INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9

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照射ステンレス鋼の粒界破壊に及ぼす He 影響の検討
Effects of helium on grain boundary fracture of neutron-irradiated stainless steel
三浦

照光 (Terumitsu Miura)＊ 1

藤井克彦 (Katsuhiko Fujii)＊ 1

福谷

耕司 (Koji Fukuya)＊ 1

要約 照射誘起応力腐食割れの機構解明の一環として，核変換により蓄積する He や粒界に形成される He バブルが照射ステンレス鋼の粒界割れに及ぼす影響を検討した．He 注入と熱処理で結晶粒界に He バブルを形成させた SUS316 ステンレス鋼の破断挙動を，室温の超微小引張試験で調べた．He 濃度が 1.2at％以上で，母相が超微小硬さで 4.6GPa 以上に硬化し，平均直径 2nm のHe バブルが粒界に 5nm 以下の平均間隔で形成した場合に粒界で脆性的な破断が生じたが，粒界被覆率とは明確な相関は認められなかった．また，粒界での He バブルの分布が同じでも，He 濃
度が高い方が粒界での破断応力は低下した．これらの結果から，He は He バブルを形成するとともに母相を硬化させ，自身も粒界に偏析することで粒界割れに影響することが分かった．しかし，
He と He バブル単独では，PWR で照射されたステンレス鋼の粒界割れは説明できず，照射により生じる他の結晶粒界のミクロ組織と組成の変化も影響している可能性が推察された．
キーワード

照射誘起応力腐食割れ，粒界割れ，He バブル，超微小引張試験，ステンレス鋼

Abstract
Effects of helium (He) atoms accumulated due to transmutation reactions and He
bubbles formed on grain boundaries (GBs) for intergranular (IG) cracking of neutron-irradiatedstainless steel was studied for better understanding of the irradiation assisted stress corrosion
cracking (IASCC) mechanism. Fracture behavior of type 316 stainless steel which introduced He
bubbles on GBs through He implantations and heat treatments was investigated by micro tensile
tests conducted at room temperature. Brittle fracture occurred on GBs for specimens that
contained more than 1.2at%He and were hardened more than 4.6GPa (nanoindentation hardness)and in which 2nm diameter He bubbles formed on GBs with less than 5nm of spacing; however noapparent relationship between GB fracture and GB coverage by He bubbles was confirmed. Whenthe size and areal density of GB He bubbles were the same, fracture stress was lower for a
specimen with higher He concentration. It was revealed that He affects GB fracture by formationof He bubbles and hardening of the matrix and segregation of He itself to the GBs. However, IG
cracking of stainless steel irradiated in a PWR could not explained by only the effects of He and He
bubbles, suggesting that hardening and other microstructural and microchemical changes on GBs
caused by neutron irradiation would affect IG cracking together with He and GB He bubbles.
Keywords

1.

IASCC, intergranular cracking, He bubble, micro tensile test, stainless steel

はじめに付 け ら れ る．加 圧 水 型 軽 水 炉（pressurized water
reactor, PWR）については，国内で IASCC の破損事

照射誘起応力腐食割れ（irradiation assisted stress

例はないが，海外ではフランスのブジェ発電所やベル

corrosion cracking, IASCC）は，高温高圧水中で中ギーのティハンジ発電所等でバッフルフォーマボルト

性子等の照射を受けたステンレス鋼に応力やひずみがの破損が報告されている．IASCC の発生や進展を合加わることで生じる粒界型の応力腐食割れである．ス

理的に予測するために機構解明が必要不可欠である．

テンレス鋼は，燃料集合体を保持し，冷却水流路を形

IASCC の機構に定説はないが，照射された材料に成する役割を担 う 炉 内 構 造 物 に 用 い ら れ て お り，

高温高圧水中で応力や歪を負荷すると発生を再現でき

IASCC は軽水炉の主要な高経年化課題の一つに位置ることから，照射による材質の変化が機構解明の観点＊1(株)原子力安全システム研究所

技術システム研究所

126

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9から重要と考えられている．照射による材質変化とし界に偏析すると粒界の結合力を低下させることが第一ては，耐力の増加や伸びの減少，破壊靱性値の低下等

原理計算より報告されている (8)．He や He バブルがの機械的性質の変化や，結晶粒界での耐食性の低下等

粒界の結合力や強度を低下させることで，粒界割れのが挙げられる．これらの変化には，照射に伴う転位ル発生を助長する可能性が考えられる．しかし，He のープやキャビティ（He バブルやボイドの総称）等の影響が明確に確認されているのは 500℃以上の高温域

欠陥の形成や粒界での Cr 欠乏や Ni 濃化等の照射誘であり，300℃近辺の温度域で，PWR 照射材に蓄積

起偏析，核変換により生じる H や He 原子の蓄積等される He 量や He バブルのサイズや密度等の性状とのミクロ組織と組成の変化が関係する．また，PWR

粒界割れの関係は良く分かっていない．

で高照射されたステンレス鋼では，高温高圧水中でな

最近我々は，結晶粒界のミクロ組織や組成が粒界のくとも，引張試験により粒界割れを生じることが確認

破壊挙動に及ぼす影響を調べる手法として，多結晶材

されており (1)，照射に伴う母相の硬化や，粒界で生料中の粒界について組織と組成を分析するとともに，じるミクロ組織と組成の変化が粒界の結合力や強度を集束イオンビーム（Focused ion beam, FIB）加工で低下させることで生じると考えられる．しかし，結晶

