INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

118

照射ステンレス鋼の粒界破壊に及ぼす He 影響の検討（その２）−照射誘起偏析との重畳効果−
Eﬀects of Helium on Grain Boundary Fracture of Neutron-irradiated Stainless Steel,（II）‑ Synergistic Eﬀects with Radiation-induced Segregation ‑三浦

照光（Terumitsu Miura）＊1

藤井克彦（Katsuhiko Fujii）＊1

西岡

弘雅（Hiromasa Nishioka）＊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，中性子照射による He の生成と粒界キャ
ビティの形成が照射誘起偏析と重畳した場合に，ステンレス鋼の粒界の強度と破壊挙動に及ぼす影響を検討した．照射誘起偏析した粒界の組成に基づき作製したモデル合金に，1.2at% 以上の Heを室温のイオン照射で注入し，室温の超微小引張試験で粒界部の強度と破壊様式を調べた．イオ
ン照射により結晶粒界には平均直径１〜 2nm の He バブルが平均面密度 3 × 1016/m2 で形成し，母相は超微小硬さで 4.8GPa 以上に硬化した．超微小引張試験の結果，試験片は粒界で破断した．
He 量が増すと，粒界 He バブルの分布は変わらなかったが硬さが増加し，粒界破面率が増すとともに破断応力が低下した．高 He 条件では，He バブルの他に，He 自身が粒界に偏析して強度を低下させる可能性が推察された．前報の SUS316 ステンレス鋼と比較すると，破断応力に大きな違いは認められなかったが，粒界破面率が高い傾向が認められた．モデル合金の硬さが SUS316 ス
テンレス鋼と比較して大きいことや粒界 He バブルが小さいことが，粒界破壊を促進した原因であると推察された．He の生成と粒界キャビティの形成に照射誘起偏析が重畳しても，ステンレ
ス鋼の粒界の強度は He 単独の影響と比べて大きく変わらないが，粒界キャビティの形成に影響することで粒界割れが促進される可能性があることが推察された．
キーワード

照射誘起応力腐食割れ，粒界割れ，ステンレス鋼，He，照射誘起偏析，超微小引張試験

Abstract
Synergistic eﬀects of helium（He）production, formation of grain boundary（GB）cavities and radiation-induced segregation（RIS）
through neutron irradiation on GB strengthand fracture behavior of stainless steel have been investigated for better understanding of theirradiation assisted stress corrosion cracking（IASCC）
mechanism. Strength and fracture mode for
GBs of a model alloy that represented the GB composition of a neutron-irradiated stainless steel
as the bulk composition were investigated by micro tensile tests conducted at room temperature
after He ion irradiation at room temperature to more than 1.2at% of He concentration. 1 to 2 nm
diameter He bubbles were formed on GBs with an average areal density of 3×1016 /m2, and thematrix was hardened to more than 4.8 GPa（nanoindentation hardness）
by the ion irradiation. The
micro tensile test specimens fractured at their GBs. The intergranular（IG）
fraction was higher
and fracture stress was lower for a specimen with higher He concentration; the distribution of
GB He bubbles was not changed but hardness was larger for the specimen. The GB strength
might be weakened by He segregation to the GB in addition to formation of GB He bubbles forthe specimen with higher He concentration. The model alloy had a higher IG fraction than type316 stainless steel（316SS）used in a previous study, but fracture stress was not. Higher hardness
and smaller GB He bubbles of the model alloy than 316SS would promote GB fractures of themodel alloy. It was concluded that the synergy of He eﬀects and RIS would not decrease GB
strength of neutron-irradiated stainless steel much compared with the He eﬀect alone, whereas
IG cracking of the steel might be promoted more by reducing the size of GB cavities.
Keywords

IASCC, intergranular cracking, stainless steel, helium, radiation-induced segregation,
micro tensile test

＊ 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 . 21 2014 NT 6

1. はじめに

119

レス鋼では，不活性ガス環境中でも引張試験により粒界割れを生じることが報告されており（2），照射

照 射 誘 起 応 力 腐 食 割 れ（irradiation assistedに伴う母相の硬化の他に粒界でのキャビティ形成等

stress corrosion cracking, IASCC） は， 高 温 高 圧のミクロ組織と組成の変化が粒界の結合力や強度を水中で中性子照射を受けたステンレス鋼に応力やひ低下させた可能性が原因として考えられる．粒界割

ずみが加わることで生じる粒界型の応力腐食割れでれが発生する機構は，高温高圧水中での粒界割れである．ステンレス鋼は，燃料集合体を保持し，冷却ある IASCC の機構とも関連する可能性がある．藤水流路を形成する役割を担う炉内構造物に用いられ本ら（3）は，PWR で照射されたステンレス鋼では高ており，IASCC は軽水炉の主要な高経年化課題の速増殖炉で照射されたステンレス鋼よりも IASCC

一つに位置付けられる．IASCC の発生は沸騰水型感受性（引張試験における粒界破面率）が高いこ

軽水炉（boiling water reactor, BWR）や加圧水型とを報告しており，PWR の中性子スペクトルが柔

軽水炉（pressurized water reactor, PWR）にて確

らかいために H や He の生成率が高くなることや粒認されており，PWR については国内での IASCC に界にキャビティが形成されることが PWR 環境でのよる破損事例はないが，フランスのブジェ発電所や

