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INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-10

2 相ステンレス鋼の照射効果
Effects of Irradiation on Duplex Stainless Steels
藤井克彦 (Katsuhiko Fujii）＊ 1

福谷耕司 (Koji Fukuya）＊ 1

要約 2 相ステンレス鋼の照射効果を明らかにすることを目的に，長期熱時効させた２相ステン
レス鋼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，照射効果によ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による Cr 濃度の変調が小さくなることが分かった．イオン照射のように高い損傷速度条件下では，照射は脆化の促進因子ではなく，熱時効のみの場合に比べてスピノーダル分離を抑制することで脆化を低減する可能性が示唆された．
キーワード

2 相ステンレス鋼，脆化，熱時効，イオン照射，スピノーダル分解，3 次元アトムプローブ

Abstract
Duplex stainless steel specimens embrittled by long-term temperature-accelerated thermal aging were irradiated with 6.4MeV iron ions at 300℃ to study effects of irradiationon the steels. The microstructural change was examined by a three-dimensional atom probe
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  phase and a chromium-enriched ʼ phase and G-phase precipitation occurred after the long-term thermal aging. The
modulation of the chromium density was found to reduce with irradiation. This suggested that the
spinodal decomposition be controlled by the irradiation, not the irradiation-enhanced phasedecomposition.
Keywords

duplex stainless steel, embrittlement, thermal aging, ion irradiation, spinodal decomposition
three dimensional atom probe

1. はじめに（M6 Ni16 Si7 , M=マンガン（Mn), モリブデン（Mo））など）の形成であることが認められている(2)〜(4)．ス

加圧水型原子炉（PWR）の 1 次系主冷却材管等でピノーダル分解の進行と析出相の形成によりフェライ

使用されている鋳造オーステナイトステンレス鋼（フト相が硬化することで材料全体を脆化させる．このたェライト相とオーステナイト相からなる 2 相ステンレ

め，フェライト相の含有量が熱時効脆化の指標の一つ

ス鋼）の熱時効脆化は重要な劣化事象の一つであるとなる．

(1)．熱時効脆化は，時間と温度に依存したミクロ組

PWR 構造物材料のうちフェライト相とオーステナ

織変化により生じる延性の低下や靭性と衝撃特性の劣イト相の 2 相組織からなるステンレス鋼は，鋳造オー化である．また，機械的特性の変化として耐力や引張

ステナイトステンレス鋼以外にも，その溶接部とオー

強さ，硬さの増加を伴う．このため，非常に多くの研ステナイトステンレス鋼の溶接部がある．ステンレス究が行われ，PWR 温度条件（＜ 350℃）では熱時効鋼の溶接部は，鋳造オーステナイトステンレス鋼と同脆化を起す主なミクロ組織変化は，フェライト相に生様に熱時効により経年変化を起こす．例えば，延性脆

じるスピノーダル分解（クロム（Cr）が濃化した αʼ

性遷移温度の上昇やフェライト相のスピノーダル分解

相と鉄（Fe）が濃化した α 相への相分離）と析出相と G 相の析出が報告されている (5)(6)．ただし，鋳造（ニッケル（Ni）リッチなケイ（Si）化物である G 相オーステナイトステンレス鋼中のフェライトの体積率＊1

原子力安全システム研究所 技術システム研究所

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-10

145

が 10〜25% であるのに対して，オーステナイトステ

ーステナイトステンレス鋼とそのアーカイブ材

ンレス鋼の溶接部は 5〜15% とフェライト相の含有量（SCS14A 遠心鋳造材）を供試材として用いた．以下，が少ないため，軽水炉で想定される温度条件下ではオそれぞれ 10kh 時効材，40kh 時効材，未時効材と呼ーステナイト鋼の溶接部における熱時効脆化の影響は

ぶ．表１に化学組成を示すとともに，図１に未時効材

小さいと考えられている．

の代表的な金相組織を示した．フェライト相の含有量

一方，中性子照射により引き起こされる脆化現象とは 23% である．フェライト相はオーステナイト下地

して照射脆化があり，原子炉容器鋼で重要な劣化事象に幅数 m と長さ数十 m の島状に分散しており，連で あ る．照 射 脆 化 を 生 じ る 中 性 子 照 射 量 は 低 く，