分析対象の粒界からミクロンサイズの双結晶試験片を粒界のミクロ組織や組成が粒界の強度や破壊挙動に及作製し，超微小引張試験により強度を評価する手法

ぼす影響は良く分かっていない．粒界割れが発生する(9) を 開 発 し た．こ れ ま で に 本 手 法 を 用 い て，機構は，高温高圧水中の粒界割れである IASCC の発

Fe-Mn-P 合金の結晶粒界での P 偏析(9)や 600 合金の生機構とも関連する可能性が考えられることから，粒粒界酸化 (10)が粒界割れを促進することを明らかにし

界割れの詳細を明らかにすることは IASCC 機構を理た．また，前報 (11) では，PWR で 74dpa まで照射さ解する上で重要である．

れた 316 ステンレス鋼に超微小引張試験を実施し，粒照射に伴う結晶粒界のミクロ組織と組成の変化の一

界割れの発生を確認した．本研究では，He の蓄積やつとして，核変換により生じる He の蓄積とその結果粒界での He バブルの形成が PWR 照射ステンレス鋼

生じる He バブルの形成がある．PWR の燃料領域にの粒界割れに及ぼす影響を検討するため，He 注入とおける He 生成率は約 10appm/dpa であり，炉心近く

熱処理で結晶粒界に種々の平均直径と面密度の He バ

で 10 年以上にわたって照射されたステンレス鋼ではブルを形成させた SUS316 ステンレス鋼について超微数 100appm 程度の He が材料中に蓄積する．He は空小引張試験を室温で実施し，He 注入量や粒界に形成孔（照射等で生じた原子がない結晶格子の格子点）とした He バブルの性状と粒界割れとの関係を調べた．

結合し，He バブルが粒内および粒界に形成される．
323℃で 11dpa まで照射された PWR の炉内計装用シ

2.

試験方法

2.1

供試材と He 注入および熱処理

ンブルチューブ（SUS316 冷間加工材）では，平均直径が 0.9nm の微細なキャビティが 5.0×1023/m3の数密度で形成し (2)，333℃で 7.5dpa 照射されたバッフ
供試材には，15％冷間加工した SUS316 ステンレス

ルフォーマボルト（SUS316 冷間加工材）では平均直223

径が 7.7nm で数密度が 1×10 /m のキャビティが確鋼を用いた．表 1 に化学組成を示した．平均粒径は認されている (3)．粒界にも，密度に関する定量的な30μm である．試料表面には湿式機械研磨を施した報告はないが，高密度のキャビティの形成が確認され後，粒径 0.04μm のコロイダルシリカで鏡面研磨している (4)．粒界に集積した He や粒界に形成されたた．

He バブルが粒界破壊の原因になることは，500℃以

He 注入には，若狭湾エネルギー研究センターの上の高温での引張試験 (5) や照射材の溶接補修 (6) では

200kV マイクロ波イオン源イオン注入装置を利用し良く知られている．また，粒界に形成した He バブル

た．注入イオンは 190keV He+イオンであり，弾き出は粒界破壊の起点となることが分子静力学（Molecu-

し エ ネ ル ギ ー を 40eV と し て 損 傷 計 算 コ ー ド

lar statics）計算より報告されており(7)，He 自身も粒SRIM-2006 (12) を用いて評価した注入 He の最大深さ

表1
C
0.023

Si
0.44

Mn
1.67

供試材（SUS316）の化学組成（wt %)
P
0.022

S
0.009

Ni
12.51

Cr
17.31

Mo
2.05

Fe
balanceINSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9127は 800nm であった．He 注入量は，PWR で 50dpa 程

FIB 装置（HITACHI FB-2000A）を用いてランダム度照射されたステンレス鋼の He 蓄積量に相当する

粒界より作製した．TEM 試料の薄膜部に残った FIB

0.05at％（500appm）か ら 6at％ の 範 囲 と し た．

加 工 に よ る ダ メ ー ジ 層 は，精 密 イ オ ン 研 磨 装 置

1.2at％以上の He 注入試料については，注入 He の深（Gatan 社製 PIPS 691）を用いて，0.5〜2kV の電圧さ分布を比較的平坦にするため，75keV と 190keV

条件で除去した．薄膜部の厚さは，TEM 試料を傾斜+He イオンをほぼ半分ずつ注入した．図 1 に，SRIMさせた際に観察される結晶粒界のコントラストより評

コードで計算した注入 He の深さ分布を示した．注入

価した．

時の試料温度は，室温あるいは 300℃とした．バッフ
ルフォーマボルトでは平均直径が約 8nm の粗大なキ2.3

超微小硬さ試験ャビティが確認されていることから，He バブルの粗大化を目的に，一部の試料に真空中で 650℃または

超微小硬さ試験機（エリオニクス社製 ENT-1100a）

750℃で 15 分間の熱処理を実施した．表 2 に He の注を用いて，He 注入領域の硬さを測定した．圧子は，入条件と熱処理条件を示した．本研究では，He 注入

