INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-3

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オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属のミクロ組織への熱時効と照射の影響
Inﬂuence of long-term thermal aging and irradiation on microstructure ofaustenitic stainless steel welds
藤井克彦（Katsuhiko Fujii）＊1

福谷耕司（Koji Fukuya）＊1

要約
オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属への熱時効と照射の影響を明らかにすることを目的に，長期熱時効させた 316L および 308L 溶接金属をイオン照射して硬さの変化とミクロ組織の変化を調べた．その結果，熱時効により増加したフェライト相の硬さは照射により減少することを確認するとともに，その原因は熱時効によるスピノーダル分解，すなわち Cr 濃度の局所的な変化が減少することであることが分かった．イオン照射のように速い損傷速度条件下では照射がスピノーダル分解への熱時効影響を加速しないことが確認された．一方，照射は熱時効により形成した溶質原子クラスタを成長させる傾向が見られたが，未時効材でも同様なクラスタ形成が認められ，クラスタ形成に対する熱時効と照射の重畳影響は小さいことが示唆された．また，Moはスピノーダル分解を抑制する効果があるのに対して，クラスタ形成を促進する効果があることが分かった．
キーワード

オーステナイト系ステンレス鋼溶接金属，脆化，熱時効，イオン照射，
スピノーダル分解，G 相析出，アトムプローブ

Abstract
Austenitic stainless steel weld specimens embrittled by long-term temperatureaccelerated thermal aging were irradiated with 6.4 MeV iron ions at 300℃ to study eﬀects
of irradiation on the steels. The microstructural change was examined by an atom probe
tomography observation and the hardness change was measured with an ultra-micro hardness
tester. The hardening of the ferrite phase by thermal aging was found to reduce with irradiation.
The spinodal decomposition of the ferrite phase into an iron-enriched α phase and a chromiumenriched α’ phase and G-phase precipitation occurred after the long-term thermal aging. The
modulation of the chromium density was found to reduce with irradiation. Ni/Si enrichedclusters related to G phase precipitates were also observed in ferrite phases of thermal-aged andirradiated specimens. Formation of these clusters was enhanced by irradiation. The eﬀects of
Mo on the microstructure of ferrite phases were reducing spinodal decomposition and enhancing
cluster formation under thermal aging and irradiation.
Keywords

austenitic stainless steel weld, embrittlement, thermal aging, ion irradiation,spinodal decomposition, G-phase precipitation, atom probe tomography

1. はじめにある．また，機械的特性の変化として耐力や引張強さ，硬さの増加を伴う．このため，非常に多くの研

加圧水型原子炉（PWR）の１次系主冷却材配管究が行われ，PWR 温度条件（350℃以下）では熱時等で使用されている鋳造オーステナイトステンレス

効脆化を起す主なミクロ組織変化は，フェライト相鋼（フェライト相とオーステナイト相からなる２相ステンレス鋼．以下，鋳造ステンレス鋼と呼ぶ．
）に生じるスピノーダル分解（クロム（Cr）が濃化した α’ 相と鉄（Fe）が濃化した α 相への相分離）との熱時効脆化は重要な劣化事象の一つである（1）．熱析出相（ニッケル（Ni）リッチなケイ（Si）化物である

時効脆化は，時間と温度に依存したミクロ組織変化

（Mn）
，
モリブデン
（Mo）
）
G相
（M6Ni16Si7, M= マンガンにより生じる延性の低下や靭性と衝撃特性の劣化でなど）の形成であることが認められており，析出相＊ 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 . 25 2018 NT-376の形成は材料組成に依存することが知られている（2）とで脆化を低減する可能性が考えられることを提案

～
（4）

した．

．

PWR 構造物材料のうちフェライト相とオーステ

また，PWR 実機環境で長時間熱時効と照射されナイト相の２相組織からなるステンレス鋼は，鋳造たステンレス鋼溶接金属のフェライト相におけるステンレス鋼以外にも，その溶接部とオーステナ

ミクロ組織変化を調べることを目的に，PWR で類

イト系ステンレス鋼（以下，ステンレス鋼と呼ぶ．
）

似の熱時効条件下にて使用されたステンレス鋼溶の溶接部がある．ステンレス鋼の溶接部は，鋳造ス

接金属のうち中性子照射を受けた材料（304 系溶接

テンレス鋼と同様に熱時効により経年変化を起こ金属）と受けない材料（316 系溶接金属）についてす．例えば，延性脆性遷移温度の上昇やフェライト

フェライト相のアトムプローブ（APT）測定結果

相のスピノーダル分解と G 相の析出が報告されていが報告している（10）．スピノーダル分解と G 相もし,．ただし，鋳造ステンレス鋼中のフェライる（5）（6）トの体積率が 10 ～ 25% であるのに対して，ステン

