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INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-8

アトムプローブによる PWR 原子炉容器監視試験片のミクロ組織分析
Atom Probe Tomography Characterizations of Medium-Cu Reactor Pressure
Vessel Steels from a PWR Surveillance Test Program藤井克彦 (Katsuhiko Fujii)＊ 1

福谷

耕司 (Koji Fukuya)＊ 1

要約 原子炉容器照射脆化の進展の把握，予測，検証にとって監視試験片のミクロ組織の把握は非常に有用であり，そのメカニズムの解明においても重要である．本研究では，日本原子力研究開発機構の原子炉廃止措置研究センター管理区域内に設置されたアトムプローブを用いて PWR
監視試験片のミクロ組織分析を実施した．対象は中性子照射量 3.01019n/cm2(E ＞ 1 MeV)の母材（銅含有量 0.16wt％）と溶接金属（銅含有量 0.19wt％）である．母材と溶接金属でともに
Cu，Mn，Ni，Si，P が集積したクラスタ，いわゆる Cu リッチクラスタが観察され，大きさは約3nm でほぼ同じであったが，数密度と体積率は母材に比べて溶接金属の方が大きかった．これは母材に比べて溶接金属の Ni 含有量が多いことによると考えられた．観察された Cu リッチクラス
タの大きさと数密度はこれまでに報告されている文献値の範囲内であることが確認された．
キーワード

照射脆化，原子炉容器，監視試験片，アトムプローブ，溶質原子クラスタ

Abstract
Characterization of the microstructure of surveillance test specimens is not only
essential for grasping, predicting and verifying the evolution of radiation embrittlement but it isalso important to understand the embrittlement mechanisms. In this study, microstructuralobservations of PWR surveillance test specimens were carried out using the atom probe (AP)established at the hot laboratory in the Fugen Decommissioning Engineering Center of Japan
Atomic Energy Agency. The specimens were 0.16wt％ Cu base metal (BM) and 0.19wt％ Cu
weld metal (WM), which had been irradiated to 3.01019n/cm2(E ＞ 1 MeV). Cu-enriched solute
atom clusters were observed in the BM and WM specimens. The diameter of the clusters was
about 3 nm, and was almost the same in both materials. The number density and volume fractionof the clusters in the WM specimens were larger than those in the BM specimens, which was
attributable to the higher Ni concentration of WM. The diameter and number density of theclusters were within the range of those reported in previous studies.
Keywords

radiation embrittlement, reactor vessel, surveillance material, atom probe tomography,
solute atom cluster

1.

はじめに

いる (6)(7)．さらに，原子炉容器鋼の中性子照射脆化予測に関する国内規格(JEAC4201)へも反映されてい軽水型発電炉の原子炉容器鋼の照射脆化は重要な高る(8)．

経年化事象の一つである．このため，非常に多くの研

現在考えられている照射脆化は，原子炉容器に使用究が行われ，延性−脆性遷移温度の上昇や上部棚エネされている A533B 鋼等の低合金鋼の場合，ナノメー

ルギーの低下に関するデータの蓄積とこれを用いた現

トル(nm)・スケールの極めて微細な材料変化，例え

象論的な脆化予測式の改良が行われてきた(1)〜(5)．まば 銅（Cu）リ ッ チ ク ラ ス タ の 形 成 や，マ ン ガ ン

た，脆化因子の実体が次第に明らかになるにつれ，物（Mn）とニッケル（Ni），シリコン（Si）が集積した理的な脆化機構に立脚したより精度の高い予測式の開ク ラ ス タ の 形 成，マ ト リ ッ ク ス 損 傷 の 形 成，リ ン

発が求められ，脆化予測モデルと予測式が提案されて（P）等の不純物の粒界への偏析に起因すると考えら＊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. 20 2013 NT-8

119

れている (9)〜(11)．このため，最新の分析手法である

cused ion beam, FIB)加工装置（HITACHI 製 nano-

高分解能透過型電子顕微鏡(high resolution transmis-

DUE’T NB5000）を用いて作製した．FIB のマイクロsion electron microscopy, HR-TEM)，小角中性子散

サンプリング機構を用いて微小サンプル

乱(small angle neutron scattering, SANS)，陽電子消(2×2×10m)を切り出した後，タングステンニード

滅(positron annihilation, PA)，アトムプローブ(atom

ルの先端に固定し，FIB の任意形状加工機構を使用しprobe tomography, APT)，オージェ電子分光分析

リング状のビームで針状に加工した．なお，加工の進(Auger electron spectroscopy, AES)等を用いて研究行に伴いリングの大きさとイオンビームの強度を小さが行われている(12)〜(35)．実機の監視試験片のミクロ