IASCC 機構として重要である可能性を指摘していベルギーのティハンジ発電所等でバッフルフォーマ

る．近年，照射に伴ってすべり変形が局所化し，結ボルト（SUS316 冷間加工材）の破損が報告されて晶粒界に高い応力やひずみが生じるようになることいる（1）．

が IASCC の発生機構として重要であるとの提案がIASCC による損傷を未然に防ぐためには，その,．粒界の強度や破壊様式に及ぼなされている（4）（5）発生を正確に予測し，検査や取替等の保全対策を適す照射影響を明らかにすることは，IASCC 機構の切に行う必要がある．バッフルフォーマボルトの場

理解を深める上で重要と考えられる．

合，ボルトにかかる応力と IASCC が発生する応力

これまでに我々は，中性子照射がステンレス鋼ののしきい値を把握することで，IASCC の発生を正結晶粒界の強度や破壊挙動に及ぼす影響を検討す

確に予測することができる（1）．IASCC の発生応力るため，粒界部のみの引張試験が可能な超微小引については中性子照射材を用いた定荷重試験等によ張試験法（6）を用いて PWR で 74dpa まで照射されたりデータが蓄積されており（1），照射量が増すにつSUS316 ステンレス鋼の粒界部の強度と破壊様式をれて発生応力のしきい値が低下することが分かって調べ，室温引張で粒界はく離の発生を確認するとといる．しかし，低照射量側等でデータが不足していもに照射による粒界の強度低下を示唆する結果を得ることや，データのばらつきのために高照射量側でた（7）．また前報（8）では，He の影響として核変換にの飽和傾向を正確に把握できない等の課題がある．

よる He 生成と粒界でのキャビティ形成が粒界の強発生応力のしきい値を正確に把握するためには，試度や破壊挙動に及ぼす影響を明らかにするため，イ験データの不足している領域やデータの解釈が難し

オン照射で He 注入したステンレス鋼の粒界部の強い領域について行う内挿や外挿の正当性を機構論的度と破壊様式を同手法で調べ，1.2at% 以上の He がな解釈に基づいて担保する必要があり，機構の理解注入され，粒界に平均直径１〜 2nm の He バブルがを深めることが重要となる．

平均面密度 3 × 1016/m2 で形成した試験片で粒界破

IASCC の機構について定説はないが，照射され壊の発生を確認し，He の影響が粒界の強度を低下た材料に高温高圧水中で引張応力を負荷すると発生させ，粒界破壊を促進する要因の一つであることをを再現できることから，照射による材質変化が機構明らかにした．しかし，He 単独の影響で 74dpa 照として重要と考えられている．この材質変化には，

射の実機材と同等のレベルまで粒界の強度を低下さ耐力の増加や伸びの減少，靱性の低下等の機械的性せるには，実機照射材で確認されているよりも高密質の変化や結晶粒界での耐食性の低下等があり，照度の粒界 He バブルと約 100 倍の量に相当する He が射に伴う転位ループやキャビティ（He バブルやボ必要であったことから，実機照射材での粒界の強度イドの総称）等の欠陥の形成や偏析による粒界組成低下には He 以外にも偏析等の粒界のミクロ組織との変化（Cr, Mo の欠乏と Ni, Si の濃化）
，核変換に

組成の変化が同時に影響している可能性が推察されより生じる H や He 原子の蓄積等のミクロ組織と組た．照射誘起偏析で粒界組成が変化すると，粒界本成の変化が関係する．PWR で高照射されたステン

来の結合力や強度が変化することや粒界での He バ

ブルの形成と He 原子の集積の度合いが変化する可能性が考えられる．本報では，照射誘起偏析による粒界組成の変化が He の影響と重畳した場合に粒界の強度や破壊挙動に及ぼす影響を超微小引張試験法
により検討した．

2. 試験方法

規格化したHe量と損傷量

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

120

1.0
0.8

損傷量

0.6
0.4
He量

0.2
0.0
0

照射誘起偏析による粒界組成の変化をバルク組

200

400

600

800

深さ（nm）

成 と し て 模 擬 し た モ デ ル 合 金（ 以 下，radiation-

図１

He 量と損傷量の深さ分布

induced segregation, RIS 合金）にイオン照射で He注入することにより，中性子照射による He の生成イオンを照射した．試料中の He 分布を平坦化すると粒界キャビティの形成および照射誘起偏析を模ため，He イオンのエネルギーは 75keV と 190keV

擬した．透過型電子顕微鏡（transmission electron

を組み合わせた．図１に，弾き出しエネルギーを

microscope, TEM）によるミクロ組織観察で粒界40eV，試料組成を Fe-12Cr-27Ni として損傷計算コーに形成した He バブルの直径と面密度を測定すると

ド SRIM-2013（10） を用いて計算した He と損傷量のともに He イオン照射による硬さの変化を超微小硬深さ分布を示す．分布は最大値を１として規格化しさ試験機で測定し，超微小引張試験で粒界部の強度

た．照射は，表面から深さ 800nm までの He 注入領と破壊様式を調べた．試験手順は前報と同じである

域における平均 He 量で，1.2at% と 6at% の２条件とが，超微小引張試験については手順の一部を変更しした（損傷量で 0.7dpa と 3.6dpa）．本研究では，He

