軽水炉プラント停止期間中における Ni 基合金溶接金属の SCC 亀裂進展可能性評価
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カテゴリ: 第13回
1.緒言
通常,軽水炉プラントのSCC亀裂進展評価では,定格 運転中の進展のみを考慮しており,プラント停止期間中の進展は無視できると想定している。この想定は,主に 1970年代に実施されたステンレス鋼配管を対象とした広範な調査[1~4]に基づくと考えられるが,軽水炉設備で広く用いられているニッケル基合金溶接金属については, 低温領域におけるSCC感受性を評価したデータは少ない。そこで,本研究では,プラント停止中のSCC亀裂進展が機器の健全性に及ぼす影響を適切に評価することを目的として,冷温停止状態の温度領域で,Ni基合金溶接金属に有意なSCC亀裂進展が生じるか否かを実験的に検証した。
2. 試験方針
低温領域でのSCC感受性を評価する上では,当該温度 領域で限られた数のSCC亀裂進展速度データを取得する だけでは必ずしも十分でない。 そこで,本研究では,広範な温度領域(40~288°C)で SCC 亀裂進展速度の温度依存性を評価し,その全体傾向 から,低温状態での進展感受性を評価することとした。 また,保守的な結論を迅速に取得することを目的として, 不純物(硫酸)添加や,高めの応力拡大係数付与により, SCC亀裂進展の加速を図った。 3. 試験条件・手順 供試材には,比較的 SCC 感受性の高い 2 種類の Ni 基 溶接金属(JIS DNiCrFe-3(182合金),DNiCrFe-1J(132合金)) から採取したCT 試験片を用いた。試験体の寸法上の制約 から,182合金については,試験片の亀裂進展方向がデン ドライト成長方向に対して平行となるように,132合金に ついては,亀裂進展方向がデンドライト成長方向に対し て直交する方向に試験片を採取した(Fig.1)。 連絡先:酒井 裕介,〒230-8510 神奈川県横浜市鶴見 区江ヶ崎町4番1号,東京電力ホールディングス株式 会社 経営技術戦略研究所 技術開発部 構造材料 技術G,電話:045-394-6449 E-mail: sakai.yusuke@tepco.co.jp Fig.1 Orientation of CT specimen of alloys 182 and 132 - 223 - 大気中で疲労予亀裂を導入した後,2個のCT 試験片を 直列に試験装置に設置し,溶存酸素2ppm,硫酸イオン濃 度30ppb条件で試験を実施した(Fig.2)。 割れ様相を疲労モードからSCCモードに緩やかに移行 させるため,応力比を0.7に固定しながら,負荷周波数を 0.1から0.001Hz まで段階的に低減させ,その後,9000秒 保持の台形波荷重を付与した。 その後の定荷重試験により定常な亀裂進展が得られた 時点で,温度以外の試験条件を一定に保ったまま,ステ ップ状に温度を変化させ,温度変化前後での亀裂進展速 度変化を評価した。 亀裂が「定常進展」になったとする判断基準は,下記 いずれかの期間,亀裂進展速度がほぼ一定であることと した。 (1) 保持時間が200時間以上,または (2) 亀裂進展量が200μm以上 Fig.2 Two CT specimens and coupon in the autoclave 4.試験結果 4.1 温度降下過程での亀裂挙動 288°Cで試験を開始し,段階的に温度を降下させながら 亀裂挙動を観察した。132合金,182合金の試験結果をそ れぞれ,Fig.3,4に示す。 いずれの試験でも,温度を降下させるたびに,有意な 亀裂の減速が確認された。試験温度 40°Cでは,亀裂はほ ぼ停留したが(Fig.3),100°C及び70°Cでは,有意な進展 が200時間以上継続した(Fig.3,4)。 - 224 - 1900/01/12 12:00:00300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 Time (hour) 5001900/01/12 9:36:00288 oC 13.31900/01/12 4:48:00s /mm7 -E7.5) h505-573(1.9E-7 mm/s 100 oC 4.0E-9 mm/s (874-1074h) (540-740h) 40 oC 50k078: Alloy 132 0.5TCT Perpendicular to dendrite 30ppb 2 ppm SODO 42- Crack Depth 1900/01/12 2:24:001001900/01/121900/01/11 21:36:00Temperature 1900/01/11 19:12:00Stress Intensity Factor 1900/01/11 16:48:001900/01/11 14:24:0012.5 10Fig.3 The crack behavior in alloy 132(k078,0.5TCT) 27.0 500 26.8288 oC 