INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-4

126

原子炉容器鋼中の溶質原子クラスタ形成に対する Mn の影響
EffectsofMnonSoluteAtomClusteringinReactorVesselSteels
藤井克彦（KatsuhikoFujii）＊1

福谷耕司（KojiFukuya）＊1

要約
原子炉容器鋼に中性子照射で形成する溶質原子クラスタの形成機構を明らかにすることを目的に，Mn 濃度が 0.19 から 1.87wt% の Fe-Mn 合金を用いて Mn の影響を調べた．290℃でイオン照射した Fe-Mn 合金試料について３次元アトムプローブ測定により Mn のクラスタ形成を調べた結果，クラスタの形成により照射硬化を定量的に説明できることを確認した．また，Mn 濃度
が 0.6wt% 以上では Mn のクラスタが母相に均一に形成し，溶質原子クラスタの形成機構に対するMn 濃度の影響は小さいことが分かった．
キーワード

照射脆化，原子炉容器，アトムプローブ，溶質原子クラスタ

AbstractTo investigate the influence of Mn on the solute atom clustering in the reactor
vessel steels irradiated by neutrons, ion-irradiation experiment was carried out using Fe-MnalloyswithMnconcentrationbetween0.19and1.87wt%.Specimensirradiatedbyironionsat
290℃to1dpawereexaminedbyatomprobetomography.Mn-enrichedclusterswereobserved
inallspecimens.TheirradiationhardeningcorrelatedwellwithMn-enrichedclusterformation.
TheclustersformedhomogeneouslyinthebulkattheMnconcentrationsof0.6wt%ormore.
ThesmallinfluenceofMnconcentrationonthesoluteatomclusteringwasindicated.
Keywords

radiationembrittlement,reactorvessel,atomprobetomography,soluteatomcluster

1. は
 じめに

究から，溶質原子クラスタとして銅（Cu）
，マンガ
ン（Mn）
，ニッケル（Ni），シリコン（Si）が集積軽水型発電炉の原子炉容器鋼の照射脆化は重要なしたクラスタが形成されること，マトリックス損傷

高経年化事象の一つである．このため，非常に多くとして格子間原子型の転位ループが形成されることの研究が行われ，延性－脆性遷移温度の上昇や上部が明らかになっている（10）〜（13）．また，溶質原子ク

棚エネルギーの低下に関するデータの蓄積とこれラスタの組成が材料の組成に依存すること，形成しを用いた現象論的な脆化予測式の改良が行われてたクラスタの体積率によって硬化量を比較的よく整

（1）〜
（4）

．また，脆化因子の実体が次第に明らか

理でき，脆化の主要因は溶質原子クラスタの形成でになるにつれて，物理的な脆化機構に立脚した予測（13）．しあると考えられることが報告されている（12）

きた

（5）
〜
（8）

，国内では 2007 年に日本

かし，溶質原子クラスタ，特に Cu を含まない Mn-

電気協会の電気技術規格 JEAC4201「原子炉構造材

Ni-Si クラスタ等の形成機構や，転位ループのクラの監視試験方法」が改訂された（9）．原子炉容器にスタ形成核としての役割，クラスタを構成する個使用されている A533B 鋼等の低合金鋼では，ナノ別元素のこれらへの影響についてはよく分かってメートル（nm）
・スケールの極めて微細な溶質原子いない．

式の開発が進められクラスタの形成やマトリックス損傷と呼ばれる照射

脆 化 予 測 の 高 度 化 の 動 向 に つ い て は， 九 州 電

欠陥集合体の形成が照射脆化因子であり，照射脆化力株式会社玄海発電所１号機等，加圧水型原子機構の解明には材料組成や照射条件が異なる場合の炉（pressurized… water… reactor,… PWR） で 最 近 得

照射ミクロ組織変化を把握して，それらの硬化へのられた長時間の監視試験データにおいて，規格寄与度を明らかにすることが重要である．最近の研JEAC4201-2007 に基づく予測を上回る傾向にある＊ 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 . 27 2020 NT-4