（8）

た．前報

の SUS316 ステンレス鋼（以下，316 鋼）量と損傷量を He 注入領域内の平均値で定義した．

の結果と比較することで，He 単独で影響する場合と He の影響に照射誘起偏析が重畳した場合の違い

2.2 結晶粒界の He バブルの観察を評価した．なお，超微小引張試験については手順の一部を変更したため，前報で使用した 316 鋼試料

結晶粒界の断面のミクロ組織を TEM で観察し，について再度試験を実施した．316 鋼の粒界のミク

粒界に形成した He バブルの平均直径と面密度を表ロ組織と硬さのデータは前報で報告済みの値を用い

面から深さ 100nm ごとに測定した．装置は日立製

た．

HF-3000 を用いた．TEM 観察試料は，集束イオン
ビーム（focused ion beam, FIB）加工装置（日立製 FB-2000A）を用いてランダム粒界より作製した．

2.1 供試材と He イオン照射の条件

TEM 試料の薄膜部に残った FIB 加工によるダメー
供試材として，RIS 合金の溶体化熱処理材を用いた．平均粒径は 100µm である．表１に化学組成を

ジ 層 は， 精 密 イ オ ン 研 磨 装 置（Gatan 社 製 PIPS691）を用いて除去した．

316 鋼と合わせて示した．RIS 合金の組成は，PWR
で 35dpa まで中性子照射された 316 鋼の粒界組成（９）2.3 超微小硬さ試験に基づくものである．試料表面に湿式機械研磨を施
超微小硬さ試験機（エリオニクス社製 ENT-2100）

した後，粒径 0.04µm のコロイダルシリカで鏡面研を用いて，He イオン照射に伴う硬さの変化を測定磨した．
若狭湾エネルギー研究センターの 200kV マイク

した．損傷量と He 量が深さ方向に分布を持つため，

ロ波イオン源イオン注入装置を使用し，室温で He

硬さは深さ方向に異なる．超微小硬さ試験では，一

表１
C

Si

Mn

供試材の化学組成（wt%）
P

S

Ni

Cr

Mo

Fe

RIS 合金

0.040

5.07

1.50

0.076

0.001

27.26

12.00

0.74

balance

316 鋼

0.023

0.44

1.67

0.022

0.009

12.51

17.31

2.05

balanceINSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

（a）

121

（b）
前面側

300nm
600nm

背面側

ノッチ

He 注入領域
試料表面
粒界

90°前後

粒界
粒界

He量

He 注入領域

W(µm)

RIS 合金or 316鋼
図２

深さ

超微小引張試験片の形状 （a）全体図，（b）ノッチ先端の拡大図

般に広く用いられているビッカース硬さ試験と同様

片は，RIS 合金と 316 鋼から選定した各粒界についに，押込み深さの４倍程度の深さまでの領域について２本ずつ作製し，6%RIS 合金では２粒界につい（11）て平均的な硬さが評価される．試料表面より押て作製した．

込み深さを 150nm に制御して圧子を打ち込み，He

図３に，試験片をマイクロ梁に固定した際の走査

注入領域の平均的な硬さを測定した．なお，硬さはイオン顕微鏡像（scanning ion microscope image,

最大荷重と最大押し込み深さから求めた．

SIM 像）を示した．本報では，Si 単結晶より FIB 加工で作製した梁部の寸法が 220 × 7 × 7µm のマイク

2.4 超微小引張試験

ロ梁を使用した．バネ定数は，超微小硬さ試験機で660N/m と測定した．試験片の固定位置は，前報で

電 子 後 方 散 乱 回 折（electron backscatter

は W 蒸着による固定強度を高めるためにマイクロdiﬀraction, EBSD）により，試料表面の結晶粒界の梁の上面中央からやや前面側で固定していたが，曲位置と性格を特定した後，ランダム粒界より図２にげ応力が若干生じるために粒界の強度を引張応力で示した形状の超微小引張試験片を FIB 加工で作製し評価する際の誤差要因になる懸念があった．本報でた．EBSD 測 定 に は，TSL 社 製 OIM（orientation

は，図３（d）に示した通りにマイクロ梁上面のほimaging microscopy）を使用した．粒界面は，引ぼ中央位置での固定に変更し，曲げ応力がほとんど張軸に対して垂直に配した．He 注入領域内の粒界生じない一軸条件での引張試験が行えるようにしを試験片中央に配するため，試験片の左側は FIB 装た．また，試験片下部を固定する W 蒸着を試験片

置内の W（タングステン）デポジション装置を用前面側と背面側の両方から行うようにし（前報ではいて W 蒸着した後に加工した．先端半径約 50nm の前面側のみ），試験片の固定強度を高めた．

ノッチを粒界に沿って FIB 加工し，粒界周辺の塑

マイクロプローブを試験片上端に固定した後，画性拘束を強めるとともに粒界に高い応力が作用す

面上方に動かすことで室温の引張試験を実施した．

るようにした．ノッチ先端は，左側が試料表面か試験中の SIM 像より，試験片にかかる荷重と伸びら深さ 300nm，右側が深さ 600nm に相当し，He 量等の塑性変形を評価した．破面を走査型電子顕微鏡の高い領域のみが残るようにした．なお，深さ 300（scanning electron microscope, SEM）
（Carl Zeiss〜 600nm における平均 He 量は，1.2at%He 条件では

