172

イオン照射された低合金鋼のミクロ組織変化(2)Microstructural Evolution in Low Alloy Steels after High Dose Ion Irradiation（2）藤井克彦（Katsuhiko Fujii)＊ 1 福谷耕司（Koji Fukuya)＊ 1 大久保忠勝（Tadakatsu Ohkubo)＊ 2

要約 Cu 濃度 0.16wt％の A533B 鋼を，温度 290℃で 3MeV の Ni2＋ イオンを損傷量 1000mdpa まで照射し，照射硬化を調べるとともに，ミクロ組織を 3 次元アトムプローブ分析および TEM 観察により調べた．アトムプローブ分析の結果，溶質原子クラスタとして，Cu リッチクラスタと銅をほとんど含まず，マンガン，ニッケル，シリコンが主成分のクラスタ（Mn-Ni-Si クラスタ）が観察された．クラスタの直径は 3nm 程度であり，Cu リッチクラスタが大きい傾向があり，照射量の増加に伴い成長した．クラスタの密度は照射量の増加に伴い増加した．TEM 観察の結果，直径 3nm程度の転位ループの形成が確認されたが，数密度はクラスタに比べ 1 桁以上低く，クラスタの形成が主要なミクロ組織変化であることが分かった．Cu リッチクラスタと Mn-Ni-Si クラスタを合わせた体積率と照射硬化量には比例関係があり，クラスタにより照射硬化を説明できることが示唆された．クラスタの組成の違いによる照射硬化への寄与の差を検討した結果，Mn-Ni-Si クラスタの硬化係数は Cu リッチクラスタに比べ同等もしくはわずかに小さいことが示唆された．同じイオン照射実験で得ている低 Cu 材（0.03wt%Cu）のデータとの比較から，クラスタの形成に対して Cu の
みならず Si が重要な役割をもつことが分かった．
キーワード

低 合 金 鋼，照 射 脆 化，照 射 硬 化，イ オ ン 照 射，ア ト ム プ ロ ー ブ 分 析，Cu リ ッ チ ク ラ ス タ，
Mn-Ni-Si クラスタ，転位ループ

Abstract
Radiation hardening and microstructural evolution in medium Cu A533B steel(0.16 wt%Cu) irradiated by 3 MeV Ni2+ ions at 290℃ to 1000 mdpa were investigated byultra-micro hardness measurement, laser-type three-dimensional atom probe analysis andtransmission electron microscopy (TEM). Cu-rich clusters and Mn-Ni-Si clusters without Cu wereobserved as a result of atom probe analysis. The diameter of clusters was about 3 nm, Cu-richclusters tended to be large, and the clusters slightly grew with the increase of irradiation dose. The
density of clusters increased with the increase of irradiation dose. The formation of dislocation loopsof about 3 nm diameter was confirmed by TEM observations. However, the number density of
dislocation loops was less than one-tenth that of clusters, clarifying that the formation of clusters isthe main microstructural change. There was a proportional relation between the volume fraction ofclusters and the amount of irradiation hardening. This result indicated that the irradiation
hardening resulted from the clusters. The hardening efficiency of Mn-Ni-Si clusters was estimatedto be equal to or slightly smaller than that of Cu-rich clusters. The result of comparison with thedata for low Cu A533B steel (0.03 wt%Cu) obtained by the same ion-irradiation experiments
showed that not only Cu but also Si played an important role in the formation of clusters.
Keywords

low alloy steels, radiation embrittlement, irradiation hardening, ion irradiation, atom probe
analysis, Cu-rich cluster, Mn-Ni-Si cluster, dislocation loop.

1.

はじめに

た(1)〜(5)．また，脆化因子の実体が次第に明らかになるにつれ，物理的な脆化機構に立脚したより精度

軽水型発電炉の原子炉容器鋼の照射脆化は重要なの高い予測式の開発が求められるようになっている．

高経年化事象の一つである．このため，非常に多く

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

棚エネルギーの低下に関するデータの蓄積とこれをトル（nm）
・スケールの極めて微細な材料変化，例

用いた現象論的な脆化予測式の改良が行われてきえば銅（Cu）リッチクラスタやマトリックス損傷の＊1＊2(株)原子力安全システム研究所 技術システム研究所
物質・材料研究機構

173

形成やリン等の不純物の粒界への偏析に起因するとについても検討した．

考えられている(6)(7)．このため，最新の分析手法であ る 高 分 解 能 透 過 型 電 子 顕 微 鏡（high resolution

2.