127

場合があった．このため，最新の監視試験片の測定

イオン照射した後，硬さを測定して照射硬化挙動を結果と加速照射による高照射量データを加えるとと調べるとともに，APT 測定で硬化因子を調べた．

もに，高照射量のデータに重み付けし，高照射量領域の予測精度を上げた係数の設定による予測式の見直しが進められ，「2013 年追補版」として改訂されている（14）．さらに，2013 年以降にも高照射量の監視試験データが蓄積されており，これを反映した

2. 実
 験方法
2.1 供
 試材

JEAC4201 の改訂も検討され始めている（15）．次回

Mn 濃度を 0.19 から 1.87wt% の範囲で変化させた

改訂でもミクロ組織変化も踏まえた精緻な予測が取Fe-Mn 合金７種を用いた．合金は真空溶解および（16），高照射量までの脆化

熱間鍛造により作製した．表１に Mn 濃度と最終熱機構を確認してゆくことが肝要である．このために処理条件をまとめて示す．なお，
不純物濃度（wt%）

も，溶質原子クラスタを構成する Cu，Mn，Ni，Si

は <0.005C，<0.02Si，<0.002P，<0.001S，<0.032O，の個別元素の脆化に対する影響を確認することが必<0.019N である．

り入れられると考えられ要である．

試験片形状は，長さ 4… mm，幅 2… mm，厚さ 0.4…

そこで，溶質原子クラスタを構成する Cu，Mn，mm の板状である．イオン照射する面は，エメリー

Ni，Si の個別元素のミクロ組織変化と硬化に対す

紙 #1200 まで湿式研磨した後，粒径 3… µm のダイヤる影響を調べるために，低 Cu 濃度の実用低合金

モンドでバフ研磨し，さらに，コロイダルシリカ

鋼 の 化 学 組 成 を 模 し た Fe-1.5Mn-0.5Ni-0.25Si 合 金

0.02… µm でダイヤモンド研磨による変質層を取り除をベースにした原子炉容器鋼モデル合金 10 種をいた．

イオン照射した後，硬さを測定して照射硬化挙動

イオン照射は京都大学イオン照射設備 DuET でを調べるとともに，アトムプローブ（atom… probe…

実施された．照射には，6.4… MeV の Fe3+ イオンを

（17）

．

用いた．照射温度は 290℃であり，深さ 600… nm でその結果，すべての試料に溶質原子クラスタの形の照射量／損傷速度は 0.1… dpa… /… 1.1 × 10-4… dpa/s と成が確認され，球状のクラスタに加えて，棒状の

1…dpa…/…1.1 × 10-4…dpa/s の２条件である．なお，照Mn や Mn/Ni のクラスタの形成が認められた．Fe-

射量はイオン注入解析用ソフトウェア SRIM2006 を

1.5Mn-xNi 合金系では，Ni 濃度が高くなるほどルー用い（18），純 Fe を仮定してはじき出しエネルギーを
Ed…=…40…eV として計算した．

tomography,… APT）分析で硬化因子を調べた

プ状の Mn/Ni の集積が顕著になり，Mn 単独の集積は減少する傾向があった．これは Ni の添加が転位
ループの形成を促進し，その転位ループに Mn が集積することで，Mn の単独の集積・クラスタ化が抑制されたと考えられた．また，Fe-1.5Mn-xSi 合金系
では，Si 濃度の増加に伴い Mn クラスタが認められなくなるとともに，ループ状の Si の集積が顕著になる傾向が認められた．Fe-1.5Mn-xNi 合金では Niと Mn が共に転位ループに集積することが見られた
が，Fe-1.5Mn-xSi 合金では Si のみが転位ループに集積した．Si が共存すると，Si と転位ループ等の点

表１

Fe-Mn 合金の化学組成と熱処理

合金

Mn 濃度（wt%）

最終熱処理

Fe-0.2Mn

0.19

1000℃× 1h+ACFe-0.6Mn

0.55

1000℃× 1h+ACFe-0.7Mn

0.67

 740℃× 2h+WQ

Fe-0.9Mn

0.94

1000℃× 1h+ACFe-1.3Mn

1.25

 740℃× 2h+WQ

Fe-1.5Mn

1.45

1000℃× 1h+ACFe-1.9Mn

1.87

欠陥シンクとの反応が先行することで Mn の集積は抑制され硬化が小さくなる機構が考えられた．一方で，Mn を含まない合金ではクラスタの数密度が低く，Mn が溶質原子クラスタの形成に強く影響することが示唆された．

