の SCC 進展経路は，初期にオーステナイト相粒内を進展し，またフェライト相/ オーステナイト相の相境界を優先して進展していた．フェライト相を貫通するような粒内割れは観察されなかった．
この３鋼種の SCC 進展経路は，標準（DO）水質で観察された SCC 進展経路（17）と同様であり，SCC進展経路の観点では，水質条件による影響は認められなかった．

図３320℃の SCC 進展試験後の破面観察結果

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑7141

3.2 290℃の SCC 進展試験結果と温度依存性
図７に 290℃の SCC 進展試験後の SCC 破面観察結果を示した．図７（a）に示した 316L 溶接金属では有意な SCC 進展が観察されたが，320℃の破面に比べて SCC 進展深さが浅かった．一方，図７（b）に示した 308L 溶接金属には，有意な SCC 進展が観察されなかった．この SCC 進展深さから SCC 進展速度を求め，320℃の結果とともに試験温度に対してプロットした結果を図８に示す．なお，比較のため B も Li も含まない BWR の NWC（288℃，純水，300 ppb DO）の 316L 溶接金属の SCC 進展速度（2）も図中に示した．
2900B（DO）水質中でのステンレス鋼溶接金属の SCC 進展速度は，320℃に比べて 290℃で SCC 進

図８

展速度が明瞭に遅くなった．290℃の 2900ppm B

SCC 進展速度に及ぼす温度の影響＊文献（2）から引用（DO）水質条件の SCC 進展速度は，BWR の NWCの SCC 進展速度と比べると，2.5 〜 4.6 倍速い結果とイト相，オーステナイト相ともに，外層は厚い粒状なった．両者の試験条件と水質条件を比較すると，酸化皮膜に覆われ，皮膜断面観察からも，両相に腐温度は 290℃と 288℃でほぼ同じで，応力拡大係数食速度の差は観察されなかった．
（図９（a））一方も両者とも約 K = 30 MPa √ m であった．酸素含有で，標準（DO）水質では，フェライト相上の粒状量は 8 ppm と 300 ppb で数字上は異なるが，腐食電酸化物の方が，オーステナイト相上よりも多く，断位としては大差ない．B, Li 濃度は，2900 ppm B と面観察結果からもフェライト相が優先的に腐食し純水で，この水質条件のみが大きく異なる．
したがっており，高温腐食挙動に差異が観察されている（17）て，両者の SCC 進展速度の差は，水質条件による（図９（b））．材料全体の腐食量で見ると，2900B（DO）差と推察される．

水質条件の方が，標準（DO）水質よりも外層酸化皮膜が多く，全体として腐食が促進されたことが見受けられる．2900B（DO）水質は，標準（DO）水質に比べると pH として酸性側を示すことが影響したものと推察されるが，腐食挙動と水質条件の関係は，今後詳細な検討が必要だろう．いずれにせよ，腐食量の増加が，SCC 進展を促進したものと推定される．

図７

4. 考

290℃の SCC 進展試験後の破面観察結果

察SCC 進展速度に及ぼす水質の影響は，ステンレス鋼溶接金属では明瞭であったが，ステンレス鋳鋼では明瞭ではなかった．次に，その理由について考察する．

図４に示したように，今回対象とした 320℃のステンレス鋼溶接金属の SCC 進展経路は，図５2900B（DO）水質条件の試験では，320℃標準（DO）のようにデンドライト境界，即ちフェライト相 /水質の試験結果に比べて，SCC 進展速度が速くなオーステナイト相の相境界であった．ステンレス鋳る傾向が得られた．この要因について，高温腐食挙鋼では，図６のようにオーステナイト相粒内とフェ動の観点で考察した．

ライト相 / オーステナイト相の相境界で SCC が進展

図９に高温腐食挙動に及ぼす水質の影響の観察結しており，この種の材料では，本質的にフェライト果を示した．2900B（DO）水質条件では，フェラ相 / オーステナイト相の相境界が，優先進展経路でINSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑7142あると考えられる．一方で，フェライト相の粒内割えると，SCC 進展が優先的に起こるフェライト相 /れは，ステンレス鋼溶接金属，ステンレス鋳鋼とオーステナイト相の相境界が，SCC 進展方向とほもに観察されず，フェライト相単体の存在は，SCCぼ同じになるため，SCC 進展が促進される傾向に進展の阻害要因と考えられる．