試験方法

2.1

供試材および照射条件

transmission electron microscope, HR-TEM），小角
中 性 子 散 乱（small angle neutron scattering,
SANS），陽電子消滅（positron annihilation, PA），3
次 元 ア ト ム プ ロ ー ブ（three dimensional atom

供試材として Cu 含有量が 0.16wt％の A533B 鋼

probe, 3DAP），オ ー ジ ェ 電 子 分 光 分 析（Auger

材を用いた．化学組成を表 1 に示す．なお，この材

electron spectroscopy, AES）等を用いて研究が行

料は国内プラントの原子炉容器鋼材としては中程度

われている (8)〜(17)．照射脆化因子のうち，Cu リッ

Cu を含む材料に分類され，国内初期プラントの鋼

チクラスタについては 3DAP 等で測定できるためあ材に対応する．

る程度理解されてきている．しかし，Cu 含有量のイオン照射には，米国 Materials Diagnostics 社の低い材料でも照射脆化を示すことからその寄与が考

タンデム加速器によるイオン注入ラインを使用した．

えられているマトリックス損傷については，イオン

イオンには，3MeV Ni2＋イオンを用いた．照射温度照射した A533B 鋼中で格子間型転位ループの形成がは 290 ± 3℃であり，照射中の試料温度は試料にス報告されているが(18)，その実体と寄与はまだよく分

ポット溶接した熱電対で測定した．注入イオンのイ

かっていない．さらに，高照射下では Cu リッチク

オンビームのフラックスは 1.6 × 1011ions/cm2/s とラスタ以外の溶質原子クラスタの形成が予測されてし，フルエンスは最大 1.6 × 1015 ions/cm2 とした．

いるが(7)，その実体は未解明である．

は じ き 出 し エ ネ ル ギ ー を Ed ＝ 40eV と し て

そこで軽水炉内で高照射された A533B 鋼中のミク

SRIM2000 (34) から計算される損傷速度は，表面からロ組織変化を明らかにするために，実際の監視試験

300nm の深さで 1.0 × 10-4 dpa/s であり，損傷量は片のミクロ組織を前述の最新の分析手法を用いて調最大 1000mdpa である．また，300nm 深さ位置でのべ，照射量 50mdpa 以上でのミクロ組織変化の把握注入された Ni イオンの量は最大 0.002wt％である．

を進めその結果を報告してきた (17)(19)．さらに，研

この量は母材の Ni 濃度である 0.57wt％に比べて非究炉照射や電子線照射，イオン照射による模擬照射

常に小さく，導入された Ni に直接起因するミクロを行い，照射量が 50mdpa 以下の低照射量での組織組織の変化は無視できると考えられる．なお，本論

変化や 100mdpa を超える高照射での組織変化を調

文では特に断りの無い限り各試料の損傷量（単位：

べることで組織変化の基礎過程の解明を進めているdpa）は 300nm 深さでの値で定義する．

(18)(20)〜(22)．本研究では，中程度 Cu を含み中性子照射下では Cu リッチクラスタが形成することが分

2.2

材料試験および分析

(１)

硬さ測定

かっている低合金鋼（中 Cu 材）の高照射量での組織変化を把握することを目的に，Ni イオン照射により材料に最大で 1000mdpa の損傷を導入し，クラス

硬さは，超微小硬さ測定機（ELIONIX ENT1100）

タの形成をレーザー誘起型 3 次元アトムプローブ分を用い，ナノインデンテーションにより押込み深さ

析により調べた．また，TEM 観察によりマトリッ

150nm で測定した．3MeV Ni2＋ イオン照射では，

クス損傷の一つである転位ループの形成を調べた．

ピーク損傷深さは約 750nm であり，最大深さは約

さらに，超微小硬さを測定することで，観察された1000nm である．超微小硬さ測定では押込み深さのクラスタと転位ループの照射硬化への寄与度を検討

3〜4 倍の深さ領域が塑性変形し，この領域の硬さのした．あわせて，既に報告した同じイオン照射実験

平均値が測定される．今回の測定では押込み深さをで得ている 0.03％ Cu 材（低 Cu 材）のデータとの150nm とすることで損傷領域のみの硬さを得た．な比較を行い，Cu 量のミクロ組織変化に対する影響

お，測定は各試料に対して 20 点以上行った．

表1

供試材の化学組成（wt％）

C

Si

Mn

P

Ni

Cr

Mo

Cu

Fe

0.18

0.29

1.45

0.011

0.55

0.11

0.50

0.16

Balance174(２)

3 次元アトムプローブ分析

また，誤差は測定値の標準偏差で示した．未照射材

3DAP 分析は，未照射材および 100mdpa 照射材，の硬さに比べ，50mdpa 照射で 70 程度の硬化量の増

1000mdpa 照射材を対象として，物質・材料研究機

加が認められ，硬化量は照射量の増加に伴い増加し，構のレーザーパルス誘起型の位置敏感型 3 次元アト1000mdpa 照射では約 200 の硬化量の増加が認めら

ムプローブを使用して実施した．分析は試料温度れた．

30K で行った．未照射材については電解研磨法によりアトムプローブ分析用の針状の試験片を作製した．

3.2

3 次元アトムプローブ分析

照射材の試料については，表面近傍に限定される損
傷領域を分析する必要があるため，集束イオンビー

未照射材を 3DAP 観察して得られた原子マップのム（focused ion beam, FIB）加工装置（HITACHI

一 例 を 図 2 に 示 す．図 に は，Cu，Mn，Ni，Si，P

FB-2000A および FB-2100）を用いて試験片を作製の同一領域の原子マップを示した．各元素についてした．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 × 20mm）を切り出した後，W

