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イオン照射された低合金鋼のミクロ組織変化
Microstructural evolution in low alloy steels under high dose ion irradiation
藤井 克彦 (Katsuhiko Fujii)＊1
大久保忠勝 (Tadakatsu Ohkubo)＊2

福谷
宝野

耕司 (Koji Fukuya)＊1
和博 (Kazuhiro Hono)＊2

要約 銅含有量の極めて低い低合金鋼 (A 533 B 鋼, Cu 量：0.03 wt％) に, 3 MeV の Ni 2+イオンを
温度 290℃で損傷量 1 dpa まで照射し, 照射硬化を調べるとともに, ミクロ組織をレーザー型 3 次
元アトムプローブ分析により調べた. Cu をほとんど含まない Mn/Ni/Si が濃化した直径が 4 nm 程度以下の極めて微細な析出物が観察され, 析出物の密度は照射量の増加に伴い増加した. 損傷速度が速く短時間の照射条件で析出物が形成することが確認され, Mn/Ni/Si 系析出物は従来考えられていたような Cu のクラスタリングを核にした熱平衡的な過程ではなく, Mn/Ni/Si 自身の照射
誘起析出的な過程で形成する可能性が示唆された. Cu リッチ析出物と同程度の硬化係数を用いて観察された Ni/Mn/Si 系析出物のサイズと密度から計算される耐力の増加量は, 超微小硬さの増加量から見積もられる値とほぼ一致した. この結果は, Cu を含まない析出物と含む析出物で脆化に対する影響が同程度であることを示唆する.
キーワード
Abstract

低合金鋼, イオン照射, 照射脆化, 析出物, アトムプローブ分析
Radiation hardening and microstructural evolution in low Cu A 533 B steels (0.03

wt% Cu) irradiated by 3 MeV Ni 2+ ions at 290℃ to 1 dpa were investigated by ultra-micro hardness
measurement and leaser type three dimensional atom probe analysis. Mn-Ni-Si enriched precipitates
were detected in the samples irradiated to 1 dpa by 3 DAP analysis. The well-defined precipitates hada size of less than 4 nm, and the number density increased with dose. The formation of the
precipitates under high dose rate irradiation suggested that Mn-Ni-Si enriched precipitates wereformed by a process such as radiation induced precipitation rather than by thermal equilibrium
process. The increase of yield stress calculated by size and number density of the precipitates in 1
dpa irradiated sample using the similar value of hardening efficiency to that of Cu rich precipitates
was consistent with that estimated by data of increases of hardness measured by nano-indentation.
The result indicates that effects of Mn-Ni-Si enriched precipitates on radiation embrittlement are
similar to those of Cu rich precipitates.
Keywords

low alloy steels, ion irradiation, radiation embrittlement, precipitates, atom probe
analysis

1. はじめにケールの極めて微細な材料変化, 例えば銅 (Cu) リッ
チ析出物やマトリックス損傷の形成やリン等の不純軽水型発電炉の原子炉容器鋼の照射脆化は重要な物の粒界への偏析に起因すると考えられている(6)(7).

高経年化事象の一つである. このため, 非常に多く

このため, 最新の分析手法である高分解能透過型電の研究が行われ, 延性−脆性遷移温度の上昇や上部子顕微鏡 (high resolution transmission electron micro-

棚エネルギーの低下に関するデータの蓄積とこれを用い

scope, HR-TEM), 中性子小角散乱 (small angle neu-(1)〜 (5)た現象論的な脆化予測式の改良が行われてきた

.

