161

電子後方散乱回折を用いた多結晶材料の塑性ひずみの測定
Measurement of Plastic Strain of Polycrystalline Material by Electron Backscatter Diffraction
釜谷＊ Angus J. Wilkinson＊＊ John M. Titchmarsh＊＊
昌幸（Masayuki Kamaya）

概要 ステンレス鋼やニッケル基合金では塑性ひずみによって応力腐食割れ感受性が増加することが知られており，既にステンレス鋼については沸騰水型の原子力発電プラント構造物においてき裂発生問題が顕在化している．そのため，材料の塑性ひずみ量を把握することは，構造物の信頼性評価や応力腐食割れの進展評価を実施する上で重要である．本研究では，走査型電子顕微鏡
により観察される電子後方散乱回折を用いて，引張りによって負荷されたステンレス鋼の塑性ひずみを測定することを試みた．塑性ひずみを定量化する尺度として，塑性ひずみ，すなわち材料
中に蓄積された転位によって引き起こされる結晶粒の回転量を用いて算出する新たなパラメータを提案した．このパラメータは各結晶粒の中心方位からの方位差のばらつきを計算したもので， 結晶変形 に相当する．そして，この結晶変形が塑性ひずみ量と良い相関があり，かつ用いる結晶
方位分布図のデータ密度にも影響されないことを明らかにした．さらに，それぞれの結晶粒の中心方位からの方位差より局所的な塑性ひずみ分布を算出した．その結果，塑性ひずみは，結晶粒界や粒界３重点に集中する傾向を示した．そして，塑性ひずみ分布は，それと相関のあることが指摘されている電子後方散乱回折パターンの鮮明度が低下する箇所とほぼ一致することを確認し
た．
キーワード

電子後方散乱回折，塑性ひずみ，冷間加工，ステンレス鋼，多結晶，応力腐食割れ

Abstract
It is important to know the degree of plastic strain in order to evaluate the susceptibility
and crack growth rate of stress corrosion cracking (SCC) in stainless steel and nickel based alloy, because
SCC is enhanced by the plastic strain and caused crack initiation problems in nuclear power plant components(boiling water reactor) for stainless steel. In this study, electron backscatter diffraction in conjunction withscanning electron microscopy is applied to measure the plastic strain imposed to stainless steel by tensile load.
A new parameter, which quantifies the spread of the crystal orientation within individual grains arising due
to dislocation storage during plastic deformation, is used to correlate with imposed plastic strain. The newparameter is called crystal deformation ﾕ and is given by the spread in misorientation from the central
grain orientation. It is confirmed that this parameter has a good correlation with plastic strain and in notaffected by the data density of the crystal orientation map. The local plastic strain distribution also evaluatedfrom the misorientation from the central grain orientation. The relatively high strain concentration wasobserved near grain boundaries, grain boundary triple points, which was consistent with the observed
deterioration of EBSD pattern quality in those locations.
Keywords

electron backscatter diffraction, EBSD, plastic strain, stainless steel, polycrystalline material,
stress corrosion cracking

1.

緒言
原子力発電プラント構造物では，塑性ひずみが成ス鋼では，沸騰水型の原子力発電所の供用期間中において SCC が発生するというトラブルが既に顕在化(1)．近年，その対応策のひとつとして，塑

形加工やプラント建設時の表面グラインダー加工

しているなどによって加えられることがあり，それがステ性ひずみの程度と SCC の進展速度の関係を明らかにンレス鋼やニッケル基合金の応力腐食割れ（stress

する研究が多く実施されている

corrosion cracking，以後 SCC）の感受性を高くしたり，いることで，たとえ供用期間中の検査で，構造物にき裂進展速度を加速したりする．そして，ステンレ

微小なき裂が発見された場合でも，それがプラント＊ （株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所＊＊ Department of Materials, University of Oxford, U.K.