社製 ULTRA55）で観察し，断面のミクロ組織を観

2at% であり，6at%He 条件では 10at% となる．試験察するために試験片を FIB 加工により薄膜化した．

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6122

マイクロプローブ

（a）

マイクロ梁

超微小引張試験片

（b）

20µm
（b）

（c）

W蒸着に
よる固定

マイクロ梁

（d）

粒界

W 蒸着 RIS 合金
or 316鋼

ノッチ部の高さ
2µm
図３

1µm

2µm

超微小引張試験 （a）全体図，（b）拡大図，（c）ノッチ部の拡大図，（d）マイクロプローブ固定前の拡大図（垂直方向）

ブルの直径は粒界と粒内で共に１〜 2nm であり，

3. 試験結果

1.2%RIS 合金と 6%RIS 合金で平均直径に有意な違

3.1 結晶粒界の He バブルの観察

いは認められなかった．図５に，結晶粒界に形成した He バブルの平均直径と面密度を表面から深さ

図４に，RIS 合金の結晶粒界の断面についてミ

100nm ごとに示した．また，He バブルの分布状態

クロ組織の明視野像を示した．撮影は１µm のアを表すため，He バブルの平均間隔と粒界被覆率にンダーフォーカスで行っており，He バブルが粒界

ついても合わせて示した．なお，粒界被覆率は He

および粒内に形成していることを確認した．He バ

バブルによって覆われている粒界の面積割合であ

（a）

（b）
試料表面側

粒界

粒界
He バブルHe バブル

10nm
図４

10nm
結晶粒界のミクロ組織の明視野像 （a）1.2%RIS 合金，（b）6%RIS 合金（共に深さ 500 〜 600nm）

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 662.2
面密度（×1016/m2）

6%316 鋼2.0
平均直径（nm）

123

1.2%316 鋼

1.8
1.6

1.2%RIS 合金

1.4
1.2

4

2

6%RIS 合金

1.0
0

200

400

600

0
0

800

200

600

800

600

800

深さ（nm）

深さ（nm）

108

粒界被覆率（%）

10
平均間隔（nm）

400

8
6
4

6
4
2

2

0
0

200

400

600

0

800

200

深さ（nm）

図５400
深さ（nm）

粒界 He バブルの平均直径，面密度，平均間隔および粒界被覆率の深さ分布

る．粒界 He バブルの平均間隔 L（nm）と粒界被覆率Ơ
（%）は，次式より計算した．

/ =  1V − G（1）

α =   ⋅ 1 V ⋅ π ⋅ (G )

（2）

3.2 超微小硬さ試験
図６に，He 注入に伴う硬さの変化を示した．図中には，316 鋼の結果（8） も合わせて示した．硬さは He 量が増すにつれて増加し，RIS 合金の方が 316
鋼よりも He 注入後の硬さが若干大きくなった．

ここで Ns および d は，粒界 He バブルの面密度と平6も合わせて示した．He バブルの平均直径は 1 〜

2nm であり，深さ方向に大きく変化する傾向はな
かったが，316 鋼に比べて RIS 合金では平均直径が小さい傾向が認められた．面密度については，表面近傍や深さ 800nm 近くでは少ないあるいは He バブルの形成が確認されない場合があったが，それ以外の領域では深さ方向に大きく変化する傾向は認め

硬さ（GPa）

（8）

RIS合金

5

316鋼

4
3

//

均直径である．図中には比較のため，316 鋼の結果

2
0

0.5

直径と面密度に依存しているため，316 鋼に比べてRIS 合金では平均間隔が広く，粒界被覆率が低い傾向があった．

1.5

He量（at%）られず，316 鋼と RIS 合金でも大きな違いは認められなかった．平均間隔と粒界被覆率については平均1

図６

He 注入に伴う硬さの変化

6

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

124

2µ
µm
試験開始前

破断直前
図７

破断直後

引張試験中の SIM 像（6%RIS 合金 -GB1）

3.3 超微小引張試験

は，RIS 合金と同じく延性破壊の様相が確認された．
図９に，破断した 6%RIS 合金 -GB1 の断面につい

図７に引張試験中の SIM 像の例として，6%RISてミクロ組織の明視野像を示した．破面には，薄膜合金 -GB1 試験片を示した（試験片の ID は He 量と加工前に保護膜として Au と W の蒸着を施した．試

材料および粒界番号で表記する）．試験片は，ノッ験片下部の破面端部は粒内で破断しており，結晶粒

チに挟まれた試験片中央部（以下，ノッチ部）がわ

界が確認された．破面の平坦部がこの粒界と一致しずかに伸びた後に破断した．

ていたことと試験片上部に粒界が確認されなかった

図８に試験片の破面を示した．図８
（a）と
（b）は

ことから，SEM 像で観察された平坦な破面が粒界

1.2%RIS 合金である．２本の試験片ともに半分程度面に相当することを確認した．1.2%RIS 合金についは平坦な破面を呈していたが，残りの破面は線状にても同様の観察結果を得た．

なるまで絞られていた．粒界破壊が破面の半分程度

表２に，超微小引張試験の結果を，試験片のノッの領域で生じた後に，残りの領域で延性破壊が生じ

チ部に含まれる粒界 He バブルの性状とともにまとたと推測された．また，破面の平坦部の端は延性破めた．粒界 He バブルの値はノッチ部内での平均値

壊の様相を呈しており，粒界破壊はノッチ先端からであり，図５に示した値より試験片ごとに求めた．

ではなくノッチ部の内側より生じたと考えられた．

試験片ごとに値が異なっているのは，FIB の加工精

図８
（c）
〜
（f）
は 6%RIS 合金であり，４本の試験片全度により，ノッチ先端の位置（試料表面からの深さ）てが平坦な破面を呈した．He 量が増すことでよりが若干異なるためである．RIS 合金では 316 鋼に比脆性的に破断したことを確認した．破面には微細なべて He バブルの面密度はほぼ同じであったが平均段差が生じており，破断前に粒界近傍で若干の塑性