700

ニードルの先端に固定し，FIB の任意形状加工機構
を用いて表面から 300nm の深さが針先端の分析領域
106 原子以上を測定し，原子マップを作成した．なお，アトムプローブ分析では Fe-58 と分離できない
Ni-58 については，今回の Ni の評価に使用しなかっ600
Hardnessになるように加工した．なお，各試料について 1 ×

500
400

before irradiation

た．
(３)

TEM 観察300

TEM 観察は，照射欠陥集合体組織が発達してい0500
Dose (mdpa)

ると考えられる最も照射量の高い 1000mdpa 照射材
図1を 対 象 と し て，加 速 電 圧 300kV の FE-TEM

1000

照射に伴う硬さの変化（HITACHI HF-3000）を 用 い て 行 っ た．試 料 は，
FIB 加工装置（HITACHI FB-2000A）を用いて作製

Cu

した．FIB のマイクロサンプリング機構を用いて微小サンプル（20 × 20 × 10mm）を切り出した後，Mo 製の TEM 観察用メッシュに固定した．次に，表面から 300nm の深さが表面に平行に薄膜になるよMn

うに加工した．なお，FIB 加工に伴い薄膜表面に導入される加工層は極低エネルギー Ar イオンスパッ
タリング装置（日本フィジテック GENTLE MILL
Model IV5）で 1kV と 100V の電圧条件でスパッタ

Ni

リングを行い除去した．転位ループ等のミクロ組織
観察には，通常の明視野観察と Weak-beam 法(35)による暗視野観察を用いた．

3.

結果

3.1

硬さ測定

Si

P

損傷量に対する超微小硬さの変化を図 1 に示す．
押込み深さ 150nm で測定した結果であり，表面から約 500nm 深さまでの損傷領域の平均の硬さである．

図2

未照射材の原子マップ（体積 12 × 12 × 50nm）

175

明確な集積は認められなかった．未照射の状態では，が集積した領域を拡大した例を示す．溶質元素に集Cu，Mn，Ni，Si 原子はランダムに分布しており，積が見られる箇所を破線の丸で示した．図 4(a)に示

クラスタの核となるような初期析出はほとんど存在

す よ う に，Cu 原 子 の 集 積 が 認 め ら れ る と こ ろ でしていないことが確認された．

Mn，Ni，Si 原子の集積があるいわゆる Cu リッチク

1000mdpa 照射した試料を 3DAP 観察して得られラスタと，図 4(b)に示すように，Cu 原子の集積はた原子マップの一例を図 3 に示す．図には，Cu，

認められず，Mn，Ni，Si 原子が集積したクラスタ

Mn，Ni，Si，P の同一領域の原子マップを示した．

が形成していることが確認された．

同じ位置に Cu，Mn，Ni，Si が高密度に集積してい

3DAP 観察により得られた原子マップから溶質原る箇所が確認された．図 4 には，Cu，Mn，Ni，Si

子クラスタを抽出するためには，クラスタを構成す

Cu

Mn

Ni

Si

P

図3

Cu

Ni

図4

1000mdpa 照射材の原子マップ（体積 13 × 13 × 97nm）

MnSi(a)1000mdpa 照射材中の Cu リッチクラスタ（体積 8 × 8 × 8nm）

Cu

Mn

Ni

Si

図 4

(b) 1000mdpa 照 射 材 中 の Mn-Ni-Si ク ラ ス タ（体積 8 × 8 × 8nm）

176

る原子を定義する基準が必要である．本研究では，クラスタは 31 個であり，Cu リッチクラスタの方がクラスタの中心部により濃縮する傾向が認められた多い傾向が認められた．なお，数密度を算出するとCu 原子と Si 原子によりクラスタを解析した．先のクラスタ全体では 1.7 × 1024 m-3 であった．図 5 に研究 (20) で Cu リッチクラスタの中心部を構成するは，Cu リッチクラスタおよび Mn-Ni-Si クラスタのCu 原子に適用したのと同じ基準を Si 原子にも適用

半径の分布を示した．Mn-Ni-Si クラスタの半径はして，Cu 原子もしくは Si 原子が 0.7nm 以内の間隔

1.0nm から 2.0nm で分布しているのに対して Cu

で 5 個以上集まっているものを Cu 核もしくは Si 核

リッチクラスタの半径は 1.0nm から 2.4nm で分布と定義してクラスタを同定した．以降，本論文では，おり，平均値はそれぞれ 1.3nm と 1.6nm であった．

Cu 核によるものを Cu リッチクラスタと呼び，Si 核

Mn-Ni-Si クラスタと比べて Cu リッチクラスタの方によるものを Mn-Ni-Si クラスタと呼ぶ．なお，Cuが大きい傾向があることが分かった．図 6 には，す核と Si 核の両方によるものについては Cu リッチク