あったと推定される．一方で，ステンレス鋳鋼の場

ステンレス鋼溶接金属とステンレス鋳鋼は，どち合は，SCC 進展経路上のフェライト相が様々な方らもオーステナイト系ステンレス鋼であるが，前者向を向いている．図６に示した SCC 亀裂の断面観

は溶接割れを，後者は鋳造割れを避けるために，一察結果においても，SCC 亀裂の方向とフェライト定量のフェライト相を含むという観点で共通点のあ相の長手方向は必ずしも一致していなかった．これる材料である．しかし，両者でフェライト相の分布は，SCC 進展の阻害要因であるフェライト相の存状況や形態には違いがある．ステンレス鋼溶接金属

在により，SCC 進展速度が抑制される傾向にある

ではデンドライト（樹脂）状のフェライト相がオーと考えられる．以上の観察結果から，ステンレス鋳

ステナイト相地に広く分布し，個別のフェライト相鋼の SCC 進展速度は，亀裂進展方向とフェライトの幅は１ミクロン以下の細いものが多い．また，デ相の分布状況の違いにより，ステンレス鋼溶接金属ンドライト組織の方向は，溶接時の冷却方向に向に比べて遅くなったと考えられる．

かって成長するので，フェライト相の長手方向も，ただし，標準（DO）水質においては，ステンレ同一方向に揃う傾向がある．一方で，ステンレス鋳ス鋳鋼とステンレス鋼溶接金属の SCC 進展速度の鋼のフェライト相は，一般にアイランド（島）状と差が明瞭ではないので，各々 SCC 進展経路と，腐形容され，その太さは数ミクロンあり，アイランド食反応などの関係を明確にしていくことにより，水状に分布する形態を示す．遠心鋳造法で製作した場質の影響について更なる検討が望まれる．

合，配管の外面から内面に向かって冷却されるので，第１隔離弁の外側の温度は，主配管の温度より低柱状晶組織は，板厚方向に揃う傾向にある．ただし，

い温度であることが想定される．本研究結果から，その内部に存在するフェライト相の長手方向は比較

320℃から 290℃の温度範囲では低温側で SCC 進展的ランダムな方向で分布する傾向がある．

速度が遅くなる傾向が得られ，低温側では SCC 進

ステンレス鋼溶接金属では，図５に示した SCC展速度が遅くなることが予想される．一方で，鋭敏亀裂の断面観察結果おいても，亀裂の方向とデンド化ステンレス鋼の IGSCC 感受性は 250℃でピークをライト方向がおおむね一致していた．これは言い換

示すことが報告されている（a）2900B（DO）水質条件
図９（12）

ので，実態に応じた（b）標準（DO）水質（17）316L 溶接金属の高温腐食挙動に及ぼす水質の影響（表面皮膜，表面観察（上）と断面観察（下））INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑7

温度や水質での SCC 挙動の更なる検証が必要である．また，長時間の熱時効を考慮した SCC 挙動の把握なども望まれる．

5. まとめステンレス鋼溶接金属（316L，308L）とステンレス鋳鋼（10%CW SCS14A）の酸素添加高温水中の SCC 進展挙動を，320℃と 290℃の 2900B（DO）

6. 謝

143

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，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します．

7. 参考文献

水質条件で調べるとともに，既報告の標準（DO）（1） 経済産業省 原子力安全・保安院 ,「炉心シュ水 質（500ppmB ＋ 2ppmLi） の 結 果 と 比 較 し て，ラウドおよび原子炉再循環系配管の健全性評

水質の影響について調べた．その結果は以下のとお価について−検討結果の整理−」，経済産業りである．

省白書・報告書，（2004）．
（2） J. R. Hixon, J. H. Kim, R. G. Ballinger, 13th

（1）316L，308L 溶 接 金 属 及 び ス テ ン レ ス 鋳 鋼International Conference on Environmental（10%CW SCS14A） は，320 ℃ の 2900B（DO）