くすることで，加工ビームの影響を極力排除しつつ先

組織分析は照射脆化の進展の把握にとって非常に有用

端径 0.1 m 程度の針状に加工した．図 1 に試料の一であり，予測式が想定する脆化機構の連続性を確認す

例を示す．
母材及び溶接金属について 3107個以上の原子を測るためにも高照射量領域までの実機材データの蓄積が定して，測定領域 61022m3 以上の原子マップを取得重要である．
本研究では，最新機器を活用したミクロ分析によした．収集したデータは，質量／電荷比ごとに元素のり，照射脆化メカニズムの解明と脆化予測手法の見直種類を決定した．なお，APT では元素を決定する際しのための技術的知見の収集を行うことを目的に，に，イオンの質量／電荷比を用いる．多くの元素におAPT を用いて PWR 実機で照射された原子炉容器監

いて，質量／電荷比は元素固有の値となるが，いくつ視試験片のミクロ組織分析を実施した．

かの元素では，異なる元素が同じ質量／電荷比を持
つ．鉄鋼に含まれる元素の場合，質量数 58 の Fe と

2.

実験方法

Ni が同じ質量／電荷比を持つことになり，データからは個々の原子がどちらの元素であるかを決定するこ

2.1 供試材とは不可能である．バルク組成を調べる場合には，同じ質量／電荷比を持つ元素の濃度を同位体の存在比を供試材は関西電力美浜発電所 1 号機（以下，美浜 1基に配分することで値を求めることができるが，個々号機）の第 4 回監視試験の試験片であり，母材と溶接の元素を分離して評価する場合にはこの方法は妥当で金属を対象にした．表 1 に材料組成を示した (36)．原

ない．そこで本研究では質量数 58 の元素として取り

子炉容器は米国製で，国内 PWR の中では比較的 Cu

扱った．

含有量が多いプラントであるが，世界の軽水炉で使用されている材料では中程度の Cu 含有量に分類され

3.

結果

3.1

アトムプローブ測定

る．ま た，中 性 子 照 射 量 は 3.01019n/cm2 (E ＞ 1
MeV)である．

2.2 アトムプローブ分析

図 2 と 3 に母材と溶接金属で測定された原子マップの例を示した．大きさが直接比較できるようにスケー

APT 測定には，日本原子力研究開発機構の原子炉

ル を 統 一 し て い る．全 て の 試 料 で，Cu，Ni，Si，

廃止措置研究センターの管理区域内に開設された高経
年 分 析 室 に 導 入 さ れ た CAMECA 社 製 のLEAP3000XHR を用いた．測定は電圧パルスモード（パルス比 0.2）で行い，試料温度は 60K（213℃）とした．
測 定 用 の 針 状 の 試 料 は，集 束 イ オ ン ビ ー ム（fo表1
母材
溶接金属

C
0.21
0.11

材料組成（wt%）

Mn
1.43
1.16

Si
0.20
0.19

P
0.011
0.012

Ni
0.59
1.08

Cu
0.16
0.19

図1

FIB 加工で作製した APT 測定用試料

120

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-8

Mn，P が集積したクラスタ，いわゆる Cu リッチク

ムマップの全体にわたり Ga が多く検出された試料にラスタの形成が認められた．多くの場合には FIB 加

ついては，組織が FIB 加工の影響を受けている可能

工時に用いる Ga はほとんど検出されず，母相の組織性があるためクラスタ解析からは除外した．

が適切に測定されていると考えられる．ただし，アト

Cu

Ni

図2

Cu

Mn

P

母材の原子マップの例（45×44×185nm）

Ni

図3

Si

Si

Mn

溶接金属の原子マップの例（43×42×163nm）

PINSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-8

3.2 クラスタ解析

121で近似して調べ，近接した 2 個以上のクラスタを 1 個のクラスタとして抽出していないかを検討した．すな

測定結果に対して，電力中央研究所が溶質原子クラわち，短軸と長軸の比が 1.5 以上のクラスタについて

スタの解析に採用している再帰的検索手法(37)を用いは長軸に沿ったコア原子の分布を求めて評価し，クラてクラスタ解析を行った．この解析法では，クラスタ

スタ数を見直した．ただし，このようなクラスタの連の中心を構成する元素（コア元素）をはじめに仮定す鎖が観察されるケースは多くなく，数密度の評価に与る．次に，コア元素について一定の距離内で隣接するえる影響は小さい．また，今回の APT 観察では転位集合体をクラスタとして抽出する．さらに，クラスタ