三角錐形状であるバーコビッチ型を用いた．He 注入

量 と He 注 入 に 伴 う 照 射 損 傷 量 は，表 面 か ら 深 さ

量が深さ方向に分布を持つため，He バブルの形成は800nm までの平均値で定義する．

深さ方向に一様ではなく，硬さも深さ方向に異なる．
本試験では，試料表面より圧子を打ち込み，He 注入

2.2 結晶粒界の He バブルの観察領域の平均的な硬さを評価した (13)．圧痕形成による
塑性変形領域が表面から深さ 800nm までの He 注入

結晶粒界の断面のミクロ組織を透過型電子顕微鏡

領域内となるように，圧子の押し込み深さを 150nm（transmission electron microscope, TEM）で観察し，に制御した．超微小硬さは圧痕形成面の結晶方位の影

結晶粒界に形成した He バブルの平均直径と面密度を響を受けるため (14)，圧痕同士の間隔を 15μm 以上と表 面 か ら 深 さ 100nm ご と に 測 定 し た．装 置 はして 100 点以上ずつ測定し，多様な結晶方位から平均

HITACHI HF-3000 を 用 い た．TEM 観 察 試 料 は，値を求めた．

つ᱁໬䛧䛯Heὀධ㔞

1.0

2.4

75, 190keV He+

0.8

超微小引張試験

2.4.1 試験対象とする結晶粒界の選定

0.6
0.4

試験対象の粒界として，表面に対する粒界の角度が0.2

90 度に近いランダム粒界で，引張試験中に試験片に190keV He+

生じる塑性変形ができるだけ小さくなるような結晶方

0.0
0

200

400
῝䛥䠄nm䠅

600

位と隣接粒からなる粒界を選定した．まず，電子後方800

散乱回折（Electron backscatter diffraction, EBSD）
により，試料表面の結晶粒界の位置と性格を特定し

図1

注入 He の深さ分布

た．装置は TSL 社製 OIM（Orientation imaging mic表2

試料 ID
0.05at%He-750℃
0.2at%He-750℃
0.5at%He
1.2at%He
6.0at%He-650℃
6.0at%He

イオン
190keVHe+
75,190keV
He+

He 注入と熱処理条件

He 注入
平均注入量
平均損傷量
(at%)
(dpa)
0.05
0.04

温度

0.2
0.5
1.2

0.16
0.4
0.9

室温
室温
300℃
室温

6.0

4.8

室温

熱処理温度
750℃
750℃
―
―
650℃
―

128

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9a ో૕࿑b ࡁ࠶࠴వ┵ߩ᜛ᄢ࿑
೨㕙஥

300nm

⢛㕙஥

600nm
ࡁ࠶࠴

He ᵈ౉㗔ၞ
⹜ᢱ⴫㕙
☸⇇

☸⇇

80㨪100q

☸⇇

W

( m)

316 ㍑
図2

He ᵈ౉㊂He ᵈ౉㗔ၞᷓߐ

超微小引張試験片の形状

roscopy）を使用した．次に，長さが 15μm 以上の真っ直ぐなランダム粒界から，表面に対する粒界の角度が 80〜100 度である粒界を 3 つ選定した．粒界の角度⤖ᬗ⢏⏺

㉸ᚤᑠᘬᙇヨ㦂∦ࡢస〇఩⨨は，粒界端に FIB 加工で溝を作製し，粒界の断面を
走 査 イ オ ン 顕 微 鏡 像（Scanning ion microscope image, SIM 像）で観察して測定した．選定した 3 粒界
より，粒界面の垂直方向に引張変形を加えた場合の隣接する結晶粒のシュミット因子の最大値が小さい結晶粒界を試験対象として選定した．
表面に対する粒界の角度が 90 度より大きく異なると，He 注入領域が表面近傍に限られていることから，粒界面を荷重方向に垂直に配した試験片を作製することが困難になる．シュミット因子については，引張応力が負荷された際にすべり面に生じるせん断応力の割合に相当する値であり，塑性変形の起こり易さと関係する (15)．試験片が塑性変形して形状が変化する

10 μm
図 3 試験対象として選定した結晶粒界の SIM 像と超微小引張試験片の作製位置と応力分布が変化し，応力評価の誤差要因となることから，隣接する結晶粒のシュミット因子の最大値が小
さい結晶粒界で試験することで，同一の塑性変形量に

験片中央に引張軸に対して垂直に配した．He 注入領

対して粒界に負荷できる引張応力を最大化した．

域内の結晶粒界を試験片中央に配するため，試験片の左側は FIB 装置内の W（タングステン）デポジショ

2.4.2

超微小引張試験片の作製

ン装置を用いて W 蒸着した後に加工した．試験片の両側面より，先端半径約 50nm のノッチを試料表面か試験対象として選定した結晶粒界より，図 2 に示しら深さ 300nm と 600nm に相当する位置まで粒界に沿た形状の超微小引張試験片を FIB 加工により作製しって導入し，結晶粒界周辺の塑性拘束を強めるとともた．図 3 に，試験対象の結晶粒界の SIM 像と超微小に粒界に高い応力が作用するようにした．また，一部引張試験片の作製位置の例を示した．結晶粒界は，試の試料については，粒界で破断する場合と比較するたINSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9129

め，粒界を含まない試験片も作製した．

3.

