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陽電子科学 第 1 号 (2013) 41–46

最近の研究から
陽電子消滅および３次元アトムプローブによる原子炉圧力容器鋼の照射脆化機構に関する研究—フィンランド・ロビーザ炉監視試験片を例として—
Study on mechanism of irradiation-induced embrittlement of nuclear reactor
pressure vessel steels by using positron annihilation and three-dimensional atom
probe —example on surveillance test specimens of Loviisa reactor in Finland—
東北大学 金属材料研究所

外山 健∗ , 蔵本 明, 野沢 康子

フィンランド技術研究センター

Matti Valo

東北大学 金属材料研究所

清水 康雄, 井上 耕治,
長谷川 雅幸, 永井 康介

Abstract: Embrittlement of reactor pressure vessel steels by neutron irradiation is one of the most important
issues for the safe operation of nuclear power plants. By using positron annihilation spectroscopy (PAS)and three-dimensional atom probe (3D-AP), we have investigated solute/impurity clusters and matrix defects,
which are the main origins of the embrittlement. This paper shows our recent study on the surveillance test
specimens from a reactor pressure vessel steel of a Finnish nuclear reactor, as a good example of revealing
the mechanism of embrittlement using PAS and 3D-AP.
Keywords: steel material, neutron irradiation, embrittlement, solute cluster, pore

1. 緒

言

原子炉圧力容器（reactor pressure vessel: RPV）は，核燃
料や炉内構造物を格納する大型（直径約 5 m，高さ 10 m–

20 m，厚さ約 20 cm）の容器である（図 1）．核燃料や一次冷却水を保持する RPV は安全上最重要の部材の一つであり，高靱性の鋼材を用いて造られている．しかし，炉心からの中性子照射によって原子のはじき出しが生じて照射損傷が形成するため，長期間の運転で RPV 鋼は劣化（脆化）してしまう（RPV 鋼の照射脆化）．RPV は交換が実質上不可能な構造材であるため，その寿命は原子炉プ
ラントの寿命に直結する．したがって，RPV の脆化の程度を評価し予測することは，プラントの健全性を確保する上で不可欠である．そのため，RPV 鋼と同等の鋼材で作られた監視試験片が原子炉内に装荷されており，定期的に取り出されて脆化量が調べられ，その結果に基づい

Takeshi Toyama∗ , Akira Kuramoto and Yasuko Nozawa (Institutefor Materials Research, Tohoku University), Matti Valo (VTTTechnical Research Centre of Finland), Yasuo Shimizu, Koji Inoue,
Masayuki Hasegawa and Yasuyoshi Nagai (Institute for Materials
Research, Tohoku University),〒311–1313 茨城県東茨城郡大洗町成田町 2145–2
TEL: 029–267–3181, FAX: 029–267–4947,
E-mail: ttoyama@imr.tohoku.ac.jp┘どヨ㦂∦఩⨨図 1 原子炉圧力容器および監視試験片位置（文献 9）より転載）．

て将来の脆化が予測されている 1) ．
脆化予測の精度を上げ，また機構論的な裏付けを与えるためには，照射脆化の機構の理解が不可欠である．これに関してはこれまでに多くの研究が行われており， RPV
鋼の照射脆化はナノスケールの微細組織変化によって生じることが分かっている（図 2） 1) ．照射によって原子の外山ほか： 陽電子消滅および３次元アトムプローブによる原子炉圧力容器鋼の照射脆化機構に関する研究

表1

最近の研究から

ロビーザ 1 号炉監視試験片の化学組成 (wt.%)．

C

Si

Mn

P

S

Cu

Ni

Cr

Mo

V

Fe

0.06

0.4

1.14

0.035–0.040

0.016

0.14

0.11

1.63

0.48

0.20

Bal.
(wt.%)