1000℃× 1h+AC
AC：空冷，WQ：水冷

2.2 材
 料試験および分析（1）硬さ測定

そこで，本研究では，溶質原子クラスタ形成に対硬さは，超微小押し込み硬さ試験機（ELIONIX…

する Mn の影響を調べるために，Mn 濃度を 0.19 かENT-2100）を用い，ナノインデンテーションによら 1.87wt% の範囲で変化させた Fe-Mn 合金７種をり 押 込 み 深 さ 300… nm で 測 定 し た．6.4… MeV… Fe+3

128

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲4

イオン照射では，ピーク損傷深さは約 1500… nm であり，最大深さは約 2000… nm である．照射材では
超微小硬さ測定の押込み深さの４倍程度の深さ領域が塑性変形し，この領域の硬さの平均値が測定される（18）．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得た．
（2）アトムプローブ測定
APT 測定には，日本原子力研究開発機構の敦賀廃止措置実証部門新型転換炉原型炉ふげんの管理区域内にある高経年分析室に導入された CAMECA 社
製の LEAP3000XHR を用いた．測定はレーザーパ

図１

ルスモードで行い，試料温度は -208°，レーザー出
力は 0.2…nJ とした．

損傷量に対する硬さの変化

金 に よ り 異 な り，Mn 濃 度 0.19wt% の Fe-0.2Mn 合

測 定 用 の 針 状 の 試 料 は， 集 束 イ オ ン ビ ー ム

金では硬さの増加量が比較的小さく，Mn 濃度の増（focused… ion… beam,… FIB）加工装置（HITACHI 製

加により硬さの増加量は大きくなる傾向を示した．

NB5000） を 用 い て 作 製 し た．FIB の マ イ ク ロ サ

ただし，Fe-0.7Mn 合金については硬さの増加量がンプリング機構を用いて微小サンプル（2… ×… 2… ×…

小さい傾向が認められた．合金の最終熱処理工程を

10… µm）を切り出した後，タングステン（W）ニー

比較した結果，Fe-0.7Mn 合金および Fe-1.3Mn 合金

ドルの先端に W 蒸着で固定し，リング状にビームは 740℃で２時間アニールした後に水焼入れされたを走査して試験片を削り円錐状に加工した．なお，ものであるのに対して，他の合金は 1000℃で１時

加工の進行に伴いリングの大きさとイオンビームの間アニールした後に空冷されたものであることが分強度と加速電圧を小さくすることで，加工ビームのかった．図２に最終熱処理条件で分けて硬さの増加

影響を極力排除しつつ先端径 0.1… µm の針状に加工

量の照射による変化を示した．Mn 濃度の増加に伴した．

い硬さの増加量は大きくなる明確な傾向が確認でき

APT 測定で収集したデータは，質量／電荷比ごる．また，水焼入れした材料でも空冷の材料と同様とに元素の種類を決定し，Fe，Mn の３次元像形

な Mn 濃度の影響が認められ，定性的には熱処理に成処理（測定したデータからアトムマップを再構

よらず同様な Mn 濃度依存性を示すことが確認され成するコンピュータ処理）を行った．なお，３次た．

元像形成処理においては，アトムマップの z 方向長

図３には，最終熱処理が 1000℃で１時間アニーさを最適化するために，電界蒸発場（Evaporation…

ルした後に空冷された材料について，照射に伴う硬Field）30.0…V/nm とアトムマップの伸長係数（Image…

さの増加量の Mn 濃度依存性を示した．照射量が 0.1…

Compression…Factor）1.65 を用いた．

dpa では Mn 濃度が 0.6wt% 以上で増加量に大きな差

3. 結
 果
3.1 硬
 さ測定

はない．一方，照射量が1…dpa では Mn 濃度が1.0wt%
以上で増加量に大きな差はない．照射量が増加する
ほど Mn の影響が飽和する濃度が高くなる傾向が確認された．
図４には，最終熱処理が 1000℃で１時間アニー