試験結果

2.4.3

3.1

結晶粒界の He バブルの観察

超微小引張試験

超微小引張試験は，FIB 装置内で室温にて実施し

図 5 に各試料について，結晶粒界の断面のミクロ組た．まず，試験片の下端を Si 製のマイクロ梁の上面

織の明視野像を示した．撮影は 1μm のアンダーフォ

中央位置に，上端を FIB 装置内で 3 軸方向に移動可

ーカスで行っており，He バブルが粒界及び粒内に形

能なマイクロサンプリングプローブに W デポジショ成していることを確認した．熱処理をしていない試料

ンにより固定した．図 4 に試験片固定時の SIM 像をで は He バ ブ ル の 平 均 直 径 は 粒 界 と 粒 内 で と も に示した．次に，マイクロサンプリングプローブを平均

1〜2nm であり，熱処理をした試料では最大 16nm ま

100nm/s の移動速度で画面上方に動かし，試験片がで He バブルが成長した．He バブルは，粒界に偏在破断するまで引張試験を行った．試験片にかかる荷重

す る 傾 向 が 認 め ら れ た．図 6 に，表 面 か ら 深 さは，マイクロ梁のたわみとバネ定数より算出した．な

100nm ごとに整理した，結晶粒界に形成した He バブ

お，マイクロ梁は Si 単結晶より FIB 加工で作製してルの平均直径と面密度および平均間隔と粒界被覆率をおり，梁部の寸法が 232×7×7μm の両端固定梁であ示した．なお，粒界被覆率は，He バブルによって覆る．バネ定数は，超微小硬さ試験機で 460N/m と決われている粒界の面積割合である．粒界 He バブルの定した．試験片の塑性変形と荷重を評価するため，試

平均間隔 L と粒界被覆率  は，次式より計算した．

験中の SIM 像を録画し，試験片の形状変化とマイク
ロ梁のたわみを記録した．SIM 像のスキャン速度は毎秒 10 コマであり，空間分解能は 30nm に相当する．
試験後，試験片の破壊様式を調べるため，破面を走査

L= 1N −d

(1)



(2)

α=N⋅πd2

型電子顕微鏡（scanning electron microscope, SEM）

ここで Ns および d は，粒界 He バブルの面密度と平Carl Zeiss ULTRA55 で観察するとともに FIB 加工に

均直径である．熱処理をしていない試料では，He バ

より試験片を薄膜化し，断面のミクロ組織を TEM 観

ブルの平均直径は深さに依存せずに 1〜2nm であり，察した．

面密度も高い値を示した．熱処理をした試料では，平均直径が大きくなるとともに面密度が低下した．ま(a) ో૕࿑

ࡑࠗࠢࡠࠨࡦࡊ( b ) ᜛ᄢ࿑W ࠺ࡐ࡚ࠫࠪࡦ

࡝ࡦࠣࡊࡠ࡯ࡉ

ࡑࠗࠢࡠ᪞
(b)
⿥ᓸዊᒁᒛ

20 μ m⹜㛎㧔೨㕙஥㧕(c) ࡁ࠶࠴ㇱߩ᜛ᄢ࿑☸⇇

1μm

W ࠺ࡐ࡚ࠫࠪࡦ

ࡁ࠶࠴᏷

2μm
図4

超微小引張試験

130

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9

粒界

粒界

He バ ブ ル

粒界

He バ ブ ル

10nm

10nm

(a) 0.05at%He-750℃

10nm(b) 0.2at%He-750℃

粒界(c) 0.5at%He

粒界
粒界
最大の粒界
He バ ブ ル

10nm

10nm
(d) 1.2at%He10nm(e) 6.0at%He-650℃(f) 6.0at%He

図 5 結晶粒界のミクロ組織の明視野像(a)(b)(c)(d)(f)：深さ 500〜600nm，(e)：深さ 200〜300nm

た，平均直径は，注入 He の深さ分布に対応した深さ

い試料については，He 注入量が増すにつれて硬さは分布を示す傾向が認められた．He バブルが成長する

増加し，熱処理をした試料では硬さは大きく低下してかどうかは，He バブルに吸収される空孔の量と熱的いることを確認した．750℃の熱処理後では未注入材

な放出および格子間原子（空孔と対で生成され，空孔よりも硬さが小さくなっており，熱処理で転位組織がとは対消滅する）の吸収量のバランスで決定される．

回復したと考えられる．

He バブルに含まれる He 量が多いと内圧が上がり，空孔の熱放出が小さくなるので，He バブルが成長で3.3

超微小引張試験

きるサイズは He 含有量に依存する．He 含有量は，
図 1 に示した注入 He の深さ分布に依存していると考図 8 に，引張試験中の SIM 像の例を示した．試験