tron

scattering,

SANS) ,

陽 電 子 消 滅 (positron

また, 脆化因子の実体が次第に明らかになるにつれ,

annihilation, PA), 3 次元アトムプローブ(three dimen-

物理的な脆化機構に立脚したより精度の高い予測式

sional atom probe, 3 DAP), オージェ電子分光分析(Aの開発が求められるようになっている. 現在考えら

uger electron spectroscopy, AES)等を用いて研究が行れている照射脆化は, 原子炉容器に使用されている A

われている(8)〜(17). 照射脆化因子のうち, Cu リッチ析533 B 鋼等の低合金鋼の場合, ナノメートル(nm)・ス

出物については 3 DAP 等で測定できるためある程度＊1＊2(株)原子力安全システム研究所
物質・材料研究機構

技術システム研究所

138

理解されてきている. しかし, Cu 含有量の低い材料

300nm 深さ位置での注入された Ni イオンの量は最大でも照射脆化を示すことからその寄与が考えられて0.002wt％である. この量は母材の Ni 濃度である 0.57

いるマトリックス損傷については, イオン照射した A

wt％に比べて非常に小さく, 導入された Ni に直接起533 B 鋼中で格子間型転位ループの形成が報告されて因するミクロ組織の変化は無視できると考えられる.

いるが

(18)

, その実体と寄与はまだよく分かっていな

い. さらに, 高照射量で発現が懸念されている Late-

なお, 本報告では特に断りの無い限り各試料の損傷量(dpa)は 300nm 深さでの値で定義する.

blooming 相については Cu を含まない析出物などが予

2.2 材料試験および分析

測されているが(19), その実体は未解明である.
そこで軽水炉内で高照射された A 533 B 鋼中のミク
ロ組織変化を明らかにするために, 実際の監視試験(１) 硬さ測定

片のミクロ組織を前述の最新の分析手法を用いて調硬さは, 超微小硬さ測定機 (ELIONIX ENT 1100)

べ, 照射量 50 mdpa 以上でのミクロ組織変化の把握を用い, ナノインデンテーションにより押込み深さ. さらに, 研究150nm で測定した. 3 MeV Ni 2+イオン照射では, ピー

炉照射や電子線照射, イオン照射による模擬照射を

ク損傷深さは約 750nm であり, 最大深さは約 1000nm

行い, 照射量が 50 mdpa 以下の低照射量での組織変である. 超微小硬さ測定では押込み深さの 3 倍程度

化や 100 mdpa を超える高照射での組織変化を調べるの深さ領域が塑性変形し, この領域の硬さの平均値(18) (23)が測定される. 今回の条件では, 押込み深さを 150nm. 本論文では, 銅含有量の低い低合金鋼の高照射とすることで, 表面から約 500nm までの深さの平均量での組織変化を把握することを目的に, Ni イオン

硬さを測定した. 測定は 20 点以上行い, 平均値と標照射により材料に最大で 1 dpa の損傷を導入し, 析出

準偏差を得た.

を進めその結果を報告してきた(17) (19)

ことで組織変化の基礎過程の解明を進めている(24)

物の形成をレーザー型 3 次元アトムプローブ分析により調べた. また, 超微小硬さを測定することで,観察された析出物の照射硬化への寄与度を検討した.

(２) 3 次元アトムプローブ分析
3 DAP 分析は, 物質・材料研究機構のレーザーパル
ス誘起型の位置敏感型 3 次元アトムプローブを使用

2. 試験方法

して実施した. 分析は試料温度 30 K で行った. 試料
は, 集束イオンビーム加工装置 (FIB) を用いて作製し

2.1 供試材および照射条件

た. FIB のマイクロサンプリング機構を用いて微小サ
ンプル (2×2×20μｍ) を切り出した後, W ニードル

Cu 含有量が 0.03 wt％と極めて低い A 533 B 鋼板材の先端に固定した. 次に, FIB の任意形状加工機構を用いて表面から 300nm の深さが芯先端の分析領域にを用いた. 化学組成を表 1 に示す.

なるように加工した. 分析した試料は, 未照射材,
C

Si

表1

供試材の化学組成(wt%)

Mn

P

S

Ni

Cr

     

0.1 dpa 照射材および 1 dpa 照射材である. なお, 各Mo 

CuFe Balance

試料について 1×106 原子以上を測定し, 原子マップを作成した.

イオン照射には, 米国 Materials Diagnostics 社のタ
ンデム加速器によるイオン注入ラインを使用した.

