中性子残留応力測定法を用いた実機経年化溶接継手および補修溶接継手の健全性評価に関する基礎的検討
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カテゴリ: 第5回
1. 緒言
高速増殖炉(以下、FBR)の実用化に向けて、経 済性向上の一方策として、プラントを長寿命化しト ータルコストを低減することが検討されている。そ のため、プラント長寿命化に対応して、プラント構 造材料の経年化を適切に評価することが求められて いる。プラント構造材料の経年化評価を考えた場合、 最も注目すべき箇所として溶接部が挙げられる。こ れは、経験上、高温で使用されるプラントにおいて 溶接部の寿命が母材と比べ短いためである[1]。したがって、溶接部の健全性を評価することは、プラン トにおいて最も劣化しやすい箇所の寿命を評価する ことになり、合理的に長寿命プラントならびにプラ ントの健全性維持に貢献できると考えられる[2]。 1 高速炉の主冷却系配管の溶接部に生じる経年化 としては、500°Cを超える高温ナトリウム環境下で長 時間使用されることから、ナトリウムによる腐食お よび質量移行[3]のほかに、オーステナイト系ステン レス鋼配管の場合、炭化物や相といった第2相の 析出による組織変化に加え[4,5]、残留応力も減少す ると考えられる[6]。また、長寿命プラントでは、一定期間使用された 構造材料(以下、経年化材)に未使用の構造材料 (以 下、新材)を溶接した補修溶接継手が発生すること も予想される。補修溶接継手においては、片側が経年化材であるため、残留応力分布が経年化材と新材 側で異なることや新材同士を溶接した溶接継手と比 較して機械的特性が劣る可能性が考えられる。補修 溶接については、Phenix(仏国)や EBR-II (米国) などの欧米の高速炉において多くの事例があり、こ れまでに問題となったことはない。しかしながら、 将来に向けて長寿命プラントの健全性を確保するた めに、経年化溶接継手に加えて補修溶接継手の健全 性確認技術を確立することは重要である。 - 溶接継手の強度評価では、金属組織観察結果を用 いることが多い[7,8]。これは強度には金属組織が大 きく影響することに加え、溶接継手においては継手 を構成する要素が複数あり、かつ組織が複雑である ことに起因する。また近年、高温プラントの構造部 において溶接残留応力に起因する損傷例が報告され ており[6,91、高温環境においても残留応力の影響は 無視できない。そこで本研究では、実機高温プラントにて使用さ れた経年化溶接継手の健全性評価に関する基礎的検 討として、金属組織および残留応力に着目し、それ らに及ぼす高温長時間使用の影響を評価した。また、 経年化材に新材を溶接した補修溶接継手を製作し、 同様の観点から、金属組織および残留応力に及ぼす 補修溶接の影響について評価した。さらに、硬さ試 験を実施し、硬さと金属組織および残留応力との関 係について評価するとともに、各溶接継手の健全性 評価に向けた検討も行った。
2. 供試材および試験方法 供試材は、仏国の高速炉 Phenix にて 526~545°Cで 約88,000h使用された2次主冷却系配管から採取し た経年化溶接継手および上記条件にて使用された経 年化材に新材を溶接した補修溶接継手である。Fig.1 に配管の外観図、Fig.2 に溶接部の断面概観図をそれ
ぞれ示す。経年化溶接継手は 304SS-304SS、補修溶 接継手は 304SS-316LSS からなり、304SS は経年化 材、316LSS は新材である。304SS、316LSS および 溶接金属の化学成分を Tablel に示す。 これら供試材に対し、光学顕微鏡(以下、OM)な らびに走査型電子顕微鏡(以下、SEM)とエネルギ ー分散型蛍光X線分析装置(以下、EDX)による金 属組織観察、日本原子力研究開発機構の JRR-3 研究 炉内の残留応力解析装置(RESA および RESA-II) を用いた中性子残留応力測定およびビッカース硬さ 試験を行った。中性子残留応力測定では Fig.1 に示 す幅 150mm×長さ 250mm の試料の他に、3mm 角に 切断することによりひずみを開放させた標準試料を Fig.1 に示す試料から採取し測定に用いた。中性子残 留応力測定では回折面を (110)とし、半径方向、軸 方向、円周方向3方向から得られた格子面間隔dか ら残留ひずみを以下のように求めた。溶接部の半径、軸および円周方向の格子面間隔をd,ds, d, とすると、3 方向の残留ひずみER,』 は以下のよう に表される。ここでdoordaoydroは無ひずみの格子面間隔で あり、一般に、同じ材質の粉末もしくは焼鈍材、ま たは母材から切り出した小片の実測値や計算値を用 いる[10]。ここでは、母材から採取した標準試験片の格子面間隔を測定し、無ひずみの格子面間隔d。とした。上式 (1-3) より得られた残留ひずみと回折弾 性定数から以下の関係式を用いて、残留応力を算出 した[10]。(6) なお、供試材は、実機配管から切り出したもので はあるが、溶接部の大きさ(約6~10mm) 対して母 材側は片側 70mm 以上、長さは全長 250mm と大き く、配管切出しによる残留応力の変化は小さいと考 えられる。 金属組織観察およびビッカース硬さ試験では Fig.2 に示す試料を用いた。また、補修溶接時における溶 接熱の影響を評価するため、市販溶接シミュレーシ ョンソフト“Quick Welder““を用いて伝熱解析を行 った。