直径が小さいため，平均間隔が広く，粒界被覆率も変形が生じたことが確認された．破面の端部につい低くなった．伸びは図３（c）に示したノッチ部の高ては，1.2%RIS 合金と同様に延性破壊の様相を呈しさの変化で定義しており，1.2at%He 条件では 10 〜

た．図８
（g）と
（h）は 1.2%316 鋼であり，図８（g）で30% であったが，6at%He 条件では０または 10% には破面全体が絞られた完全な延性破面であった．図減少した（誤差± 10%）．RIS 合金と 316 鋼では伸び８（h）では破面の半分程度に比較的平坦な部分がの違いは誤差範囲内であり，明確な違いは認められ確認されており，1.2%RIS 合金と同様に粒界破面となかった．伸びを試験開始から破断までの時間で除延性破面が混在する混合破面と推測された．図８（i）

して求めた試験片の変形速度は，最大の試験片ではと（j）
は 6%316 鋼である．1.2%316 鋼に比べて平坦な

3 × 10 /s であった．

‑2

破面であり，RIS 合金と同じく He 量が増すことで粒界破面率は，破面に占める平坦部分の面積比でより脆性的な破面形態になった．２本の試験片でと定義した．ただし，1.2%RIS 合金については破面のもに平坦な破面が確認されたが，図８（i）に示す破半分程度が線状になるまで絞られていたため，面積面では一部に延性破面が確認された．破面の端部で比による算出では粒界破面率が 100% 近くになり，INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

1.2%RIS 合金
（a）

125

6%RIS 合金-GB1

（b）

（c）

（d）

6%RIS 合金-GB2

（e）

100nm

1.2%316 鋼
（g）

（h）

図８

6%316 鋼（i）（j）

破面の SEM 像（試験片上部，斜め 45 度より撮影）（f）INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

126

(a)

(b)

破面

保護膜（Au）

破面
200nm

10nm

(c)

(d)

保護膜（W）

保護膜（W）
破面

W 蒸着

粒界

He 注入領域

200nm
図９

10nm

試験片断面の明視野像（6%RIS 合金 -GB1）
試験片上部の（a）ノッチ部周辺，（b）破面近傍の拡大図
表２

試験片下部の（c）ノッチ部周辺，（d）破面端の拡大図

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

試験片

1.2%RIS 合金
1.2%316 鋼

6%RIS 合金

6%316 鋼

破面
（平坦部）

伸び
（%）

破面形態

粒界破面率
（%）

破断応力
（MPa）

3.5

30

混合

50 ＊

4,000 ＊＊

4.9

3.4

20

混合

60 ＊

6,000 ＊＊

4.6

6.0

10

延性

０

ND

6.2

4.5

30

混合

50

5,600

平均間隔 粒界被覆率
（nm）
（%）

平均直径
（nm）

面密度
（/m2）

‑1

1.3

2.7 × 1016

4.9

‑2

1.3

2.6 × 1016

1.6

16

2.0 × 10

16
16

‑1
‑2

1.7

2.9 × 10

GB1‑1

1.2

2.8 × 10

4.9

3.4

10

粒界

100

2,300

GB1‑2

1.2

2.9 × 1016

4.8

3.5

10

粒界

100

2,600

1.2

3.3 × 10

16

4.5

3.9

10

粒界

100

2,800

16

GB2‑1
GB2‑2

1.2

3.0 × 10

4.8

3.5

10

粒界

100

2,600

‑1

1.7

3.4 × 1016

3.8

7.6

0

混合

60

2,300

‑2

1.7

3.4 × 1016

3.9

7.2

10

粒界

100

2,600

ND：破面の全てが線状になっており，正確な算出ができない＊
試験片厚さ方向に破面平坦部が確認される領域の線分比で算出＊＊
破面平坦部の断面積で破断荷重を除し，粒界破面率を乗じて算出

破面形態の面積率が正しく評価されない．そこで，条件では破面率は０〜 60% であったが，6at%He 条

試験片の厚さ方向について平坦な破面が確認された件では 60 または 100% であった．He 量が増すと粒領域と延性破面が確認された領域の線分比を算出

界破壊が生じ易くなることが確認された．また，し，これを見かけの粒界破面率とした．1.2at%He

RIS 合金では 316 鋼よりも粒界破面率が高い傾向がINSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

認められた．

127

鋼で破断応力に有意差が認められなかったことか

破断応力は，破断荷重を破面の断面積で除して求ら，RIS 合金と 316 鋼の組成の違いは粒界本来の強めた平均応力で定義した．試験片にはノッチを加工

度に大きな差を生じさせるものではないと推察されしているために破断時の粒界面の応力は一様ではな

た．

いが，超微小引張試験片による粒界の強度評価につ

粒界での He バブルの形成については，RIS 合金

いて検討した結果（詳細は付録に記載する），破断

では面密度は 316 鋼とほぼ同じであったが，平均直時の平均応力で結果を整理することが試験結果の比

径は 316 鋼よりも小さい傾向があり，平均間隔は広較を行う上で妥当であると判断した．なお，
1.2%RISく，粒界被覆率は低くなった．室温等の低温条件で合金については，粒界破壊が破面の半分程度の領域