3. 結果

2+

イオンには, 3 MeV Ni イオンを用いた. 照射温度は 290 ±3℃であり, 照射中の試料温度は試料にスポット溶接した熱電対で測定した. 注入イオンのイオン
112(１) 硬さ測定
損傷量に対する超微小硬さの変化を図 1 に示す.

ビームのフラックスは 1.6×10 ions/cm /s とし, フ

押込み深さ 150nm で測定した結果であり, 表面からルエンスは最大 1.6×1015 ions/cm2 とした. はじき出

約 500nm 深さまでの損傷領域の平均硬さを示す. ましエネルギーを Ed＝40 eV として SRIM 2000 から計算

た, 誤差は 20 点以上の測定における標準偏差である.

される損傷速度は, 表面から 300nm の深さで 1.0×

硬さは照射量の増加に伴い増加した.

-4

10 dpa/s であり, 損傷量は最大 1dpaである. また,

139

図1

照射に伴う硬さの変化 (誤差は測定の標準偏差)

図 2 Ni イオン 1 dpa 照射材の原子マップ (体積 13×13×100nm)

140(２) 3 次元アトムプローブ分析

3 DAP 観察により得られた原子マップから析出物を

1dpa 照射した試料を 3 DAP 観察して得られた原子抽出するためには, 析出物を構成する原子を定義すマップの一例を図 2 に示す. 図には, Cu, Mn, Ni,

る何らかの仮定が必要である. 本研究では, 析出物

Si, P, Mo, Cr, C の同一領域の原子マップを示した.

の数密度と大きさを概算することを目的に, 析出物

同じ位置に Mn, Ni, Si が集積している箇所が高密度の中心部により濃縮する傾向が認められた Si 原子にに確認された. 図 3 には, Mn, Ni, Si が集積した領より析出物を解析した. 先の研究(20)で Cu リッチ析出

域を拡大した一例を示す. Mn, Ni, Si とともに Cu も物の中心部を構成する Cu 原子に適用したのと同じ仮同 時 に 示 し た . Cu 原 子 の 集 積 は 認 め ら れ ず ,定を Si 原子に適用して, Si 原子が 0.7nm 以内の間隔

Mn/Ni/Si 系の析出物を形成していることがわかる.

で 5 個以上集まっているものを析出物と定義した. 1

図 4 には, 析出物の中心を含むように厚さ 2nm で切

dpa 照射材の分析データを解析した結果, 測定した体り出した原子マップを示した. 中心部で Si 濃度が高積 56,700nm3 (領域：約 13×13×340nm) において,い傾向が認められる.

91 個の析出物が検出された. 数密度を算出すると 1.6×1024m-3 である. また, 含まれる Si 原子の数は 5〜50であり, 析出物を構成する Si 原子数の分布を図 5 に示した. 10 個以下の Si 原子からなる析出物が主であるが, 20 個以上の Si 原子が集積した析出物も 10％程度存在した. 析出物の大きさは, 析出物を構成する Si
原子の回転半径 (gyration 半径 rg ) を求め, 回転半径をより直感的な半径に変換する Guinier 半径 rGを rG＝― rg の関係により計算して求めた. なお, 回転√5/3・
半径は次式で計算される.

ここで, xi, yi, zi は析出物を構成する原子 の座標であり, -x ,y- ,z- は析出物の重心座標であり, n は析出物を構成する原子の数である. 図 6 に, 91 個の析出
物の Guinier 半径 rG の分布を示した. Guinier 半径は
図 3 Ni イオン 1 dpa 照射材中の析出物(体積 8×8×8nm)

図4

Ni イオン 1 dpa 照射材中の析出物の中心部の元素分布(深さ方向 2 nm)

図5

Ni イオン 1 dpa 照射材中の析出物を構成する Si 原子
数の分布

141

0.4nm から 2.0nm で分布しており, 平均値は 1.08nm

原 子 の み で 評 価 し た こ の 析 出 物 の Guinier 半 径 はであった. 図 7 には, Si 原子が最も多く集積した析出

1.65nm であり, 直径は 3.3nm である. Si 原子のみで物 (Si 原子数 50 個) の近傍の Si, Mn, Ni 原子マップの評価した析出物の大きさは, Mn, Ni を含めた原子を示すとともに, 長軸方向に 0.5nm ピッチでの組成分布から見積もられる大きさに比べて約 20％程度小の変化をグラフで示した. 原子マップの長軸方向は,