はほとんど観察されなかったので，転位近傍の領域をを構成する各原子（コア原子）から一定の距離内に存除く処理等のその他の特別な処理は実施していない．

在するすべての原子（周辺原子）を抽出する．最後

表 2 にクラスタの解析結果をまとめて示す．表にに，各周辺原子について，その原子から一定の距離以は，クラスタの個数として数密度を求めるのに用いた内に存在するコア原子の数を調べ，これが与えられたクラスタの総数と直径を評価するのに用いたクラスタ

個数に満たない場合にはこれをクラスタから取り除の数をそれぞれ示した．また，母材と溶接金属のそれ

く．今 回 の 解 析 で は，Cu，Ni，58-Ni/Fe，Mn，Si

ぞれについてクラスタのサイズ分布を図 4 に示した．

をクラスタのコア元素と仮定し，コア原子の抽出に用母材と溶接金属で非常に類似した分布であり，クラス

いるしきい距離には 0.5nm を用い，コア原子が 20 個

タの大きさについての違いはほとんどないことが確認

以上のものだけをクラスタとして取り扱った．また，された．一方，数密度と体積率は母材に比べて溶接金

周辺原子の抽出に用いるしきい距離には 0.5nm を用属の方が高い傾向があった．これは母材に比べて溶接い，周 辺 原 子 の 一 部 を 取 り 除 く し き い 距 離 に は金属の Ni 含有量が高いことによると考えられる．

0.5nm を最低のコア原子数には 3 個を用いた．
クラスタの一部として抽出された原子を解析するこ

4.

考察

4.1

従来データとの比較とで，クラスタの大きさ，クラスタ内の元素の分布，クラスタの数密度を求めた．なお，クラスタの大きさとしてはギニエ（Guinier）半径 r をクラスタ半径とした．ギニエ半径はクラスタの回転半径（Radius of

低合金鋼の中性子照射材に形成される溶質原子クラGyration）l を用いて次式で定義される．

 



㻡㻜



ẕᮦ
⁐᥋㔠ᒓ



∑ (x−x) +(y−y) +(z−z) 

㻠㻜



n

なお，クラスタの数密度の算出には抽出された全てのクラスタを用いたが，直径の算出には測定領域の周辺部に位置するものを除外した．これは，測定領域の周辺部に位置するクラスタはその全体が含まれていない可能性があるためである．今回の解析では，クラスタの重心から測定領域の縁までの距離がそのクラスタの

㢖ᗘ㻔㻑㻕



5
5
r =
l =
3
3



㻟㻜
㻞㻜
㻝㻜
㻜
㻜㻚㻡 㻝㻚㻜 㻝㻚㻡 㻞㻚㻜 㻞㻚㻡 㻟㻚㻜 㻟㻚㻡 㻠㻚㻜 㻠㻚㻡 㻡㻚㻜 㻡㻚㻡 㻢㻚㻜䜽䝷䝇䝍䛾┤ᚄ㻔㼚㼙㻕

半径の 1.5 倍以上のものについてクラスタの平均直径を求めた．また，個々のクラスタの形状を回転楕円体

表２
試料

測定体積
(×10-22m3)

母材
溶接金属

13.7
6.8

図4

クラスタのサイズ分布

クラスタの解析結果

個数(総数/直径評価)
311/193
321/195

クラスタ
数密度
平均直径
(×1023/m3)
(nm)
3.4
3.3

2.3
4.7

体積率
0.00460.0089

122

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-8

スタとして，中・高 Cu 含有材（Cu が 0.1％程度以(1)㪏上）に照射初期から Cu 原子を核として形成される
䉪䊤䉴䉺䈱⋥ᓘ䋨㫅㫄䋩Cu リッチクラスタと，低 Cu 含有材（Cu が 0.07％程度以下）で知られるようになった Cu 原子をほとん
ど含まない Mn, Ni, Si を主成分とする Mn-Ni-Si ク
ラスタがある．Cu リッチクラスタは，固溶限の小さ
い Cu の原子が照射促進拡散によって速かに集合してクラスタ核を形成し，Mn, Ni, Si を集めて成長すると考えられている．Mn, Ni が集まる駆動力はクラス