Sus 304CSEIKOTUS200SS Tact100μm100μmWeld zoneAged welded jointRepaired welded joint (Aged side)Weld zoneAged welded pipeRepaired welded pipe Fig.1 Schematic of aged and repaired welded pipesHAZ from FL to 1mm Fig.3 OM images of aged and repaired welded joints304SS (aged)16-8-2 (weld metal)304SS (aged)316LSS (new)16-8-2 (weld metal)304SS (aged)[mm](a) aged welded joint(b) repaired welded jointFig.2 Schematic of aged and repaired welded joints3.実験結果3.1 組織観察 - 経年化溶接継手および補修溶接継手において OM および SEM/EDX 分析を行い、金属組織および析出 物の変化を評価した。Fig.3 に経年化溶接継手および 補修溶接継手(経年化材側)の熱影響部(Heat Affected Zone :以下、HAZ)における OM 観察結果 を示す。ここで、HAZは溶接金属と母材との溶融線 (Fusion Line :以下 FL)から母材側に向かって約 1mm の領域と定義した。経年化溶接継手の HAZで は、結晶粒界に M23C6の析出が認められるが、補修 溶接継手の HAZ においては、結晶粒界上に M2sC6 が認められない。経年化溶接継手および補修溶接継 手の経年化側の母材部では、結晶粒界上に M25C6の 他に一部 G相の析出も認められた。また、0フェラ イト相も認められたが、圧延方向に沿って観察され たことから、6フェライト相については初期から存 在していたと推測できる。溶接金属部においては、EDX image (o Phase) Aged welded joint (weld metal) Fig.4 SEM/EDX images of aged welded joint経年化溶接継手および補修溶接継手ともに0フェラ イト相を含む2相組織であった。このうち、経年化 溶接継手の溶接金属の0フェライト相内においては、 Fig.4 に示すように、MasCsの他にо相の析出が認め られた。なお、経年化溶接継手および補修溶接継手 ともに、クリープボイドは認められなかった。3.2 中性子残留応力測定経年化溶接継手および補修溶接継手の残留応力測 定結果を Fig.5 に示す。経年化溶接継手に認められ る残留応力は、周方向、軸方向、半径方向ともに小 さく、残留応力分布はほぼ左右対称である。一方、 補修溶接継手の残留応力は、溶接金属部で高い引張 応力が認められ、その引張応力にバランスするよう に母材部で圧縮応力が認められる。残留応力分布に ついては、経年化材側と新材側の分布はほぼ同じで あるが、圧縮の残留応力値に若干の違いが認められる。Aged welded jointHoop - Radial A AxialResidual Stress o, MPa304SSPosition X, mmFig.5 Residual stress distributions of aged and repaired welded pipes3.3 補修溶接を模擬した熱解析補修溶接による入熱が金属組織に与える影響を評 価するために、“Quick Welder““を用いた伝熱解析を 行った。本補修溶接では入熱量および溶接速度は不 明であるため、入熱および溶接速度については、ス テンレス鋼の溶滴温度測定例および溶接速度[11]を 参考に下記条件を仮定し解析に用いた。解析条件は、 入熱:溶接金属要素を 1800°C(溶適温度:1800°C)、 溶接速度:15cm/min.、冷却条件:空冷、開先:Y字、 溶接パス:6層とした。解析より求めたFLから約1mm 離れた板厚中央部 の温度分布を Fig.6に示す。組織観察において M25C6 が観察されなかった HAZ 領域では、補修溶接によ り最高温度約 1370°Cまで加熱される。3.4 ビッカース硬さ試験 1 - 強度と金属組織および残留応力との関係を調べ るために、経年化溶接継手および補修溶接継手に対 してビッカース硬さ試験を実施した。経年化溶接継 手および補修溶接継手の板厚中央部におけるビッカ ース硬さ試験結果を Fig.7 に示す。経年化溶接継手 の硬さは、溶接金属および母材部において顕著な違 いは認められず、硬さ分布もほぼ一定である。補修 溶接継手の硬さは、経年化材側および新材側ともに 溶接金属部に向かって増加する傾向であるが、その 傾向は HAZ近傍では認められず、逆に硬さは減少1904/02/081000.3...Temperature , T / °C1GMOSD20 30 Time , t / min.Fig.6 Temperature variation at HAZ from fusion line to approximately 1mm by repair weldHardness (Hv)New-Base Metal (316LSS)Weldi Aged-Base Metal Metal' (304SS)Distance , d(mm)Fig. 7 Hardness test results of aged and repaired welded jointsする。また、経年化材と新材で硬さの違いが認めら れるが、鋼種が異なることに留意が必要である。