は粒界キャビティのサイズが小さく，平均間隔が狭で生じた後に残りの領域で延性破壊が生じたと推測

い方が粒界割れし易いことを Bennetch と Jesser（12）されたことから，破面の断面積を線分比により算出が報告しており，前報（8） にて 316 鋼で同様の傾向

した見かけの粒界破面率で除すことで粒界破壊が生を確認している．ただし，He バブルが小さいことじた際の断面積を仮定して求めた．また，1.2%316

や平均間隔が狭いことが粒界の強度や破壊挙動に影鋼の１本の試験片については破面の全てが線状に響する機構は明らかではない．図 10 に示すように，なっていたために正確な断面積が測定できず，破断

粒界破壊は引張応力を負荷することにより粒界面の応力の算出は行わなかった．破断応力は，1.2at%He

一部がはく離し，微小き裂が発生することから始ま条件では 4,000 〜 6,000MPa であったが，6at%He 条

ると考えられる．微小き裂は引張応力を駆動力に成件では 2,300 〜 2,800MPa に減少しており，He 量が長し，粒界面を進展するが，その際に粒界の He バ

増すと粒界の強度が低下することが確認された．

ブルとき裂は合体する．He バブルと合体した微小RIS 合金と 316 鋼では，破断応力に明確な違いは認

き裂の先端はバブルの形状を反映するため，バブル

められなかった．

が大きい場合は微小き裂の先端が鈍化すると考えられる．き裂先端が鈍化すれば，先端での応力拡大係数は低下し，脆性破壊が生じにくくなり，粒内で延4. 考察

性破壊が生じ易くなる．RIS 合金の粒界 He バブル
試験結果より，照射ステンレス鋼の粒界の強度や破壊挙動に及ぼす He の影響と照射誘起偏析との重が小さかったことが，粒界破壊を促進した可能性が推察された．

畳効果を検討した．RIS 合金では，316 鋼と比べてHe 原子の粒界への集積については，直接的には破断応力に有意な違いは認められなかったが，粒界測定できていないが，1.2at%He と 6at%He 条件で比破面率は高い傾向が認められた．RIS 合金で粒界破較した場合に，RIS 合金と 316 鋼ともに粒界 He バ

壊が促進された要因としては，組成の違いにより，ブルの分布状態は変わらないが破断応力は大きく低粒界本来の強度や粒界での He バブルの形成と He下していたことから，He 濃度が高い場合は He バブ

原子の集積の度合いが 316 鋼と異なっていた可能性

ル形成の他に，He 自身が粒界に集積して粒界の強が考えられる．粒界本来の強度については，照射影度を低下させたと推察される．6at%He 条件で RIS

響等で粒界の強度が低下していないと粒界破壊が生合金と 316 鋼の破断応力に差が認められなかったこ

じないために直接測定できないが，RIS 合金と 316とから，He 原子の集積の度合いは RIS 合金と 316

（a）

（b）

Heバブル
微小き裂

引張応力

（c）
き裂成長

粒界

図 10

粒界での微小き裂の発生と成長の概略図（a）き裂発生前，（b）微小き裂の発生，（c）微小き裂の成長と He バブルとの合体

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6128

鋼では大きく異ならないと考えられる．また，照射5. まとめ後の RIS 合金の硬さは 316 鋼よりも大きくなっており，粒内強度の増加は粒界の強度には影響しないが中性子照射によるステンレス鋼の粒界の強度低下

相対的に粒界破壊を生じ易くすると考えられることには，He の影響以外にも照射誘起偏析等の粒界のから，RIS 合金の粒界破壊を促進した要因の一つでミクロ組織や組成の変化が同時に影響している可ある可能性が考えられる．以上の検討から，RIS 合

能性があり，照射誘起偏析が He の影響に重畳した

金の高い粒界破面率は，粒界 He バブルが小さいこ場合の効果を本報で検討した．He イオン照射したとや硬さが大きいことが影響した可能性が推察されRIS 合金と 316 鋼の粒界部の強度と破壊様式を室温た．粒界 He バブルが小さかったことが粒界破壊をの超微小引張試験で調べた結果，He が粒界割れを促進した原因であり，組成の違いが He バブルのサ促進する要因であること，He 量が増すと粒界破面

イズを小さくした原因であるならば，He の影響と率が増すとともに破断応力が低下することが RIS 合

照射誘起偏析の重畳は，He 単独で影響する場合に金と 316 鋼について確認された．RIS 合金では破断比べて，照射ステンレス鋼の粒界の強度を大きく低応力は 316 鋼とほぼ同じであったが，粒界破面率は下させることはないが，粒界割れの発生を促進する

高い傾向があり，He の影響と照射誘起偏析が重畳可能性が推察された．

すると He 単独の影響に比べて照射ステンレス鋼の（13）は，PWR で照射された 316 鋼の結粒界割れが促進される可能性が推察された．
しかし，

晶粒界に形成したキャビティのサイズが粒内に比べその重畳効果が粒界の強度を大きく低下させる可能て若干小さい傾向を有することを報告しており，照性は低く，照射によるステンレス鋼の粒界の強度低射誘起偏析による粒界組成の変化がキャビティのサ