くはその前駆体の析出物の形成を共通して確認した（E >が，調べた低中性子束条件（1 ╳ 1013 n/cm2･s

レス鋼の溶接部は５～ 15% とフェライト相の含有

0.1 MeV））では，照射による Cr 濃度変化の促進は量が少ないため，軽水炉で想定される温度条件下で認められず，析出物の成長が認められた．ただし，はステンレス鋼の溶接部における熱時効脆化の影響比較した材料で Mo 濃度が異なっており，Mo の影は小さいと考えられている．

響も含めて照射の影響についてはさらにデータを拡

一方，中性子照射により引き起こされる脆化現象

充して検討する必要があることが分かった．

17

そこで本研究では，長時間熱時効と照射されたス

n/cm （E > 1 MeV）程度の低照射量から生じる場

テンレス溶接金属のフェライト相におけるミクロ組合がある．鋳造ステンレス鋼は軽水炉炉心の高中性

織変化に関する理解を深めることを目的に，イオン子束の領域では使用されていないが，炉心の周辺部照射試験を実施した．400℃で熱時効した 316L およ

では下部炉心支持構造物等に使用されている場合がび 308L 溶接金属を対象として，軽水炉温度条件をあり，1020 n/cm2（E > 1 MeV）オーダーの中性子念頭にして 300℃で照射を行い，熱時効組織の照射照射を受ける．このため，米国では，運転ライセンによる変化を APT で測定し，熱時効により生じた

ス更新に際して熱時効に伴う破壊靱性値の低下に照

ミクロ組織変化がイオン照射によりどのように変化

射効果を加味する必要があるかどうかの検討が原子するかを調べるとともに，硬さの変化との関係を調（7）

力規制委員会（NRC）を中心に進められつつある ．

べた．また，316L および 308L 溶接金属を比較する

これに対して，オーステナイト鋼の溶接部は数 dpa

ことで Mo の影響を検討した．

として照射脆化があり，原子炉容器鋼のように 102の高照射量の中性子に曝される炉心槽に存在しており，現在は破壊靱性の低下が問題とはなっていないが，照射の影響を把握しておくことは重要である．
このため，米国電力研究所（EPRI）を中心に加速熱時効した鋳造ステンレス鋼を高速実験炉 BOR-60
で中性子照射して照射効果を調べる研究が進められ
（8）

ている ．

2. 実験方法
2.1 供試材
400℃で 100 時間，1,000 時間，10,000 時間それぞれ時効した 316L および 308L 溶接金属とその未時効

そこで，著者らは２相ステンレス鋼の照射効果を材を供試材として用いた．以下，それぞれ 100h 時

明らかにすることを目的に研究を進めてきた．長期

効材，1kh 時効材，10kh 時効材，未時効材と呼ぶ．

熱時効させた鋳造ステンレス鋼をイオン照射して硬表１に化学組成を示すとともに，図１に 308L 溶接

さの変化とミクロ組織の変化を調べ，照射効果によ金属を例として未時効材の代表的な金相組織を示し

りフェライト相の時効硬化が小さくなることを確認するとともに，その原因としてスピノーダル分解

た．フェライト相の含有量は12～15% である．フェライト相はオーステナイト下地に幅数 μm で樹枝による Cr 濃度の変調が小さくなることを報告して状に分散しており，連続的に存在していた．また，（9）いる ．また，イオン照射のように高い損傷速度条

316L 溶接金属も同様な組織であり，フェライト相件下では，照射は脆化の促進因子ではなく，熱時効の含有量は約 15% である．なお，400℃の時効によのみの場合に比べてスピノーダル分離を抑制するこる金相組織の変化はともに認められていない．

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-3

表１

77308L および 316L 溶接金属の化学組成（wt%）

C

Si

Mn

P

S

Ni

308L

0.032

0.35

1.45

0.024

0.002

9.79

316L

0.024

0.42

1.56

0.025

0.002

12.11

Cr

Mo

Fe

19.53

-

Bal.

19.26

2.20

Bal.

温度 50K，パルス比 0.15 とした．
APT 測定で収集したデータは，質量／電荷比ごとに元素の種類を決定し，Fe，Cu，Ni，Fe/Ni-58，
Mn，Si などの３次元像形成処理（測定したデータからアトムマップを再構成するコンピュータ処理）を行った．なお，３次元像形成処理においては，アトムマップの z 方向長さを最適化するために，電圧
パルスモードでは Evaporation Field = 33.0 V/nmと Image Compression Factor = 1.1を用いた．
また，
Fe と Ni の化学組成の割合から質量 58 の原子の多くが Ni と考えられることから，以下の評価では質量
図１

溶接金属のミクロ組織の例（308L 溶接金属）

2.2 イオン照射

58 の原子は Ni として取り扱った．

3. 結果

京都大学イオン照射設備 DuET でイオン照射試
3+験を実施した．照射には，6.4 MeV の Fe イオンを用いた．照射温度は 300℃であり，深さ 600 nm で-5，照射の照射量 0.2 dpa（損傷速度 3.3 × 10 dpa/s）-4，照射量 5 dpa
量 1 dpa（損傷速度 1.0 × 10 dpa/s）-4（損傷速度 3.3 × 10 dpa/s）の照射を行った．なお，（11）