べてのクラスタについてクラスタ中の Cu，Mn，

ラスタと定義した．次に，クラスタを構成する原子

Ni，Si 濃度とクラスタの大きさの関係を示した．クについては，各原子の位置から半径 1.0nm 以内にクラスタの組成は比較的ばらつきが大きく，クラスタ

ラスタ核を構成する Cu 原子もしくは Si 原子を 4 個

全 体 で の 組 成（at％）範 囲 は Fe-（0-1.9）Cu-

以上含むものを定義した．また，クラスタの大きさ（0-5.2）Mn-（0-7.1）Ni-（2.7-8.1）Si であった．

については，クラスタを構成する全原子の分布デー

ただし，クラスタの大きさに依存した組成の有意なタを基に下式で得られる回転半径（gyration 半径

違いは認められない．また，Cu リッチクラスタのrg）をクラスタ半径と定義し，これを指標とした．

平均組成は Fe-0.8Cu-2.8Mn-2.4Ni-5.4Si であり，



r =

n

Mn-Ni-Si

i=1

Fe-2.3Mn-1.8Ni-5.4Si であった．Si 濃度は両クラ∑ x i−x 2+y i−y 2+z i−z 2n(1)

ク ラ ス タ の 平 均 組 成 はスタでほぼ等しく，Mn と Ni 濃度は Cu リッチクラスタが高い傾向が見られた．未照射材の材料組成

ここで，xi，yi，zi はクラスタを構成する原子 i の座

Fe-0.14Cu-1.46Mn-0.52Ni-0.57Si（at％）と 比 較

標であり，2，3，zはクラスタの重心座標であり，nすると，溶質原子 Cu，Mn，Ni，Si の Cu リッチク

はクラスタを構成する原子の数である．

ラスタへの濃縮はそれぞれ約 5 倍，2 倍，5 倍，9 倍

1000mdpa 照射材の分析データを解析した結果，3であり，Si 濃縮が最も大きいことが分かる．また，測定体積 42,000nm （領域：約 16 × 16 × 160nm）

溶質原子の濃縮の傾向は Mn-Ni-Si クラスタでも同において，総数 68 個のクラスタが検出された．この様であり，Si がクラスタリングの主要な元素である

うち，Cu リッチクラスタは 37 個であり，Mn-Ni-Si

ことが示唆される．

12

Number of clusters

Mn-Ni-Si clusters
Cu-rich clusters
105

Concentration in clusters (at%)

15

10
8
6
4
2
0

0

0.5

0.8 1.0 1.2 1.4 1.6 1.8 2.0 2.2 2.4 2.6 2.8
Radius of clusters (nm)
図5

Si
Mn
Ni
Cu

1000mdpa 照射材中のクラスタの半径分布

図6

1.0
1.5
2.0
Radius of clusters (nm)2.5

Ni イオン 1000mdpa 照射材中のクラスタの大きさと組成の関係177

示す．Cu 原子および Si 原子の分布に粗密な領域が認 め ら れ る が，1000mdpa 照 射 材 の よ う な 明 確 なCu，Si，Mn，Ni の集積はこのマップでは見られ m
ない．しかし，クラスタリング解析の結果，測定した体積 52,000nm3（領域：約 22 × 22 × 110nm）において，総数 31 個のクラスタが検出された．数密度を算出すると 6.0 × 1023 m-3 であった．検出されたクラスタのうち Cu リッチクラスタは 11 個であり，Mn-Ni-Si クラスタは 20 個であった．低照射量におConcentration in clusters (at%)

100mdpa 照射した試料の観察結果の一例を図 7 にいても両クラスタが共存して形成していることが確

Si
Mn
Ni
Cu

10
8
6
4
2
0

認 さ れ た．ま た，ク ラ ス タ の 半 径 は 0.8nm か ら

0.5

2.0nm で 分 布 し て お り，Cu リ ッ チ ク ラ ス タ と
Mn-Ni-Si ク ラ ス タ の 半 径 の 平 均 値 は そ れ ぞ れ

12

1.0

1.5

2.0

2.5

Radius of clusters (nm)図81.2nm と 1.1nm であり，Cu リッチクラスタの方がNi イオン 100mdpa 照射材中のクラスタの大きさと組成の関係大きい傾向が認められた．図 8 には，クラスタ中のCu，Mn，Ni，Si 濃度とクラスタの大きさの関係をし，クラスタの大きさに依存した組成の違いは認め示した．クラスタの組成のばらつきは比較的大きく，られない．また，Cu リッチクラスタの平均組成はクラスタの組成範囲は Fe-（0-1.5）Cu-（0-6.0）