さいが, 析出物の大きさをおおむね代表しているこ

アトムプローブ分析のｚ方向 (検出器に対して垂直とが確認された. 析出物の組成については, Si 原子方向) であり, アトムプローブ分析では最も位置分が 20 個以上集積している析出物を対象に, 析出物そ解能が高い方向である. 析出物中心部における Si, M

れぞれについて Guinier 半径内に含まれる元素の比か

n, Ni 濃度はそれぞれ 11at％, 8at％, 4at％であった.

ら原子組成を求めた. 析出物の平均組成は Fe-(0-また, 約 4nm の範囲で Si, Mn, Ni が集積していた. Si0.2)Cu-(1.6-4.3)Mn-(2.5-4.3)Ni-(2.8-6.6)Si であった.
ただし, より正確に析出物の大きさや組成を求める
ためには, 析出物を構成するすべての原子を判定し,その分布から析出物の真の大きさを求めるとともに
平均組成および組成分布を求める必要があり, このような解析は今後の課題である.
0.1dpa 照射した試料の観察結果の一例を図 8 に示す.
1dpa 照射材のような明確な Si, Mn, Ni の集積は認められない. 1dpa 照射材に適用したのと同じ Si 原子のクラスタリング解析を用いて, 析出物の形成を評価した結果, 測定した体積 26,000nm3 (領域：約 16×16
×100nm) において, 1 個の析出物が検出された. 含
ま れ る Si 原 子 の 数 は 7 個 で あ り , Guinier 半 径 は0.84nm であった. ただし, 次に未照射材の分析結果を示すが, 未照射材においても初期の材料組成の揺図6

Ni イオン 1 dpa 照射材中の析出物の Guinier 半径の分布

図7

Ni イオン 1 dpa 照射材中の最大 Si 原子集積部 (Si原子 50 個) の Si､ Mn､ Ni 原子マップと長軸方向の組成変化

らぎによるものと考えられる Si 原子のクラスタが検図 8 Ni イオン 0.1 dpa 照射材の原子マップ(体積 13×13×80 nm)

142

結果, 測定した体積 23,000nm3 (領域：約 15×15×
100nm) において, 1 個の析出物が検出された. 含まれる Si 原子の数は 5 個であり, Guinier 半径は 1.05nmであった. ただし, 未照射材で観察された Si 原子のクラスタは初期の材料組成の揺らぎによるものと考えられ, 未照射状態で析出物の核となるような初期
析出はほとんど存在していないと考えられる.

4. 考察(１) 析出物
鋼の合金元素である Ni と Mn の鉄中の溶解度は添加量よりも大きいため, 一般には析出は生じない.
しかし, 照射脆化の要因の一つである Cu リッチ析出
物のように Cu とともに Ni や Mn も集積した析出物が形成することが明らかになっている. この Ni や Mnのクラスタリング機構については, 検討の余地が残されているが, 高照射領域において Cu のクラスタリ
図9

未照射材の原子マップ (体積 15×15×100 nm)

ングが誘起すると考えられ, 照射促進拡散を考慮した熱時効的な析出過程 (Fe-Cu-Mn-Ni の熱力学モデ

出されることから, 0.1dpa 照射では照射に伴う超微ルによる相平衡過程) が検討されている (22) . このモ

小析出物の形成はほとんど起こっていないと考えら

デルによれば, 材料中の Cu 濃度が低く, 損傷速度がれる.