3.1 硬さ測定
図２には，時効材のフェライト相とオーステナイ
ト相のナノインデンテーション硬さの測定結果を時
効時間に対して示した．時効時間０のデータは未時
効材のものである．また，図３には，時効照射材の損傷量の計算には SRIM2006 を用い ，はじき出
しエネルギーを Ed = 40 eV として行った．なお，

フェライト相とオーステナイト相のナノインデン注入された Fe イオンの 600 nm 深さ位置での量は最た．熱時効により 316L および 308L 溶接金属のフェ大 0.005 at% であり，無視できる量であった．なお，ライト相はともに著しく硬さが増加して 1000 時間

時効材と未時効材に対してイオン照射した試料をそ以上で飽和する傾向を示すのに対して，オーステナ

れぞれ時効 0.2dpa 照射材，時効 1dpa 照射材，時効

イト相では明確な硬さの変化は認められない．ま5dpa 照射材，未時効 0.2dpa 照射材，未時効 1dpa 照

た，308L 溶接金属に比べて 316L 溶接金属の方が，射材，未時効 5dpa 照射材と呼ぶ．

短い時効時間から硬化するとともに硬化の飽和値は2.2

APT 測定テーション硬さの測定結果を照射量に対して示し大きい傾向がある．照射の効果についてみると，未時効材および硬さの増加量が 500 MPa 程度の時効材のフェライト相ではイオン照射により硬さが増加

集束イオンビーム加工装置を用いてフェライト相した．一方，硬化量の大きな時効材では硬さが一旦とオーステナイト相を含む試験片を採取し，APT減少する傾向を示し，0.2 dpa の照射で硬さが 1000

測定用の針状の試料を作製した．針状の試料は軸がMPa 以上減少し熱時効による硬化が大きく回復す

イオン照射面に平行で，深さ 600 nm になるようにるが，照射量が増加すると硬さの回復量は小さくな作製した．これにより，APT 測定された領域はほり，5 dpa の照射では照射前以上の硬さまで増加しぼ一定の照射量と見なすことができる．

た．ただし，硬さの回復量の変化は熱時効条件に依APT 測定には，CAMECA 社製の LEAP3000XHR

存する傾向が認められた．すなわち，熱時効時間がを用いた．測定には電圧パルスモードを用い，試料

短い試料ほど硬さの回復量の減少が低い照射量から

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-3

78

（1）

（2）

図２

溶接金属の熱時効による硬さの変化．（1）硬さ，（2）硬さの増加量（1）

フェライト相（3）フェライト相

図３

（2）

（4）

オーステナイト相

オーステナイト相

溶接金属の照射による硬さの変化．（1）フェライト相の硬さ，（2）オーステナイト相の硬さ，（3）フェライト相の硬さの変化，（4）オーステナイト相の硬さの変化始まる傾向があった．
これは，
熱時効によるスピノー

び硬化してゆくことを示唆する．なお，316L およ

ダル分解や析出相や溶質原子クラスタの形成といっび 308L 溶接金属の違いは明確ではない．

たミクロ組織変化が，イオン照射により一旦何らか

これに対してオーステナイト相では時効によらずの回復を示すが，もとの熱時効ミクロ組織変化の程照射により硬さは増加する傾向を示した．照射硬化度と照射量の増加によりミクロ組織変化が進み，再量は 316L 溶接金属に比べて 308L 溶接金属の方が大INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-379

きい傾向が認められた．得られた硬さに対する熱時

アトムマップの例を示した．316L および 308L 溶接

効と照射の影響は，鋳造ステンレス鋼（フェライト

金属の 10kh 時効未照射材のものと未時効 1dpa 照射

量 25 %）を熱時効してイオン照射した研究により材のものである．各アトムマップの大きさはスケー得られている結果（9）と類似していた．

ルを統一しており，クラスタのサイズ等を直接比較

3.2

することができる．Fe，Cr，Mn，Ni，Mo，Si，P

APT 測定について原子マップを示した．測定されたアトム
マップについて化学組成を計算した結果，全ての308L 溶接金属，316L 溶接金属ともに未時効未照試料で Cr 濃度は 25 wt% 以上であり，フェライト相