続的に存在していた．なお，400℃の時効による金相1017n/cm2 (E ＞ 1MeV)においても延性脆性遷移温度

組織の変化は認められていない．

を高温側にシフトさせる．このように中性子照射によ2.2

る脆化は低照射量から生じる場合がある．鋳造ステン

イオン照射

レス鋼は軽水炉炉心の高中性子束部では使用されていないが，炉心周辺部（下部炉心支持構造物等）に使用

京都大学イオン照射設備 DuET でイオン照射実験されている場合があり，1020n/cm2 (E ＞ 1MeV)オーを行った．照射には，6.4 MeV の Fe3 +イオンを用い

ダーの中性子照射を受ける．このため，米国では，ラた．照射温度は 300℃であり，深さ 600 nm での損傷

イセンスリニューアルに際して熱時効に伴う破壊靱性

速度を 110-4 dpa/s として照射量 1 dpa まで照射し値の低下に照射効果を加味する必要があるかどうかのた．なお，損傷量の計算には SRIM2006 を用い (9)，検討が原子力規制委員会（NRC）を中心に進められはじき出しエネルギーを Ed = 40 eV として行った．

つつある (7)．また，オーステナイト鋼の溶接部は数

なお，注入された Fe イオンの 600 nm 深さ位置でのdpa の高照射量の中性子に曝される炉心に存在してお量は最大 0.001 at% であり，無視できる量であった．

り，現在は破壊靱性の低下が問題とはなっていない

なお，10kh 時効材と 40kh 時効材，未時効材に対しが，照射の影響を把握しておくことは重要である．こてイオン照射した試料をそれぞれ 10kh 時効照射材，のため，米国電力研究所（EPRI）を中心に加速熱時40kh 時効照射材，未時効照射材と呼ぶ．

効した鋳造ステンレス鋼を高速実験炉 BOR-60 で中2.3性子照射して照射効果を調べる研究が進められてい

硬さ測定

る(8)．
そこで本研究では，フェライト相を含むステンレス

硬さは，超微小硬さ測定機（ELIONIX ENT1100）

鋼の照射の影響を把握することを目的として基礎的なを用い，ナノインデンテーションにより室温で測定しイオン照射試験を実施した．熱時効した鋳造ステンレ

た．6.4 MeV Fe イオン照射では，ピーク損傷深さはス鋼を対象として，イオン照射を行い，熱時効組織の照射による変化を 3 次元アトムプローブ（3DAP）と透過型電子顕微鏡で調べることとした．本論文では，
熱時効により生じたミクロ組織変化がイオン照射によりどのように変化するかを 3DAP 観察と硬さ測定で調べた結果を報告する．

2. 実験方法
2.1

供試材

100Pm
図1

400℃で 10,000 時間と 40,000 時間時効した鋳造オ

未時効材の金相組織

表 1 供試材（SCS14A）の化学組成（wt％）
C
0.044

Si
1.46

Mn
0.68

P
0.029

S
0.016

Ni
9.57

Cr
20.02

Mo
2.23

Fe
Balance146

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1500 nm である．超微小硬さ測定では押込み深さの４倍の深さ領域が塑性変形し，この領域の硬さの平均値

400䉝᫬ຠ
10

300nm ᢲ㎸䜏◳䛥 (GPa)が測定される (10)．今回の測定では押込み深さを 300
nm とすることで損傷領域のみの硬さを測定した．硬さは最大荷重と最大押し込み深さから計算した．なお，測定は各試料に対して 40 点以上行った．

2.4

3DAP 測定

3DAP 測定は，（独）日本原子力研究開発機構の廃䃐┦+300䉝/1dpa↷ᑕ5䃒┦

炉措置研究開発センター（通称，ふげん）の管理区域内に開設された高経年分析室（ホットラボ）に導入さ00

れている装置を用いた．この装置は，米国 Imago 社

10

20

30

40

50

3

⇕᫬ຠ᫬㛫 (x10 h)（現 CAMECA 社）製 の LEAP3000XHR で あ り，質
図2

量分解能を向上させるためにリフレクトロンが装備さ

熱時効と照射による硬さの変化れたもので，質量数の違いが少ない元素を多く含む実用の鉄鋼材料の分析には最適なモデルである．また，パルス電圧の印加に代えてレーザー照射を行うことが

3.