4.考察4.1 金属組織および残留応力に及ぼす実機高 温長時間使用の影響 - 一般に、304 系オーステナイト系ステンレス鋼に おいて、500°Cを超える温度で長時間保持されると、 M23C6G相、相、@相が析出する[4,5)。また、溶 接金属部の0フェライト相においては、高温長時間 保持により、0フェライト相内に M2sChや相の析 出が生じる[7,8]。本経年化継手においては、母材部および HAZ で 認められる析出物の多くは M25C6であり、一部G 相 の析出も認められた。しかしながら、M2JC6の著し い凝集・粗大化は認められなかった。溶接金属部で は、6フェライト相中において M2sC,およびょ相の 析出が認められたが、0フェライト相内に限った析 出であった。これら経年化継手における析出挙動については、既報[4,5,7,87と同じ傾向であるが、母材部 にо相の析出は認められなかった。これは、SUS304 における時間-温度-析出線図(TTP 線図)から[5]、 『相が析出するまでには550°Cでは10万時間以上必 要であるため、526~545°Cにて約 88,000h 使用され た本経年化継手の母材部において相が認められな かったと推測できる。なお、a相については、OM および SEM/EDX 分析では、0フェライト相と区別 が出来なかったため、調査を行わなかった。以上から、OM および SEM/EDX 結果から認めら れる実機使用の影響は、母材部および HAZ では主 に M2sCおよびG 相の析出であり、溶接金属部では M23Cおよびo相の析出である。また、それら析出 物は、母材および HAZ においては結晶粒界上、溶 接金属部では6フェライト相内に析出していた。経年化溶接継手の残留応力は小さく、溶接部の残 留応力分布の特徴である引張・圧縮応力分布は認め られない。残留応力の源となる塑性ひずみは、高温 保持により緩和されクリープひずみになることから、 本実機使用環境である 526~545°Cにおいても残留 ひずみは緩和すると考えられる。高橋によるシミュ レーション結果では、500°Cでの 10,000h 時効により 最大残留応力値は 1/3 に低下した[6]。 このことから、 経年化溶接継手においても実機使用により残留応力 が大きく緩和したことが考えられる。4.2 金属組織および残留応力に及ぼす補修溶 接の影響補修溶接継手の HAZ に M23C6 をはじめとする析 出物が観察されないことから、M25C6 に及ぼす補修 溶接の影響について検討した。Fig.8 に Thermo-Calc. により計算した 304SS の平衡状態図を示す。経年化 材(C=0.044%)において、526~545°Cでの使用によ り析出した Marchは、950°C以上の温度域では母相に 固溶すると考えられる。補修溶接を模擬した伝熱解 析から補修溶接によって HAZ では最大 20 秒程度 950°C以上に加熱されることから、補修溶接継手の HAZにおいてM25C6は補修溶接の入熱によって母相 へ固溶した可能性がある。一方、入熱によって 950°C 以下に加熱される領域においては M2sCGの析出・成 長が考えられるが、本観察において M25C6の析出・ 成長が顕著な領域は認められなかった。 残留応力は補修溶接により発生するが、その分布288は経年化材側と新材側とでほぼ等しく、母材部での 圧縮応力の値が若干異なっていた。この原因として 配管形状が考えられる。本補修溶接継手の形状は、 Fig.2 に示したように、経年化材と新材で板厚が異な る。このような形状の継手に溶接を施した場合、板 厚の薄い領域では厚い領域と比較して単位体積あた りの入熱量が多く、かつ入熱の影響を受ける範囲も 広いため、入熱による変形が大きくなると推測でき る。この変形の増加は残留応力の増加と見積もるこ とができるため、本補修溶接継手において経年化材 側の母材部の残留応力値に違いが認められたと推測 できる。また、本補修溶接継手は、実機プラントか ら採取した配管に対して手溶接を施したものであり、 補修溶接時の入熱量および溶接速度、さらに溶接範 囲等の溶接条件は必ずしも一定ではない。そのため、 例えば、溶接の最終パスにおいて上記溶接条件が変 化したことにより残留応力値が変化した可能性も考 えられる。4.3 硬さと金属組織および残留応力との関係ここでは、硬さに明確な変化が認められた補修溶 接継手の硬さと金属組織および残留応力との関係に ついて検討した。 - Fig.7 に示したビッカース硬さ試験結果から、母材 部に着目すると、母材部の硬さは溶接金属中央部に 向かって増加する傾向であった。母材部の金属組織MASS_PERCENT CFig. 8 Calculated phase diagram of 0/0.1C-2Mn-18Cr-0.4M0-11Ni-Fe steel by Thermo-Calc.について析出物が粒界上に認められるが、溶接金属 部方向に向かった顕著な組織変化は認められず、硬 さ分布と相関しない。一方、残留応力は溶接金属中 央部に向かって増加することから、硬さ分布と相関 が認められる。 * HAZ および溶接金属部においては、硬さの減少が 認められ残留応力による影響が小さくなる。とくに 経年化材側の HAZ においては、経年化側母材部と の硬さの差が大きい。この要因としては、母材部で は残留応力の増加により硬さが増加するのに対し、 HAZ では残留応力は増加するものの一方で析出物 が母相へ固溶することおよび HAZ の結晶粒は母材 部と比較して粗大であることから結晶粒粗大化によ って硬さが減少することが考えられる。