射材のフェライト相では各元素の分布は均一であが測定されていると判断された．熱時効した 316L

り，溶接時の熱影響による Cr 濃度の揺らぎや G 相および 308L 溶接金属では Cr のアトムマップに明確

析出物等の形成は認められなかった．未時効未照射

な揺らぎが観察され，400℃での熱時効によりスピ材以外では Ni，Si，Mn，Mo，P が集積した微小なノーダル分解が生じていることが確認された．
また，

クラスタが高密度に観察された．また，一部の試料

Ni，Si，Mn，P が集積した微小なクラスタが高密に Cr 濃度の揺らぎが観察され，スピノーダル分解

度に観察された．なお，316L 溶接金属ではクラス

による Cr が濃化した α’ 相の形成が示唆された．

タに Mo が含まれ，308L 溶接金属に比べてクラスタ

図４に，熱時効および照射されたフェライト相の

図４の数密度が大きい傾向がある．この結果は，308L

溶接金属のフェライト相の原子マップの例

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-380

溶接金属に比べて 316L 溶接金属の方が熱時効に伴う硬化量が大きい傾向と一致する．

図５と６には，316L および 308L 溶接金属のフェライト相で測定された原子マップの一部を切り出

未時効材に対して照射を行った試料では Cr のア

し，Cr のアトムマップと Ni，Si，Mn のアトムマッ

トムマップに明確な揺らぎは観察されず，300℃のプを比較してそれぞれ示した．Cr の局所的な濃度

イオン照射ではスピノーダル分解を生じがたいこと変化と Ni-Si-Mn クラスタの形成に熱時効と照射のが分かった．ただし，Ni，Si，P が集積した微小な影響が認められる．Cr の局所的な濃度変化についクラスタが高密度に観察され，これらが硬化の要因ては，308L 溶接金属と 316L 溶接金属で非常に類似であることが示唆される．なお，照射により形成すした変化を示した．熱時効時間の増加に伴い相分離

るクラスタには Mn の集積は認められず，熱時効とが進行するが，照射により相分離が緩和される傾向

照射でクラスタの形成機構に違いがあることが示唆が認められる．Ni-Si-Mn クラスタの形成についてされる．

は，316L 溶接金属の方が 308L 溶接金属と比べて短（1）Cr のアトムマップ（2）Mn, Ni, Si のアトムマップ
図５316L 溶接金属のフェライト相の原子マップの比較（ボックスサイズ：40 × 20 × 5nm）

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-3

81（1）Cr のアトムマップ（2）Mn, Ni, Si のアトムマップ
図６308L 溶接金属のフェライト相の原子マップの比較（ボックスサイズ：40 × 20 × 5nm）

い熱時効時間でクラスタを形成する傾向があり，照表２

射による変化も大きい傾向が認められた．
表２に APT で測定された元素比から求めたフェライト相の平均組成を 316L および 308L 溶接金属について示した．308L 溶接金属の Mo 濃度が 0.4 wt%

APT データから算出した 308L および 316L 溶接
金属のフェライト相の平均組成（wt%）
Si

Mn

Ni

Cr

Mo

Fe

308L

0.4

1.1

4.5

27.2

0.4

Bal.

316L

0.8

1.3

5.8

25.3

4.3

Bal.

であるのに対して 316L 溶接金属は 4.3 wt% であり，によるミクロ組成変化と熱時効による変化は認めら大きな違いが認められる．ただし，Ni や Cr 等の他れなかった．この結果は，硬さが熱時効により変化の元素の濃度の違いは小さい．

しなかった結果と一致する．図７に熱時効後にイオ

オーステナイト相については，308L 溶接金属，ン照射した試料の例として 316L 溶接金属の 1kh 時

316L 溶接金属ともに未時効未照射材と時効未照射

効 5dpa 照射材の Si のアトムマップを示した．直径

材では各元素の分布は均一であり，溶接時の熱影響

が10 nm 以下の Si クラスタが観察されるともにルー

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-382

ム分布とは異なる値となることによる．これに対して，第一近接分布解析法による Cr 原子の ”Short
Range Ordering”（Cr 原子が短い周期で配列するよ
うになること）の解析では，その影響を含みにくい．
10nm
図７316L 溶接金属 1kh 時効 5dpa 照射材のオーステナイ
ト相の Si のアトムマップ

そこで本研究では，Cr 原子について第一近接間距
離計算して頻度分布を求め，ランダム配置を仮定した分布と比較してスピノーダル分解の程度を評価した．なお，クラスタの影響を除くため，解析はクラプ状の Si の集積が幾つも観察される．このような Si

スタ部分を除いた領域に対して行った．

の分布は，中性子照射された 316 ステンレス鋼でも

図８（1）と（3）には，顕著な Cr の局所的な濃度変観察されている（13）．ステンレス鋼の照射によるミ化が認められた 308L 溶接金属と 316L 溶接金属のクロ組織変化はフランクループやブラックドット，

10kh 時効材のフェライト相について Cr-Cr の第一キャビティ，γ’ 析出物の形成によることが知られて近接間距離の頻度分布を解析した結果を，ランダムおり，これらの評価には透過型電子顕微鏡による評配置を仮定した分布とともに示した．”Short Range

価が必要である．また，オーステナイト相には熱時Ordering” が生じるほど Cr-Cr の第一近接間距離が効の影響が確認されなかったことから，以下，フェ小さくなるため，分布は小さな値の方にシフトする．

ライト相の変化に絞って議論する．

308L 溶接金属と 316L 溶接金属ともに明確なピークのシフトが認められる．図８
（2）
と
（4）
には，第一近4. 考察

接間距離の頻度分布の解析結果とランダム配置を仮4.1 フェライト相のスピノーダル組織

はこの差の積分値で 1NN パラメータの値が定義さ定した分布との差を示した．第一近接分布解析法でれる．

スピノーダル分解の定量的な評価は Cr の局所的

図９には，1NN パラメータの時効時間に対するな濃度変化を定量的に表すパラメータを用いて行われる．Fe-Cr 合金のような２元系では Cr リッチな α’