えられるため，熱処理後の He バブルの平均直径も，片は，ノッチに挟まれた試験片中央部（以下，ノッチ

注入 He の深さ分布に対応した深さ分布を呈したと推部）がわずかに伸びた後に破断した．伸びは SIM 像察された．平均間隔については，面密度にほぼ逆比例の空間分解能と同程度で，図 5(c)に示したノッチ幅することから，面密度の高い熱処理をしていない試料で評価すると最大で 20％であった．なお，試験片ので狭くなった．粒界被覆率については，He 注入量の変形速度は，ノッチ部の伸びで換算すると 5×10−3/s

多い試料や熱処理により He バブルの平均直径が増大であった．

した試料で高くなった．

図 9 に，破断した試験片の SEM 像の例として，
6at%He 試験片を示した．試験片は平滑な破面を呈し

3.2

超微小硬さ試験ており，結晶粒界で脆性的に破断したと推測された．
SIM 像の観察結果と同様に，試験片は背面側でわず

図 7 に，各試料の硬さを示した．熱処理をしていなかに変形したのみで，ノッチ部以外はほとんど変形せINSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9

‫ ۑ‬0.05at%He-750℃‫ ی‬1.2at%He‫ ڹ‬0.2at%He-750℃‫ ۃ‬6.0at%He-650℃

131‫ ڦ‬0.5at%He‫ ۂ‬6.0at%He

102㠃ᐦᗘ㸦/m㸧㠃ᐦᗘ㸦/m2㸧ᖹᆒ┤ᚄ㸦nm㸧

1017

5

200

400
600
῝ࡉ㸦nm㸧

200

400
600
῝ࡉ㸦nm㸧

800

200

400
600
῝ࡉ㸦nm㸧

800

25
60
40
20

0

200

図6

400
600
῝ࡉ㸦nm㸧

20
15
10
5

800

0

粒界 He バブルの平均直径と面密度と平均間隔および粒界被覆率の深さ分布あり，粒界で破断したと推測された． He 注入量が多6.0㉸ᚤᑠ◳ࡉ㸦GPa㸧

1015

1014
0

800

⢏⏺⿕そ⋡㸦%㸧

⢏⏺Heࣂࣈࣝࡢᖹᆒ㛫㝸㸦nm㸧

0

1016

ᮍ⇕ฎ⌮
⇕ฎ⌮ᚋ䠄650䉝䠅⇕ฎ⌮ᚋ䠄750䉝䠅

5.0

く，熱処理をした図 10(e)では，破面に直径 10nm 程度の半球状のくぼみが多数確認された．同一面上にHe バブルとほぼ同じサイズのくぼみが生じているこ

4.0とから，このくぼみは結晶粒界に形成した He バブル
3.0の跡と考えられる．くぼみの縁は引張方向にわずかに伸びており，この破壊は結晶粒界に形成した He バブ

2.0
0.01
0

0.1
1
Heὀධ㔞㸦at%㸧

図7

10

超微小硬さ

ル間の組織が延性破壊し，バブル同士が合体して生じた破壊（粒界ディンプル破壊）であると推測された．
図 11 に，破断後の 6at%He 試験片の断面のミクロ組織を示した．破面近傍に結晶粒界が認められないことや破面が平坦であることから，破面が粒界面であずに破断した．図 10 に破面の拡大図を，他の試験片り，6at%He-650℃試験片のような粒界 He バブル間を含めて示した．He 注入量が少ない図 10(a)〜(c)にの延性破壊ではなく，脆性的に粒界で破断したと判断

ついては，破面が線状になるまで絞られており，粒内した．1.2at%He 試験片についても，同様の観察結果

で延性的に破断したことが確認された．図 10(b)の破が得られており，粒界で脆性的に破断したと判断し面に見られる 20nm 程度の穴は，He バブルに相当すた．

るものと考えられる．He 注入量が多く，熱処理をし表 3 に，試験片のノッチ部内に含まれる粒界 He バていない図 10(d)(f)については，破面端で延性的にブルの性状と超微小引張試験の結果を示した．6at%

破断した様子が認められるが，大部分の破面は平坦でHe-650℃試験片と 6at%He 試験片については，2 本の132

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9

2 µm
ヨ㦂㛤ጞ๓

◚᩿┤๓
図8

◚᩿┤ᚋ

引張試験中の SIM 像（6.0at%He)(a) 試 験 片 上 部(c) 破 面 の 拡 大 図

前面側

背面側
1 µm

(b) 試 験 片 下 部

背面側
(c)
前面側

316 鋼

W
1 µm

0.2µm
図9

破断後の超微小引張試験片（6.0at%He)

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9

50nm

50nm
(a) 0.05at%He-750℃( b ) 0 . 2 a t % H e - 7 5 0℃

50nm

50nm
( c ) 0 .5 a t % H e( d ) 1 .2 a t % H e

50nm

50nm
(f) 6.0at%He(e) 6.0at%He-650℃
図 10

破面の SEM 像

133

134

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9(a) ୖ 㒊(c) ◚ 㠃 ㏆ ഐ ࡢ ᣑ ኱ ᅗ
316 㗰