Fe-0.9Cu-1.4Mn-0.4Ni-5.0Si で あ り，Mn-Ni-Si

Mn-（0-2.8）Ni-（3.1-10.0）Si で あ っ た．た だ

ク ラ ス タ の 平 均 組 成 は Fe-1.5Mn-0.6Ni-6.5Si であ っ た． 未 照 射 材 の 材

料 組 成

Fe-0.14Cu-1.46Mn-0.52Ni-0.57Si（at％）と 比 較Cu

すると，溶質原子 Cu，Mn，Ni，Si の Cu リッチク
ラスタへの濃縮はそれぞれ約 6 倍，1 倍，1 倍，9 倍であり，Si 濃縮が最も大きく Mn と Ni の濃縮はほとんど生じていないことが分かる．また，溶質原子の濃縮の傾向は Mn-Ni-Si クラスタでも同様であっ

Mn

た．

3.3

TEM 観察図 9 に，1000mdpa 照射した試料の 300nm 深さの領域の代表的な TEM 像を示す．図 9(a)，(b)は同Ni

一の場所を明視野と暗視野で観察した結果であり，観察条件を示す電子線回折パターンを明視野像中に示すとともに，暗視野像中に電子線の入射方向 B と散乱ベクトル g を示した．明視野像では線状の初期
ネットワーク転位に加えて，微細な黒い点状の照射

Si欠陥の形成を示唆するコントラストが観察された．
一方，暗視野像では微細な白い輝点が観察された．
図 9(b)中の代表的な白い輝点を矢印で示した．通常，暗視野像では微細な転位ループは白い輝点として観察される．散乱ベクトル g を変えて同一の視野

図7

Ni イオン 100mdpa 照射材の原子マップ（体積 20
× 20 × 48nm）を観察して暗視野像を解析した結果，マトリックス
損傷として微細な転位ループが形成していることが

178

（a）

（b）

50nm

図9

g = 110
B =［001］

50nm

Ni イオン 1000mdpa 照射材の TEM 像．(a)明視野像．(b)暗視野像．

確認された．転位ループは全体に渡りほぼ均一に形見るために，クラスタの平均直径，数密度および体成 し て い る 様 子 が 観 察 さ れ た．平 均 直 径 は d ＝積率の比較を示した．本研究のような中 Cu 材では，

22

-3100mdpa 照射で Cu リッチクラスタと Mn-Ni-Si ク

2.7nm であり，数密度は 2 × 10 m であった．

ラスタがともに形成しており，損傷量の増加に伴い4.

考察成長するが，1000mdpa においても直径 3nm 程度であり，その変化は比較的小さい．また，Cu リッチ

4.1

クラスタ形成への Cu 量の影響

クラスタの方が大きな傾向がある．これに対して，前報告の低 Cu 材では，100mdpa 照射では Cu リッ-4

損傷速度 1 × 10 dpa/s で Ni イオン照射した Cu

チクラスタは観察されず，Mn-Ni-Si クラスタのみ

濃度 0.16wt％の低合金鋼において，100mdpa 照射

で あ る．し か し，1000mdpa ま で 照 射 が 進 む とからクラスタの形成がアトムプローブ観察により確

Mn-Ni-Si クラスタが主であるが，Cu リッチクラス

認された．表 2 にクラスタの大きさ，密度，体積率

タも存在した．大きさについては，両クラスタが共および組成をまとめて示した．クラスタのデータは存する場合には Cu リッチクラスタの方が大きな傾Cu リッチクラスタと Mn-Ni-Si クラスタに分けて整向がある点は共通しているが，1000mdpa 照射では理しており，大きさと組成は平均値を示している．

低 Cu 材の方が幾分大きい傾向がある．密度につい

なお，表には著者らがこれまでに同じイオン照射実ては，中 Cu 材では，100mdpa 照射では Mn-Ni-Si

験で得ている低 Cu 濃度（0.03wt％）の低合金鋼のクラスタの割合が大きいが，1000mdpa まで照射がデータ(22)も同時に示した．ただし，アトムプローブ

進むと逆転し Cu リッチクラスタの割合が大きくな

分析データについては本研究で適用した解析法による．これに伴い体積率でみても 1000mdpa 照射ではり再評価しており，既報告の値は見直されている．

Cu リッチクラスタが支配的になる．これに対して，

図 10 には，照射による変化と Cu 量の影響を詳しく

低 Cu 材では，1000mdpa 照射でも Mn-Ni-Si クラス

表2
材料
ID

本研究
(中 Cu 材)既報告
(低 Cu 材)B

C

イオン照射した実用 A533B 鋼中のクラスタデータのまとめ
照射条件

組成(wt％)
Cu

Mn

Ni

Si

照射 温度 照射量 損傷速度 直径 密度
体積率
イオン (℃) (mdpa) (dpa/s) (nm) (1023/m3)

3MeV
0.16 1.45 0.55 0.29
Ni0.03 1.39 0.57 0.23

クラスタ

3MeV
Ni

100

Ni

Si
6.5

2.2

3.9

0.0021

0.0

1.5

0.6

2.1

0.0016

0.9

1.4

0.4

5.0

2.7

7.5

0.0077

0.0

2.3

1.8

5.4

3.2

9.0

0.0153

0.8

2.8

2.4

5.4

1 × 10-4 2.1

1.3

0.0006

0.0

1.1

3.0

5.5

1000 1 × 10-4

290

Mn

2.5

1 × 10-4290100

組成(at％)
Cu

1000 1 × 10-4

3.0

8.4

0.0118

0.0

2.4

1.5

6.6

3.9

4.0

0.0119

0.4

2.4

1.5

5.8

179

5

Cu
Concentration (at%)