26.610025.4101.5E-7 mm/s (1195-1400h) 2.1E-8 mm/s (1405-1630h) ) mm(26.4 7.7E-7 mm/s (1055-1185h) h tgneLk carCCrack Depth 26.2 100 oC Temperature 70 oC 50 Stress Intensity Factor k079: Alloy 182 1TCT Parallel to dendrite 30ppb SO42- 2 ppm DO 900 1000 1100 1200 1300 1400 1500 1600 1700 ) Co(erutarepmeT, )m26.0 25.825.6Time (hour) Fig.4 The crack behavior in alloy 182(k079,1.0TCT) 4.2 100°C条件下での亀裂進展の妥当性評価 前節の結果では,100°C以下においても,有意な亀裂進 展が継続したが,この試験では,温度降下前の条件 (288°C)における何らかの影響が残存していた可能性も 否定できない。そこで,別の 132 合金試験片を用い,試 験開始当初から試験温度100°Cで,亀裂進展速度評価を実 施した。その結果をFig. 5,6に示す。 Fig. 5より,試験温度100°C,定荷重下での,亀裂進展 速度(6.8E-8 mm/s)と,Fig.3における試験温度288°Cか ら降下した直後の亀裂進展速度(1.9E-7 mm/s)との差異 は通常のバラつきでも想定される範囲内であり,温度降 下前の高温(288°C)条件による有意な残存影響は認めら れなかった。 一方,直列で同時に試験を行った他方の試験片では, Fig.6 より,有意な進展が認められず,100°C条件では, SCC感受性が低いことを示唆している。 12.751000 1100 1200 1300 1400 Time (hour) 50012.73Crack Depth 5013.21100 1300 1500 1700 1900 2100 2300 2500 Time (hour) 50013.15012.71200 oC 12.6912.67100 oC Temperature 10012.656.8E-8 mm/s (1190-1400h) Stress Intensity Factor k083: Alloy 132 0.5TCT Perpendicular to dendrite 30ppb 2 ppm SODO 42- 12.55 10Fig. 5 The crack behavior in alloy 132 (k083,0.5TCT) 100 12.3101900/01/12200 oC Temperature 1900/01/11 21:36:00100 oC 70 oC Stress Intensity Factor k083: Alloy 132 0.5TCT Perpendicular to dendrite 30ppb 2 ppm 12.8 Crack Depth 10012.7SODO 42- 12.2 10Fig.7 The crack behavior in alloy 132(k083,0.5TCT) 100 12.21012.6312.612.6112.512.5912.412.5712.312.501000 1100 1200 1300 1400 50012.48k084: Alloy 132 0.5TCT Perpendicular to dendrite 12.4630ppb 2 ppm SODO 42- ) mm(h tpeDk carC50 Fig.6 The crack behavior in alloy 132(k084,0.5TCT) 4.3 温度上昇過程での亀裂挙動(132 合金) 前節4.1の結果より,試験温度が降下する過程では,亀 裂進展速度が低下する結果を得た。一方,試験温度が上 昇する過程において,亀裂が逆に加速するか否かを評価 した。その結果をFig.7,8に示す。 試験温度を100°Cから200°Cへ上昇させた際に,一方の 試験片の亀裂進展速度は,Fig.8 に示す通り,顕著に上昇 (約 100 倍に加速)したのに対し,直列で試験を行った 他方の試験片では,Fig.7 より,約 1/2 に低下した。つま り,100°Cから 200°Cへの温度上昇過程において,同一条 件で試験を行った2個の試験片(k083,k084)は真逆の 挙動を示した。しかしながら,k083 の亀裂は 100°Cから 200°Cへの温度上昇から,500 時間以上経過した後に再度 加速し,その後の定常進展速度は,他方の試験片k084の 進展速度と概ね一致した。