(2-10)．この関係を用

162

運転上問題となるサイズに成長するまでの期間を精試みた．しかし，パターンの鮮明度は材料に入射さ度良く予測することが可能となる．また，発見されれる電子線の状態，材料表面の酸化被膜や不純物のる以前のき裂進展挙動を推測することで，原因究明

状態，さらには結晶方位にも影響を受けることがある．

および対策立案のための情報を得ることができる．

そのため，測定に際しての条件設定や，用いる相関

しかしながら，加工経緯などが明らかでない供用中

関係を注意深く吟味する必要があるため，商用のの構造材料の塑性ひずみ量を知ることは困難で，現EBSD 装置を含め，用いられた実績は少ないようであ

在は硬さなどの指標が代用されている

(1)

．塑性ひず

る．

みを加えた材料の進展速度データが，必ずしも硬さ

一方，塑性ひずみによって材料に導入された転位は，を基準に得られていないことから，塑性ひずみ量を同じ結晶粒内であっても微小な方位差を発生させる．

定量化する技術が望まれる．

この変化を EBSD により定量化したのが後者のアプ

電子後方散乱回折（electron backscatter diffraction，

ローチである．EBSD 装置によって，ある領域の結晶

以 後 E B S D ） は ，走 査 型 電 子 顕 微 鏡 （ s c a n n i n g

方位を格子状に計測した結晶方位分布図を得ること

electron microscopy，以後 SEM）における電子線回折ができる．この図の各データ点において，それぞれの一種で，この回折パターンから試料表面付近の結

隣り合う点との方位差は，塑性ひずみの増加ととも(11,12)晶方位や結晶構造を同定することができる．図１に増加する傾向にある．Lehockey らは

(14)

，隣り合う

はステンレス鋼から得られる EBSD パターンの例を

点間の方位差の積分量と 600 合金の塑性ひずみ量と示すが，試料表面で反射した電子線を観察すると，の関係を調べた．そして，この関係を用いて原子力

この図のような回折パターンを得ることができる．

発電プラントの蒸気発生器に用いられている 600 合

観察される金の塑性ひずみを測定することに成功した．しかし

帯状のパターンは結晶構造に依存し，

図 1(a) と (b) の違いとして認識されるパターンのれず

ならが，方位差は対象となる２点の間隔（データ密度）は結晶方位に依存する．画像解析により同定すに大きく依存することから，測定には同じ間隔で測ることで結晶構造や結晶方位を得ることができる．

定された相関関係を用いる必要がある．さらに，この手法を取り入れた商用の EBSD 装置を用いれば，

EBSD による方位差の測定精度は，方位差が１°以下

材料の種類や観察条件などに依存するもののおおよにおいて低下することが指摘されており

そ 50nm 以下の解像度で結晶方位の分布図を，予め決うデータ点間の微小な方位差を測定する方法は誤差められた条件に従って半自動的に得ることができる．

を生じやすい．クリープひずみを推定する手段として，

EBSD を用いて塑性ひずみを測定する試みについて

隣り合う点同士ではなく，同じ結晶粒内の離れたピ

は，回折パターンの鮮明度との相関を利用する方法(13)

や，局所的な結晶方位変化を用いる方法

(14)

(15)

クセル間の方位差を測定した試みもあるが

，隣り合

(16)

，測定

が既に

手段として十分なデータを得るまでには至っていない．

報告されている．前者は，塑性ひずみによって原子本研究においては，塑性ひずみによって結晶方位配列が乱されると，得られる EBSD パターンが不鮮変化が発生することに着目した新たな塑性ひずみ測明になる現象を塑性ひずみの測定に応用したもので定方法を提案する．この方法では，塑性ひずみによ(13)，パターンの鮮明度を画像解析

る結晶方位変化から，隣り合う点間の方位差ではなく，によって定量化し，予め調べておいた塑性ひずみ量

塑性ひずみが加わる前の結晶方位からの方位変化量との相関関係を用いることで，塑性ひずみの推定をを計算する．そして，その方位変化量から算出されある．Wilkinson はる