下には He の影響と照射誘起偏析の他にも粒界のミ

イズを小さくする可能性が示唆される．しかし，平

クロ組織と組成の変化が影響している可能性が推測

均直径が 1 〜 2nm の He バブルは，ゆっくりと成長された．

Edward らする段階である潜伏期に該当しており，潜伏期におけるバブルのサイズに及ぼす組成の影響を系統的文献に調べた報告例はない．He バブルが十分に成長し，空孔主体のボイドに変わるような 400℃以上の高温（1） PWR 炉内構造物点検評価ガイドライン［バッ条件であれば，高速炉照射やイオン照射した Fe-Cr-

フルフォーマボルト］（第 2 版）, 一般社団法

Ni モデル合金について，Cr の減少や Ni と Si の増加

人原子力安全推進協会 炉内構造物等点検評価

がボイドの数密度を減少させ，スェリング（体積ガイドライン検討会 ,（2014）
．

（14）
（
‑ 16）

．た

（2） K. Fukuya, H. Nishioka, K. Fujii, M. Kamaya,

だし，He が含まれる条件では低温になるにつれて

T. Miura, T. Torimaru, "Fracture behavior（14）

組成の影響が小さくなることが指摘されている ．
また，表面張力 Ƣ と平衡する半径 r の He バブルの内

of austenitic stainless steels irradiated in

圧 P は P=2Ƣ/r で示されるが，Fe-Cr-Ni モデル合金（3） K. Fujimoto, T. Yonezawa, E. Wachi,

にて Cr の減少や Ni の増加は表面張力を減少させる

Y. Yamaguchi, M. Nakano, R.P. Shogan,増加）を抑制することが報告されている

（17）
（18）
,

PWR", J. Nucl. Mater., Vol.378, P.211,（2008）．

，He バブルの成長がJ.P. Massoud, T.R. Mager, "Effect of the

促進される方向に作用すると考えられる．これらのaccelerated irradiation and hydrogen/

報告からは，照射誘起偏析による粒界組成の変化がhelium gas on IASCC characteristics

粒界キャビティを小さくする可能性は小さいと推測

for highly irradiated austenitic stainless

されるが，詳細な検討には潜伏期の He バブルの形

steels", in: Proceedings of 12th International

成や成長に及ぼす組成の影響を明らかにする必要がSymposium on Environment Degradation

ある．

of Materials in Nuclear Power Systems -ことが報告されておりWater Reactors, The Minerals, Metals andMaterials Society, P.299,（2005）．
（4） 福谷耕司 , 西岡弘雅 , 藤井克彦 , " ステンレス
鋼の軽水炉照射挙動 " INSS MONOGRAPHSINSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

No.4, 株式会社原子力安全システム研究所 ,（2009）．
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Opin. Solid State Mater. Sci., Vol.16, P.134,（2012）．

129（17） 森克巳 , 岸本誠 , 下瀬敏憲 , 川合保治 , " 溶融鉄- ニッケル - クロム系合金の表面張力 ", 日本金属学会誌 , 39 巻 , 12 号 , P.1301,（1975）．
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Journal, Vol.19, P.155,（2012）．
（8） 三浦照光 , 藤井克彦 , 福谷耕司 , " 照射ステン
レス鋼の粒界破壊に及ぼす He 影響の検討 ",INSS Journal, Vol.20, P.125,（2013）．
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INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

130

付

録

超微小引張試験片による粒界の強度評価に関する検討
15

超微小引張試験による粒界の強度評価では，破断（b）

荷重を破面の断面積で除した平均応力を用いて，相2対比較により強度変化を調べている．しかし，試験片には粒界に沿ってノッチを加工しているため，粒

4

（a）

2
ノッチ

粒界

界面には応力分布が生じる．ノッチにより生じる応
力集中や塑性拘束の度合いは，試験片形状や伸び等

4

粒界

ノッチ

12
0.9

による試験時の塑性変形により変化するため，これ80.1

らが異なる場合には破断時の平均応力に影響すると

4

0.3 or 0.5

考えられる．平均応力による粒界の強度評価の妥当性を検討するため，超微小引張試験と有限要素法（ﬁnite element method, FEM）による弾塑性応力（µm）

解析で試験片形状の違いが破断時の平均応力に及ぼ図 A −１

す影響を調べた．また，平均応力による評価が，照射により硬化し，伸びが著しく減少した材料についても妥当であるか合わせて検討した．

超微小引張試験片の形状（a）ノッチ部の幅：300 or 500nm，（b）ノッチ部の幅：900nmの幅（300nm）の FeSn 合金よりも伸びが小さくなっ

Sn を 添 加 し て 粒 界 脆 化 さ せ た FeSn 合 金（Fe-た．

2wt%Sn）より図 A −１に示した３種の形状の試験

破断直前の超微小引張試験片を対象とした弾塑

片と，イオン照射により 6at% まで He 注入した 316

性応力解析を FEM 解析コード ABAQUS（ver. 6.9）鋼より本文の図 2 に示した形状の試験片を FIB 加工

を用いて実施し，粒界面の垂直応力と塑性拘束ので作製し，室温で超微小引張試験を実施した．試験

分布を求めた．解析は試験片の対称性を考慮して，対象の粒界は，ランダム粒界より選定した．全ての

図 A −３に示す試験片の 1/8 モデルを対象に実施し試験片は，ほぼ 100% の粒界破面率で破断した．図た．解析に用いた応力と塑性ひずみの関係は，試験A −２に，試験片の伸びと破断時の平均応力を，試片ノッチ部で測定された伸びを再現するよう逆解析