その結果、 経年化材側の HAZ と母材部の硬さとの間に大きな 差が生じると考えられる。以上のことから、補修溶接継手の硬さには金属組 織および残留応力がともに影響すると考えられるが、 経年化材側の HAZ においては、母材部と比較して 硬さに及ぼす金属組織の影響が強くなるために、残 留応力と硬さ分布は相関しないと考えられる。4.4 経年化溶接継手および補修溶接継手の健 全性評価に向けた検討これまで実機 FBR プラントにて長時間使用され た経年化溶接継手や実機経年化材に新材を溶接した 補修溶接継手について、溶接継手健全性評価を実施 した例は少なく、健全性評価に向けた検討が必要で ある。本研究では、実機プラントにて 526~545°Cで 約 88,000h 使用された経年化溶接継手および補修溶 接継手に対し、組織観察、残留応力測定および硬さ 試験を実施した。それらの結果から、いずれも経年 化および補修溶接に対応した変化が認められた。こ のうち、残留応力については、FBR 運転環境下にお ける使用によりその値は減少することおよび本経年 化溶接継手においては緩和されゼロに近い値であっ たことから、経年化継手の強度特性に及ぼす残留応 力の影響は小さいと推測できる。また、補修溶接継 手においては、補修溶接により残留応力が発生し母 材部の硬さが増加するが、その影響は高温使用によ り減少していくと考えられる。一方、硬さ試験から、経年化材側の HAZ と母材 一部の硬さにおいて明確な差が認められた。これは、289上で述べたように、経年化側の HAZ では炭化物の 母相への固溶および結晶粒粗大化が生じるためと考 えられるが、この経年化材側の HAZ 近傍での硬さ の差は応力集中の原因となり、溶接継手の強度を低 下させる可能性が考えられる。このことから、補修 溶接継手の健全性評価においては、経年化側の HAZ に着目すべきと考えられる。現在、補修溶接を含めた経年化溶接継手の健全性 評価法の開発に向けて、経年化溶接継手および補修 溶接継手に対して、長時間にわたる熱時効試験およ びクリープ試験を実施・継続している。今後、各溶 接継手の強度特性や組織変化、また、補修溶接継手 においては上で述べた HAZ 近傍に着目する予定で ある。本研究にて得られた成果は、それら試験の評 価を行なう上で有用である。5.結言1) 経年化溶接継手では、実機使用により結晶粒界にM23C,およびG相の析出が認められる。一方、補 修溶接継手の HAZ においては、それらは観察さ れない。この理由として、補修溶接による入熱に より析出物が母相に固溶した可能性が考えられる。 2) 経年化溶接継手に認められる残留応力の値は低く、高温長時間使用により緩和されたと考えられ る。補修溶接継手の残留応力は、溶接金属部で高 い引張応力が認められ、母材部においては圧縮応 力が認められる。 3) 経年化溶接継手の硬さは、溶接金属から母材部ま でほぼ一定であり、また、両側の硬さもほぼ等し い。一方、補修溶接継手の硬さは、経年化側の HAZ と母材部において硬さの差が認められた。 この理由としては、母材部では残留応力の増加に より硬さが増加するのに対し、HAZ では残留応 力は増加するものの一方で析出物の母相へ固溶 および結晶粒粗大化により硬さが減少することが考えられる。 4) 残留応力は、FBR運転環境下における使用により その値は減少することおよび本経年化溶接継手 においては緩和されゼロに近い値であったこと から、高経年化材の残留応力の値は小さく、経年 化溶接継手の強度特性に及ぼす残留応力の影響は小さいと推測できる。また、補修溶接継手にお いては、補修溶接により残留応力が発生し母材部 の硬さが増加するが、その影響は高温使用により 減少していくと考えられる。 5) 補修溶接継手においては、経年化材側 HAZ と母 材部の硬さにおいて明確な差が認められたこと から、HAZ 近傍において応力集中が生じる可能 性がある。現在、長時間にわたる熱時効試験およ びクリープ試験を実施・継続しており、今後 HAZ 近傍を含めた調査を実施する予定である。参考文献[1] C.H.A. Townley, “Structural integrity and its role innuclear safety: recent UK advances in the development of high temperature design procedures”, NuclearEngineering and Design Vol.165 (1996) p.321 [2] 浅山ら、“316FR 溶接継手強度評価法の開発” 核燃料サイクル開発機構(サイクル機構技報)No.62000.3 [3] 核燃料サイクル開発機構、“ナトリウム技術読本”、JNC(技術報告) 41、JNC-TN9410 2005-011 [4] 中澤ら、“304、316系ステンレス鋼のクリープ破断伸びと破断時間の関係”、鉄と鋼 Vol.75 (1989)p.2234 [5] 物質・材料研究機構、“NIMS 物質材料データベース” No.4B、No.16B 「6] (社)日本溶接協会、“原子力発電プラントにおける溶接・残留応力と強度に関する国内シンポジウム”、資料集、pp.71-85 [7] T.Asayama et al., “Weld metal creep-fatigue lifeprediction by modeling the microstructure degradation due to the exposure to high temperature and