変化を示した．1NN パラメータは 308L 溶接金属と相と Fe リッチな α 相への相分離のみしか生じない

飽和傾向を示した．また，316L 溶接金属に比べてため，Cr の局所的な濃度変化を周期と振幅で比較

308L 溶接金属の方がわずかに大きい傾向が確認さすることが可能である．しかし，溶接金属の場合にれた．

316L 溶接金属ともに時効時間の増加に伴い増加し，は，図５と６に示したように Cr の局所的な濃度変図 10 には，1NN パラメータの照射に伴う変化を化と Ni-Si-Mn クラスタの形成が同時に生じる．ク

示した．308L 溶接金属と 316L 溶接金属ともに未時

ラスタが Cr を含まない場合にはクラスタに対応し効材ではほとんど 1NN パラメータは変化しないのた Cr 濃度が低い領域が観察されるが，これはスピに対して，時効材では照射により減少した．最もノーダル分解とは関係しない．このように，Cr 原

顕著なスピノーダル分解が生じていた 10kh 時効材

子分布の解析においては，クラスタが影響する場合については，308L 溶接金属に比べて 316L 溶接金属があることを考慮する必要があり，このような場合の方が照射に伴う変化が大きい傾向が顕著に確認には Cr の濃度変化を周期と振幅で評価することはされ，Mo が照射下でのスピノーダル分解を低減す難しい．

る可能性を示唆する．また，5 dpa 照射された 316L
（14）

と第一

溶接金属では 1NN パラメータは熱時効条件によらと呼ばれる方法も用いられるが，ず未時効材程度の小さい値まで回復した．これらの微細なクラスタを高密度に含む場合，V パラメータ

結果は，今回の照射条件においては照射によりスピ

法では V パラメータの変化にその影響を含む可能

ノーダル分解が回復するとともに，照射後のスピ性がある．これは，V パラメータ法では測定された

ノーダル分解の程度が照射のみによって決定されて全原子を例えば 100 個ずつのブロックに分けてそのいる可能性を示唆する．

Cr 原子分布解析には，V パラメータ法（15）

近接分布解析法

中の Cr 濃度を解析して Cr 濃度の頻度分布を求める

熱時効した 308L 溶接金属に対して研究炉で中性ため，クラスタが含まれる場合には見かけ上ランダ

子照射を行い，スピノーダル分解と溶質原子クラス

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-3

（1）

（2）

（3）

（4）

83

図８ （1）（2）316L,
溶接金属と（3）（4）308L,
溶接金属の 10kh 時効材のフェライト相の Cr-Cr の第一近接間距離の頻度分
布およびランダム分布との差

図９

溶接金属のフェライト相の Cr 原子 1NN パラメー
タと時効時間との関係

図 10

溶接金属のフェライト相の Cr 原子 1NN パラメー
タの照射による変化

きいがスピノーダル分解に対する影響は非常に小さタの変化を APT で調べた結果が Li らにより最近報（16）

くわずかに進行したと報告している．本研究のイオ．400℃で 2222 時間時効した材料をン照射条件では 300℃で 5 dpa 照射で約４時間であHalden 炉にて 315℃で 0.08 dpa 照射（照射時間は約る．未時効材を照射した場合にはクラスタについて

4400 時間）した場合，クラスタに対する影響は大は明確に形成し，照射量の増加に伴い成長するとと告されているINSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-384

もに密度が増加したが，スピノーダル分解について

フェライト相の組成は Mo を除きほぼ等しいのに対はその指標の 1NN パラメータがわずかに増加する

して，Pareige らの研究では材料の Ni 濃度が異なっのみで Cr 原子マップには認められるような変化はており，Mo 以外の影響を含む可能性が考えられる．

生じなかった．これらの結果は照射により導入される照射欠陥はスピノーダル分解よりむしろクラスタの形成・成長に対して影響することを示唆する．た4.2 フェライト相の溶質原子クラスタ

だし，照射条件が限定されており，照射量依存性等

溶質原子のクラスタリングを定量的に検討するたの照射条件の影響は不明であり，さらに今後も検討

め，再帰的探索アルゴリズムに基づくクラスタ解析が必要である．

を行った．本解析の手順は，（1）クラスタを構成す

材料の化学組成のスピノーダル分解に対する影るコア原子を定義し，設定した距離（以下，コア原

響のうち Mo の影響について，350℃の熱時効にお子連鎖距離と呼ぶ．
）以内にあるコア原子の連鎖か

いて Mo フリーの２相ステンレス鋼でスピノーダル

らクラスタのコアを抽出する，（2）クラスタを構分解の程度が小さいことが Pareige らにより報告さ成するコア原子から設定した距離（以下，周辺原子（17）．溶接金属を 400℃で熱時効した本研究