(k083 : 1.3E-8 mm/s,k084 : 2.7E-8 mm/s) ) Co(e rutarepmeT, Time (hour) 13200 oC Temperature 100 oC 70 oC Stress Intensity Factor k084: Alloy 132 0.5TCT Perpendicular to dendrite 30ppb 2 ppm SODO 42- Fig.8 The crack behavior in alloy 132(k084,0.5TCT) 4.4温度上昇過程での亀裂挙動(182 合金) 前節4.3の結果より,132合金の試験では,試験温度が 上昇したにも関わらず,亀裂進展速度は一時低下した。 この結果の再現性を確認するために 182 合金試験片を用 いて,試験温度150°Cから200°Cへ温度上昇させた時の亀 裂進展挙動を評価した。その結果をFig.9,10に示す。 Fig.9,10より150°Cから200°Cへの温度上昇直後におい ても,試験片k081,k082の亀裂は一度減速し,その後400 ~500時間で再度加速した。これは132合金試験片の片方 (k083)が示した亀裂挙動と一致しており,ある程度の 再現性があるものと判断された。 上記の亀裂挙動の原因として,亀裂先端の応力再配分 の影響が考えられる。つまり,Fig.11のように,温度上昇 時は,材料の降伏応力が低下するため,亀裂先端の塑性 域が拡大し,応力再配分が生じるが,温度降下時は,降 伏応力が上昇するため,応力再配分は生じない。亀裂先 端の塑性域内部での応力再配分が亀裂の減速に寄与して いたとすると,亀裂先端が拡大した塑性域を超えて進展 した後は,その影響が消失し,数百時間後に亀裂が再度 加速したことも説明され得る。ただし,明確な結論を導 くには,今後さらに知見・データを拡充する必要がある。 - 225 - 13.212.9 1100 1300 1500 1700 1900 2100 2300 2500 Time (hour) 1901/05/141900/01/12 2:24:00200 oC 1900/01/11 10:33:361900/01/11 10:04:48Temperature 100 oC 50 Stress Intensity Factor 3.6E-9 mm/s (1190-1400h) 1900/01/11 19:12:001900/01/11 9:36:001900/01/11 16:48:00Crack Depth 1900/01/11 9:07:121900/01/11 14:24:0012.3612.512.3412.4 Crack Depth 12.32 12.30.00001Applicable Kmax according to ASTM E399 /w σf ) s/mm(t d/ad1.0E-6 A132 A182 A182 (0.5T) (1.0T) (0.5T) 288oC 200oC 150oC 100oC 70oC 0.5TCT@25 oC ?1TCT@ 25oC ? ? ? ?e taRh tworGk carC1.0E-7 1.0E-8 40oC ? ?288oC 200oC 150oC 100oC 70oC 40oC10 30 70 100 Stress Intensity Factor, K (MPa√m) Fig.12 Comparison with Japanese SCC disposition curve 4.6活性化エネルギーの温度依存性 Fig.13 には亀裂進展速度のアレニウスプロットを示す。 同図より,亀裂進展速度は温度と共に明確に低下する傾 向が確認できる。負荷K値の異なるデータを同時にプロ ットしているため,バラつきは大きいが,同一の試験片 から採取したデータ同士を結ぶ図中の直線は,概ね互い に平行になっており,単一の試験片から複数の温度条件 での進展速度データを取得することで,バラつきの中か ら温度依存性を十分評価可能であると判断される。 0.000000001JSME Curve (ECP>-100mVshe) 0.000000001500.0000011.5 2 2.5 3 3.5 Inverse Temperature, 1000/T (K-1) 32mm/y Alloy 132 (0.5TCT) Alloy 182 (1.0TCT) Alloy 182 (0.5TCT) C o051Fig.13 Arrhenius Plot of Crack Growth Rate Fig.13の縦破線で区切られた温度領域(40~70°C,70~ 100°C,100~150°C,150~200°C,200~288°C)における それぞれの直線の傾きから求めた活性化エネルギーを Fig.14に示す。 同図より,活性化エネルギーは試験温度100°C付近を境 に顕著な差異を示すことが確認できる。