load”,Nuclear engineering and design Vol.195 (2000) p.197 [8] 中澤ら、“高速炉-構造用の低炭素・中窒素型 316系溶接材料の高温特性と微細組織”、鉄と鋼 Vol.80(1994) p.783 [9] DJ. Smith et al., “Measurement and prediction ofresidual stresses in thick section steel welds”, J StrainAnal. Vol.35 (2000) p.287 [10] 坂井田ら、“中性子回折による浸炭歯車の内部ひずみ測定”、日本機械学会論文集(A編) 74巻 740号、2008-4、p.124 [11] (社)日本溶接協会、“溶接・接合技術データブック”、2007、p.154290
“ “?中性子残留応力測定法を用いた実機経年化溶接継手および補修溶接継手の健全性評価に関する基礎的検討“ “小原 智史,Satoshi OBARA,高屋 茂,Shigeru TAKAYA,若井 隆純,Takashi WAKAI,浅山 泰,Tai ASAYAMA,鈴木 裕士,Hiroshi SUZUKI,齊藤 徹,Toru SAITOH
高速増殖炉(以下、FBR)の実用化に向けて、経 済性向上の一方策として、プラントを長寿命化しト ータルコストを低減することが検討されている。そ のため、プラント長寿命化に対応して、プラント構 造材料の経年化を適切に評価することが求められて いる。プラント構造材料の経年化評価を考えた場合、 最も注目すべき箇所として溶接部が挙げられる。こ れは、経験上、高温で使用されるプラントにおいて 溶接部の寿命が母材と比べ短いためである[1]。したがって、溶接部の健全性を評価することは、プラン トにおいて最も劣化しやすい箇所の寿命を評価する ことになり、合理的に長寿命プラントならびにプラ ントの健全性維持に貢献できると考えられる[2]。 1 高速炉の主冷却系配管の溶接部に生じる経年化 としては、500°Cを超える高温ナトリウム環境下で長 時間使用されることから、ナトリウムによる腐食お よび質量移行[3]のほかに、オーステナイト系ステン レス鋼配管の場合、炭化物や相といった第2相の 析出による組織変化に加え[4,5]、残留応力も減少す ると考えられる[6]。また、長寿命プラントでは、一定期間使用された 構造材料(以下、経年化材)に未使用の構造材料 (以 下、新材)を溶接した補修溶接継手が発生すること も予想される。補修溶接継手においては、片側が経年化材であるため、残留応力分布が経年化材と新材 側で異なることや新材同士を溶接した溶接継手と比 較して機械的特性が劣る可能性が考えられる。補修 溶接については、Phenix(仏国)や EBR-II (米国) などの欧米の高速炉において多くの事例があり、こ れまでに問題となったことはない。しかしながら、 将来に向けて長寿命プラントの健全性を確保するた めに、経年化溶接継手に加えて補修溶接継手の健全 性確認技術を確立することは重要である。 - 溶接継手の強度評価では、金属組織観察結果を用 いることが多い[7,8]。これは強度には金属組織が大 きく影響することに加え、溶接継手においては継手 を構成する要素が複数あり、かつ組織が複雑である ことに起因する。また近年、高温プラントの構造部 において溶接残留応力に起因する損傷例が報告され ており[6,91、高温環境においても残留応力の影響は 無視できない。そこで本研究では、実機高温プラントにて使用さ れた経年化溶接継手の健全性評価に関する基礎的検 討として、金属組織および残留応力に着目し、それ らに及ぼす高温長時間使用の影響を評価した。また、 経年化材に新材を溶接した補修溶接継手を製作し、 同様の観点から、金属組織および残留応力に及ぼす 補修溶接の影響について評価した。さらに、硬さ試 験を実施し、硬さと金属組織および残留応力との関 係について評価するとともに、各溶接継手の健全性 評価に向けた検討も行った。
2. 供試材および試験方法 供試材は、仏国の高速炉 Phenix にて 526~545°Cで 約88,000h使用された2次主冷却系配管から採取し た経年化溶接継手および上記条件にて使用された経 年化材に新材を溶接した補修溶接継手である。Fig.1 に配管の外観図、Fig.2 に溶接部の断面概観図をそれ
ぞれ示す。経年化溶接継手は 304SS-304SS、補修溶 接継手は 304SS-316LSS からなり、304SS は経年化 材、316LSS は新材である。304SS、316LSS および 溶接金属の化学成分を Tablel に示す。 これら供試材に対し、光学顕微鏡(以下、OM)な らびに走査型電子顕微鏡(以下、SEM)とエネルギ ー分散型蛍光X線分析装置(以下、EDX)による金 属組織観察、日本原子力研究開発機構の JRR-3 研究 炉内の残留応力解析装置(RESA および RESA-II) を用いた中性子残留応力測定およびビッカース硬さ 試験を行った。中性子残留応力測定では Fig.1 に示 す幅 150mm×長さ 250mm の試料の他に、3mm 角に 切断することによりひずみを開放させた標準試料を Fig.1 に示す試料から採取し測定に用いた。中性子残 留応力測定では回折面を (110)とし、半径方向、軸 方向、円周方向3方向から得られた格子面間隔dか ら残留ひずみを以下のように求めた。溶接部の半径、軸および円周方向の格子面間隔をd,ds, d, とすると、3 方向の残留ひずみER,』 は以下のよう に表される。