り 3, 4) ，また，新しい予測式の結果よりも大きな脆化がみ㻯㼡䜢୰ᚰ䛸䛧䛯⁐㉁䜽䝷䝇䝍䞊られた九州電力玄海 1 号炉における監視試験片データのような例も報告されている 5)．したがって，RPV 鋼の微䝬䝖䝸䝑䜽䝇Ḟ㝗

細組織観察では，SC のみならず MD に関しても調べる必
要がある．
陽電子は，MD と考えられる原子空孔や空孔クラスターのユニークなプローブである．陽電子寿命測定によって材料中の空孔型欠陥を敏感に検出できることはよく知られている．また，同時計数ドップラー広がり (coincidence㌿఩㻼➼䛾⢏⏺೫ᯒ

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図 2 RPV 鋼の照射脆化の原因の模式図．

はじき出しが起きると，点欠陥（結晶格子点からはじき出された原子である格子間原子および原子が抜けた空孔）が大量に導入される．これによって原子の拡散が促進され，不純物として含まれる銅を中心として溶質・不純物原子が集合し，ナノサイズの溶質クラスター (solute cluster:SC) が形成する．また，点欠陥の集合体（転位ループや空孔クラスター）も形成する．これらは，マトリックス欠陥(matrix defect: MD) と総称されている．SC や MD は転位の運動を妨げるため，材料は硬化して塑性変形が生じにくくなり，脆くなってしまう．SC や MD は非常に微細なため，透過型電子顕微鏡など従来の実験手法では観察が難しかったが，最近の 10 年間における手法の進歩によりその理解が深まってきた．特に SC に関しては，近年大きく進歩した 3 次元アトムプローブ (three dimensional atom
probe: 3D-AP) 法により，原子スケールでの観察，解析が可能となってきた．また，本稿では扱わないが，硬化を伴わない脆化因子も指摘されており，その例として結晶粒界への不純物リンの偏析が指摘されている 1)．
近年，我が国では，微細組織に関する最近の知見を反映した新しい脆化予測式も考えられている 2)．この予測式では，照射脆化の支配的な因子は SC であり，MD による寄与は小さいとされている．しかしながら，MD も脆化に寄与していると考えられる例を最近我々が示してお42© Japanese Positron Science Society

Doppler broadening: CDB) 測定により，陽電子消滅サイトの化学分析も可能になった．これにより，空孔–溶質複合体を同定することができる．さらに，マトリックスに埋め込まれたある種の析出物（溶質クラスター）に対して
は，たとえ空孔型欠陥を含まなくても陽電子はそれを敏感に検出してくれる．鉄中の銅集合体は陽電子が好むク
ラスターの代表的な例であり，まさに RPV 鋼で問題となる銅を多く含む SC を調べることができる 6, 7)．
我々は，これらの二つの実験手法を組み合わせることで RPV 鋼の照射脆化で重要な SC と MD の両方を調べ，微細組織と機械的性質との相関を明らかにすることを目指している．本稿では，最近の研究例として，供用中に焼鈍され，その後再照射された RPV 鋼の照射脆化機構を調べた結果を紹介する 8) ．

2. 実

験

試料は，フィンランドのロビーサ 1 号炉の RPV 鋼監
視試験片（溶接材）である．この炉は 1977 年に運転が始まり，寿命を延長させることを目的に 1996 年に RPV
鋼の照射脆化を回復させるための供用中その場焼鈍 9) が

表 2 ロビーザ 1 号炉監視試験片の照射条件．

初期照射量

再照射量

総照射量

未照射

—

—

0

初期照射

2.5

—

2.5

焼鈍

↑

—

2.5

再照射

↑

0.9
(×10

19

3.4
−2

n cm , E > 1 MeV)