抽出距離と呼ぶ．
）以内にあるその他の原子（以下，の結果では，316L 溶接金属に比べて 308L 溶接金属

周辺原子と呼ぶ．
）を抽出する，（3）周辺原子のうの方がわずかに大きい傾向が確認され，Pareige らち設定した条件（一定の距離内にあるコア原子の数）により報告されている Mo 影響とは逆の傾向であっに満たないものを取り除く．設定が必要なコア原子

た．本研究で測定した 316L および 308L 溶接金属の連鎖距離，周辺原子抽出距離，周辺原子の一部の除

れている

図 11

316L 溶接金属のフェライト相に形成したクラスタの直径分布の比較

INSS JOURNAL Vol . 25 2018 NT-3

去条件の各パラメータについては，先のステンレ（10）

ス鋼溶接金属を対象にした研究で使用したパラメータを参考にして，クラスタが適切に抽出できる

85

状態で存在しており，照射により一部のクラスタが分解する過程とクラスタが成長する過程が支配的となったためと考えられる．

値を設定した．ここでは，コア原子を Ni，Si，Mn

図 13 には，316L および 308L 溶接金属のフェライとし，コア原子連鎖距離と周辺原子抽出距離は 0.5

ト相で抽出されたクラスタの平均直径と数密度，体nm とし，周辺原子の一部の除去条件については 0.5

積率の時効時間と照射による変化を示した．316L

nm 以内に２個以下しかコア原子を含まない場合と溶接金属と 308L 溶接金属ともに時効時間の増加にした．また，クラスタとして扱うコア原子の最小数

伴いクラスタの平均直径は増加する傾向があるが，は 50 個とした．なお，クラスタの大きさはギニエ

1000 時間以上の時効ではその変化は小さい．クラ半径で定義した．

スタの数密度についても時効時間に伴い増加する傾

図 11 と 12 には，316L および 308L 溶接金属のフェ向が認められるが，308L 溶接金属の方が 316L 溶接

ライト相で抽出されたクラスタのサイズ分布を示し金属に比べて数密度は一桁程度低い．Mo の G 相形

た．未時効材では照射によりクラスタが形成し，照成に対する影響については，350℃の熱時効におい射量の増加に伴い成長した．時効材では照射前からて Mo フリーの２相ステンレス鋼で G 相の形成が少クラスタが形成しており，照射により幾分成長する

ないことが Danoix ら

傾向が認められた．長時間の時効材については，ク

告されており，本研究結果と一致した．

（14）と Pareige ら（17） により報ラスタのサイズ分布に系統的な変化は認められな

また，クラスタの平均直径と数密度から算出した

い．これは照射前にすでにクラスタがほぼ飽和したクラスタの体積率は時効時間に伴って増加するとと

図 12308L 溶接金属のフェライト相に形成したクラスタの直径分布の比較

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図 13

溶接金属のフェライト相のクラスタの平均直径と数密度，体積率の時効時間と照射による変化

もに，308L 溶接金属の方が 316L 溶接金属に比べて

い 308L 溶接金属の数密度が大きく増加することで一桁程度低い．

その差は減少した．これは，1024 m-3 のオーダーで一方，照射の影響については，クラスタの平均直平均直径が 5 nm のクラスタが形成している状態は径，数密度，体積率ともに照射に伴い増加する傾向

平均すると一辺が10 nm 以下の立方体内に１個のクが認められる．また，316L 溶接金属と 308L 溶接金

ラスタが分布する状態であり，ほぼ飽和状態にある属のクラスタの数密度の違いについては，照射に伴ためと考えられる．

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図 14 には，316L および 308L 溶接金属のフェライト相で抽出されたクラスタの平均組成の時効時間と87

これは，観察されたクラスタがともに G 相もしくはその前駆体に相当するためと考えられる．

照射による変化を示した．熱時効により形成するク

一方，照射の影響については，照射に伴い Ni，Si

ラスタの組成は，Ni，Si，Mn がバルクの組成と比濃度は増加し，Cr，Mo，Mn 濃度は減少する傾向

較して５倍程度濃縮したもので，時効時間の増加にを示し，Fe 濃度はほとんど変化しなかった．また，伴い Mn，Ni，Si，Mo 濃度は増加し，Fe，Cr 濃度

照射後に存在するクラスタの組成は初期の熱時効状は減少する傾向を示した．316L および 308L 溶接金

態によらずほぼ一定であることが分かった．また，属でクラスタの組成に 316L 溶接金属で Mo 濃度が316L 溶接金属においても照射後のクラスタはほと高いことを除いて大きな違いは認められなかった．

んど Mo を含まない特徴があった．

（1）クラスタの平均組成の時効時間による変化（2）クラスタの平均組成の照射による変化（316L 溶接金属）（3）クラスタの平均組成の照射による変化（308L 溶接金属）
図 14

溶接金属のフェライト相のクラスタの平均組成の時効時間と照射による変化

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ステンレス鋼溶接金属を 400℃程度で熱時効した

ることは確認できない．また，中性子照射された

場合には，G 相（M6Ni16Si7, M=Mn, Mo）析出物がフェライト鋼で G 相の照射促進析出が起こることが形成することが知られている．図 15 には，316L 溶