結果

3.1

硬さ測定

できるため，半導体や酸化物等の電気伝導性の悪いもしくは無い材料や電圧パルスにより破壊されやすい材料に対しても適用することができる．本実験では，電圧 パ ル ス に よ る 測 定 を 採 用 し て 試 料 温 度 50 K
（223℃）で行った．

図２には，時効材および時効照射材のフェライト相（α 相）とオーステナイト相（γ相）のナノインデン

イオン照射材の試料については，表面近傍に限定さテーション硬さの測定結果を熱時効時間に対して示しれる損傷領域を分析する必要があるため，集束イオン

た．熱時効時間０のデータは未時効材のものである．

ビーム（focused ion beam, FIB)加工装置を用いて試

熱時効によりフェライト相は著しく硬さが増加するの験片を作製した．使用した FIB は INSS が所有するに対して，オーステナイト相では明確な硬さの変化は装置（HITACHI FB2000A）に加えて，3DAP ととも認められない．照射の効果についてみると，未時効材に高経年分析室に導入されている装置も用いた．こののフェライト相ではイオン照射により硬さが増加する

装置は，HITACHI 製の集束イオン/電子ビーム加工のに対して，時効材では硬さが減少した．これに対し観察装置（nanoDUEʼT NB5000）であり，超高速加工てオーステナイト相では時効によらずほぼ一定量の硬FIB と高分解能 FE-SEM を一体化した最新のモデル化を示した．

で高精度加工が可能である．FIB のマイクロサンプリ
ング機構を用いて微小サンプル(2 × 2 × 20  ｍ)を

3.2

3DAP 測定切り出した後，W ニードルの先端に固定し，FIB の
任意形状加工機構を用いて表面から 600 nm の深さが

図３に 40kh 時効材と 40kh 時効照射材のフェライ

針先端の分析領域になるように加工した．これは，ナト相の原子マップを示した．クロム（Cr），ニッケルノインデンテーションにより硬さが測定される領域の（Ni），シリコン（Si），マンガン（Mn）について示し

中央付近のミクロ組織変化を調べるために設定したもており，アトムプローブの原理上 Fe と分離できないのである．なお，各試料について 5106 個以上の原子

質量 58 の Ni は除外している．また，Cr 濃度の変調を測定して，測定領域 1.51022m3（150,000nm3）以や Ni と Si，Mn の集積を明確に示すために奥行きを上の原子マップを取得した．

5nm とするとともに，両マップのスケールを合わせることで大きさと数密度の直接比較ができるように配慮している．フェライト相の 3DAP 測定の結果，時効材ではスピノーダル分解による Cr 濃度の変調が観INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-10

40khᤨല᧚

147

40khᤨലᾖ኿᧚

䃂 㪚㫉
䃂 㪥㫀
䃂 㪪㫀
䃂 㪤㫅

10nm
図 3 40kh 時効材と 40kh 時効照射材の原子マップ

察され，Cr が濃化した αʼ 相の形成と Ni と Si，Mn がなることが分かる．照射の影響を定量的に調べるため集積したクラスタが認められた．また，クラスタにはに，こ れ ら の Cr 濃 度 の 分 布 解 析 を 実 施 し た (11)．

モリブデン（Mo），リン（P），炭素（C）の集積も認

3DAP 観察で測定された全原子を 100 個ずつのブロッ

められ，いわゆる G 相（M6Ni16Si7, M=Mn, Mo）と想クに分けてその中の Cr 濃度を解析して Cr 濃度の頻定される．なお，未時効材では Cr 濃度の変調等のナ度分布を求めた．図５(a)に Cr 濃度の頻度分布の解

ノメートルスケールでの組成分布の変化は確認されな

析結果を示した．なお，3DAP 測定で求めた Cr 濃度

かった．照射による影響についてみると，時効照射材の平均値と標準偏差から正規分布を仮定して計算したでも αʼ 相とクラスタの存在が認められたが，時効し分布も同時に示した．Cr 濃度の変調が小さくなるほ

たままに比べて Cr 濃度の変調が小さくなるとともにど二項分布に近づくことになる．時効材では，Cr がクラスタは成長する傾向が認められた．一方，未時効濃化した αʼ 相の形成に伴う高濃度側の分布のふくら照射材では Cr 濃度の変調は観察されず，Ni/Si/Mn