㪍
㪌
㪋
㪊
㪉
㪈

タ界面の相安定性（自由エネルギーが最小となるよう㪇

な原子配置）であると考えられている (11)．本研究で㪇

美浜 1 号機第 4 回監視試験片の母材残材（Cu 含有量

Cu 含有量の高い多様な鋼材で Cu リッチクラスタは観察されており，APT 測定で得られた析出物のデータが報告されている(12)〜(18)(20)〜(26)(28)(31)〜(34)．Cu
リッチクラスタ の サ イ ズ と 密 度 に つ い て み ると，
A533B 鋼などの実用鋼に形成される Cu リッチクラスタの直径は 2〜4nm で極めて微細であり，数密度は
24

10 〜10 /m3 の範囲である．図 5 はクラスタの直径と数密度の文献データとの比較である．観察されたク

㪉㪌

Უ᧚
ṁធ㊄ዻ
ᢥ₂䊂䊷䉺

㪉㪇
㪈㪌
㪈㪇
㪌

㪇

ことが確認できる．全体として，直径は照射量に対し

㪌

㪈㪇
㪈㪐

㪈㪌
㪉

ਛᕈሶᾖ኿㊂䋨㫏㪈㪇 㫅㪆㪺㫄 䋩てゆっくり増加する傾向であり，密度は低照射量で早る傾向を示す．

㪊㪇㪇

ラスタの直径と数密度ともに文献データの範囲にある

く増大した後，ほとんど飽和するか，ゆっくり増加す

㪈㪌
㪉

㪊㪌

䉪䊤䉴䉺䈱ᢙኒᐲ䋨㫏㪈㪇 㪆㫄 䋩

よいと判断される．

23㪈㪇ਛᕈሶᾖ኿㊂䋨㫏㪈㪇 㫅㪆㪺㫄 䋩(2)

㪊Cu 含有量から考えて Cu リッチクラスタと理解して

㪌

㪈㪐

㪉㪊

公称値 0.16％）に観察された Cu を含むクラスタは

Უ᧚
ṁធ㊄ዻ
ᢥ₂䊂䊷䉺

㪎

図5

中・高 Cu 含有材で高照射量になると Mn-Ni-Si ク

Cu 含有量 0.1wt% 以上の低合金鋼におけるクラス
タの(1)直径と(2)数密度の比較ラスタが新たに形成されることは，研究炉照射材を用いた研究(38)やイオン照射による研究(39)でも報告され究所の研究炉 BR2 において 300℃で 2.41×1019n/cm2ており，Cu リッチクラスタが形成されてマトリック

照 射 さ れ た RPV モ デ ル 合 金（Fe-0.092 Cu

スの Cu 濃度が減少して Cu リッチクラスタの形成が-1.11Mn-0.68Ni）のアトムプローブ分析の結果とし起こらなくなった後に，低 Cu 含有材と同じようにて Cu を含むクラスタとほとんど含まない 2 種類のク

Mn-Ni-Si ク ラ ス タ が 形 成 さ れ る と 考 え ら れ る．

ラスタが形成したことがフランスのグループから報告

Mn-Ni-Si クラスタの形成機構は転位ループへの偏析されている (29)．本研究で観察した監視試験片では，が提案されている (40) が現時点では未解明である．たCu 含有量が比較的高いことと照射量がまだ低いためだし，その形成機構は Cu リッチクラスタとは異なるに，明確に Mn-Ni-Si クラスタが観察できるまでミクと判断されている．本研究で観察した監視試験片の中ロ組織変化が進行していないことが考えられる．

性子照射量の公称値は 3.01019n/cm2 であり，照射量
としてはそれほど高くはない．Cu 含有量が 0.1％程
度以上の低合金鋼で，Cu リッチクラスタによる脆化

4.2

遷移温度シフトとクラスタの体積率の関係が飽和する照射量は，材料組成や中性子束に依存するが，米 国 PWR の 監 視 試 験 片 デ ー タ で はクラスタのアトムプローブデータと遷移温度シフト

1〜2×1019n/cm2 である(41)．また，ベルギー・モル研

データがともに報告されている例は極めて少ない．平INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-8