結晶粒の変形量を，塑性ひずみを定量化する尺度として用いる．ここで用いた方位変化量は，隣り合う点間の方位差より大きな値となることから測定誤差の影響を受けにくく，また変形量は結晶粒を単位として計算されるので，用いる方位分布図のデータ密度に依存しないことが期待できる．具体的手順としては，EBSD 装置により得た結晶方位分布図を用いて，それぞれの結晶粒毎に，塑性ひずみ前の結

（a）

（b）
図１ EBSDパターン

晶方位に相当すると考えられる中心方位を特定する．
そして，それぞれの点において中心方位からの方位163差を計算し，その平均値を結晶変形量とし，実験データとの相関を調べる．さらに，結晶変形を用いてLoading direction (LD)局所的な塑性ひずみ分布を評価することを試みる．
供試材には，引張りによって最大 14.4％の塑性ひずみを負荷した 304 ステンレス鋼を用いた．

Transverse direction (TD)

実験方法

2.

Normal direction (ND)
結晶方位の測定には LaB6 電子銃を装備した SEM（日Observed surface

本電子製 JSM-6300）に設置された EBSD 装置（Oxford
Instruments 製 INCA system）と，電界放射型電子銃を

図２ 観察方向の定義

装備した SEM（日本電子製 JSM-6500F）に設置された EBSD 装置（TSL 社製 EBSD system）の２種類を用

く３μｍ間隔で LD 方向にシフトしながら方位測定をいた．以後，これらの装置をそれぞれ TEG 装置およ実施した．したがって，計測点で囲まれた格子一つび，FEG 装置と呼ぶ．これらのシステムは，水平か当たりの面積は，それぞれ 15.8 μ m ，および９μ m

ら 70°傾けた試料表面の矩形領域を，設定したデーとなり，これらの値は装置の分解能より十分大きい

タ密度で自動的に電子線を走査しながら結晶方位を

一つの方位分布図あたりのデータ点数は TEG 装置では，同定し，結晶方位分布図を作成することができる．

23296 〜 37120 点（TD 方向に 256 点，LD 方向に

2

2

(12)

．

供試材は，溶体化処理した 304 ステンレス鋼で，91 〜 145 点），FEG 装置では，50451 点（TD 方向に

その化学組成は表１に示した．これを，平板型試験

251 点，LD 方向に 201 点）で，それぞれの条件で片（ゲージ長さ 20mm，断面 2 ×４ mm）に加工し，４枚の方位分布図を採取した．電子線の条件は，0％を含む，1.3％，2.8％，4.4％，7.2％，14.4％のTEG 装置では加速電圧 15kV，プローブ電流 20nA，６段階の公称永久ひずみが生じるまで引張荷重を負FEG 装置では加速電圧 25kV，電流値は一定の値とし荷した．引張時の変形速度は毎分 0.1mm とし，塑性た．

ひずみは，試験片表面の長手方向に印した２つのビッカース圧痕間距離の変化を測定顕微鏡で測定

3.

塑性ひずみの定量化

3.1

結晶方位分布することによって算出した．塑性ひずみ負荷後，試験片中央部の 10mm の区間を切り出した．そして，
表面を最終３μｍのダイヤモンドペーストで鏡面に仕上げた後，研磨による加工層を除去するため，

TEG 装置によって得られた，ひずみ 14.4％材およHClO4(5％)+CH3COOH(95％) 溶液を用いて電解研磨

び０％材の結晶方位分布図を図３に示す．EBSD 装置を施した．組織観察では，結晶粒径約 60 μｍの均質によって格子状に結晶方位を同定し，それぞれの点と見なせる微視組織が観察された．また，EBSD によに相当するピクセルを対応する色で塗り分けることる結晶方位観察では，集合組織は観察されなかった．