本研究では,直 流電位差法により亀裂長さを測定し,亀裂進展速度を算 出しているが,Fig.14に見られる活性化エネルギーに顕著 - 226 - 0.00000013.2mm/y 0.000000010.32mm/y C o882C o002C o00115.4500 15.2 200 oC Temperature 15150 oC 14.8Crack Depth 2.0E-7 mm/s 100(2000-2400h) 2.2E-7 mm/s 14.6 (1060-1410h) 5014.4 1000 1200 1400 1600 1800 2000 2200 2400 Time (hour) C o07C o04h 8501C o520.03mm/y Stress Intensity Factor 14.2@d aoLtsnoCk081: Alloy 182 0.5TCT Parallel to dendrite 30ppb 2 ppm SODO 42- 14.0 10Fig.9 The crack behavior in alloy 182(k081,0.5TCT) 15.4500 15.2200 oC 150 oC ) mm(100 h tpeDk carC5014.0 101000 1200 1400 1600 1800 2000 2200 2400 Fig.10 The crack behavior in alloy 182(k082,0.5TCT) ) Co(e rutarepmeT, Time (hour) Temperature 152.5E-7 mm/s (2000-2400h) 14.81.9E-7 mm/s (1060-1410h) Crack Depth 14.6Stress Intensity Factor 14.4h 8501@d aoLtsnoCk082: Alloy 182 0.5TCT 14.2 Parallel to dendrite 30ppb 2 ppm SODO 42- Fig.11 Stress re-distribution at the crack tip due to the temperature change 4.5維持規格のSCC 亀裂進展速度線図との比較 Fig.12に,本試験の結果を維持規格[5]のSCC亀裂進展 速度線図(Ni基合金溶接金属,BWR NWC環境)と併せて プロットした。試験温度低下に伴い,亀裂進展速度は顕 著に低下する傾向が確認された。また,試験温度 40°C時 の亀裂進展速度は,試験温度 288°C時の亀裂進展速度の 1/100 程度であった。軽水炉プラントが40~100°Cの温度 条件にさらされる期間は,プラント停止に伴う過渡状態 のみの短期間であることを考慮すると,当該温度領域の SCC 亀裂進展速度は無視できるほど小さいと判断された。 な差異が認められることから,電位差法信号の上昇が, 亀裂進展とは異なるメカニズムにより生じている可能性 も考えられる。具体的には,亀裂面の酸化被膜厚さの変 化による亀裂面同士の接触の減少等が考えられるが,メ カニズム解明に向けたデータ拡充が今後の課題である。 Fig.14 Temperature range for the Q calculation 5.結言 1)試験温度 40°C~288°Cの領域で,Ni 基合金溶接金 属の亀裂進展速度は温度降下に伴って単調に低下 し,試験温度40°Cでは,BWR通常運転温度の1/100 程度となる。したがって,軽水炉プラントの冷温 停止状態におけるSCC亀裂進展がプラントの健全 性に与えるリスクは無視できるほど低いと判断さ れる。 2) 活性化エネルギーは試験温度100°C付近を境に顕 著な差異を示しており,本研究の低温領域(<100°C) で得られた進展速度は,SCC 亀裂進展に起因する ものではない可能性も考えられる。 参考文献 [1] U.S. Nuclear Regulatory Commission, “Investigation and Evaluation of Cracking in Austenitic Stainless Steel Piping of Boiling Water Reactor Plant”, NUREG-75/067, 1975. [2] U.S. Nuclear Regulatory Commission, “Investigation and Evaluation of Stress Corrosion Cracking in Piping of Light Water Reactor Plants”, NUREG-0531, 1979. [3] U.S. Nuclear Regulatory Commission, “Report of the - 227 - U.S. Nuclear Regulatory Commission Piping Review Committee”, NUREG-1061 Volume 1, 1984. [4] U.S. Nuclear Regulatory Commission, “Technical Report on Material Selection and Process Guidelines for BWR Coolant Pressure Boundary Piping”, NUREG-0313, Rev. 2, 1988. [5] “発電用原子力設備規格 維持規格(2008 年版)”, 社団法人日本機械学会,解説 3-2-229(2008)“ “軽水炉プラント停止期間中における Ni 基合金溶接金属の SCC 亀裂進展可能性評価“ “酒井 裕介,Yusuke SAKAI,熊谷 克彦,Katsuhiko KUMAGAI,深谷 祐一,Yuichi FUKAYA,神長 貴幸,Takayuki KAMINAGA