みが存在するとともに，Fe が濃化した α 相の形成にが集積したクラスタのみが観察された．また，未時効

伴いピーク位置が低濃度側にシフトした．10kh 時効

照射材で観察されたクラスタの大きさは時効材で観察

材と 40kh 時効材の結果を比較すると，40kh 時効材

されたクラスタに比べて小さい傾向があった．

で高濃度側の分布のふくらみが大きくなっており，ス
ピノーダル分解が 10kh 時効材より進行していること

4. 考察が分かる．時効照射材は，高濃度側の分布のふくらみが時効材と比較して大きく減少しているとともに，ピ4.1

αʼ 相組織に対する照射の影響

ーク位置も二項分布に近い位置に変化しており，照射により大きく Cr 濃度の変調が回復していることが分

図４に時効材と時効照射材のフェライト相の Cr 原

かる．また，10kh 時効照射材と 40kh 時効照射材の子マップを比較して示した．10,000 時間時効でも時結果を比較すると，両者は類似した分布であり，同程効したままに比べて照射後に Cr 濃度の変調が小さく度まで Cr 濃度の変調が回復していることが推察され

148

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-10ᤨല䈱䉁䉁300͠/ 1dpaᾖ኿

ᧂᤨല᧚400͠u10khᤨല᧚400͠u40kh
ᤨല᧚

10nm
図4

時効材と時効照射材のフェライト相の Cr 原子マップの比較（ボックスサイズ：40 × 80 × 5nm）

る．図５(b)には，図５(a)に示した Cr 濃度の頻度分

ピノーダル分解が抑制されたことを示しており，照射

布と二項分布との差を示した．高 Cr 濃度側で 0 以上

効果としてスピノーダル分解の抑制が示唆された．なを示す部分が Cr の濃化した領域に対応する．そこ

お，スピノーダル分解に対する中性子照射の影響がで，この部分から αʼ 相の平均 Cr 濃度を算出した．図

Miller らにより Fe-Cr モデル合金について報告され６に求めた αʼ 相の平均 Cr 濃度を時効時間に対してプている (12)．その中で，温度 290℃で照射量 0.03dpa

ロットした図を示した．時効材では時効時間の増加に（照射時間 2150 時間）まで照射された Fe-32%Cr 合

伴いスピノーダル分解の進行により αʼ 相の平均 Cr 濃金に生じたスピノーダル分解は平衡状態から見積もら度は増加する傾向がある．照射効果についてみると，れる程度まで進行しておらず，溶解度ギャップが中性

照 射 に よ り αʼ 相 の 平 均 Cr 濃 度 は 減 少 し て お り，子照射下で狭くなる可能性が述べられている．結晶構10kh 時効照射材と 40kh 時効照射材でほぼ同じ値で造の規則化−不規則化の相変化に対する照射効果につあった．10kh 時効照射材がよりスピノーダル分解がいては，超高圧電子顕微鏡による照射実験などから比進行した 40kh 時効照射材と同程度の Cr 濃度の変調

較的によく調べられ，優れたレビューも多くまとめら状態であることは，今回のイオン照射条件下でスピノ

れている (13)．規則化−不規則化の相変化の平衡状態

ーダル分解が非平衡定常状態にあることを示唆するも図は照射により形状が変化し，低温側で閉じたリングのである．

状の様相を呈する．また，損傷速度によっても変化

また，未時効照射材では Cr 濃度の変調は観察されし，損傷速度が速くなるほど低温側が閉じる温度が低なかった．これは，今回の照射条件下では照射のみでくなり最終的には規則相は消失する．同様な照射効果

相分離が生じないことを示している．さらに，Cr 濃がスピノーダル分解等の相分離にも生じることが予測度の変調の減少はいわゆる照射促進相分離ではなくスされる．材料は異なるが損傷速度の大きく異なるイオ

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-10

ン照射と中性子照射の結果をあわせて考えると，規則(a)10

相−不規則相の相図に知られるような照射による閉じ
10khᤨല᧚
10khᤨലᾖ኿᧚
40khᤨല᧚
40khᤨലᾖ኿᧚ੑ㗄ಽᏓ

8

ഀว (%)

149

た曲線への変化(13)といったダイナミックな相図の変化がスピノーダル分解でも生じることを実験的に直接示したものと考えられる．

6

4.2

クラスタに対する照射の影響

4

Cr が 濃 化 し た αʼ 相 の 形 成 と と も に 観 察 さ れ た
Ni/Si 等が集積したクラスタに対する照射の影響を検2討した．図７は，時効材と時効照射材のフェライト相中の Ni と Si，Mn，Mo の原子マップを比較したもの

0
0

20

40

60

80

CrỚᐲ (at%)(b)