によって方位分布図を得た．図中の LD，TD と ND

観察は荷重方向に垂直に電子線が当たるように，はそれぞれ観察方向を示し，３次元的な結晶方位はこ

LD-TD 面（図２参照）について実施した．TEG 装置でれら３つの方位の組み合わせによって表すことができる．

は，結晶方位測定時に電子線が，TD 方向に 2.25 μｍ

これらの図は，それぞれ 25344 点と 23080 点の方位間隔で走査するよう設定した．この時，LD 方向にはデータを分布図として表示している．結晶粒界は結6.58( ＝ 2.25 / cos70°) μｍずつシフトする．一方，晶方位が不連続な変化している界面として認識する

FEG 装置では，TD 方向に３μｍ間隔で走査し，同じことができる．ひずみ 14.4％材では，塑性ひずみの影響で，同じ結晶粒内においても，結晶方位の回転

表１が発生している様子が観察される．これらの回転は供試材の化学組成 (wt ％)塑性ひずみにより発生した転位による
Fe

C

Si

Bal. 0.059 0.48

Mn

P

S

Ni

Cr

(17)

．塑性ひず

Mo

みが増加すると，転位密度も増加し，結果として結1.51 0.005 0.004 9.75 18.22 <0.01

晶方位の回転を大きくする．一方，ひずみ０％材では，

164

凡例
荷重方向

(a)ひずみ14.4 ％ (データ点数 : 25344、計測範囲 : 576×652μm)(b) ひずみ 0％ (データ点数 : 23808, 計測範囲 : 576×612μm)
図３

EBSD 装置により得られた結晶方位分布図

結晶方位の回転が発生していないことが分かる．

０％材ではほぼ同数のデータ点数であることを考え塑性ひずみによる結晶方位の回転は，図４に示す

ると，ひずみ 0％材では同じ方位に多くのデータ点が逆極点図によっても観察することができる．逆極点

集中している様子，ひずみ 14.4％材ではその集中し図では，結晶方位データが１つのプロットとして示た状態から回転により方位が分散している様子が分され，LD，TD と ND の３つの方向から見た方位を組

かる．本研究では，この方位の集中した状態から塑み合わせることで，１つの結晶方位を特定すること

性ひずみによって方位が分散する時の，分散の度合ができる．ひずみ 14.4％材では，塑性ひずみによるいを定量化することによって塑性ひずみ量を推定す

結晶の回転により方位分布が大きくばらついている．

ることを試みる．

ひずみ０％材では，いくつかの結晶方位のクラスターが見られるが，このそれぞれが一つの結晶粒に相当している．これらの図の方位は，図３の分布図のデータをそのまま用いているが，ひずみ 14.4％材と165(a)ひずみ14.4％ (データ点数 : 25344、計測範囲 : 576×652μm)(b) ひずみ 0％ (データ点数 : 23808, 計測範囲 : 576×612μm)
図４ 逆極点図（図２と同じ方位データを使用）

3.2

結晶変形量の計算したものを結晶粒として認識した．基準点  を   個の結晶粒内の全ての点について計算し，   の値が最逆極点図で見られた結晶方位の分散度合いは，そ小となった点の方位を，その結晶粒の中心方位とした．

れぞれの結晶粒に定めた中心方位，つまり図４（b）

図５にひずみ 14.4％材のある結晶粒の方位分布と以において分布のクラスターとして観察されるひずみ上の手順から求まった中心方位を示す．中心方位が前の結晶方位からの移動量を計算することで定量化

逆極点図において方位分布の中止近くに存在していできる．ひずみを加える前の厳密な結晶方位を求めることが分かる．中心方位を示す点は，方位分布図ることは困難であるが，本研究では新たに提案する上において結晶粒の中心に存在する必要はない．

以下の手順によりこれを推定し，最終的な結晶方位

中心方位からの方位分散は次式で定義される結晶
変形量 @ として計算する．

の分散量を計算する．
結晶方位の中心は近似的にはそれぞれの結晶粒に

い

(18)