各合金に対して測定された損傷量に対する超微小ルした後に空冷されたもののみについて照射量当た硬さの変化を図１に示す．誤差は測定値の標準偏差りの硬さの変化量の Mn 濃度依存性を示した．照射で評価したが，マーカーの大きさ以下である．各合

量 0.1… dpa までの照射では Mn 濃度 0.19wt% では照金の未照射材の硬さは 1.6 〜 2.0… GPa の範囲にあり，射に伴う硬さの増加量が Mn 濃度 0.55wt% と比べてMn 濃度の増加に伴い増加する傾向があるが，その小さく，Mn 濃度が 0.55wt% 以上では Mn 濃度によ違いは大きくない．硬さは照射量の増加に伴い増加

らず 8… GPa/dpa 程度の値であった．これに対して，

するが，飽和する傾向を示した．硬さの増加量は合照射量が 0.1 〜 1.0…dpa では Mn 濃度によらず 1…GPa/INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲4

図３

図２

129

硬さの増加量の Mn 濃度依存性

硬さの増加量の照射による変化
図４

照射量あたりの硬さの変化量の Mn 濃度依存性

dpa 程度の値であった．この結果は，照射の初期にMn 濃度が 0.2 から 0.6wt% 程度で照射硬化挙動が異なること示しており，
ミクロ組織変化が異なること，
Mn 濃度が 0.6wt% 以上では類似なミクロ組織変化を生じている可能性を示唆する．

3.2 ア
 トムプローブ測定
図５には，測定された Mn の原子マップをまとめ・クラスタ抽出条件
コア原子：Mn，コア原子間距離…≦ 0.8…nm
コア原子数…≦ 20
・周辺原子抽出条件
周辺原子－コア原子間距離…≦ 0.5…nm
・周辺原子の一部取り除き条件
周辺原子－コア原子間距離…≦ 0.5…nm
コア原子数…≦２て示した．Mn 濃度が 0.2wt% で照射量 0.1… dpa の試

図６には，溶質原子クラスタのサイズ分布を，各料においても Mn クラスタの形成が認められ，Mn

Fe-Mn 合金について照射量で比較して示した．照濃度によらず照射量の増加に伴い Mn クラスタは成射量が 0.1… dpa では，Mn 濃度によらずに，クラス長する傾向が認められた．ただし，Mn 濃度が最もタのサイズ分布は１つのピークであった．照射量が低い Fe-0.2Mn 試料では均一な Mn のクラスタ形成

1.0… dpa では，クラスタのサイズ分布は２つのピーは認められず，特定の領域にまとまってクラスタがクを示した．これは，照射量の増加に伴いクラスタ形成している様子が観察された．

が成長するとともに，新たにクラスタが形成して溶質原子クラスタを定量的に検討するため，再帰いることを示唆する．ただし，Mn 濃度が最も高い的探査アルゴリズムに基づくクラスタ解析を行っFe-1.9Mn 試料については，大きなクラスタの割合

た．抽出条件等の解析パラメータは下記の通りでが低く，クラスタの成長が抑制されていることが示

ある．

唆される．

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲4

130

図５

イオン照射した Fe-Mn 合金中の Mn マップ

図６

溶質原子クラスタのサイズ分布

表２に溶質原子クラスタの解析結果を硬さの増加

なる傾向が認められ，照射量の増加に伴う変化は小量とともにまとめて示した．図７には，Mn 濃度にさい．この結果は，0.1…dpa の照射において，Mn 濃

対する溶質原子クラスタの平均直径，数密度，体積度に依存した溶質原子クラスタの核が形成し，照射率および平均 Mn 濃度の変化を示した．溶質原子クにより新たに核を形成するよりもむしろ成長する挙