であり，図４に示した Cr 原子マップと同じ領域である．時効材では直径 10nm 程度の Mn/Ni/Si/Mo が集5積したクラスタが観察され G 相（M6 Ni16 Si7 , M=Mn,
Mo）に 相 当 す る (4)．一 方，時 効 照 射 材 で は，直 径ੑ㗄ಽᏓ䈫䈱Ꮕ

10nm 程度のクラスタ以外に，より微細なクラスタが多数観察された．また，同様の微細なクラスタは未時

0効照射材でも観察された．これらの結果は，イオン照射が新たなクラスタ形成を生じさせていることを示す
10khᤨല᧚
10khᤨലᾖ኿᧚
40khᤨല᧚
40khᤨലᾖ኿᧚

-5

ものである．
クラスタに対する照射の影響を定量的に検討するため，再帰的探索アルゴリズムに基づくクラスタ解析プ
ログラムを用いて解析を行った．本解析の手順は，

-10
0

図5

20

40
CrỚᐲ (at%)6080（１）クラスタを構成するコア原子を定義し，設定した距離（以下，コア原子連鎖距離と呼ぶ）以内にあるコア原子の連鎖からクラスタのコアを抽出する．（２）Cr 原子分布の分散化分析結果(a)Cr 濃度分布(b)二項分布との差

クラスタを構成するコア原子から設定した距離（以下，周辺原子抽出距離と呼ぶ）以内にあるその他の原子（以下，周辺原子と呼ぶ）を抽出する．（３）周辺
原子のうち設定した条件（一定の距離内にあるコア原

50子の数）に満たないものを取り除く．である．設定がD'⋧䈱ᐔဋCrỚᐲ (at%)

400qCᤨല

必要なコア原子連鎖距離，周辺原子抽出距離，周辺原ᤨല᧚子の一部の除去条件については，原子炉容器鋼に中性40子照射で形成するナノメートルスケールのクラスタで一般的に用いられる値を用いた．すなわち，コア原子
連鎖距離と周辺原子抽出距離は 0.5nm とし，周辺原ᤨലᾖ኿᧚+300qC/1dpa ᾖ኿30

子の一部の除去条件については 0.5nm 以内に 2 個以
下しかコア原子を含まない場合とした．

䊋䊦䉪䈱ᐔဋCrỚᐲ

まず，スピノーダル分解によるコア原子の局所的な集まりをクラスタと誤判定しないように，微細なクラ

20
0

10

20

30

40

50

3

図6

スタが多数観察された未時効照射材のデータを用いてᾲᤨലᤨ㑆 (x10 h)

クラスタとして取り扱う集積したコア原子数の最小値αʼ 相の平均 Cr 濃度の時効時間と照射による変化を定めた．本研究におけるクラスタ解析では，特にクラスタへの明確な集積が認められた Ni と Si をコア原

150

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-10ᤨല䈱䉁䉁300͠/ 1dpaᾖ኿

ᧂᤨല᧚400͠u10khᤨല᧚400͠u40khᤨല᧚䃂 㪤㫅㪃㩷䃂 㪥㫀㪃㩷䃂 㪪㫀㪃㩷䃂 㪤㫆
図7

10nm

時効材と時効照射材のフェライト相の Mn/Ni/Si/Mo 集積の比較（ボックスサイズ：40 × 80 × 5nm）子と仮定した．図８に，コア原子数の最小値を 20，

40

50，100 とした場合に抽出されたクラスタのサイズ分䉮䉝ේሶ䈱ᦨዊ୯
2050100

布を比較して示した．なお，コア原子の最小値 20 は原子炉容器鋼に中性子照射で形成するナノメートルス

30

子の最小値 20 ではクラスタ直径が 2nm 付近と 4nm付近にピークが認められた．これに対して，コア原子ഀว(%)

ケールのクラスタでよく用いられる値である．コア原
20の最小値が 50 と 100 ではクラスタ直径が 4nm 付近にのみピークが認められる．また，ピークより小さい側10の分布に僅かな違いがあるが，50 から 100 へ増加させた影響は小さい．本研究におけるクラスタ解析では，コア原子の最小値 20 で認められたクラスタ直径が 2nm 付近のピークは解析上の誤判定によると判断して，コア原子（Ni と Si）が 50 個以上集積したものをクラスタとして取り扱うことにした．
図９に，クラスタ直径の分布を示した．ここではクラスタの大きさはギニエ半径で定義した．n個の原子で構成されるクラスタのギニエ半径（r ）は次式で計
算される．