遅いほど Mn と Ni のクラスタリングが促進され, 低非照射試料の観察結果の一例を図 9 に示す. 0.1dpa

損傷速度で高照射された低 Cu 材において Mn-Ni リッ照射材と同様に明確な Si, Mn, Ni の集積は認められ

チな析出物の形成が予測されてきた. Mn-Ni リッチ

ない. 1dpa 照射材に適用したのと同じ Si 原子のクラ析出物の形成を示唆する硬さや小角中性子散乱のデー

スタリング解析を用いて, 析出物の形成を評価した

タがいくつか報告されている(7)(23)(24). 表 2 に, 本研究

表2

実用低合金鋼 (銅含有量 0.1 wt%以下) の析出物データのまとめ*：照射量は mdpa､ 中性子束は dpa/s 単位143

結果とともに中性子照射された Cu 含有量が 0.1wt％

ル (＝0.25nm), r 0 は転位の内側のカットオフ半径 (＝以下の実用低合金鋼における析出物についてのデー

2.5×b ), r c は転位の外側のカットオフ半径 (＝1000

タをまとめたものを示す. 1 dpa イオン照射材で観察

×r 0 ), r は析出物半径(nm), L は粒子間距離 (＝1.77r/

された Mn/Ni/Si 析出物は, これまでに文献で報告さVf 1/2), Vf は析出物の体積割合である. なお, この式れている Cu をほとんど含まない析出物とサイズや組では転位をらせん転位と仮定し, 転位に関する定数 b,

成がほぼ同様であり, 研究炉照射などの中性子照射

r 0 , r c はよく使用される値を用いた(29). 上記モデルと同様な析出がイオン照射によっても生じることがにより析出物による耐力増加量を求めるためには,確認された.

析出物のせん断弾性係数Gppt が必要である. この値は高い照射領域で照射脆化因子として発現する Late-

析出物の組成や形状に依存し, 球形の純 Cu 析出物でBlooming 相の一つと見込まれている Mn-Ni リッチ析は 30GPa であることが知られているが, 今回 1dpa 照

出物を調べるためには, 低い損傷速度でかつ高い照射材で観察されたような複雑な組成と構造の射領域という限定された条件で照射された材料の評

Mn/Ni/Si 系析出物についてはほとんどわかっていな価が必要と考えられてきた. 本研究において, イオい. そこで, 超微小硬さのデータから耐力増加を評

ン照射という非常に損傷速度の速い照射条件下にお価するとともに, ミクロ組織データからの計算値といても Cu をほとんど含まない Mn/Ni/Si が濃化した比較して, Mn/Ni/Si 系析出物のせん断弾性係数Gppt

極めて微細な析出物が形成することが示されたことを検討した.

は, この考え方を覆す新たな知見であり, イオン照本研究でシミュレーション照射に用いた 3MeVNi イ

射が析出の基礎課程を研究する上で有効な模擬照射

オンの場合, 極めて表面近傍に損傷形成領域は限定

ツールであることを示すものである. また, 損傷速される. このため, ナノインデンテーションを用い

度が速く短時間の照射条件で析出物が形成することて超微小硬度として損傷領域のうち表面から約は, Mn/Ni/Si 系析出物が従来考えられていたような

500nm までの平均硬さを測定している. 超微小硬度

Cu のクラスタリングを核にした熱平衡的な過程ではには押込み荷重依存性があり, 荷重が小さくなるほ

なく, 点欠陥クラスタ等の析出サイトに Mn/Ni/Si 自ど測定される硬さは大きくなる傾向がある. このた

身が照射誘起偏析することで析出する照射誘起析出め, ビッカース硬さと耐力の関係 (Δσ＝k・ΔHν)的な過程で形成する可能性を示唆するものと考えらのように耐力を簡易に推定することは難しい. しかれる. ただし, Mn/Ni/Si 系析出物の析出過程の解明

し, 超微小硬度とビッカース硬さの関係を検討し,については今後の課題である.