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Au*

(c)
5nm
(b) ୗ 㒊*◚ 㠃 ࡢ ಖ ㆤ ⏝

◚㠃
100nm
図 11

破断した超微小引張試験片の断面のミクロ組織（6.0at%He)
表3

粒界 He バブルの性状と超微小引張試験の結果

粒界 He バブル＊
平均
間隔
(nm)

粒界
被覆率
(%)

伸び
(%)

破壊の位置
／様式

粒界
破面率
(%)

破断
応力
(MPa)

14
23

3
5

10
10

粒内／延性
粒内／延性

―
―

―
―

10
5

2
7

0
10

粒内／延性
粒界／脆性

―
70

―
4900

―

―

―

20

粒内／延性

―

6800

4×10154×10154×1016
4×1016

9
9

10
12

0
10

粒界／延性
(粒界ディンプル破壊）

―

―

4
5

8
6

10
20

粒界／脆性

70
90

2800
2800

平均
直径
(nm)
3

3×101582
2

9×1014
1×1016
3×10161.2at%He(粒界なし)―

6.0at%He-650℃

566.0at%He

2
2

試料 ID
0.05at%He-750℃
0.2at%He-750℃
0.5at%He
1.2at%He

面密度
(/m2)

＊

ノッチ部内の平均値試験を実施している．ノッチ部内での粒界 He バブル

通していることから，破断時の粒界面の応力分布につの値が異なっているのは，FIB の加工精度により，ノいても同じ形状であると仮定し，平均応力で整理しッチ先端に対応する試料表面からの深さが若干異なる

た．

ためである．粒界破面率は，破面に占める平坦部分の割合であり，この部分は TEM 観察から粒界面に相当

4.

考察

4.1

破壊様式と He や He バブルおよび硬さとの関係することを確認している．試験片の破断応力は，破断荷重を破面の断面積で除して求めた平均応力であり，He や He バブルとの関係を考察にて議論する．なお，
試験片のノッチ部には応力集中が生じているため，破壊はノッチ先端近傍の応力の高い領域で発生したと思

本試験では，粒界脆性破壊の他，粒界延性破壊（粒われる．しかし，粒界面に生じた応力分布を正確に求界ディンプル破壊）と粒内延性破壊の 3 つの破壊様式

めるのは困難であるため，本試験では試験片形状が共が確認された．まず，これらの破壊様式と He 注入量

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9135や粒界 He バブルの性状および超微小硬さとの関係を母相が硬化していることが重要であることが分かっ検討した．図 12 に，表 3 に示した粒界 He バブルのた．

性状や超微小硬さと破壊様式との関係を示した．な

Benettch らは，中性子照射したステンレス鋼と He

お，図中の値は各項目の最大値で規格化した．粒界脆イオン照射したステンレス鋼について，マクロ体系で性破壊は，He 注入量が 1.2at％以上で，熱処理をしの引張試験で確認された粒界破壊の有無と粒界 He バていない試験片で確認されており，粒界 He バブルのブルとの関係を調べており，550℃以下の温度域では，平均直径については小さい場合に生じた．He バブル

He バブルの粒界被覆率が粒界破壊と相関しないことの平均直径が小さくても粒内で延性破壊する場合があや，粒界 He バブルのサイズが小さく，平均間隔が狭り，平均直径が小さいことが本質的に重要であるかはい方が粒界破壊し易いことを報告している (16)．粒界

断言できない．面密度については，高い場合にのみ粒破壊の発生に，He バブルの平均間隔が影響し，粒界

界で脆性破壊が生じており，粒界に高密度に He バブ

被覆率とは明確な相関関係が認められないことは本試ルが形成することが重要であると推測される．同様

験の結果と共通する．Benettch らの報告を考慮するに，平均間隔が狭いことや硬さが大きいことも重要とと，本試験で確認した粒界脆性破壊の発生条件は，考えられる．平均間隔については，面密度の平方根に

He 注入量が 1.2at％以上で，平均直径 2nm の He バ

ほぼ反比例することから，面密度が高くなれば間隔はブルが 5nm 以下の平均間隔で粒界に形成し，母相が狭くなる．粒界被覆率については，高いと粒界で破壊

超微小硬さで 4.6GPa 以上に硬化していることであっが生じるようになるが，脆性的な破壊であるかは別のた．

要因に依存していると考えられる．以上の結果から，
粒界脆性破壊の発生には，He 濃度が高く，結晶粒界に狭い間隔で He バブルが高密度に形成するとともに‫ڸ‬㠃ᐦᗘ‫ ڦ‬ᖹᆒ㛫㝸

1.0‫ ی‬⢏⏺⿕そ⋡  ㉸ᚤᑠ◳ࡉつ᱁໬ࡋࡓ⢏⏺ Heࣂࣈࣝࡢᛶ≧つ᱁໬ࡋࡓ⢏⏺ Heࣂࣈࣝࡢᛶ≧‫ ە‬ᖹᆒ┤ᚄ

0.8
0.6
0.4
0.2
0.0
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つ᱁໬ࡋࡓ㉸ᚤᑠ◳ࡉ