通常,軽水炉プラントのSCC亀裂進展評価では,定格 運転中の進展のみを考慮しており,プラント停止期間中の進展は無視できると想定している。この想定は,主に 1970年代に実施されたステンレス鋼配管を対象とした広範な調査[1~4]に基づくと考えられるが,軽水炉設備で広く用いられているニッケル基合金溶接金属については, 低温領域におけるSCC感受性を評価したデータは少ない。そこで,本研究では,プラント停止中のSCC亀裂進展が機器の健全性に及ぼす影響を適切に評価することを目的として,冷温停止状態の温度領域で,Ni基合金溶接金属に有意なSCC亀裂進展が生じるか否かを実験的に検証した。
2. 試験方針
低温領域でのSCC感受性を評価する上では,当該温度 領域で限られた数のSCC亀裂進展速度データを取得する だけでは必ずしも十分でない。 そこで,本研究では,広範な温度領域(40~288°C)で SCC 亀裂進展速度の温度依存性を評価し,その全体傾向 から,低温状態での進展感受性を評価することとした。 また,保守的な結論を迅速に取得することを目的として, 不純物(硫酸)添加や,高めの応力拡大係数付与により, SCC亀裂進展の加速を図った。 3. 試験条件・手順 供試材には,比較的 SCC 感受性の高い 2 種類の Ni 基 溶接金属(JIS DNiCrFe-3(182合金),DNiCrFe-1J(132合金)) から採取したCT 試験片を用いた。試験体の寸法上の制約 から,182合金については,試験片の亀裂進展方向がデン ドライト成長方向に対して平行となるように,132合金に ついては,亀裂進展方向がデンドライト成長方向に対し て直交する方向に試験片を採取した(Fig.1)。 連絡先:酒井 裕介,〒230-8510 神奈川県横浜市鶴見 区江ヶ崎町4番1号,東京電力ホールディングス株式 会社 経営技術戦略研究所 技術開発部 構造材料 技術G,電話:045-394-6449 E-mail: sakai.yusuke@tepco.co.jp Fig.1 Orientation of CT specimen of alloys 182 and 132 - 223 - 大気中で疲労予亀裂を導入した後,2個のCT 試験片を 直列に試験装置に設置し,溶存酸素2ppm,硫酸イオン濃 度30ppb条件で試験を実施した(Fig.2)。 割れ様相を疲労モードからSCCモードに緩やかに移行 させるため,応力比を0.7に固定しながら,負荷周波数を 0.1から0.001Hz まで段階的に低減させ,その後,9000秒 保持の台形波荷重を付与した。 その後の定荷重試験により定常な亀裂進展が得られた 時点で,温度以外の試験条件を一定に保ったまま,ステ ップ状に温度を変化させ,温度変化前後での亀裂進展速 度変化を評価した。 亀裂が「定常進展」になったとする判断基準は,下記 いずれかの期間,亀裂進展速度がほぼ一定であることと した。 (1) 保持時間が200時間以上,または (2) 亀裂進展量が200μm以上 Fig.2 Two CT specimens and coupon in the autoclave 4.試験結果 4.1 温度降下過程での亀裂挙動 288°Cで試験を開始し,段階的に温度を降下させながら 亀裂挙動を観察した。132合金,182合金の試験結果をそ れぞれ,Fig.3,4に示す。 いずれの試験でも,温度を降下させるたびに,有意な 亀裂の減速が確認された。試験温度 40°Cでは,亀裂はほ ぼ停留したが(Fig.3),100°C及び70°Cでは,有意な進展 が200時間以上継続した(Fig.3,4)。 - 224 - 1900/01/12 12:00:00300 400 500 600 700 800 900 1000 1100 1200 Time (hour) 5001900/01/12 9:36:00288 oC 13.31900/01/12 4:48:00s /mm7 -E7.5) h505-573(1.9E-7 mm/s 100 oC 4.0E-9 mm/s (874-1074h) (540-740h) 40 oC 50k078: Alloy 132 0.5TCT Perpendicular to dendrite 30ppb 2 ppm SODO 42- Crack Depth 1900/01/12 2:24:001001900/01/121900/01/11 21:36:00Temperature 1900/01/11 19:12:00Stress Intensity Factor 1900/01/11 16:48:001900/01/11 14:24:0012.5 10Fig.3 The crack behavior in alloy 132(k078,0.5TCT) 27.0 500 26.8288 oC 26.610025.4101.5E-7 mm/s (1195-1400h) 2.1E-8 mm/s (1405-1630h) ) mm(26.4 