Diameter (nm)415
Mn-Ni-Si clusters
Cu-rich clusters

3
2
1
0
100

1000

0.16%Cu steel

1001000 mdpa

0.03%Cu steel-3

Number density (×10 23m )

12
10

Ni

Mn

Si

10

5

0

100

1000

0.16%Cu steel

1001000 mdpa

0.03%Cu steel

図 11 Ni イオン照射に伴うクラスタの組成の変化

Mn-Ni-Si clusters
Cu-rich clusters

タの割合が大きく，Cu 量が形成するクラスタに大8きく影響していることが分かる．図 11 には，クラス6タの組成の照射による変化と Cu 量の影響を詳しく見るために，クラスタの組成の比較を示した．中4

Cu 材と低 Cu 材でともに形成しているクラスタで Si
2が主要な集積元素であることが分かる．中 Cu 材での照射に伴う変化を見ると，Mn-Ni-Si クラスタに

0
100

1000

0.16%Cu steel

1001000 mdpa

0.03%Cu steel

ついては，Si 濃度に変化は見られないが，他の元素（Mn，Ni）はクラスタに集積する傾向が見られる．
Cu リッチクラスタについては，Cu と Si 濃度に変化は見られないが，Mn，Ni はクラスタに集積する傾

0.020
Mn-Ni-Si clusters
Cu-rich clusters向が見られる．また，両クラスタで Mn と Ni 濃度の増加に伴いクラスタに含まれる Fe 以外の溶質元

Volume fraction

0.015

素の割合が増加する．この結果は，Cu を核とする
Cu リッチクラスタと Si を核とする Mn-Ni-Si クラ

0.010

スタに Mn と Ni が集まることでクラスタが成長する過程が存在することを示唆する．一方，低 Cu 材

0.005

では，クラスタ中の Si 濃度に変化が見られないとともに，1000mdpa 照射では Cu の有無の違いはあるが Si，Mn，Ni 濃度はほぼ等しい．この結果は，Si

0.000
100

1000

0.16%Cu steel

図 10

100

1000 mdpa

0.03%Cu steel

Ni イオン照射に伴うクラスタの大きさ，密度，体積率の変化（上から順にクラスタの平均直径，数密度，体積率を示す）

を核とする Mn-Ni-Si クラスタに Cu，Mn，Ni が集まることでクラスタが成長する過程が存在し，この溶質元素の集積過程で一部のクラスタに Cu が集まることで Cu を含むクラスタと Cu を含まないクラスタが形成される過程の可能性を示唆する．
本研究において高 dpa までイオン照射した低合金
鋼中のクラスタを分析した結果，Cu を核とするクラスタと Si を核とするクラスタが共存して形成するとともに，Si がクラスタ形成に重要な寄与をしてい180ることが明らかになった．これらの結果から，低イトとして転位ループが考えられるが，少なくとも

Cu 材および中 Cu 材について，次のクラスタの形成

TEM で観察される転位ループとは数密度が合わなメカニズムが提案される．低 Cu 材では，Cu クラス

い．TEM では観察されない歪が十分でない極めてタが形成するのに十分な Cu が存在しないため照射

微小な転位ループも考えられるが，転位ループへのにより Cu の核は形成しない．このため，Si を核に

Si の偏析を示す明確な実験データは報告されておらしたクラスタのみが形成し，Mn，Ni，Cu を吸収す

ず，転位ループの寄与の解明については今後の課題

ることで成長する．一方，中 Cu 材では，Cu クラス

である．一方，SIA クラスタ形成に伴う Si のクラス

タが形成するのに十分な Cu 量であり照射により Cu

タリングについてはこれまで研究された例はなく，を核にしたクラスタが形成し，Si，Mn，Ni を吸収

今後，シミュレーション等により検討する必要があすることで成長する．さらに，低 Cu 材と同様な Siる．

を核にしたクラスタも形成し，Mn，Ni，Cu を吸収4.2

することで成長する．このように，材料に含まれるクラスタ形成への照射条件の影響

Cu 量により形成可能なクラスタ核が異なり，形成するクラスタの種類や組成を変化させる．このようこれまでに，著者らは本研究で使用した供試材となメカニズムに基づき溶質元素の集積過程で一部の同一の中 Cu 材を中性子照射や電子照射しミクロ組

クラスタに Cu が集積すると考えれば，低 Cu 材の織変化を調べ報告している(18)(20)(21)．中性子照射と高照射材で低濃度の Cu を含むクラスタと Cu を含電子照射では，ほぼ同様な照射硬化とクラスタの形