陽電子科学

第 1 号 (2013)外山ほか： 陽電子消滅および３次元アトムプローブによる原子炉圧力容器鋼の照射脆化機構に関する研究

最近の研究から行われ，現在も商用運転中である 10, 11) （なお，供用中そ
3. 結 果 お よ び 考 察の場焼鈍は加圧水炉などの他のタイプの軽水炉でも検討されている．）．表 1 に監視試験片の化学組成を示す．旧
ソ連型 RPV 鋼に典型的な材料であり，リンやバナジウ
ム濃度が高いという特徴を持つ．表 2 に照射条件を示す．まず，炉の監視試験片位置で照射量 2.5 × 1019 n cm−2

(3.0 × 1011 n cm−2 s−1 ，E > 1 MeV, 270 ◦ C) の照射を行った（初期照射材）．次に，475 ◦ C で 100 時間の照射後焼鈍を行った（焼鈍材）．これは，ロビーザ 1 号炉で行われた供用中その場焼鈍の条件に相当する．さらに，焼鈍材を監視試験片位置に戻して照射量 0.9 × 1019 n cm−2 の再照射を行った（再照射材）．再照射における中性子束，照射温度は初期照射と同一である．その後，試料を 5 × 5 ×
0.8 mm3 の板状に切断し，5% フッ化水素酸 +85% 過酸化水素水溶液で化学研磨した．
3D-AP 測定は，レーザーパルス型局所電極アトムプ
ローブ (CAMECA LEAP3000XHR) を用いて行った．針状
試料に印加したベース直流電圧は 5 kV–10 kV，レーザー
パワーは 0.5 nJ，測定温度は約 35 K である．標準的な手法である Envelope 法 12) および Erosion 法 13) を用いて SCを解析し，寸法，数密度，化学組成を求めた． SC を構成する元素としては，銅，シリコン，マンガン，ニッケル，リンを選択した．
陽電子消滅測定では，約 1 MBq の 22 Na 線源をカプト
ンフィルムで封じた線源を用いた．陽電子寿命は，BaF2
シンチレータを装着した光電子増倍管を用いて行い，一測定あたり約 4 × 106 イベントを蓄積した．CDB は，2 台の Ge 半導体検出器を用いて行い，一測定あたり約 1 × 107
イベントを集積した．CDB スペクトルで，0–4 × 10−3 m0 c
（ m0 ：（陽）電子質量，c：光速）および (18–30) 10−3 m0 cの領域におけるカウント数の全カウント数に対する比をそれぞれ低運動量成分，高運動量成分とした．
ビッカース微小硬度測定は島津製作所 HMV-2T を用いて行った．1 N の荷重を 15 秒間保持し，一測定あたり15 点の試験を行った．

図 3 に，(a) 初期照射材，(b) 焼鈍材，(c) 再照射材について，典型的な 3D-AP 観察結果を示す．初期照射材では，銅を主とした SC が約 3.2 × 1016 cm−3 と高密度に形成していた．一部の SC では，リンの濃化もみられた．焼鈍材
では SC の寸法が大きくなるが，一方で数密度は減少して
おり，SC の粗大化が観察された．再照射材では，照射後焼鈍で形成した寸法の大きい SC に加えて初期照射でみられた寸法の小さな SC も再び観察され，再照射によってSC が新たに形成したことが分かった．
SC の化学組成，数密度，寸法を定量化し，図 4 にまとめた．なお，次に述べるように SC による硬化量を評価するため，本研究では，転位運動の障害物として働くと思われるマトリックス中に存在する SC に関して定量化を行った．すなわち，炭化物−マトリックス界面，転位，粒界にある SC は解析から除外した． 3D-AP で見積もった SC の化学組成は，初期照射材では銅が約 5% であり，
マンガン，ニッケルなど他の溶質元素を全て合わせても
約 20% と SC 中の溶質元素の濃度はそれほど高くなかった．焼鈍材では SC 中の溶質元素濃度はやや増加したが，再照射材では再び減少して初期照射材の値に戻った．数
密度は，焼鈍材では著しく低下した．これは，前述の SCの消失と粗大化を反映している．再照射材では，SC の新
たな形成によって数密度は再び増加したが，初期照射材と比較すると SC の数密度は低かった．従って，再照射によって新たに形成する SC は，初期照射によって形成するSC よりも少ないことが分かった．これは，焼鈍材ではマ
トリックスに残存する銅濃度が未照射材と比較して低いことや，再照射による照射量 (0.9 × 1019 n cm−2 ) は初期照射量 (2.5 × 1019 n cm−2 ) よりも低いことによると考えられる．SC の平均寸法は焼鈍によりやや増加したが，再照射材では小さな SC が新たに形成したことを反映して減少
し，初期照射材の値とほぼ同じになった．