0
0

2

4

6

8

䉪䊤䉴䉺⋥ᓘ(nm)
図 8 クラスタ解析により抽出されるクラスタサイ
ズ分布のコア原子の最小値による変化（未時
効照射材による）

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-10

材では，クラスタ直径は 3nm 付近と 7~8nm 付近に 260

つのピークをもつ分布であり，5nm 付近に大きな谷ᧂᤨലᾖ኿᧚
10khᤨല᧚
10khᤨലᾖ኿᧚
40khᤨല᧚
40khᤨലᾖ኿᧚

50
40
ഀว(%)

151

が存在した．このため，直径 5nm をしきい値に小クラスタと大クラスタの 2 種類に分けて評価することとした．クラスタの平均直径，数密度，平均組成を表２にまとめて示した．なお，クラスタ解析で抽出された30

質量数 58 の原子は Fe の同位体の存在比約 0.3% から評価するとほとんどが Ni と考えられるため，クラス

20

タ内の質量数 58 の原子は Ni として取り扱った．
10

図 10 にクラスタの直径と数密度の比較を示すとともに，図 11 にクラスタの平均組成の比較を示した．

0010䉪䊤䉴䉺⋥ᓘ(nm)20

小クラスタの大きさは照射によりほとんど変化しない
が，大クラスタでは照射により大きくなる傾向が認められた．一方，数密度については，小クラスタでは照図 9 クラスタ直径の分布

射により増加する傾向があり，10kh 時効材では大きく増加した．また，大クラスタについては，10kh 時





5
r =
⋅
3









∑ x−x +y−y +z−z n

あ り，x，y，z は ク ラ ス タ の 重 心 位 置 で あ る．な
お，解析により抽出されたクラスタのうちクラスタの重心から原子マップの外周までの距離がギニエ半径以下のものは，クラスタの一部しか原子マップに含まれない可能性があるためにクラスタの大きさの評価には使用しなかった．また，回転楕円体形状のクラスタについては長軸方向にコア原子濃度分布を求めて 2 個以
上のピークがある場合にも大きさの評価には使用せず
データ精度向上を図った．未時効照射材では，クラス
タ直径は 5nm 付近に単一のピークがある分布であり，平均値は 4.1nm であった．一方，時効材と時効照射
表2

未時効照射材10kh 時効材
10kh 時効照射材
40kh 時効材
40kh 時効照射材

められないが，大クラスタについては直径が小さいほど数密度は大きい関係が認められた．これは，クラスタの体積率で照射の影響を評価すると大クラスタでは照射は大きく影響しないことを示唆する．次に，クラスタの組成についてみると，小クラスタでは時効材と時効照射材で違いがあるのに対して，大クラスタでは40kh 時効照射材で僅かに違いが見られるがその差は大きくないことが分かった．時効材中の小クラスタはCr 濃度が高く Fe 濃度が低い傾向があり Mo と Mn
濃度も高い傾向がある．また，時効時間の長い 40kh
時効材の方が Si と Ni 濃度が高く Cr 濃度が低い傾向があり，大クラスタの組成に近づく傾向が認められクラスタの解析結果のまとめ

クラスタ
分類

直径
(nm)

数密度
(× 1023/m3)

小クラスタ
小クラスタ
大クラスタ
小クラスタ
大クラスタ
小クラスタ

4.08
3.16

19.7
1.0

7.39
3.12
7.45
3.43
6.87
3.06
8.22

大クラスタ
小クラスタ
大クラスタ

は減少する傾向が認められた．なお，直径と数密度の相関を見ると，小クラスタについては一定の関係は認

ここで，x，y，zはそれぞれ各原子のx，y，z座標で試料

効材ではほとんど変化しなかったが，40kh 時効材で

Fe
41.23

Cr
13.67

3.9
11.6
4.6

31.65
25.10
46.10
27.48

22.12
13.45
14.19
13.22

5.5
4.9
7.0
2.2

30.57
24.39
50.45
34.71

17.39
13.87
14.45
13.34

組成(at%)
Ni
Si

Mo

24.33
19.62
30.13

17.60
17.21
19.13

1.27
6.44
6.10

20.02
30.14

17.11
18.94

23.09
29.49
17.61

21.27
20.98
15.92

1.62
4.66
4.87

27.27

18.12

クラスタ分類については，「小クラスタ」は半径が 5nm 以下，「大クラスタ」はそれ以上
組成は主要元素についてのみ示す

5.27
0.95
3.15

Mn
1.20
2.12
4.68
0.62
4.22
1.86
4.73
0.36
2.46

152

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-10

㪈㪇㪇

㪈㪇

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㪍
㪋
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㪥㫀
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㪝㪼