まないクラスタが存在した理由が説明できる．また，

成が確認されており，クラスタについては Cu が中Cu 核のクラスタにおいても Si 濃度が高いことは，心部に集積したいわゆる Cu リッチクラスタのみがFe に比べてアンダーサイズの元素である Si が格子観察され，これが硬化の主要因であると評価してい間原子（主に Fe）と複合体を形成し，空孔機構と比る．イオン照射および中性子照射，電子照射で観察べて速い格子間原子機構によりクラスタに運ばれるされたクラスタのサイズ，密度，体積率および組成ため速やかに集積した結果と考えられる．Si 核の形について表 3 にまとめて示した．図 12 に平均直径お成については，アンダーサイズの Si が格子間原子よび数密度の照射条件による違いを比較した．中性（主に Fe）と複合体を形成して格子間原子機構によ子照射材と電子照射材のデータは Cu リッチクラス

りシンクに集積することで形成される過程，もしく

タについてのものである．イオン照射材のデータは，

はカスケード損傷により直接生成される自己格子間

Cu リッチクラスタと Mn-Ni-Si クラスタが観察され原子（SIA: self-interstitial atom）クラスタの形成にたため，それぞれのデータを示した．なお，密度に伴 い 形 成 さ れ る 過 程 が 考 え ら れ る．観 察 さ れ る

ついてはクラスタの総量を比較するために Cu リッ

Mn-Ni-Si クラスタは材料中に均一に分布しており，

チ ク ラ ス タ と Mn-Ni-Si ク ラ ス タ を 合 わ せ た 値

Si クラスタの形成サイトとしてネットワーク転位は（Total）も同時に示した．クラスタのサイズについ考えにくい．格子間原子型の転位ループが形成するては，照射量の増加に伴い大きくなる傾向があり，ことが明らかになっており(18)，Si クラスタの形成サ

照射条件によらずほぼ同一線上にある．クラスタの表3

実用 A533B 鋼(0.16wt％ Cu)中のクラスタデータの比較

照射条件
照射

本研究

既報告

3MeV
Ni ion

温度(℃)

照射量 損傷速度(mdpa) (dpa/s)
100

1 × 10-4

1000

1 × 10-4

290

KUR

290

10

MTR

290

54
94

1 × 10-8
4 × 10-9
8 × 10-9

5MeV e−290

22

2 × 10-8

直径
(nm)

密度
体積率
(1023/m3)

2.2
2.5
2.7

3.9
2.1
7.5

0.00210.00160.0077

3.2
1-2
2.1
2.1

9.0
9
11
13

0.0153〜0.0030.0053

1-2

16

クラスタ
組成(at％)
Mn
Cu
Ni
0.0
1.5
0.6
0.9
1.4
0.4
0.0
2.3
1.8

Si
6.5
5.0
5.4

種類
MNS
CRC
MNS

2.8
2
4

2.4
2
7

5.4
1
2

0.0064

0.8
6
11
9

5

6

3

CRC
CRC
CRC
CRC

〜0.004

5

4

1

1

CRC

181

の違いを考慮しても，Cu 濃度が低く Si 濃度が高い

4
Diameter (nm)33MeV Ni ion
1×10-4dpa/s

KUR
1×10 -8dpa/s

CRC

2

い損傷速度である．一般に高損傷速度では単位時間

5MeV electron
2×10-8 dpa/s

あたり生成する点欠陥（空孔，格子間原子）濃度が高いため，再結合で消滅する点欠陥の割合が高い．
また，低損傷速度では単位時間あたりの点欠陥濃度が低いため，再結合から逃れ，シンク消滅する点欠

5MeV electron-3

えられる．イオン照射が 10-4 dpa/s と非常に速い損
傷速度であり，中性子や電子照射と比べて 4〜5 桁速MTR
4,8×10-9dpa/s

0Density (m )このように，照射条件の違いにより形成するクラ
スタの組成の異なる原因として損傷速度の違いが考

MNSC

1

傾向がある．

MTR

1024

陥の割合が高いと考えられている．しかし，このよ

KUR

うな損傷速度による点欠陥濃度の違いからだけでは，

Total

クラスタのサイズや密度の違いを説明できても組成

MNSC
3MeV Ni ion
CRCの違いを説明することは難しい．そこで，先に提案したクラスタの形成メカニズムの仮説に基づき，Cu

1023

核および Si 核の形成に対する損傷速度の影響，およ

1

10
100
Dose (mdpa)

1000

び Cu 核および Si 核への Si，Cu，Mn，Ni の集積挙動に対する損傷速度の影響を検討してみる．これら
溶質元素のクラスタリング挙動は点欠陥，すなわち

図 12照射に伴う A533B 鋼（0.16wt％ Cu）中のクラスタの平均直径および数密度の比較
CRC（Cu リッチクラスタ），MNSC（Mn-Ni-Si クラスタ），Total（両クラスタの和）
中性子・電子照射材のデータは CRC