Gelles と Thomas により報告されており，その機構

接金属 10kh 時効材のクラスタ中の Si 原子数に対すとしてアンダーサイズ元素の Si が照射欠陥と優先る Ni 原子数と Mn+Mo 原子数の関係を示した．Ni

的に相互作用することが提案されている（18）．図 14については，時効材，時効 5dpa 照射材ともに Si のに示したようにイオン照射におけるクラスタの平均数が増加するのに伴い Ni/Si 比が約 3.3 の割合で増組成の変化でも照射に伴い Si 濃度が高くなる傾向

加し，照射による違いは認められなかった．一方，があり，中性子照射と同様な照射促進による析出おMn と Mo については，時効材では Si の数が増加す

よび析出物の変化が生じていることが示唆される．

るのに伴い（Mn+Mo）/Si 比が 1.4 の割合で増加しこのことから，熱時効材では新たにクラスタが形成たのに対して，時効 5dpa 照射材では（Mn+Mo）/

するよりも熱時効で形成したクラスタが照射によりSi 比が 0.6 に減少した．この違いについては，照射誘起される照射欠陥やその移動により運ばれる溶質

により熱時効とは異なるクラスタもしくは析出物が原子を吸収および放出することでクラスタの組成が形成することを示唆する．図 11 に示した 316L 溶接

変化する機構が支配的であることが示唆される．

金属 10kh 時効材の照射によるクラスタのサイズ分

これらの結果は，照射下で 316L および 308L 溶接

布には，照射により微小なクラスタが新たに形成す金属のフェライト相に存在する溶質原子クラスタは
熱時効により生じるクラスタとは異なっており，熱時効では Mo 濃度の異なる 316L 溶接金属と 308L 溶
接金属でクラスタの形成が異なるが，照射下ではMo を含まないクラスタが 316L および 308L 溶接金属でともに形成することでその差は減少することを示唆する．

4.3 フェライト相の硬化に対するスピノー
ダル組織と溶質原子クラスタの影響
熱時効により形成する溶質原子クラスタは硬化を引き起こす因子であり，高密度に形成した溶質原子
クラスタはフェライト相の硬化に寄与していると考えられ，スピノーダル分解も含めたミクロ組織変化と硬さの変化との関係の議論が必要である．照射では溶質原子クラスタ以外にも転位ループなどの欠陥
クラスタの形成が考えられ，これらもフェライト相の硬化に寄与すると考えられる．ただし，本研究では透過型電子顕微鏡（TEM）観察による転位ルー
プ等の欠陥クラスタの評価は行っていないため，こ
こでは溶質原子クラスタとスピノーダル分解に限定
してフェライト相の硬化への寄与を検討した．
図 16 に 316L および 308L 溶接金属のフェライト相について未時効未照射材からの硬さの増加量と1NN パラメータとクラスタ体積率の平方根√V-f との関係を示した．材料の硬化が分散した硬化因子のみ

図 15316L 溶接金属 10kh 時効材のクラスタ中の Si 原子数に対する Ni 原子数と Mn+Mo 原子数との関係の照射による変化で支配される場合には，硬化因子の体積率の平方根√V-f と硬化量は線形関係があることが知られている．図 16（1）と（2）に示したように 1NN パラメータ

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なく，両因子が寄与していることを示唆する．スピ（1）

ノーダル分解と溶質原子クラスタの形成による硬化がそれぞれ 1NN パラメータと√V-f に比例すると仮定し，スピノーダル分解と溶質原子クラスタの形成による硬化が線形に加算できると仮定して，硬化とミクロ組織変化の関係を検討した．図 16（3）は 1NN
パラメータと√Vf の硬化に対する比例定数を１と仮定した場合の結果である．1NN パラメータと√V-f それぞれとの相関に比べて線形に近い関係が得られた．1NN パラメータと√V-f の硬化に対する寄与は同程度であることが推察される．ただし，決定係数 R2
は 0.5 であり√V-f ，データのばらつきは大きい．図16（3）には，316L 溶接金属の 5dpa 照射材を破線で（2）囲んで示したが，硬化量が大きい傾向があることが分かる．これは，今回は検討に加えていない欠陥ク
ラスタが硬化に対して寄与していることを示唆する．さらに，欠陥クラスタも含めて硬化因子について詳細な検討が必要である．

5. まとめオーステナイト系ステンレス鋼溶接金属への熱時
効と照射の影響を明らかにすることを目的に，長期熱時効させた 316L および 308L 溶接金属をイオン照射して硬さの変化とミクロ組織の変化を調べた．

（3）

その結果，熱時効により増加したフェライト相の硬5dpa

さは照射により減少することを確認するとともに，その原因は熱時効によるスピノーダル分解が低減することであることが分かった．イオン照射のように速い損傷速度条件下では照射がスピノーダル分解への熱時効影響を加速しないことが示唆された．
一方，
熱時効によらず照射により形成するクラスタは類似しており，クラスタ形成に対する熱時効と照射の重畳影響は小さいことが示唆された．また，Mo はスピノーダル分解を抑制する効果があるのに対して，クラスタ形成を促進する効果があることが示唆された．