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図 3 3 次元アトムプローブ測定結果．(a) 初期照射材，(b) 焼鈍材，(c) 再照射材．

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43外山ほか： 陽電子消滅および３次元アトムプローブによる原子炉圧力容器鋼の照射脆化機構に関する研究

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図 5 硬化量の実験値 (Δv) および溶質クラス
ターによる硬化量の見積もり値 (ΔvSC )．

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最近の研究から

表3

ロビーザ 1 号炉監視試験片の平均陽電子寿命．

τav [ps]
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図 4 溶質クラスターの化学組成，数密度，半径．

未照射129.3 ± 0.2

初期照射145.6 ± 0.2

焼鈍139.7 ± 0.2

再照射145.2 ± 0.2

以上の 3D-AP 観察結果から，SC による硬化量 (ΔHvSC )Brown モデル 14) を用いた．このモデルは，転位は粒子を切断して通過する際に粒子にピン留めされ，それを外すために余分な応力が必要となり，それが転位運動に対する抵抗として働くと考えて硬化量を求めるというものである．必要なパラメータは， SC の半径，体積率および剛性率（せん断変形に対する強さ）である．半径は図 4 に示した結果を用い，体積率は SC を球形と仮定して図 4 の半径および数密度から求めた． SC の剛性率は未知だが，以前の研究から妥当と思われる値（46 GPa）を用いた 3, 7) ．
求めた ΔHvSC を，硬化の実測値 ΔHv とともに図 5 に示す．初期照射で生じた硬化は照射後焼鈍でほぼ完全に回復した．しかし，再照射によって再び硬化が生じ，初期照射材とほぼ同程度の ΔHv となった．これは，再照射の照射量が初期照射のそれの約 3 分の 1 であることを考えると注目に値する．ΔHv と ΔHvSC とを比べると，初期照射材では，ΔHv と ΔHvSC とは誤差の範囲で一致した．このことから，初期照射でみられた硬化は，主に SC によると考えられる．一方，再照射材では，ΔHvSC よりもかなり大きい．このことは，再照射による硬化は SC のみでは説明できず， SC 以外の硬化因子が存在することを強く示唆
している．
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そのような因子として，緒言で述べた MD が考えられる．これを調べるため，陽電子消滅測定を行った．表 3に，各試料の平均陽電子寿命 τav を示す．未照射材では，

τav は鉄バルク中の寿命値 (106 ps 15) ) よりも長かった．これは，鋼材の製造段階で導入された転位や炭化物・介在物

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を見積もった．本研究では，マトリックスよりも柔らかい粒子による硬化を評価する場合に広く用いられる Russell–෌↷ᑕⰋ䛟↝㕌䛥䜜䛯⣧㕲ᮍ↷ᑕ୰ᛶᏊ↷ᑕ䛥䜜䛯⣧㕲ప㐠ື㔞ᡂศ

図 6 CDB スペクトルの低運動量成分−高運動量成分の相関図．

陽電子科学

第 1 号 (2013)外山ほか： 陽電子消滅および３次元アトムプローブによる原子炉圧力容器鋼の照射脆化機構に関する研究

最近の研究からに関連した欠陥に陽電子が捕獲されたためと考えられる．

微鏡による転位ループの観察や，陽電子消滅時間−運動

初期照射材では τav が増加した．これは，照射によって導入された MD への陽電子捕獲によると考えられる．照射量相関測定 (age-momentum correlation: AMOC) による陽電子捕獲サイトの同定によって，MD に関するさらなる後焼鈍で τav は減少したが，未照射材の値までには回復しなかった．初期照射で導入された MD が完全には回復し知見を得ようとしている．