Degradation of Materials in Nuclear Power

水質条件で，有意な SCC 進展を示した．316L，Systems, Whistler, British Columbia, August

308L 溶接金属の SCC 進展速度は，320℃に比べ19 - 23,（2007）．て 290℃で SCC 進展速度が遅くなった．
（2）316L，308L 溶接金属では，320℃の 2900B（DO）
水質条件で，標準（DO）水質に比べて，SCC進展速度が速い傾向が得られた．ステンレス鋳鋼（10%CW SCS14A）でも類似の傾向である
ものの，明瞭な差ではなかった．
（3）316L，308L 溶接金属の SCC 進展経路は，主としてデンドライト境界（inter-dendrite, ID）を（3） J. H. Kim, R. G. Ballinger, P. W. Stahle,
Corrosion/2008, Paper No.08600.
（4） J. H. Kim, R. G. Ballinger, CORROSION,Vol.64, No.8,（2008）．
（5） T. Lucas, R.G. Ballinger H. Hanninen and T.
Saukkonen, 15th International Conference
on Environmental Degradation of Materials
in Nuclear Power Systems.

進展した．ステンレス鋳鋼の SCC 進展経路は，（6） R. Ishibashi, T. Kato, J. Kuniya, H. Fujimori,

主としてオーステナイト相粒内とフェライト相

Y. Kitsunai T. Karasuma and M. Kodama,/ オーステナイト相の相境界を進展し，フェラProc. of the 52nd Japan Conf. on Materials

イト相の粒内割れは観察されなかった．これら

and Environments,（2005）, B-208.の SCC 進展経路は，標準（DO）水質の SCC 進（7） H. Abe, K. Shimizu and Y. Watanabe, Proc.

展経路と同じで，SCC 進展経路に水質の影響

of the 53rd Japan Conf. on Materials andは観察されなかった．

Environments,（2006）, D-204.

（4）316L，308L 溶接金属の方が，ステンレス鋳鋼（10%CW SCS14A）よりも SCC 進展が速い傾（8） K. Kumagai, S. Suzuki and K. Asano,Fontevraud 6,（2006）．

向が認められた．この要因は，ステンレス鋼溶（9） Y. Maruno, J. Kaneda, R. Obata, M. Koshiishi,

接金属では，SCC 進展方向と，フェライト相

M. Ando and K. Nakata, Proceedings of/ オーステナイト相の相境界の長手方向との向

JSCE Materials and Environments,（2009）

きが一致するため速くなる傾向があると考察し

A-201

た．

（10） W.J. Singley, and I.H. Welinsky, Proceedings（5）2900B（DO）水質条件の高温腐食の方が，標of the Power Conference, XXI, p.748（1959）．

準（DO）水質よりもより腐食する傾向が観察（11） Ph. Berge, F. de Keroulas, J.M. Gras, D. Noel

され，両環境で高温腐食挙動に差異が生じるand M. da Cunha Belo,, 4th International

ことを確認した．この高温腐食挙動の差異が，Conference on Environment Degradation of

SCC 進展速度に影響したものと推定される．

Materials in Nuclear Power Systems-Water

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑7

144Reactors, Jekyl Island, USA（1989）．
（12） 有 岡 孝 司， 山 田 卓 陽， 寺 地 巧， 福 村 卓 也，
INSS MONOGRAPHS No.5（2012）．
（13） G. O. Ilevbare, F. Cattant and N. K. Peat,
Fontevraud 7, A115 T03,（2010）．
（14） F r a n c o i s C a t t a n t , H A N D B O O K
DESTRUCTIVE ASSAYS, EDF and MAI（2014）．
（15） K. Arioka, M. Hourai, S. Okamoto and K.
Onimura, Corrosion'83, Paper 135, NACE,
USA（1983）．
（16） 有岡 孝司，学位論文（東北大学）（1990）．
（17） T. Yamada, T. Terachi, T. Miyamoto andK. Arioka, Proc. of Nuclear Plant ChemistryConf. 2010, Quebec, Canada,（2010）．
（18） T. Yamada, T. Terachi, M. Okamoto and K.
Arioka, T04, 000099, Fontevraud 9,（2018）．