ラスタの平均直径は Mn 濃度によらず照射量の増加

動を取ることを示唆する．溶質原子クラスタの体積に伴い大きくなる傾向を示し，照射に伴い Mn が集率については，Mn 濃度の増加に伴い大きくなる傾

積して成長することが分かった．溶質原子クラスタ

向が認められ，照射量の増加に伴いその増加傾向はの数密度については，Mn 濃度の増加に伴い大きくより顕著になる．ただし，Mn 濃度が最も高い Fe-INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-4

表２

131

溶質原子クラスタの解析結果

合金

照射量
（dpa）

硬さ増加量
（GPa）

平均直径
（nm）

数密度
（m-3）

体積率

平均 Fe 濃度（at%）

平均 Mn 濃度（at%）

Fe-0.2Mn

0.1

0.24

2.3

7.7 × 1021

0.0001

62.26

37.74

Fe-0.6Mn

0.1

0.75

3.1

1.5 × 1023

0.0024

63.32

36.68

23

Fe-0.7Mn

0.1

0.58

3.7

1.8 × 100.0046

64.67

35.33

Fe-0.9Mn

0.1

0.86

3.1

4.6 × 1023

0.0070

62.28

37.72

3.3

3.8 × 1023

0.0070

67.66

32.34

23

Fe-1.3Mn

0.1

0.76

Fe-1.5Mn

0.1

0.84

3.2

5.0 × 100.0088

65.70

34.30

Fe-1.9Mn

0.1

0.83

3.3

9.6 × 1023

0.0176

66.50

33.50

4.0

7.6 × 10220.0025

63.21

36.79

23

Fe-0.2Mn

1.0

0.76

Fe-0.6Mn

1.0

1.50

5.4

2.2 × 100.0184

70.04

29.96

Fe-0.7Mn

1.0

1.35

6.0

2.0 × 1023

0.0224

71.42

28.58

23

Fe-0.9Mn

1.0

1.82

5.2

4.0 × 100.0298

69.82

30.18

Fe-1.3Mn

1.0

1.62

5.7

4.1 × 1023

0.0402

68.95

31.05

5.9

4.7 × 1023

0.0494

69.70

30.30

7.4 × 1023

0.0315

67.18

32.82

Fe-1.5Mn
Fe-1.9Mn

1.0
1.0

1.72
1.75

4.3

1.9Mn 試料については 1.0… dpa 照射において体積率が小さくなる傾向が認められた．これは，これより

4. 考
 察

低い Mn 濃度の試料に比べて，溶質原子クラスタのイオン照射した Fe-Mn 合金のミクロ組織変化と数密度が照射量の増加により減少する傾向を示すと硬化との関係を以下で検討する．低合金鋼の照射脆ともに平均直径も小さい傾向であることによる．ま化因子として溶質原子クラスタが考えられ，その体