1.0
0.8
0.6
0.4
0.2
0.0

図 12

最大値で規格化した粒界 He バブルの性状および超微小硬さと破壊様式の関係

136

4.2

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9

破断応力と He や He バブルとの関係

均間隔は 47nm で，粒界被覆率は 0.04％と計算された．なお，計算に必要な粒界 He バブルの面密度 Ns

試験片の破断応力と He や He バブルとの関係か
ら，粒界割れに及ぼす He と He バブルの影響を評価した．表 3 に示した 1.2at%He 試験片の破断応力は，粒内で破断した場合は 6800MPa であったが，粒界では，粒内での平均直径 d と数密度 Nvより次式で求めた．
N=N d(3)

破断した場合は 4900MPa であった．粒界で破断が生

これらの値は，本試験では粒内で延性破壊する条件にじた結晶粒界の強度は，粒内よりも低いことが分かっ相当する．He や He バブル単独では PWR 照射材のた．ま た，6.0at%He 試 験 片 で は，破 断 応 力 は粒界割れを説明することはできず，粒界割れの発生に2800MPa であった．6.0at%He 試験片では，1.2at%

は硬さ等の他の要因の影響も考慮する必要があること

He 試験片と破面形態は類似しており，粒界 He バブが分かった．また，本試験と同様に破面の断面積で破ルの平均直径や平均間隔，粒界被覆率もほぼ同じであ断荷重を除して評価した破断応力は 2800MPa であった．6.0at%He 試験片では，1.2at%He 試験片よりり，この値は 6.0at%He 試験片の破断応力とほぼ同じも粒界の強度が低くなっており，He バブル以外の要値であった．6.0at%He 試験片の粒界 He バブルは，因としては，固溶した He が考えられる．He 濃度がPWR 照射材の計算値と比較して約 100 倍の面密度に高い場合には，一部の He は空孔と結合せずに粒界に相当しており，He と He バブルのみで粒界の結合強捕捉され，粒界結合力を低下させていると推測され

度を 74dpa の PWR 照射材と同程度まで低下させるにた．

は，約 100 倍の He 量と面密度に相当する粒界 He バ
ブルが必要になることが分かった．

4.3

照射ステンレス鋼の粒界破壊に及ぼす He と He バブルの影響

超微小引張試験で検討した PWR 照射材の粒界割れ
は，低温高変形速度型に相当する．IASCC が問題になるのは 300℃近辺の温度域であり，粒界割れは高温

PWR で 73dpa まで照射された 316 ステンレス鋼を−4

低変形速度型に相当する．室温と比較して 300℃近辺/s の変形速度にて室温で引張試験すると，の温度域で，He や He バブルを原因とする粒界破壊

延性破壊を伴った粒界破面（混合破面）が破面中央が促進されたとの報告はないが，He による粒界破壊

1.1×10−8/s の 変 形 速 度 に ては，温度が高いほど少ない He 量で生じるようになる

320℃の Ar ガス雰囲気中で引張試験すると，粒界破ことが 500℃以上の引張試験で報告されていることか

面が破面周辺 6％の領域に生じることが報告されていら(5)，室温に比べて 300℃ では He による影響が大きる(17)．室温と 320℃では破面の様子が異なっており，

くなる可能性があると考えられる．

40％ の 領 域 に 生 じ，6.8×10

320℃の試験で変形速度を速くした場合には粒界割れ

He の蓄積や粒界 He バブルの形成単独では，PWRは生じない．PWR で照射されたステンレス鋼の粒界

照射材の粒界割れに及ぼす影響は弱いことが分かっ

割れは温度と変形速度の影響を受け，低温高変形速度た．しかし，PWR 照射材の結晶粒界では，照射誘起型と高温低変形速度型に分類される．これらの粒界割

偏析や固溶した H 原子の集積等のミクロ組織と組成れについて，He と He バブルが及ぼす影響を検討しの変化が他にも生じており，粒界 He バブルの形成とた．

重畳効果が生じ，粒界の結合強度が低下する可能性がPWR で 74dpa まで照射された 316 ステンレス鋼に考えられる．PWR 照射材の粒界割れに対する He 影

超微小引張試験を実施し，粒界割れの発生を確認した

響を完全に解明するには，他の結晶粒界のミクロ組織結果を前報 (11) で報告した．73dpa の PWR 照射材でや組成の変化との重畳効果や高温（300℃近辺）での23

効果について，更に検討を重ねる必要がある．また，/m で粒内に形成していることが確認されている(2)．

IASCC については，粒界の結合強度への直接的な He

He 蓄 積 量 に つ い て は 測 定 さ れ て い な い が，影響の他に，腐食への影響についても検討する必要が10appm/dpa の He 生 成 率 か ら 計 算 す る と，約ある．著者らは IASCC の機構として，腐食に伴っては，平均直径 1.1nm の He バブルが数密度 4×10
3700appm と推測される．結晶粒界に粒内と同じ平均生じる H, O 原子や空孔が結晶粒界に侵入し，粒界の直径と密度で He バブルが形成していると仮定する

結合強度を低下させて IASCC の発生と進展を促進すと，74dpa の PWR 照射材では，粒界 He バブルの平る機構を提案している(1)．結晶粒界に形成された He

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9

バブルは，これら H, O 原子や空孔の粒界侵入に対して高速拡散経路として機能し，侵入を促進する可能性が考えられる．

137

Nucl. Mater., Vol.384, P.249, (2009).
（５）A. Hasegawa, N. Masuda, M. Satou, K. Abe,
“Effects of Helium on Grain Boundary Fractureof Austenitic Stainless Steel” , Proc. of 10th Int.