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ᾖ኿᧚

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ᧂ

ᤨല᧚
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(a) ዊ䉪䊤䉴䉺䋨⋥ᓘ5nmએਅ䋩䈱ᐔဋ⚵ᚑ

㪤㫅
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䈭䈚
㪇

㪇

図 10

ᧂᤨല 㪈㪇㫂㪿 㪈㪇㫂㪿 㪋㪇㫂㪿㪋㪇㫂㪿ᾖ኿᧚ ᤨല᧚ ᤨല ᤨല᧚ ᤨലᾖ኿᧚ᾖ኿᧚
クラスタの直径と数密度に対する照射の影響㪈㪇㫂㪿 㪋㪇㫂㪿ᤨല᧚ᧂ㪈㪇㫂㪿 㪋㪇㫂㪿ᤨലᾖ኿᧚(b) ᄢ䉪䊤䉴䉺䋨⋥ᓘ5nmએ਄䋩䈱ᐔဋ⚵ᚑ
図 11

クラスタの平均組成に対する照射の影響た．これは時効時間の増加によりクラスタの組成が熱ールされていることを示唆する．なお，中性子照射さ平衡状態に近づくためと考えられる．一方，照射材中れたフェライト鋼で G 相の照射促進析出が起こるこの小クラスタは時効材に比べて Cr 濃度が低く Fe 濃とが Gelles と Thomas により報告されており，その度が高い傾向があり Mo と Mn 濃度が低い傾向があ機構としてアンダーサイズ元素の Si が照射欠陥と優る．また，時効時間の増加に伴い Fe 濃度が増加し Ni

先的に相互作用することが提案されている(14)．また，と Si をあわせた濃度が減少する傾向がある．これは時効材中の小クラスタが高い濃度で Cr を含むこと

長時間時効材の方が照射の影響をより強く受けること

は，クラスタ解析上 Cr は周辺原子としてコア原子のを示唆する．クラスタの組成解析の結果から，時効材

周りから取り込むためにクラスタが Cr 濃度の高い領と照射材でクラスタ解析により抽出されるクラスタは域に存在していることを示唆する．すなわち，Cr が大きさや集積する元素が類似しているが，生成プロセ

濃化した αʼ 相内もしくは αʼ 相と Fe が濃化した α 相スおよび形成場所が異なるものであることが示唆されの相境界に形成することが考えられる．

た．すなわち，照射材中の小クラスタが Mn や Mo のこれらの結果から，クラスタに対する照射の影響とような母地の Fe に対してオーバーサイズの原子をほしては，微小なクラスタに対しては核生成により数密

とんど含まないことは照射下でのクラスタ形成が空孔度を増加させるが，G 相と想定される大きいクラスタ機構を主因とするのではなく Ni や Si のアンダーサイに対しては成長を促進することが示唆された．

ズ元素の格子間原子とのダンベル拡散によりコントロINSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-10時に合わせて示した．なお，Cr 濃度変調による硬化⎬䈘䈱Ⴧട㊂㩿㪞㪧㪸㪀㪈㪇㪚㫉Ớᐲᄌ⺞䈮䉋䉎⎬ൻ䉪䊤䉴䉺䈮䉋䉎⎬ൻ㪏は，Cr リッチフェライト相中では転位の運動が阻止され双晶変形が促進するためと考えられている (15)．
時効材では硬化に対する Cr 濃度変調の寄与が大きい
が，照射材ではクラスタによる寄与の方が大きくなっ㪍

た．この結果は，Cr 原子マップで観察された照射に㪋

よる Cr 濃度変調の緩和と良い一致を示した．

㪉

5.