超微小硬度と耐力を結びつける手法がいくつか提案されている(30). 安田ら(30)により 100keV He イオンを

(２) 照射脆化への寄与の検討

純銅に照射した場合の耐力が超微小硬度から評価さ本研究で 1dpa 照射材に観察された Cu をほとんどれ, 照射量依存性が報告されている. ここでは, 安含まない Mn/Ni/Si 系析出物も Cu リッチ析出物と同田らにより用いられているビッカース硬さ (ΔHν)

様に硬化型脆化に寄与すると考えられる. 硬化モデと超微小硬度 (ΔH) の関係ΔHν＝α(P)・ΔHを用ル に は Cu リ ッ チ 析 出 物 に 広 く 適 用 さ れ て い る

いる. α(P) は比例定数であり, 材料に無関係で, 超Russell-Brown モデル(28)を用いる. このモデルでは,耐力増加Δσppt は次式で表される.

微小硬度測定荷重 (P) にのみ依存する. 本研究での測定荷重範囲は 250mgf (未照射材) 〜370mgf (1 dpa 照射材) であり, 報告されているα(P) と荷重の関係(30)によればα(P) は 0.55〜0.60 となる. 本研究では測定荷重範囲が狭く, α(P) の値の変化も小さいことから,
荷重依存性を無視して, α(P) ＝0.55 と仮定した.
アトムプローブ分析では, 0.1dpa 照射では析出物の形成は認められず, 1dpa 照射で析出物が観察された. このため, 析出物形成に伴う硬さの増加量は,

ここで, FS はシュミット係数, τはせん断応力(MPa),

1dpa 照射材と 0.1dpa 照射材の超微小硬度の差で定義

Gppt は析出物のせん断弾性係数, G はマトリックス

し, ΔH＝149 とした. α(P) ＝0.55 とすると, ビッのせん断弾性係数 (＝49 GPa), b はバーガースベクト

カース硬さの増加量はΔHν＝81 と計算される. ビッ144

カース硬さと耐力の関係として経験的によくΔσ＝1dpa 照射材については, 詳細な TEM 観察がすでに実

3.27・ΔHν(31)の関係が用いられるが, 実用低合金鋼

施されており, マトリックス損傷としてバーガース

やそのモデル合金では 3 以下の比例定数となる報告

ベクトルが b＝a<100>の格子間原子型の転位ループがもあり, ここでは中程度 Cu を含有する実用低合金鋼

形成していることを報告している (18) . なお, 表面かの硬さと耐力データの関係(19)からΔσ＝2・ΔHνとら 300nm 深さにおける転位ループの組織データは,して評価した. 超微小硬度測定データから評価され平均直径および密度はそれぞれ 2.5nm および 1×1022

る 1dpa 照射材における析出物形成に伴う耐力の増加

m-3 である. 転位ループ形成に伴う耐力の増加の評価

量はΔσ＝161 (MPa) と概算される.

には Orowan モデルが広く用いられる. このモデルで1dpa 照射材で観察された Mn/Ni/Si 系析出物の平均は, 耐力増加Δσmd は次式で表される.

半径, 数密度および体積割合はそれぞれ 1.08nm, 1.6
×1024m-3, 0.84％である. この析出物のデータを用いて, 析出物による耐力増加をGppt/G をパラメータと

ここで, N は欠陥の密度, d は欠陥の直径, G はせん

して計算した値を図 10 に示す. 超微小硬度測定デー

断係数, b はバーガースベクトルの大きさであり, α

タから概算された 1dpa 照射材における析出物形成には欠陥の種類により異なる定数である. αは 0.2〜1

伴う耐力の増加量はΔσ＝161 (MPa) であり, Gppt/G ＝の範囲であり (32) , 転位ループについてよく使用され0.6〜0.7の場合にほぼ一致する. 中程度 Cu を含有す

る 0.4 を用いた. 観察された転位ループの平均直径おる 実 用 低 合 金 鋼 の Cu リ ッ チ 析 出 物 で は Gppt/G ＝

よび密度を用いて計算される耐力増加は 25MPa であ(19)

る. これは, 析出物の形成による耐力増加に比べて0.65〜0.7の値が報告され, Cu を 0.2˜0.4 ％含む溶(26).