．そこで，結晶粒内のある点を基準に，同じ結晶粒内の他の点との方位差の合計を次式にしたがっ

1

1

d =



（２）



Σ
1



ここで  は方位分布図に含まれる結晶粒の総数で，て計算する．

 は結晶粒  の中心方位を示す点である．結晶変形量 (  ) =ΣΣβ(    )属する点の方位の平均に近いと考えられるが，３つの変数で表される方位の平均を表すことは容易でなΣ

β(    )

（１）

1

は，方位分布図に含まれる全ての点の，それぞれの点の属する結晶粒の中心方位からの方位差の平均とここで，β(    )は基準となる点  と，他の点  との等価な量となる．ただし，データ点数が 10 より少な方位差を示す．また， は同じ結晶粒  に属する点のい結晶粒に属する点は，結晶変形量の計算から除外

数を示す．この時，方位分布図において隣り合う点

した．方位差β(    )とβ(    1)の例を図６に示す．

同士の方位差が５°以上の境界が閉じた領域を形成

β (    )は中心方位からの方位差，β (    1)は隣り

166

図５ある結晶粒における結晶方位分布と中心方位（十字の交点）（ひずみ 14.4％, データ点数 : 2906）.

Misorientation angle β ( pk ,p),deg.

54   

3
2
1
0
1 9 17 31 39 47 55 63 71 79 87 95
Position p(a-1) 方位中心からの方位差

Misorientation angle β (p,p ＋ 1),deg.

p=1

p=99

5
4
3
2
1
0
1 9 17 31 39 47 55 63 71 79 87 95
Position p(a-2) 隣接点からの方位差

図６（a）方位中心および隣接点からの方位差（ひずみ 14.4％）

167

5
4
3

   

2
1
0

Misorientation angle β (p,p ＋ 1),deg.

Misorientation angle β ( pk ,p),deg.

p=1

p=82

5
4
3
2
1
0

1 9 17 25 33 41 49 57 65 73 81
Position p

1 9 17 25 33 41 49 57 65 73 81
Position p(b-1) 方位中心からの方位差(b-2) 隣接点からの方位差

図６（b）方位中心および隣接点からの方位差（ひずみ ０％）(a)strain 14.4％
図７(b)strain 0％

各結晶粒の中心方位からの方位差分布（図３と同じデータを使用）

合う点間の方位差を示す．図には中心方位を示す点を含む，ＴＤ方向に沿った値をひずみ 14.4％材と，０％材について示した．方位差測定には 0.5 〜 1°の誤差があるので，ひずみ 0％材で見られる方位差の多くは，測定誤差によるものと推測される．しかも，方位差は正の値として算出されるので，方位差の平均を計算しても，誤差は平均化されない．このため，
緒言で述べたように Lehockey らが塑性ひずみの定量化のために用いた方位差β ( p , p +1)は測定誤差の影響を大きく受けることが分かる．一方，本研究で，結晶変形量の計算のための用いた方位差β ( p k , p)は，比較

Standard deviation of misorientationfrom central orientation. deg

168

2

1

0
0

0

10

15

S train,％

的大きな値をとることから，測定誤差が含まれていたとしても，その平均をとることにより誤差の影響

3

図９ 中心方位からの方位差の標準偏差 （図８の計算が小さくできる．

と同じデータを使用）

図７は中心方位からの方位差分布を示したものである．ひずみ 14.4％材では大きな方位差が発生して用いることで，実際の材料から測定した結晶変形量いる様子が観察される．一方，ひずみ０％材においをもとに塑性ひずみ量を推定できる．

てもわずかであるが方位差が観察される．これは，

図９は，測定した全ての点の方位中心からの方位

溶体化処理時に発生したひずみや，測定誤差による差分布の標準偏差を示した．ひずみ 0％材を除いて，ものと考えられる．

ひずみの増加とともに方位差のばらつきが大きくなっている．このことから，ひずみ 0％材以外の方位差結果および考察4.