7.7E-7 mm/s (1055-1185h) h tgneLk carCCrack Depth 26.2 100 oC Temperature 70 oC 50 Stress Intensity Factor k079: Alloy 182 1TCT Parallel to dendrite 30ppb SO42- 2 ppm DO 900 1000 1100 1200 1300 1400 1500 1600 1700 ) Co(erutarepmeT, )m26.0 25.825.6Time (hour) Fig.4 The crack behavior in alloy 182(k079,1.0TCT) 4.2 100°C条件下での亀裂進展の妥当性評価 前節の結果では,100°C以下においても,有意な亀裂進 展が継続したが,この試験では,温度降下前の条件 (288°C)における何らかの影響が残存していた可能性も 否定できない。そこで,別の 132 合金試験片を用い,試 験開始当初から試験温度100°Cで,亀裂進展速度評価を実 施した。その結果をFig. 5,6に示す。 Fig. 5より,試験温度100°C,定荷重下での,亀裂進展 速度(6.8E-8 mm/s)と,Fig.3における試験温度288°Cか ら降下した直後の亀裂進展速度(1.9E-7 mm/s)との差異 は通常のバラつきでも想定される範囲内であり,温度降 下前の高温(288°C)条件による有意な残存影響は認めら れなかった。 一方,直列で同時に試験を行った他方の試験片では, Fig.6 より,有意な進展が認められず,100°C条件では, SCC感受性が低いことを示唆している。 12.751000 1100 1200 1300 1400 Time (hour) 50012.73Crack Depth 5013.21100 1300 1500 1700 1900 2100 2300 2500 Time (hour) 50013.15012.71200 oC 12.6912.67100 oC Temperature 10012.656.8E-8 mm/s (1190-1400h) Stress Intensity Factor k083: Alloy 132 0.5TCT Perpendicular to dendrite 30ppb 2 ppm SODO 42- 12.55 10Fig. 5 The crack behavior in alloy 132 (k083,0.5TCT) 100 12.3101900/01/12200 oC Temperature 1900/01/11 21:36:00100 oC 70 oC Stress Intensity Factor k083: Alloy 132 0.5TCT Perpendicular to dendrite 30ppb 2 ppm 12.8 Crack Depth 10012.7SODO 42- 12.2 10Fig.7 The crack behavior in alloy 132(k083,0.5TCT) 100 12.21012.6312.612.6112.512.5912.412.5712.312.501000 1100 1200 1300 1400 50012.48k084: Alloy 132 0.5TCT Perpendicular to dendrite 12.4630ppb 2 ppm SODO 42- ) mm(h tpeDk carC50 Fig.6 The crack behavior in alloy 132(k084,0.5TCT) 4.3 温度上昇過程での亀裂挙動(132 合金) 前節4.1の結果より,試験温度が降下する過程では,亀 裂進展速度が低下する結果を得た。一方,試験温度が上 昇する過程において,亀裂が逆に加速するか否かを評価 した。その結果をFig.7,8に示す。 試験温度を100°Cから200°Cへ上昇させた際に,一方の 試験片の亀裂進展速度は,Fig.8 に示す通り,顕著に上昇 (約 100 倍に加速)したのに対し,直列で試験を行った 他方の試験片では,Fig.7 より,約 1/2 に低下した。つま り,100°Cから 200°Cへの温度上昇過程において,同一条 件で試験を行った2個の試験片(k083,k084)は真逆の 挙動を示した。しかしながら,k083 の亀裂は 100°Cから 200°Cへの温度上昇から,500 時間以上経過した後に再度 加速し,その後の定常進展速度は,他方の試験片k084の 進展速度と概ね一致した。(k083 : 1.3E-8 mm/s,k084 : 2.7E-8 mm/s) ) Co(e rutarepmeT, Time (hour) 13200 oC Temperature 100 oC 70 oC Stress Intensity Factor k084: Alloy 132 0.5TCT Perpendicular to dendrite 30ppb 2 ppm SODO 42- Fig.8 The crack behavior in alloy 132(k084,0.5TCT) 4.4温度上昇過程での亀裂挙動(182 合金) 前節4.3の結果より,132合金の試験では,試験温度が 上昇したにも関わらず,亀裂進展速度は一時低下した。 