ていないものと考えられる．再照射材では，τav は再び増加して初期照射材とほぼ同じ値になった．これは，再照射によって再び MD が導入されたことによる．
図 6 に，CDB スペクトルの低運動量成分−高運動量成分の相関を示す．参照のため，良く焼鈍された純鉄の相関点も示す．また，良く焼鈍された純銅および日本材料
試験炉 (Japan materials testing reactor: JMTR) で中性子照射 (8.3 × 1018 n cm−2 (E > 1 MeV)，1 × 1013 n cm−2 s−1 ，約100 ◦ C) された純鉄の相関点の方向もそれぞれ破線で示す．MD のような空孔型欠陥に捕獲された場合，陽電子
は主に伝導電子と消滅するため，低運動量成分が増加する．一方，銅を多く含む SC に捕獲された場合，銅の 3d 電子の運動量分布を反映して，高運動量成分が増加する 16) ．
初期照射材では，低運動量成分がやや増加するとともに高運動量成分が著しく増加した．従って，未照射から初期照射の変化では，銅を多く含む SC，あるいは欠陥−銅複合体への陽電子捕獲が増加したと考えられる．照射後焼鈍材では，低運動量，高運動量成分がともにやや減少
し，良く焼鈍された純鉄の相関点に近づいた．これは，焼鈍によって SC および MD が回復したことを示す．なお，
低運動量成分は依然として良く焼鈍された純鉄よりも大きいが，これは τav が完全に回復していないことと一致す
る．再照射材では，低運動量成分は増加したものの，初期照射とは異なり高運動量成分は減少し，相関点は JMTR
で中性子照射された純鉄の方向に動いた．従って，再照射では，MD への陽電子捕獲が増加する一方で，SC への捕獲は増えていないことが分かった．これは，再照射の間に新たに形成された SC での数密度は比較的小さいこと (3D-AP 結果，図 4) と符合する．ここで，未照射から初期照射の変化と焼鈍後から再照射への変化とで，相関点が移動する方向を比べてみると，両者は完全に異なることに注目されたい．つまり，再照射では陽電子は MDに捕獲されて消滅していることが分かる．これは，再照射では MD が多く存在し，それが硬化にも寄与している可能性を示唆する．すなわち，初期照射と再照射とでは硬化の原因が異なり，初期照射では SC が主だが再照射で

4. 結

言

中性子照射の後に焼鈍され，さらに再照射されたロビー
ザ 1 号原子炉（フィンランド）の監視試験片について，陽電子消滅と 3D-AP によって照射脆化の機構を検討した．
3D-AP から SC を原子レベルの分解能で観察して定量的な解析を行い，SC による硬化量を評価して実測値と比べた．初期照射では SC が硬化の主因だが，再照射では SCに加えて MD も硬化に寄与すること，すなわち，初期照射と再照射とでは，照射硬化（脆化）の原因が異なることが示唆された．これは，陽電子消滅測定からも支持された．このように，陽電子消滅と 3D-AP を相補的に用いることで，RPV 鋼の照射脆化で重要な SC と MD の両方を調べて脆化機構を議論することができた．