123

成 23 年の原子力安全・保安院の「原子炉圧力容器のの Ni 含有量が高いことによると考えられる．観察さ中性子照射脆化に係る意見聴取会」における資料(42)れた Cu リッチクラスタの大きさと数密度はこれまで

から国内監視試験片についてこれらのデータを抽出に報告されている文献データの範囲にあることが確認

し，クラスタの体積率の 1/2 乗に対して遷移温度シフ

された．また，公開されている遷移温度シフトデータ

トをプロットしたものを図 6 に示した．これらのデーとクラスタの体積率の関係と比較した結果，母材と溶

タは PWR と BWR を合わせたもので，中性子束と照接金属ともに文献データのトレンド線上によくのって射量には比較的大きな違いがある．また，Cu 含有量いることが確認された．

も古いプラントの比較的高いものから最近のプラントの 0.03％ Cu 程度の非常に低いものが含まれる．こ文献のため，材料組成や照射条件が異なり Cu リッチクラ
スタと Cu をほとんど含まない Mn-Ni-Si クラスタの（１）J.R. Hawthorne, Proc. International Symposium両方が形成していると考えられるが，クラスタの体積

on Effects of Radiation on Materials, ASTM STP

率の 1/2 乗と遷移温度シフト量にはあるばらつきの範484, 96 (1970).
（２）ASME Sec. XI Appendix A (1974).

囲で線形の相関が認められる．
図 6 には，美浜 1 号機第 4 回監視試験結果として公開されている遷移温度シフトデータ (36)とクラスタの分析結果との関係も合わせて示した．母材，溶接金属
ともに文献データのトレンド線上によくのっていることが確認された．

（３）USNRC Regulatory Guide (R. G.) 1. 99 Rev. 1(1977).
（４）USNRC Regulatory Guide (R. G.) 1. 99 Rev. 2(1988).
（５）E. D. Eason, J. E. Wright, G. R. Odette,
NUREG/CR-6551 MCS 970501, November 1998.

5.

まとめ

（６）E. D. Eason, G. R. Odette, R. K. Nanstad, T.
Yamamoto, ORNL/TM-2006/530, Oak Ridge

美浜 1 号機第 4 回監視試験のうち母材と溶接金属を

National Laboratory, February 2007.

アトムプローブでミクロ観察した．母材と溶接金属に（７）N. Soneda, K. Dohi, A. Nomoto, K. Nishida, S.

Cu, Mn, Ni, Si, P が集積したクラスタ，いわゆる Cu

Ishino, J. ASTM Int. 7, Paper ID JAI102127

リッチクラスタが形成していることを把握した．観察(2010).

された Cu リッチクラスタは母材と溶接金属でほぼ同（８）社団法人日本電気協会「原子炉構造材の監視試

じ大きさであり，数密度と体積率は母材に比べて溶接

験方法」JEAC4201-2007，電気技術規程，原子金属の方が大きかった．これは母材に比べて溶接金属

力編，2007 年．
（９）S. B. Fisher, J. E. Harbottle, N. Aldridge, Phil.
Trans. Roy. Soc., A315, 301 (1985).

㑄⛣ᗘ䝅䝣䝖䠄䉝䠅

㻝㻡㻜（10）C.A. English, W.J. Phthian, R.J. McElroy, Proc.

ẕᮦ
⁐᥋㔠ᒓ
ᩥ⊩䝕䞊䝍

Mater. Res. Soc. Symp. 439, p.471 (1997).
（11）G.R. Odette, G.E. Lucas, Rad. Eff. & Defects in㻝㻜㻜Solids, 144, 189 (1998).
（12）J.M. Hyde, D. Ellis, C.A. English, T.J. Williams,
Effects of Radiation on Materials: 20th Int.

㻡㻜

Symp., ASTM STP 1405, ASTM, p.262 (2001).
（13）R.G. Carter, N. Soneda, K. Dohi, J.M. Hyde, C.A.
English and W.L. Server, J. Nucl. Mater. 298, 211(2001).

㻜
㻜㻚㻜㻜

㻜㻚㻜㻡
䠄䜽䝷䝇䝍య✚⋡䠅

㻜㻚㻝㻜
㻝㻛㻞

（14）M. K. Miller, K. E. Russel, P. Pareige, Material
Research Society Symp. Proc., 650 (2001).
（15）M. G. Burke, R. J. Stofanak, J. M. Hyde, C. A.