は転位による結晶回転の不均一を反映しているが，ひずみ 0％材におけるばらつきは，測定誤差などの要

4.1

塑性ひずみと結晶変形量との関係

TEG 装置を用いて得られた結晶変形量 C@ と塑性ひ因の影響も受けていることが推測される．

4.2

方位分布図のデータ密度の影響

ずみ量の関係を図８に示す．図には，４枚の結晶方位分布図から得られた結晶変形量の平均を，分布範

図８により，結晶変形量は塑性ひずみ測定のため

囲と共に示した．図には，最小自乗法によって得らの有効な尺度になり得ることが分かったが，本手法れた近似線も示したが，結晶変形量と塑性ひずみがを実際の測定に適用した場合，用いる結晶方位分布

良い相関関係を示すことが分かる．この相関関係を

図のデータ密度は必ずしも，本研究の場合と同一でない．とくに，TEG 装置においては，機能上の問題

Crrystal deformation Cd , deg

4より分布図における LD 方向のデータ間隔は，TD 方

Cd ＝0.225εp ＋0.478

向の約３倍となっており，密度の異方性も考慮する

3必要がある．そこで，図８で示した結果に対して，結晶変形量とその算出に用いる結晶方位分布図のデ2ータ密度の関係を図 10 に示した．この図で結晶方位分布図の密度は，計算に用いるデータを間引くこと

1によって変化させている．つまり，用いるデータの間隔を LD，TD 方向にそれぞれオリジナルの dx に対

0
0

5
10
Strainεp , ％15

図８ 結晶変形量 Cd と塑性ひずみの関係（４枚の方位分布図から得られた結果の平均，および範囲，
TEG 装置を使用）

して，2 dx，4 dx および 8 dx に変化させた．図から結晶変形量はデータ密度の影響をほとんど受けないことが分かる．ひずみ 14.4％材で相対的に大きな変化
が 4 dx と 8 dx の条件で見られるが，これらの条件では用いるデータ数がオリジナルのものに比べて，そ169

れぞれ 16 分の１と 64 分の１になる．このことから，

4.3

測定装置の影響

これらの条件における結晶変形量の変化は，ここで危惧している密度による変化ではなく，測定精度そ

図 11 に FEG 装置により得た結晶方位分布図を用いのももの低下に起因していると考えられる．したがて算出した，結晶変形量 d と塑性ひずみの関係を示す．

って，本研究で用いたような十分なデータ点数を用

FEG 装置では電界放射型の電子銃を用いているために，

いて結晶変形量を算出すれば，図８の関係はデータ

試料表面での電子プローブ径が小さく，方位測定の密度に関係なく適用可能である．

空間分解能が向上する．また，先にも述べたように，両装置から得られる結晶方位分布図のデータ密度は異なる．とくに，LD 方向については，TEG 装置の6.58 μｍに対して FEG 装置では 3 μｍとなっている．
しかし，得られる結晶変形量に大きな差はみられず，結晶変形量が測定装置に依存しない尺度であること
が分かる．

4.4

In case of (2 )Crystal deformation @ , deg.

4
Strain14.4％

3

塑性ひずみ分布塑性ひずみの局所的な分布は，多結晶体中における不均一ひずみを理解したり，微視組織的な微小き裂進展を考察したりする上で重要である

(19)

．しかし，

これまで用いてきた結晶変形量は，中心方位からの
7.2％

2

1

の定量化には用いることができても，局所的な塑性

2.8％

ひずみとは対応していない．言い換えると結晶変形

1.3％
0％

量は， 変位0234

方位差の平均であることから，バルクの塑性ひずみ4.4％に相当し， ひずみを算出するためには，空間微分を計算する必要がある．そこで，結晶変形量を算出する際に用いた，中心方位からの方8

位差β (    )を用いて，次式で定義される局所ひずみ

Step size

εL を計算する．

図 10 結晶方位分布図のデータ密度と算出さえる
結晶変形量の関係（図８と同じデータを使用，ただし図８で使用したオリジナルのス
テップサイズは ）.

−1＋1

Crystal deformation @, deg.