ここでdoordaoydroは無ひずみの格子面間隔で あり、一般に、同じ材質の粉末もしくは焼鈍材、ま たは母材から切り出した小片の実測値や計算値を用 いる[10]。ここでは、母材から採取した標準試験片の格子面間隔を測定し、無ひずみの格子面間隔d。とした。上式 (1-3) より得られた残留ひずみと回折弾 性定数から以下の関係式を用いて、残留応力を算出 した[10]。(6) なお、供試材は、実機配管から切り出したもので はあるが、溶接部の大きさ(約6~10mm) 対して母 材側は片側 70mm 以上、長さは全長 250mm と大き く、配管切出しによる残留応力の変化は小さいと考 えられる。 金属組織観察およびビッカース硬さ試験では Fig.2 に示す試料を用いた。また、補修溶接時における溶 接熱の影響を評価するため、市販溶接シミュレーシ ョンソフト“Quick Welder““を用いて伝熱解析を行 った。Sus 304CSEIKOTUS200SS Tact100μm100μmWeld zoneAged welded jointRepaired welded joint (Aged side)Weld zoneAged welded pipeRepaired welded pipe Fig.1 Schematic of aged and repaired welded pipesHAZ from FL to 1mm Fig.3 OM images of aged and repaired welded joints304SS (aged)16-8-2 (weld metal)304SS (aged)316LSS (new)16-8-2 (weld metal)304SS (aged)[mm](a) aged welded joint(b) repaired welded jointFig.2 Schematic of aged and repaired welded joints3.実験結果3.1 組織観察 - 経年化溶接継手および補修溶接継手において OM および SEM/EDX 分析を行い、金属組織および析出 物の変化を評価した。Fig.3 に経年化溶接継手および 補修溶接継手(経年化材側)の熱影響部(Heat Affected Zone :以下、HAZ)における OM 観察結果 を示す。ここで、HAZは溶接金属と母材との溶融線 (Fusion Line :以下 FL)から母材側に向かって約 1mm の領域と定義した。経年化溶接継手の HAZで は、結晶粒界に M23C6の析出が認められるが、補修 溶接継手の HAZ においては、結晶粒界上に M2sC6 が認められない。経年化溶接継手および補修溶接継 手の経年化側の母材部では、結晶粒界上に M25C6の 他に一部 G相の析出も認められた。また、0フェラ イト相も認められたが、圧延方向に沿って観察され たことから、6フェライト相については初期から存 在していたと推測できる。溶接金属部においては、EDX image (o Phase) Aged welded joint (weld metal) Fig.4 SEM/EDX images of aged welded joint経年化溶接継手および補修溶接継手ともに0フェラ イト相を含む2相組織であった。このうち、経年化 溶接継手の溶接金属の0フェライト相内においては、 Fig.4 に示すように、MasCsの他にо相の析出が認め られた。なお、経年化溶接継手および補修溶接継手 ともに、クリープボイドは認められなかった。3.2 中性子残留応力測定経年化溶接継手および補修溶接継手の残留応力測 定結果を Fig.5 に示す。経年化溶接継手に認められ る残留応力は、周方向、軸方向、半径方向ともに小 さく、残留応力分布はほぼ左右対称である。一方、 補修溶接継手の残留応力は、溶接金属部で高い引張 応力が認められ、その引張応力にバランスするよう に母材部で圧縮応力が認められる。残留応力分布に ついては、経年化材側と新材側の分布はほぼ同じで あるが、圧縮の残留応力値に若干の違いが認められる。Aged welded jointHoop - Radial A AxialResidual Stress o, MPa304SSPosition X, mmFig.5 Residual stress distributions of aged and repaired welded pipes3.3 補修溶接を模擬した熱解析補修溶接による入熱が金属組織に与える影響を評 価するために、“Quick Welder““を用いた伝熱解析を 行った。本補修溶接では入熱量および溶接速度は不 明であるため、入熱および溶接速度については、ス テンレス鋼の溶滴温度測定例および溶接速度[11]を 参考に下記条件を仮定し解析に用いた。解析条件は、 入熱:溶接金属要素を 1800°C(溶適温度:1800°C)、 溶接速度:15cm/min.、冷却条件:空冷、開先:Y字、 溶接パス:6層とした。解析より求めたFLから約1mm 離れた板厚中央部 の温度分布を Fig.6に示す。組織観察において M25C6 が観察されなかった HAZ 領域では、補修溶接によ り最高温度約 1370°Cまで加熱される。3.4 ビッカース硬さ試験 1 - 強度と金属組織および残留応力との関係を調べ るために、経年化溶接継手および補修溶接継手に対 してビッカース硬さ試験を実施した。経年化溶接継 手および補修溶接継手の板厚中央部におけるビッカ ース硬さ試験結果を Fig.7 に示す。経年化溶接継手 の硬さは、溶接金属および母材部において顕著な違 いは認められず、硬さ分布もほぼ一定である。