この結果の再現性を確認するために 182 合金試験片を用 いて,試験温度150°Cから200°Cへ温度上昇させた時の亀 裂進展挙動を評価した。その結果をFig.9,10に示す。 Fig.9,10より150°Cから200°Cへの温度上昇直後におい ても,試験片k081,k082の亀裂は一度減速し,その後400 ~500時間で再度加速した。これは132合金試験片の片方 (k083)が示した亀裂挙動と一致しており,ある程度の 再現性があるものと判断された。 上記の亀裂挙動の原因として,亀裂先端の応力再配分 の影響が考えられる。つまり,Fig.11のように,温度上昇 時は,材料の降伏応力が低下するため,亀裂先端の塑性 域が拡大し,応力再配分が生じるが,温度降下時は,降 伏応力が上昇するため,応力再配分は生じない。亀裂先 端の塑性域内部での応力再配分が亀裂の減速に寄与して いたとすると,亀裂先端が拡大した塑性域を超えて進展 した後は,その影響が消失し,数百時間後に亀裂が再度 加速したことも説明され得る。ただし,明確な結論を導 くには,今後さらに知見・データを拡充する必要がある。 - 225 - 13.212.9 1100 1300 1500 1700 1900 2100 2300 2500 Time (hour) 1901/05/141900/01/12 2:24:00200 oC 1900/01/11 10:33:361900/01/11 10:04:48Temperature 100 oC 50 Stress Intensity Factor 3.6E-9 mm/s (1190-1400h) 1900/01/11 19:12:001900/01/11 9:36:001900/01/11 16:48:00Crack Depth 1900/01/11 9:07:121900/01/11 14:24:0012.3612.512.3412.4 Crack Depth 12.32 12.30.00001Applicable Kmax according to ASTM E399 /w σf ) s/mm(t d/ad1.0E-6 A132 A182 A182 (0.5T) (1.0T) (0.5T) 288oC 200oC 150oC 100oC 70oC 0.5TCT@25 oC ?1TCT@ 25oC ? ? ? ?e taRh tworGk carC1.0E-7 1.0E-8 40oC ? ?288oC 200oC 150oC 100oC 70oC 40oC10 30 70 100 Stress Intensity Factor, K (MPa√m) Fig.12 Comparison with Japanese SCC disposition curve 4.6活性化エネルギーの温度依存性 Fig.13 には亀裂進展速度のアレニウスプロットを示す。 同図より,亀裂進展速度は温度と共に明確に低下する傾 向が確認できる。負荷K値の異なるデータを同時にプロ ットしているため,バラつきは大きいが,同一の試験片 から採取したデータ同士を結ぶ図中の直線は,概ね互い に平行になっており,単一の試験片から複数の温度条件 での進展速度データを取得することで,バラつきの中か ら温度依存性を十分評価可能であると判断される。 0.000000001JSME Curve (ECP>-100mVshe) 0.000000001500.0000011.5 2 2.5 3 3.5 Inverse Temperature, 1000/T (K-1) 32mm/y Alloy 132 (0.5TCT) Alloy 182 (1.0TCT) Alloy 182 (0.5TCT) C o051Fig.13 Arrhenius Plot of Crack Growth Rate Fig.13の縦破線で区切られた温度領域(40~70°C,70~ 100°C,100~150°C,150~200°C,200~288°C)における それぞれの直線の傾きから求めた活性化エネルギーを Fig.14に示す。 同図より,活性化エネルギーは試験温度100°C付近を境 に顕著な差異を示すことが確認できる。