5.

まとめ

Conf. on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems-Water Reactors,

He 注入と熱処理で結晶粒界に He バブルを形成させた SUS316 ステンレス鋼の破断挙動を，室温の超微小引張試験で調べた結果，以下の結論を得た．

TMS, (2002).
（６）黒田敏雄, 菊池靖志, “ヘリウムイオン注入した原
子炉ステンレス鋼溶接部におけるヘリウムバブ
ルの挙動”, 溶接学会論文集, 第 16 巻, 第 4 号, P.

(1)He 注入量が 1.2at％以上で，母相が超微小硬さで503, (1998).

4.6GPa 以上まで硬化し，平均直径 2nm の He バ

（７）D. Terentyev, X. He, “Effect of Cr precipitates

ブルが 5nm 以下の平均間隔で粒界に形成した場合

and He bubbles on the strength of < 110 > tiltに，粒界で脆性的な破断が生じた．He バブルのgrain boundaries in BCC Fe: An atomistic

粒界被覆率については，粒界での脆性的な破断とstudy”, Computational Materials Science, Vol.50,

明確な相関は認められなかった．

P.925, (2011).

(2)粒界で脆性的に破断した結晶粒界の強度は，粒内（８）M. Yamaguchi, M. Shiga H. Kaburaki, “Energe-の強度よりも低くなっていることが確認された．

tics of segregation and embrittling potency for

また，He 注入量が多い場合には，一部の He が粒

non-transition elements in the Ni Σ 5 (012)

界に捕捉され，粒界結合力を低下させることが推symmetrical tilt grain boundary: a first-princi-

察された．

ples study”, J. Phys. Condens. Matter, Vol.16, P.

(3)He と He バブル単独では，PWR で照射されたス

3933, (2004).

テンレス鋼の粒界割れを説明できず，硬化や他の（９）K. Fujii, K. Fukuya, “Development of Micro

結晶粒界のミクロ組織や組成の変化も影響していTensile Testing Method in an FIB System for

る可能性が推察された．

Evaluation Grain Boundary Strength”, Materials
Transactions, Vol.52, P.20, (2011).

文献（10）K. Fujii, T. Miura, H. Nishioka, K. Fukuya,“Degradation of grain boundary strength by（１）福谷耕司, 西岡弘雅, 藤井克彦, “ステンレス鋼のoxidation in alloy 600”, Proc. of 15th Int. Conf. on

軽水炉照射挙動” INSS MONOGRAPHS No.4, 株

Environmental Degradation of Materials in

式会社原子力安全システム研究所, (2009).

Nuclear Power Systems-Water Reactors, TMS,

（２）K. Fukuya, K. Fujii, M. Nishioka, Y. Kitsunai,

P.1447, (2011).

“Evolution of microstructure and microchemis-（11）三浦照光, 藤井克彦, 西岡弘雅, 福谷耕司, 橘内祐

try in cold-worked 316 stainless steels under寿, “超微小引張試験による中性子照射ステンレ

PWR irradiation”, J. Nucl. Sci. and technol., Vol.

ス鋼の粒界破壊特性の評価”, INSS Journal, Vol.

43, No.2, P. 159, (2006).

19, P.155, (2012).

（３）D. J. Edwards, E. P. Simonen, F. A. Garner, L. R.

（12）J. F. Ziegler, J. P. Biersack, U. Littmark, “TheGreenwood, B.M. Oliver, S.M. Bruemmer, “Influ-

Stopping and Range of Ions in Solids”, Perga-

ence of irradiation temperature and dosemon, New York, (1985).

gradients on the microstructual evolution in
neutron-irradiated 316SS”, J. Nucl. Mater., Vol.
317, P.32, (2003).
（４）D.J. Edwards, F.A. Garner, S.M. Bruemmer, Pål（13）微小試験片材料評価技術の進歩, 日本原子力学会, (1992).
（14）T. Miura, K. Fujii, K. Fukuya, “Influence of
crystal orientation on hardness and deformation

Efsing, “Nano-cavities observed in a 316SS PWR

microstructure”, J. Nucl. Mater., Vol.417, P.984,

flux thimble tube irradiated to 33 and 70 dpa”, J.

(2011).

138

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-9（15）改訂 材料強度学, 日本材料学会, (2009).
（16）J. I. Bennetch, W. A. Jesser, “Microstructual
aspects of He embrittlement in type 316
stainless steel”, J. Nucl. Mater., Vol.103&104, P.
809, (1981).
（17）K. Fukuya, H. Nishioka, K. Fujii, M. Kamaya, T.
Miura, T. Torimaru, “Fracture behavior ofaustenitic stainless steels irradiated in PWR” , J.
Nucl. Mater., Vol.378, P.211, (2008).