参

考

文 献

1) 永井康介ほか：金属 77 (2007) 1333. 原子炉圧力容器鋼の照射脆化に関しては，例えば，金属 71 (2001) 717， 金属 73(2003) 721. が詳しい．
2) 日本電気協会：JEAC 4201-2007.
3) T. Takeuchi et al.: J. Nucl. Mater. 402 (2010) 93.
4) A. Kuramoto et al.: J. Nucl. Mater. 425 (2012) 65.
5) 経 済 産 業 省 原 子 力 安 全・保 安 院 発 表 資 料（2012 年 8月 29 日 ）：「 原 子 力 圧 力 容 器 の 照 射 脆 化 に つ い て 」（http://www.meti.go.jp/press/2012/08/20120829001/20120829001.html）
6) Y. Nagai et al.: Phys. Rev. B 61 (2000) 6574.
7) 永井康介ほか：ぶんせき 7 (2003) 374.
8) A. Kuramoto et al.: Acta Materialia (in print).
9) I. A. Vatter et al.: Int. J. Press. Ves. Pip. 54 (1993) 31.
10) A. Ulbricht et al.: Phil. Mag. 87 (2007) 1855.
11) M. Valo: VTT Report 02941 (2008) 8.
12) M. K. Miller: Atom Probe Tomography: Analysis at the Atomic
Level (Springer, New York, 2000).
13) J. M. Hyde, C. A. English: Mat. Res. Soc. Symp., 2001.
14) K. C. Russell, L. M. Brown: Acta Metallurgica 20 (1972) 969.
15) H. Ohkubo et al.: Mater. Sci. Eng. A 350 (2003) 95.
16) Y. Nagai et al.: Phys. Rev. B 63 (2001) 134110.

(2013 年 6 月 17 日受付)

は SC に加えて MD も硬化に寄与していることが，陽電子消滅の結果からも示唆された．この結果は，脆化機構が照射前の状態の違いによって大きく異なる可能性を示しており，脆化の予測にとって重要な情報である．
最後に，本研究で述べた MD の実体や，初期照射と再照射とで MD による硬化への寄与が異なる理由について
は，現時点では未だ明らかではない．現在，透過型電子顕

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外山ほか： 陽電子消滅および３次元アトムプローブによる原子炉圧力容器鋼の照射脆化機構に関する研究

著 者 紹 介最近の研究から長谷川 雅幸: 1970 年 6 月東北大学工学研
究科博士課程中退．同年 7 月東北大学金外山 健: 2007 年東北大学大学院博士課程修了（博士（工学））．日本学術振興会特別研究員 (PD)，東北大学金属材料研究所
助教を経て 2013 年 7 月より現職（東北大学金属材料研究所・大洗センター・講師）．
現在，軽水炉鉄鋼材料の照射劣化の研究

属材料研究所助手．その後，助教授，教授を経て 2007 年 3 月定年退職．同年 4 月
東北大学名誉教授，東北大学サイクロト
ロン・ラジオアイソトープセンター研究
教授．陽電子を用いた材料物性，原子炉材料の照射損傷などに興味を持っている．

に従事．材料照射の高度化のための照射装置の開発にも取り組んでいる．

永井 康介: 1998 年 3 月東京大学大学院理学系研究科博士課程修了（理学博士）．同
清水 康雄: 2009 年 3 月慶應義塾大学大学
院理工学研究科博士課程修了（博士（工学））．2008 年–2009 年度日本学術振興会
特別研究員．ベルギー王国ルーヴェン・カ
トリック大学博士研究員を経て， 2010 年
4 月より現職（東北大学金属材料研究所・

材料照射工学研究部門・助教）．固体中の拡散，３次元アト

年 4 月より東北大学金属材料研究所助教．
その後，助教授，准教授（名称変更）を経て 2009 年 4 月より現職（東北大学金属材料研究所 材料照射工学研究部門 教授）．
電子顕微鏡では見えない微小な欠陥や材料の変化に関する陽電子や 3 次元アトムプローブなどの手法を用いた研究に従事．日本陽電子科学会理事．

ムプローブを用いた研究に従事．
井上 耕治: 2002 年東大総合兵頭研で博士号取得後，東北大金研長谷川研，京大工白井研を経て，現在，東北大金研永井研
所属．材料中での陽電子やポジトロニウ
ムの挙動を理解し，その特徴を生かした材料評価を行おうと努力中．

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