験片のノッチ部の幅で整理して示した．ノッチ部のにより推定した．ヤング率は FeSn 合金が 205GPa，

幅が広くなるにつれて伸びが増加するとともに破断

316 鋼が 193GPa とし，ポアソン比はともに 0.33 と時の平均応力も増加する傾向が認められた．ノッチ

した．破断直前の試験片に負荷されていた平均応部の幅が狭い試験片ではノッチによる塑性拘束が大力（測定値）を試験片上端部に与え，垂直応力と塑きくなるため，伸びが減少したと推察された．316

性拘束の分布を求めて比較し，破壊に影響するパラ鋼は，照射により硬化しているために同じノッチ部

メータを検討した．

ノッチ部の伸び

100%
80%
60%
40%

FeSn合金

20%

316鋼

0%

//
200

300

400

500

ノッチ部の幅（nm）
図 A −２

破断時の平均応力（MPa）

120%

2500

316鋼

2000

FeSn合金

1500
900

//
200

300

400

500

ノッチ部の幅（nm）

超微小引張試験片のノッチ部の伸びと破断時の平均応力

900

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

（a）
（a）
（a

131

（b）
（b）
（b

ノッチ部中央
ノッ
ノ
ッチ部
チ部中央
中央
粒界面
粒界面
粒界
（b）
（b）
（b
ノッチ先端
ノッチ先
ノッ
チ先端
チ先
端
（c）
（c）
（c

（d）

ノッチ部中央
ノッチ
ノッ
チ部
部中
中央
央
粒界面
粒界面
粒界
（d）
（d
（
d）
図A−3

ノッチ先端
ノッチ先
ノッ
チ先端
チ先
端

FEM 解析モデル （a）全体図，（b）ノッチ部周辺の拡大図（ノッチ部の幅：300, 500nm），（c）全体図，（d）ノッチ部周辺の拡大図（ノッチ部の幅：900nm）

図 A −４に，FeSn 合金について粒界面における先端からノッチ部中央までのノッチ方向の分布を示

垂直応力と塑性拘束の分布を示した．図は，ノッチ

しており，相対距離はノッチ先端からの距離をノッ
2.5

300nm
500nm
900nm

4,000
3,000

塑性拘束

垂直応力（MPa）

5,000

2.0
300nm
500nm
900nm

1.5

2,000

1.0

1,000
0

0.1
0.2
0.3
0.4
ノッチ先端からの相対距離
図 A −４

0.5

0

0.1

0.2

0.3

0.4

ノッチ先端からの相対距離

破断時の粒界面における垂直応力と塑性拘束の分布（FeSn 合金）

0.5

INSS JOURNAL Vol . 21 2014 NT 6

チ幅で除した値である（0 がノッチ先端，0.5 がノッで除した値で定義しており，応力の多軸度（複数方向から応力が負荷される状態）の度合いを表す．垂直応力はノッチ先端で最も高く，ノッチ部の幅が広くなるほど値が高くなる傾向が認められた．垂直応
力が破壊を支配するのであれば，垂直応力の最大値（ノッチ先端での垂直応力）は粒界の強度に相当す

垂直応力（MPa）

チ部中央）．塑性拘束は，垂直応力をミーゼス応力

3,500

塑性拘束

3,000

パラメータがあることを示唆する．ノッチ先端は，応力は高いが塑性拘束の度合いが小さいために塑性変形し易く，脆性破壊の起点にはならずに，延性破壊が生じると推察された．多軸応力下での破壊には
塑性拘束の度合いが影響することが知られており，
塑性拘束の大きいノッチ部中央側で破壊が生じる可能性が高いと考えられた．また，塑性拘束の度合い
はノッチ部の幅が広いほど小さいことから，ノッチ部の幅の広い試験片では破壊に要する応力が大きくなると予想された．
試験片形状がノッチ部の幅で 300nm から 900nmに変わり，伸びが 20% から 100% まで変化しても，破断時の平均応力は数 100MPa 程度しか違わなかった．平均応力が 1,000MPa のオーダーで異なるような場合には，誤差が生じることに注意する必要はあ
るが，平均応力で相対比較することで粒界の強度を評価することは妥当な方法であると考えられる．ただし，試験片形状や塑性拘束の度合いが大きく異なる場合には，同じ形状の試験片同士で比較する必要がある．
次に，照射により硬化した材料についても平均応力による粒界の強度評価が妥当であるか検討した．
図 A −５に，316 鋼について粒界面の垂直応力と塑性拘束の分布を示した．垂直応力と塑性拘束の分布
形状は FeSn 合金の分布（図 A −４中のノッチ部の幅 300nm）と類似しており，照射により硬化した材料であっても試験片形状が同じであれば垂直応力
や塑性拘束の分布は大きく変わらないことが分かった．本文の図８や図９に示した破面の端部（ノッチ先端）では延性破壊が確認されており，照射硬化した材料についても FeSn 合金と同様に塑性拘束の大きいノッチ部中央側で破壊が生じたと考えられる．
照射材についても，平均応力で相対比較する方法が粒界の強度評価方法として妥当であると結論され
た．

2.0

2,500

1.5

垂直応力

2,000

1.0
0

る値であり，３つの試験片形状で同値になるはずである．この結果は，垂直応力以外に破壊を支配する

2.5

ノッチ部の幅：300nm

図 A −５

塑性拘束

132

0.1
0.2
0.3
0.4
ノッチ先端からの相対距離0.5

破断時の粒界面における垂直応力と塑性拘束の分布（316 鋼）