図6

遷移温度シフトとクラスタ体積率との関係

English, W. L. Server, Proc. 10th Int. Conf. on

124

INSS JOURNAL Vol. 20 2013 NT-8

Environmental Degradation of Materials in
Nuclear Power Systems-Water Reactors, NACE,(2002).
（16）K. Fukuya, K. Ohno, H. Nakata, S. Dumbill, J.M.
Hyde, J. Nucl. Mater. 312, 163 (2003).
（17）M. K. Miller, K. F. Russell, M. A. Sokolov, R. K.

Mater. 400, 46 (2010).
（32）T. Takeuchi, A. Kuramoto, J. Kameda, T.
Toyama, Y. Nagai, M. Hasegawa, T. Ohkubo, T.
Yoshiie, Y. Nishiyama, K. Onizawa, J. Nucl.
Mater. 402, 93 (2010).
（33）K. Asano, T. Nishiyama, N. Soneda, K. Dohi, K.

Nanstad, J. Nucl. Mater. 320, 177 (2003).

Nishida, A. Nomoto. T. Ohta, Y. Ishimura, H.

（18）土肥謙次，野本明義，曽根田直樹，石野栞，日Yoneda, J. Iida, H. Yuya, Proc. Int. Symp.

本金属学界秋期大会講演概要 833, p.517 (2004).

FONTEVRAUD 7, Contribution of Materials（19）K. Fujii, K. Fukuya, J. Nucl. Mater. 336, 323

Investigations to Improve the Safety and Per-

(2005).

formance of LWRs, SFEN, A123 (2010).

（20）P. Pareige, B. Radiguet, R. Krummeich-Brangier,（34）N. Soneda, K. Dohi, K. Nishida, A. Nomoto, M.

A. Barbu, O. Zabusov, M. Kozodaev, Philo. Mag.

Iwasaki, S. Tsuno, T. Akiyama, S. Watanabe, T.

85, 429 (2005).

Ohta, Proc. Int. Symp. FONTEVRAUD 7,（21）M. K. Miller, M. A. Sokoloy, R. K. Nanstad, K. F.

Contribution of Materials Investigations to Im-

Russel, J. Nucl. Mater. 351, 187 (2006).

prove the Safety and Performance of LWRs,（22）M. K. Miller, R. K. Nanstad, M. A. Sokolov, K. F.
Russell, J. Nucl. Mater. 351, 216 (2006).
（23）T. Toyama, Y. Nagai, Z. Tang, M. Hasegawa, A.
Almazouzi, E. van Walle, R. Gerard, Acta Mater.
55, 6852 (2007).
（24）M. K. Miller, K. F. Russell, M. A. Sokolov, R. K.
Nanstad, J. Nucl. Mater. 361, 248 (2007).
（25）N. Soneda, K. Dohi, A. Nomoto, K. Nishida, S.

SFEN, A080 (2010).
（35）M. K. Miller, K. A. Powers, R. K. Nanstad, P.
Efsing, J. Nucl. Mater. 438, 58 (2013).
（36）独立行政法人原子力安全基盤機構「関西電力株式会社美浜発電所 1 号炉高経年化技術評価書及び長期保守管理方針の技術的妥当性の確認結果」
2010 年 6 月 23 日．
（37）曽根田直樹，土肥謙次，野本明義，西田憲二，

Ishino, Proc. Int. Symp. on Research for Aging

石野栞，電力中央研究所

Management of Light Water Reactors, INSS

電力中央研究所，2007 年 4 月．

(2007).
（26）N. Soneda, K. Dohi, K. Nishida, A. Nomoto, M.
Tomimatsu, H. Matsuzawa, J. ASTM Int. 6,
JAI102128 (2009).
（27）M. Tomimatsu, H. Sakamoto, K. Dohi, T.

研究報告：Q06019，（38）独立行政法人原子力安全基盤機構「高照射量領域の照射脆化予測に関する報告書」2010 年 11月．
（39）K. Fujii, K. Fukuya, T. Hojo, J. Nucl. Mater.
Forthcoming.

Watanabe, H. Matsuzawa, Proc. ASME Pressure（40）H. F. Huang, B. Radigute, P. Todeschini, G. Chas,

Vessels and Piping Division Conf. PVP2009,

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