補修 溶接継手の硬さは、経年化材側および新材側ともに 溶接金属部に向かって増加する傾向であるが、その 傾向は HAZ近傍では認められず、逆に硬さは減少1904/02/081000.3...Temperature , T / °C1GMOSD20 30 Time , t / min.Fig.6 Temperature variation at HAZ from fusion line to approximately 1mm by repair weldHardness (Hv)New-Base Metal (316LSS)Weldi Aged-Base Metal Metal' (304SS)Distance , d(mm)Fig. 7 Hardness test results of aged and repaired welded jointsする。また、経年化材と新材で硬さの違いが認めら れるが、鋼種が異なることに留意が必要である。4.考察4.1 金属組織および残留応力に及ぼす実機高 温長時間使用の影響 - 一般に、304 系オーステナイト系ステンレス鋼に おいて、500°Cを超える温度で長時間保持されると、 M23C6G相、相、@相が析出する[4,5)。また、溶 接金属部の0フェライト相においては、高温長時間 保持により、0フェライト相内に M2sChや相の析 出が生じる[7,8]。本経年化継手においては、母材部および HAZ で 認められる析出物の多くは M25C6であり、一部G 相 の析出も認められた。しかしながら、M2JC6の著し い凝集・粗大化は認められなかった。溶接金属部で は、6フェライト相中において M2sC,およびょ相の 析出が認められたが、0フェライト相内に限った析 出であった。これら経年化継手における析出挙動については、既報[4,5,7,87と同じ傾向であるが、母材部 にо相の析出は認められなかった。これは、SUS304 における時間-温度-析出線図(TTP 線図)から[5]、 『相が析出するまでには550°Cでは10万時間以上必 要であるため、526~545°Cにて約 88,000h 使用され た本経年化継手の母材部において相が認められな かったと推測できる。なお、a相については、OM および SEM/EDX 分析では、0フェライト相と区別 が出来なかったため、調査を行わなかった。以上から、OM および SEM/EDX 結果から認めら れる実機使用の影響は、母材部および HAZ では主 に M2sCおよびG 相の析出であり、溶接金属部では M23Cおよびo相の析出である。また、それら析出 物は、母材および HAZ においては結晶粒界上、溶 接金属部では6フェライト相内に析出していた。経年化溶接継手の残留応力は小さく、溶接部の残 留応力分布の特徴である引張・圧縮応力分布は認め られない。残留応力の源となる塑性ひずみは、高温 保持により緩和されクリープひずみになることから、 本実機使用環境である 526~545°Cにおいても残留 ひずみは緩和すると考えられる。高橋によるシミュ レーション結果では、500°Cでの 10,000h 時効により 最大残留応力値は 1/3 に低下した[6]。 このことから、 経年化溶接継手においても実機使用により残留応力 が大きく緩和したことが考えられる。4.2 金属組織および残留応力に及ぼす補修溶 接の影響補修溶接継手の HAZ に M23C6 をはじめとする析 出物が観察されないことから、M25C6 に及ぼす補修 溶接の影響について検討した。Fig.8 に Thermo-Calc. により計算した 304SS の平衡状態図を示す。経年化 材(C=0.044%)において、526~545°Cでの使用によ り析出した Marchは、950°C以上の温度域では母相に 固溶すると考えられる。補修溶接を模擬した伝熱解 析から補修溶接によって HAZ では最大 20 秒程度 950°C以上に加熱されることから、補修溶接継手の HAZにおいてM25C6は補修溶接の入熱によって母相 へ固溶した可能性がある。一方、入熱によって 950°C 以下に加熱される領域においては M2sCGの析出・成 長が考えられるが、本観察において M25C6の析出・ 成長が顕著な領域は認められなかった。 残留応力は補修溶接により発生するが、その分布288は経年化材側と新材側とでほぼ等しく、母材部での 圧縮応力の値が若干異なっていた。この原因として 配管形状が考えられる。本補修溶接継手の形状は、 Fig.2 に示したように、経年化材と新材で板厚が異な る。このような形状の継手に溶接を施した場合、板 厚の薄い領域では厚い領域と比較して単位体積あた りの入熱量が多く、かつ入熱の影響を受ける範囲も 広いため、入熱による変形が大きくなると推測でき る。この変形の増加は残留応力の増加と見積もるこ とができるため、本補修溶接継手において経年化材 側の母材部の残留応力値に違いが認められたと推測 できる。また、本補修溶接継手は、実機プラントか ら採取した配管に対して手溶接を施したものであり、 補修溶接時の入熱量および溶接速度、さらに溶接範 囲等の溶接条件は必ずしも一定ではない。そのため、 例えば、溶接の最終パスにおいて上記溶接条件が変 化したことにより残留応力値が変化した可能性も考 えられる。4.3 硬さと金属組織および残留応力との関係ここでは、硬さに明確な変化が認められた補修溶 接継手の硬さと金属組織および残留応力との関係に ついて検討した。 - Fig.7 に示したビッカース硬さ試験結果から、母材 部に着目すると、母材部の硬さは溶接金属中央部に 向かって増加する傾向であった。