㪇

図 12

153

ᧂᤨല 㪈㪇㫂㪿 㪈㪇㫂㪿 㪋㪇㫂㪿㪋㪇㫂㪿ᾖ኿᧚ ᤨല᧚ ᤨല ᤨല᧚ ᤨലᾖ኿᧚ᾖ኿᧚

クラスタ形成および Cr 濃度変調による硬化量の比較

まとめ
2 相ステンレス鋼への照射の影響を明らかにすることを目的に，長期熱時効脆化させた２相ステンレス鋼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，以下のことを確認した．
>熱時効によりフェライト相中に αʼ 相とＧ相が形成している．
>照射により時効材中のフェライト相の硬化は回復

4.3

硬さとミクロ組織との関係

するのに対して，オーステナイト相の硬さは増加
する．

Cr 濃度の変調とクラスタの形成による硬化を検討>照射によりＧ相は成長し，αʼ 相は分解する傾向がした．まず，未時効照射材に形成したクラスタと硬化あり，フェライト相の硬化の回復と関係する．

量を検討することでクラスタ形成の硬化への寄与を評

その結果，Cr 濃度の変調の減少はいわゆる照射促

価 し た．ク ラ ス タ に よ る 硬 化 の 基 礎 モ デ ル と し て進相分離ではなくスピノーダル分解が抑制されたこと

Orowan モデルを用いた．このモデルではクラスタ形

を示しており，照射効果として，スピノーダル分解の成による硬化量Δσ は次式で与えられる．

抑制とクラスタリングの促進が示唆された．これにより，イオン照射のように高い損傷速度条件下では，照Δσ =αGb N⋅d

射は脆化の促進因子ではなく，熱時効のみの場合に比ここで，N はクラスタの数密度，d は平均直径，G はべてスピノーダル分離を抑制することで脆化を低減す

せん断係数，b はバーガース・ベクトルの大きさ，αる可能性が示唆された．

は欠陥の種類により異なる硬化係数である．本検討では，耐力と硬さに比例関係Δσ=k⋅ΔH が成り立つと仮

文献

定して，
ΔH =

αGb
 N⋅d
k

A=

αGb
k

硬さの増加量ΔH とクラスタの密度と直径の積の平方根 N ⋅d の比例定数Aを設定した．ここでは，クラス（１）例えば，O.K.Chopra, NUREG/CR-4744,1992. H.
M. Chung, Int. J. Pres. Ves. & Piping, 50 (1992)
179. O.K.Chopra, NUREG/CR-4513 Rev.1 1994.
（２）A. Trautwein, W. Gysel, ASTM STP 756 (1982)
165.

タの大きさの違いにより硬化係数は変化しないと仮定（３）H.M. Chung, O.K. Chopra, Proc. 3rd Int.Symp.

した．表２に示した未時効照射材に形成したクラスタ

on Environmental Degradation of Materials inの平均直径と数密度およびナノインデンテーション硬Nuclear Power Systems ― Water Reactors, PA,

さ測定から求めた硬化量を用いて決定した比例定数A

p. 359 (1988).

は 22.5N/m と算出された．この値を用いて計算した
時効材と時効照射材のクラスタによる硬化量を図 12（４）F. Danoix, P. Auger, Materials Characterization,
44 (2000) 177.

に示した．また，測定された硬さとの差を計算するこ（５）K.B. Alexander, M.K. Miller, D.J. Alexander, R.N.

とで見積もった Cr 濃度変調による硬化の寄与分も同Nanstad, Mater. Sci. Technol., 6 (1990) 314.

154

INSS JOURNAL Vol. 19 2012 NT-10（６）S. A. David, J. M. Vitek, D. J. Alexander, J.
Nondestr. Eval., 15, 129 (1996).
（７）NUREG-1801, Rev. 2, IGALL-17,

US NRC(2010)（８）H. T. Tang, J. D. Gilreath, Proc. SMiRT 18,
SMiRT18-D06-1 (2005).
（９）J.F. Ziegler and J.P. Biersak, SRIM 2006 (Stopping and Range of Ion in Materials).
（10）Y. Katoh, T. Muroga, T. Iwai, O. Motojima, J.
Japan Inst. Metals, 61, 191 (1997).
（11）F. Danoix, B. Deconihout, A. Bostel, P. Auger,
Surface Sci., 266 (1992) 409.
（12）M. K. Miller, R. E. Stoller, K. F. Russell, J. Nucl.
Mater., 230 (1996) 219.
（13）P. Wilkes, J. Nucl. Mater., 83 (1979) 166.
（14）D. S. Gelles, L. E. Thomas, Topical Conf. on
Ferritic Alloys for Use in Nuclear Energy
Technologies, June 19-23, 1983, Snowbird, UT.
（15）R. Wagner, Czech. J. Phys., 31 (1981) 198.