た，溶質原子クラスタ以外の照射損傷組織の形成に

積率の平方根と硬さの増加量によい相関があること

より Mn の集積が抑制された可能性を示唆する．溶が知られている．図８には，イオン照射 Fe-Mn 合

質原子クラスタの平均 Mn 濃度については，Mn 濃

金で観察された Mn クラスタの体積率の平方根と硬度と照射量による変化は小さく，30 〜 40at% の Mn

さの増加量との関係を示した．比較的よい相関が認濃度であり，ほぼ一定の Mn/Fe 比の溶質原子クラ

められ，イオン照射による硬さの増加が溶質原子クスタが形成していることが分かった．ただし，高照

ラスタの形成により説明できることを示唆する．

射の方が幾分小さくなる傾向があるが，これは溶質図４に示した単位照射量当たりの硬さの変化量の原子クラスタの成長によりクラスタとマトリックス

Mn 濃度依存性から，高照射量において Mn 濃度がの界面の影響が大きくなり，クラスタ解析において0.2 から 0.6wt% で照射硬化挙動が異なることが分か

クラスタ周りの Fe がより多く取り込まれるためとり，ミクロ組織変化が異なること，Mn 濃度が 0.6wt%

考えられる．

以上では類似なミクロ組織変化を生じている可能性

合金の製造工程の違いの影響については，740℃が示唆された．APT 測定の結果，Mn 濃度が 0.6wt%

で ２ 時 間 ア ニ ー ル し た 後 に 水 焼 入 れ さ れ た Fe-

以上では Mn のクラスタが母相に均一に形成してい0.7Mn 合金および Fe-1.3Mn 合金の試料で，他の合ることが確認され，硬さの変化の傾向とよく一致し

金（1000℃で１時間アニールした後に空冷）試料にた．また，Mn 濃度が最も低い Fe-0.2Mn 試料では，比べて，違いは小さいが，溶質原子クラスタの平均

図５に示したように，均一な Mn のクラスタ形成は直径が大きく，数密度が小さい傾向が認められた．

認められず，特定の領域にまとまってクラスタが形

ただし，体積率で比較すると影響が相殺し，合金の成している様子が観察された．このような溶質原子製造工程の違いの影響は認められない．

クラスタの形成の空間的な違いが硬化挙動の違いに影響していると考えられる．Mn のクラスタは面上に間隔を置いて存在しており，何らかの面状の組織，
例えば転位ループ上での形成が考えられる．
溶質原子クラスタを構成する Cu，Mn，Ni，Si

132

INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲4

(1)

(2)

図８ クラスタの体積率の平方根と硬さの増加量との関係の個別元素のミクロ組織変化と硬化に対する影響を調べるために，低 Cu 濃度の実用低合金鋼の化学組成を模した Fe-1.5Mn-0.5Ni-0.25Si 合金をベースにした原子炉容器鋼モデル合金 10 種をイオン照射した後，硬さを測定して照射硬化挙動を調べるとともに，APT 分析で硬化因子を調べた結果を報告している（17）．イオン照射実験は，本研究と同じ京都大学イオン照射設備 DuET で実施し，照射には 6.4…

(3)

MeV の Fe3+ イ オ ン を 用 い て 290 ℃ で 行 っ て いる．
図９には，Fe-1.5Mn 合金を例に照射量の増加に伴う Mn クラスタの変化を Mn のアトムマップを比較して示した．直径が 5… nm 程度の球状の Mn クラス
タに加えて，ループ状および針状の Mn クラスタが観察されている．また，照射量の増加に伴いクラス
タがより明確になり，クラスタの密度は増加する傾向があった．この結果は，照射により Mn のクラス

(4)

図７

 n 濃度に対する溶質原子クラスタの（1）平均直M径、（2）数密度、（3）体積率および（4）平均 Mn
濃度の変化

図９ イオン照 射したFe-1.5Mn 合 金のMnアトムマップ（17）INSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT︲4

タ化が進むとともに，新たなクラスタが形成することを示唆し，本研究で明らかになった低照射量側での変化とも一致する．

133

文
 献
（1）
 J.R.Hawthorne,“Demonstrationofimproved

また，すべての試料に溶質原子クラスタの形成がradiationembrittlementresistanceofA533-B

確認された．Mn を含まない合金ではクラスタの数

steelthrough control of selected residual

密度が低い傾向が認められている．Mn を含む合金
では球状のクラスタに加えて，棒状の Mn や Mn/Nielements,” Proc. International Symposium on
Effects of Radiation on Materials, ASTM STPのクラスタの形成が認められた．さらに，ループ状

484,p.96（1970）．

に Ni や Si が集積した場所に Mn/Ni 等のクラスタが（2）
 ASMESec.XIAppendixA（1974）．

観察される場合もあり，転位ループの周囲にクラス（3） USNRC Regulatory Guide（R.G.）1.99 Rev.1

タが形成していることも示唆されている．今後，中性子照射された Fe-1.5Mn 合金等について APT 観察
により溶質原子クラスタの形成を調べることで，これらを解明する知見が得られるものと期待される．

5. ま
 とめ

（1977）．
（4）
 USNRC Regulatory Guide（R.G.）1.99 Rev.2（1988）．
（5）
 E.D. Eason, J.E. Wright, G.R. Odette,
“mproved Embrittlement Correlations for
Reactor Pressure Vessel Steels,” NUREG/
CR-6551MCS970501,November1998.