図 16 未 時 効 未 照 射 材 からの 硬さの 増 加 量と1NN パ
ラメータとクラスタ体 積 率 の 平方 根 √Vf との関 係と√V-f に対してそれぞれの増加に伴い硬さの増加量が大きくなる傾向が認められるが，データにばらつ
きが大きく線形に近い関係があるとは言い難い．これはフェライト相の硬化がスピノーダル分解もしく
は溶質原子クラスタの形成のみで生じているのでは

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文 献

（10） K. Fujii, H. Nishioka, K. Fukuya, “APT
measurement of stainless steel welds after（1） 例 え ば，O.K.Chopra,”Long-Term Embrittle-

long-term aging and irradiation,” Proc. 17th

ment of Cast Duplex Stainless Steels in

Int.Symp. on Environmental Degradation

LWR Systems” NUREG/CR-4744,1992.

of Materials in Nuclear Power Systems ‒H.M. Chung, “Aging and life prediction of

Water Reactors, August 9-13, 2015, Ottawa,

cast duplex stainless steel components,” Int.

Ontario, Canada.

J. Pres. Ves. & Piping, 50（1992）179.
O.K.Chopra,”Estimation of Fracture Toughness of Cast Stainless Steels during Thermal
Ageing in LWR systems-Revision 1”
NUREG/CR-4513 Rev.1 1994.

（11） J.F. Ziegler, J.P. Biersak, SRIM2006（Stoppingand Range of Ion in Materials）. Available
from: http://www.srim.org.
（12） Y. Katoh, T. Muroga, T. Iwai, O. Motojima, J.
Japan Inst. Metals, 61, 191（1997）．

（2） A. Trautwein, W. Gysel, “Influence of long（13） K . F u j i i , K . F u k u y a , “ A t o m p r o b etime aging of CF8 and CF8M cast steel attomography analysis of cold-worked 316

temperatures between 300 and 500 deg. C

stainless steels irradiated in PWR,” Proc.

on the impact toughness and the structure
properties,” ASTM STP 756（1982）165.

Fontevraud 9, SFEN, O-T02-058（2018）．
（14） F. Danoix, B. Deconihout, A. Bostel, P. Auger,（3） H.M. Chung, O.K. Chopra, “Kinetics and“Some new aspects on microstructural andmechanism of thermal aging embrittlement

morphological evolution of thermally agedof duplex stainless steels,” Proc. 3rd Int.

duplex stainless steels,” Surface Sci., 266

Symp. on Environmental Degradation of（1992）409.

Materials in Nuclear Power Systems ‒Water Reactors, PA, p. 359（1988）．
（4） F. Danoix, P. Auger, “Atom probe studies of（15） M . K a t o , “ H a r d e n i n g b y s p i n o d a l l ymodulated structure in b.c.c. alloys,” Acta
Met., 29（1981）79.

the Fe-Cr system and stainless steels aged（16） Z. Li, Y. Chen, A.S. Rao, Y. Tang, “Effects

at intermediate temperature: A review,”of thermal aging and low dose neutron

Materials Characterization, 44（2000）177.

irradiation on the ferrite phase in a 308L

（5） K.B. Alexander, M.K. Miller, D.J. Alexander,

weld,” Proc. 18h Int.Symp. on Environmental

R.N. Nanstad, “Microscopical evolution of low

Degradation of Materials in Nuclear Power

temperature aging of type 308 stainless steel

Systems ‒ Water Reactors, 689（2018）．

weldments,” Mater. Sci. Technol., 6（1990）（17） C. Pareige, J. Emo, P. Pareige, C. Domain, S.

314.

Saillet, “Nano-scale study of phase separation（6） S.A. David, J.M. Vitek, D.J. Alexander,in ferrite of long term thermally aged Mo-“Embrittlement of austenitic stainless steel

bearing and Mo-free duplex stainless steels:

welds,” J. Nondestr. Eval., 15,（1996）129.

atom probe tomography and Monte Carlo（7） Generic aging lessons learned（GALL）

simulation,” Proc. Fontevraud 8, SFEN,

report（NUREG-1801）, Rev. 2, US NRC（2010）．

O-T05-091（2014）．
（18） D.S. Gelles, L.E. Thomas, “Eﬀects of Neutron（8） H.T. Tang, J.D. Gilreath, “Aging management

irradiation on microstructure in commercial

of PWR internals components,” Proc. SMiRT

and experimental ferritic alloys,” Topical18, SMiRT18-D06-1（2005）．

Conf. on Ferritic Alloys for Use in Nuclear（9） K. Fujii, K. Fukuya, “Eﬀects of radiation on
spinodal decomposition of ferrite in duplex
stainless steel,” J. Nucl. Mater., 440（2013）
612.

Energy Technologies, June 19-23, 1983,
Snowbird, UT.