かなり小さい. この結果は, 析出物の形成が高照射

Mn/Ni/Si 系析出物に対するせん断係数の評価は超微量では照射脆化の主要因となっており, いわゆるマ

小硬度測定データおよび限られたミクロ組織データ

トリックス損傷の形成による脆化は大きく寄与しなに基づく概算であるが, Cu リッチ析出物と同程度のい可能性を示唆すると考えられる.

接金属では Gppt/G ＝0.6 の値が報告されている

せん断係数であると考えられる. この結果は,Mn/Ni/Si 系析出物が硬化に対して Cu リッチ析出物と

5. まとめ

同様な寄与があることが示唆する.
また, 本研究で 3 DAP 分析を行った極低 Cu 材の極めて銅含有量の低い低合金鋼の照射に伴う組織変化を把握するために, Ni イオン照射により材料に最大で 1dpa の損傷を導入し, 照射硬化を調べるとともに, 析出物の形成をレーザー型 3 次元アトムプロー
ブ分析により調べた. 得られた主な成果は以下のとおりである.
(１) レーザーパルス型 3 次元アトムプローブを用いることで, 試料が非常に弱く破壊しやすいため従来型の電界パルス型アトムプローブではデー
タ取得が非常に困難であった高照射量までイオン照射された低合金鋼の分析に成功し, Cu 濃度の低い低合金鋼で Cu 以外の析出物, Mn-Ni-Si 系
析出物が高密度に形成することを確認した.
(２) 析出物の直径は 4nm 程度以下であった.
(３) 損傷速度が速く短時間の照射条件で析出物が形成することが確認され, Mn/Ni/Si 系析出物は従

図 10 析出物とマトリックスのせん断係数の比 (Gppt/G)
をパラメータとして
Ni イオン 1 dpa 照射材の析出物データをもとに計算した耐力増加の計算値

来考えられていたような熱平衡的な過程ではな
く, 照射誘起析出的な過程で形成する可能性が示された.
(４) Cu リッチ析出物と同程度の硬化係数を用いて観145察された Ni/Mn/Si 系析出物のサイズと密度からPareige,

計算される耐力の増加量は, 超微小硬さの増加

Environmental Degradation on Materials in Nuclear

量から見積もられる値とほぼ一致した. この結Power Systems-Water Reactors, NACE, p. 1179

果は, Cu を含まない析出物と含む析出物で脆化(1995).

に対する影響が同程度であることを示唆する.
(５) マトリックス損傷として TEM 観察されている転

Proc.

7 th

International

Symposiumon(14) P. Auger, P. Pareige, S.Welzel, J.-C. Van Duysen,
J. Nucl. Mater., 280, 331 (2000).

位ループによる硬化量との比較から, 今回の照(15) P. Pareige, P. Auger, S.Welzel, J.-C. Van Duysen,

射条件下では Ni/Mn/Si 系析出物の形成が主要因

S. Miloudi, Proc. 19 th International Symposium onとなっていることがわかった.

Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1366,(６) 照射脆化機構の解明に向けた基礎的研究のツー

ASTM, p. 435 (2000).

ルとしてイオン照射が活用できることを示すと(16) A. Hempel, M. Saneyasu, Z. Tang, M. Hasegawa,

ともに, イオン照射＋集束イオンビーム加工＋

G. Brauer, F. Plazaola, S. Yamaguchi, F. Kano, A.

レーザーパルス型アトムプローブの組み合わせ

Kawai, Proc. 19 th International Symposium on Effectsが有効な照射脆化研究ツールであることが示さ

of Radiation on Materials, ASTM STP 1366, ASTM,れた.

p. 560 (2000).
(17) K. Fukuya, K. Ohno, H. Nakata, S. Dumbill, J.M.

文献

Hyde, J. Nucl. Mater., 312, 163 (2003).
(18) K. Fujii and K. Fukuya, J. Nucl. Mater., 336, 323(１) J.R. Hawthorne, ASTM STP 484, 96 (1970).
(２) ASME Sec. XI Appendix A (1974).

(2005).
(19) K.

Fukuya,

K.

Ohno,

H.

Nakata,INSS(３) Regulatory Guide (R.G.) 1.99 Rev.1 (1977).

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