母材部の金属組織MASS_PERCENT CFig. 8 Calculated phase diagram of 0/0.1C-2Mn-18Cr-0.4M0-11Ni-Fe steel by Thermo-Calc.について析出物が粒界上に認められるが、溶接金属 部方向に向かった顕著な組織変化は認められず、硬 さ分布と相関しない。一方、残留応力は溶接金属中 央部に向かって増加することから、硬さ分布と相関 が認められる。 * HAZ および溶接金属部においては、硬さの減少が 認められ残留応力による影響が小さくなる。とくに 経年化材側の HAZ においては、経年化側母材部と の硬さの差が大きい。この要因としては、母材部で は残留応力の増加により硬さが増加するのに対し、 HAZ では残留応力は増加するものの一方で析出物 が母相へ固溶することおよび HAZ の結晶粒は母材 部と比較して粗大であることから結晶粒粗大化によ って硬さが減少することが考えられる。その結果、 経年化材側の HAZ と母材部の硬さとの間に大きな 差が生じると考えられる。以上のことから、補修溶接継手の硬さには金属組 織および残留応力がともに影響すると考えられるが、 経年化材側の HAZ においては、母材部と比較して 硬さに及ぼす金属組織の影響が強くなるために、残 留応力と硬さ分布は相関しないと考えられる。4.4 経年化溶接継手および補修溶接継手の健 全性評価に向けた検討これまで実機 FBR プラントにて長時間使用され た経年化溶接継手や実機経年化材に新材を溶接した 補修溶接継手について、溶接継手健全性評価を実施 した例は少なく、健全性評価に向けた検討が必要で ある。本研究では、実機プラントにて 526~545°Cで 約 88,000h 使用された経年化溶接継手および補修溶 接継手に対し、組織観察、残留応力測定および硬さ 試験を実施した。それらの結果から、いずれも経年 化および補修溶接に対応した変化が認められた。こ のうち、残留応力については、FBR 運転環境下にお ける使用によりその値は減少することおよび本経年 化溶接継手においては緩和されゼロに近い値であっ たことから、経年化継手の強度特性に及ぼす残留応 力の影響は小さいと推測できる。また、補修溶接継 手においては、補修溶接により残留応力が発生し母 材部の硬さが増加するが、その影響は高温使用によ り減少していくと考えられる。一方、硬さ試験から、経年化材側の HAZ と母材 一部の硬さにおいて明確な差が認められた。これは、289上で述べたように、経年化側の HAZ では炭化物の 母相への固溶および結晶粒粗大化が生じるためと考 えられるが、この経年化材側の HAZ 近傍での硬さ の差は応力集中の原因となり、溶接継手の強度を低 下させる可能性が考えられる。このことから、補修 溶接継手の健全性評価においては、経年化側の HAZ に着目すべきと考えられる。現在、補修溶接を含めた経年化溶接継手の健全性 評価法の開発に向けて、経年化溶接継手および補修 溶接継手に対して、長時間にわたる熱時効試験およ びクリープ試験を実施・継続している。今後、各溶 接継手の強度特性や組織変化、また、補修溶接継手 においては上で述べた HAZ 近傍に着目する予定で ある。本研究にて得られた成果は、それら試験の評 価を行なう上で有用である。5.結言1) 経年化溶接継手では、実機使用により結晶粒界にM23C,およびG相の析出が認められる。一方、補 修溶接継手の HAZ においては、それらは観察さ れない。この理由として、補修溶接による入熱に より析出物が母相に固溶した可能性が考えられる。 2) 経年化溶接継手に認められる残留応力の値は低く、高温長時間使用により緩和されたと考えられ る。補修溶接継手の残留応力は、溶接金属部で高 い引張応力が認められ、母材部においては圧縮応 力が認められる。 3) 経年化溶接継手の硬さは、溶接金属から母材部ま でほぼ一定であり、また、両側の硬さもほぼ等し い。一方、補修溶接継手の硬さは、経年化側の HAZ と母材部において硬さの差が認められた。 この理由としては、母材部では残留応力の増加に より硬さが増加するのに対し、HAZ では残留応 力は増加するものの一方で析出物の母相へ固溶 および結晶粒粗大化により硬さが減少することが考えられる。 4) 残留応力は、FBR運転環境下における使用により その値は減少することおよび本経年化溶接継手 においては緩和されゼロに近い値であったこと から、高経年化材の残留応力の値は小さく、経年 化溶接継手の強度特性に及ぼす残留応力の影響は小さいと推測できる。また、補修溶接継手にお いては、補修溶接により残留応力が発生し母材部 の硬さが増加するが、その影響は高温使用により 減少していくと考えられる。 5) 補修溶接継手においては、経年化材側 HAZ と母 材部の硬さにおいて明確な差が認められたこと から、HAZ 近傍において応力集中が生じる可能 性がある。現在、長時間にわたる熱時効試験およ びクリープ試験を実施・継続しており、今後 HAZ 近傍を含めた調査を実施する予定である。参考文献[1] C.H.A. 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“ “?中性子残留応力測定法を用いた実機経年化溶接継手および補修溶接継手の健全性評価に関する基礎的検討“ “小原 智史,Satoshi OBARA,高屋 茂,Shigeru TAKAYA,若井 隆純,Takashi WAKAI,浅山 泰,Tai ASAYAMA,鈴木 裕士,Hiroshi SUZUKI,齊藤 徹,Toru SAITOH