原子炉容器鋼の照射脆化因子である溶質原子クラ（6）
 A S T M  E 9 0 0 - 2 ,  “ S t a n d a r d  G u i d e  f o rスタ形成に対する Mn の影響を調べるために，MnPredicting Radiation-Induced Transition

濃度を 0.19 から 1.87wt% の範囲で変化させた Fe-Mn

Temperature Shift for Reactor Vessel

合金７種をイオン照射した後，硬さを測定して照射

Materials, E706（IIF），” Annual Book

硬化挙動を調べるとともに，APT 測定で硬化因子

of ASTM Standards, Vol.12.02, American

を調べた．

Society for Testing and Materials, Westイオン照射した Fe-Mn 合金試料について APT 測Conshohocken,PA.

定により Mn のクラスタ形成を調べた結果，クラス（7）
 M.E. Kirk, “Schedule and Status: PTSタの形成により照射硬化を定量的に説明できること

Rulemaking, RG.1.99 Revision, Appendix

を確認した．また，Mn 濃度が 0.6wt% 以上では Mn

G Research Activities,” ASTM E10.02

のクラスタが母相に均一に形成し，溶質原子クラス

Committee Meeting, Anaheim, CA, USA,

タの形成機構に対する Mn 濃度の影響は小さいことが分かった．

January2007.
（8） 曽根田直樹，土肥謙次，野本明義，西田憲二，

ただし，Mn の転位ループ形成促進による照射脆石野栞，“ 軽水炉圧力容器鋼材の照射脆化予化への寄与や，Ni や Cu 等の他の元素が共存した場測法の式化に関する研究－照射脆化予測法の合の溶質原子クラスタの形成挙動は不明であり，今．
開発－ ,”電力中央研究所報告 Q06019（2007）

後さらなる研究が必要である．

（9）
 （社）
日本電気協会 ,「原子炉構造材の監視試験
方法 JEAC4201-2007」，電気技術規程，原子力編，2007．
（10）
 C.English,J.Hyde,“RecentprogressintheunderstandingofRPVembrittlement,”Proc.
Int. Symp. on Research for Aging Management ofLight Water Reactors,INSS,p.307（2008）．
（11） M. Hasegawa, Y. Nagai, T. Toyama, Y.
Nishiyama,M.Suzuki,A.Almazouzi,E.van
Walle, R. Gerard, “Evolution of IrradiationInduced Cu Precipitation and Defects in
Surveillance Test Specimens of PressureINSS JOURNAL Vol . 27 2020 NT-4

134

Vessel Steels of Nuclear Power Reactors:
Positron Annihilation and 3 Dimensional
Atom Probe Study,” Proc. Int. Symp. on
Research for Aging Management of Light Water
Reactors,INSS,p.327（2008）．
（12）
 N. Soneda, K. Dohi, A. Nomoto, K. Nishida,
S. Ishino, “Microstructural analysis of RPVmaterials and development of mechanismguided embrittlement correlation method,”
P ro c . I n t . S y m p . o n R e s e a rc h f o r A g i n g
Management of Light Water Reactors,INSS,p.355（2008）．
（13）
 K. Fukuya, K. Fujii, “A study of radiation
embrittlement using simulation irradiation,”
P ro c . I n t . S y m p . o n R e s e a rc h f o r A g i n g
Management of Light Water Reactors,INSS,p.371（2008）．
（14）
（社）
日本電気協会 ,「原子炉構造材の監視試験
方法 JEAC4201-2007［2013 年追補版］」，電気技術規程，原子力編，2013.
（15） 橋本資教，野本明義，西田憲二，“ 国内監視試験データを用いた照射脆化予測式の改良，”
日本原子力学会 2019 年秋の大会 3H06.
（16）
 Y. Hashimoto, A. Nomoto, T. Kobayashi,
K. Nishida, N Soneda, “Revision of themicrostructure model of the embrittlement
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data,” FONTEVRAUD 9, September 2018,
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（17）
 藤井克彦，福谷耕司，“ 原子炉容器の照射脆化に対する個別元素の影響 ”，INSS JOURNAL,
24,p.109（2017）．
（18）
 J.F.Ziegler,J.P.Biersak,SRIM2006（Stoppingand Range of Ion in Materials）．Available
from:http://www.srim.org