4

＋1

( ＋1)

3



2

1

−1

TEG system( −1)( )

( ＋1)( −1)

FEG system
0
0

5

10

15

Strain,％

図 11 結晶変形量 d と塑性ひずみの関係（EBSD
装置による影響）

図12 格子点 （   ) の定義



170

(a) 局所塑性ひずみ(b) EBSD パターン鮮明度

図13 局所塑性ひずみ分布とEBSDパターンの鮮明度（ひずみ 14.4％）.

εL= −12＋［パターンの鮮明度の低下は，方位測定の精度を下げ，｜β（  （ −１））−β（  （  ）｜＋｜β（  （ ＋１ ））−β（  （  ））｜

方位差の微分を用いている局所塑性ひずみの値を大２｜β（   （ −１））−β（  （  ））｜＋｜β（  （  ＋１））−β（  （  ））｜２

きくする可能性がある．結晶方位測定では，試料を］（３）

水平方向から 70°傾けているため，図の上下において電子線の焦点が悪く，結果としてパターンの鮮明度が低くなっているが，この部分と局所塑性ひずみ分布とは対応していない．つまり，(3) 式で算出されここで，点  (   ) と距離 y の関係は図 12 の通る局所塑性ひずみは，パターン鮮明度の低下によっりである．局所塑性ひずみは中心方位からの方位差の，てもたらされたのではなく，実際の塑性ひずみと対隣接点間の変化量として算出される．結晶粒界近傍応していると考えることができる．そして，その塑において，同じ結晶粒内において，隣り合う点が存性ひずみは (3) 式を用いて定性的に評価できることが在しない場合，局所塑性ひずみは，その方向を除い示された．

た残りの隣接する点との傾きから算出した．
図 13(a) は (3) 式を用いて算出したひずみ 14.4％材

5.

結言の局所塑性ひずみ分布を示す．そして，図 13(b) は，結晶方位を測定した際に算出される，EBSD パターン

本研究では，EBSD 装置を用いて，多結晶材料に導の鮮明度を示している．緒言でも述べたように，パ入された塑性ひずみ量を測定することを試みた．塑

ターンの鮮明度は，塑性ひずみと相関のあることが性ひずみを反映する新たな尺度として，塑性ひずみ

報告されており，塑性ひずみ量が大きくなるほど，によって発生した結晶粒の回転変形を定量化した結(13)．図 13 の両図を比べ

晶変形量 d を新たに提案し，これと実験結果との相ると，塑性ひずみが集中してイメージが濃くなって関を調べた．その結果，以下の結論を得ることがでいる箇所が，多くの部分で一致していることが分かる．

きた．

パターンの鮮明度が低下する

171

th

（１）結晶変形量 C@ は，塑性ひずみと良い相関を示し，

Alloy 600 in Simulated PWR Coolant , Proc. 8

結晶方位分布図毎のばらつきも少ない．

Int. Symposium on Environmental Degradation of（２）結晶変形量 C@ は，算出する際に用いる結晶方位分布図のデータ密度の影響を受けにくい．
（３）結晶変形量 C@ は，結晶方位測定に用いる SEM

Materials

in

NuclearPower

System−Water

Reactors, TMS, Amelia Island, p.333（1997）.
（７）F. Vaillant, C. Amzallag and J. Champredonde, Crack
Growth Rate Measurements of Alloy 600 Vessel

および EBSD 装置に依存しない．
（４）結晶変形量を用いることで，結晶粒レベルでのHead Penetrations , Proc. 8thInt. Symposium on

塑性ひずみ分布を定性的に示すことができる．

Environmental Degradation of Materials in Nuclear

これらのことより，本研究で提案した結晶変形量は，Power System−Water Reactors, TMS, Amelia

実材料の塑性ひずみを同定するための有効な尺度とIsland, p.357（1997）.

成りうること，局所塑性ひずみの分布状態を定性的（８）T. Cassagne and A. Gelpi,

Crack Growth Rate

Measurements on Alloy 600 Steam Generatorに示す手段と成りうることが明らかになった．

Tubing in Primary and Hydrogenated AVT Water ,文献

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