本研究では,直 流電位差法により亀裂長さを測定し,亀裂進展速度を算 出しているが,Fig.14に見られる活性化エネルギーに顕著 - 226 - 0.00000013.2mm/y 0.000000010.32mm/y C o882C o002C o00115.4500 15.2 200 oC Temperature 15150 oC 14.8Crack Depth 2.0E-7 mm/s 100(2000-2400h) 2.2E-7 mm/s 14.6 (1060-1410h) 5014.4 1000 1200 1400 1600 1800 2000 2200 2400 Time (hour) C o07C o04h 8501C o520.03mm/y Stress Intensity Factor 14.2@d aoLtsnoCk081: Alloy 182 0.5TCT Parallel to dendrite 30ppb 2 ppm SODO 42- 14.0 10Fig.9 The crack behavior in alloy 182(k081,0.5TCT) 15.4500 15.2200 oC 150 oC ) mm(100 h tpeDk carC5014.0 101000 1200 1400 1600 1800 2000 2200 2400 Fig.10 The crack behavior in alloy 182(k082,0.5TCT) ) Co(e rutarepmeT, Time (hour) Temperature 152.5E-7 mm/s (2000-2400h) 14.81.9E-7 mm/s (1060-1410h) Crack Depth 14.6Stress Intensity Factor 14.4h 8501@d aoLtsnoCk082: Alloy 182 0.5TCT 14.2 Parallel to dendrite 30ppb 2 ppm SODO 42- Fig.11 Stress re-distribution at the crack tip due to the temperature change 4.5維持規格のSCC 亀裂進展速度線図との比較 Fig.12に,本試験の結果を維持規格[5]のSCC亀裂進展 速度線図(Ni基合金溶接金属,BWR NWC環境)と併せて プロットした。試験温度低下に伴い,亀裂進展速度は顕 著に低下する傾向が確認された。また,試験温度 40°C時 の亀裂進展速度は,試験温度 288°C時の亀裂進展速度の 1/100 程度であった。軽水炉プラントが40~100°Cの温度 条件にさらされる期間は,プラント停止に伴う過渡状態 のみの短期間であることを考慮すると,当該温度領域の SCC 亀裂進展速度は無視できるほど小さいと判断された。 な差異が認められることから,電位差法信号の上昇が, 亀裂進展とは異なるメカニズムにより生じている可能性 も考えられる。具体的には,亀裂面の酸化被膜厚さの変 化による亀裂面同士の接触の減少等が考えられるが,メ カニズム解明に向けたデータ拡充が今後の課題である。 Fig.14 Temperature range for the Q calculation 5.結言 1)試験温度 40°C~288°Cの領域で,Ni 基合金溶接金 属の亀裂進展速度は温度降下に伴って単調に低下 し,試験温度40°Cでは,BWR通常運転温度の1/100 程度となる。したがって,軽水炉プラントの冷温 停止状態におけるSCC亀裂進展がプラントの健全 性に与えるリスクは無視できるほど低いと判断さ れる。 2) 活性化エネルギーは試験温度100°C付近を境に顕 著な差異を示しており,本研究の低温領域(<100°C) で得られた進展速度は,SCC 亀裂進展に起因する ものではない可能性も考えられる。 参考文献 [1] U.S. Nuclear Regulatory Commission, “Investigation and Evaluation of Cracking in Austenitic Stainless Steel Piping of Boiling Water Reactor Plant”, NUREG-75/067, 1975. [2] U.S. Nuclear Regulatory Commission, “Investigation and Evaluation of Stress Corrosion Cracking in Piping of Light Water Reactor Plants”, NUREG-0531, 1979. [3] U.S. Nuclear Regulatory Commission, “Report of the - 227 - U.S. Nuclear Regulatory Commission Piping Review Committee”, NUREG-1061 Volume 1, 1984. [4] U.S. Nuclear Regulatory Commission, “Technical Report on Material Selection and Process Guidelines for BWR Coolant Pressure Boundary Piping”, NUREG-0313, Rev. 2, 1988. [5] “発電用原子力設備規格 維持規格(2008 年版)”, 社団法人日本機械学会,解説 3-2-229(2008)“ “軽水炉プラント停止期間中における Ni 基合金溶接金属の SCC 亀裂進展可能性評価“ “酒井 裕介,Yusuke SAKAI,熊谷 克彦,Katsuhiko KUMAGAI,深谷 祐一,Yuichi FUKAYA,神長 貴幸,Takayuki KAMINAGA