空孔と格子間原子の拡散挙動に基づく．Cu，Mn，
Ni は主に空孔との位置交換により拡散する空孔機構で運ばれるのに対して，Si は格子間原子と複合体を形成し複合体として拡散する格子間原子機構で運ばれる．しかし，これら点欠陥の拡散挙動に対する損密度については，Cu リッチクラスタに着目した場

傷速度の影響についてはよく分かっていない．空孔合にはイオン照射で低い傾向が見られる．しかし，の拡散挙動に対する損傷速度の影響については，最Mn-Ni-Si クラスタも合わせたクラスタ全体の密度

近，Soneda らにより照射下での Fe 中の空孔の拡散で比較すると，100mdpa のイオン照射で幾分低い傾挙動に対して動的モンテカルロ（kinetic Monte Car-

24

-3

向が認められるが，10 m 程度のクラスタが形成しており，照射条件による著しい差は認められない．

lo, KMC）シミュレーションが行われ，空孔のジャンプ数に対する損傷速度の影響が報告されている

これに対して，クラスタの組成については，照射(30)．高損傷速度領域と低損傷速度領域では空孔の総条件の影響が認められる．イオン照射では，損傷速

ジャンプ数は損傷速度に依存し，中間領域では損傷-9-8

度が 10 〜10 dpa/s の中性子照射や電子照射では速度に依存しない結果が示されている．照射温度

観察されない Mn-Ni-Si クラスタが存在している．

600K で軽水炉照射を想定した計算結果では，10-10

また，Cu リッチクラスタにおいては，中性子照射

dpa/s までは損傷速度が速くなるのに伴い空孔のや電子照射に比べて，Cu 濃度が著しく低いとともジャンプ数が低下するが，10-6 dpa/s まではほぼ一に Si 濃度が高い傾向がある．ただし，これまでの研定であり，これ以上の損傷速度では再び空孔のジャ究で得られているデータはクラスタの中心（クラス

ンプ数は低下する．この結果は，中性子・電子照射

タリングしている Cu 原子の重心位置）から 1.5nmに比べイオン照射条件下では空孔機構による溶質元の立方体内に含まれる元素の数比で求められている．

素のクラスタへの集積が小さいことを示唆している．

本研究の解析ではクラスタの周辺部の元素を過大に一方，格子間原子の拡散挙動に対する損傷速度の影

クラスタに取り込んでいる可能性があり，特に Fe

響については，直接的な評価が行われた例はないが，濃度を高く見積もり，中心部の他の元素濃度を低め

損傷速度が速い方が SIA クラスタの数密度が増加すに評価している可能性があるが，このような解析法

る傾向が報告されており(30)，これは損傷速度が速い

182

ほど格子間原子機構が強く作用することを示唆する．

察された転位ループの大きさと密度については，平これらの点欠陥の拡散挙動に対する損傷速度の影響

均直径は d ＝ 2.7nm であり，数密度は 2 × 1022m-3

に関する知見から，高損傷速度のイオン照射では，であった．同じ照射条件でイオン照射された低 Cu

クラスタの形成・成長に対して格子間原子機構が空材中の転位ループの平均直径および数密度はそれぞ孔機構よりも強く作用して，低損傷速度の中性子・

れ d ＝ 2.5nm，1 × 1022m-3であり，Cu 濃度に寄ら

電子照射に比べて Si 濃度の高いクラスタが形成する

ずほぼ同様に転位ループが形成していることが確認とともに Cu 濃度が低くなったと考えられる．

さ れ た．こ の 結 果 は，0.03〜0.16wt％ の 材 料 中 の次に，Cu リッチクラスタで観察される Ni や Mn

Cu 濃度の違いでは転位ループ形成に対する Cu 濃度のクラスタへの集積や Mn-Ni リッチ析出物の形成の影響は小さく，転位ループの形成に対する材料のの機構について検討する．Mn と Ni の集積に関して差は小さいことを示唆する．低 Cu 材中の転位ルー

は，照射促進拡散を考慮した熱時効的な析出過程

プはバーガースベクトルが b ＝ a〈100〉であり，格（Fe-Cu-Mn-Ni の熱力学モデルによる相平衡過程）

子間型であることが分かっている．中 Cu 材でも同が Odette らにより提案されている (7)．このモデル

様なタイプの転位ループが形成していると考えられにより，材料中の Cu 濃度が低く，損傷速度が遅い

る．また，Hoelzer ら(23)や Nicol ら(24)によって，温ほど Mn と Ni のクラスタリングが促進され，低損度 280℃で損傷量 0.06dpa まで中性子照射された純傷速度で高照射された低 Cu 材において Mn-Ni リッ

鉄に近い材料でバーガースベクトルが b ＝a〈100〉のチな析出物が形成することが予測された．一方，中格子間型転位ループが観察されているとともに，性子照射された Cu 含有量が 0.1wt％以下の実用低550℃で電子線照射された軟鋼でも b ＝a〈100〉の格子合金鋼においては，Mn-Ni リッチ析出物の形成を示

間型転位ループが観察されており (25)，われわれの唆する硬さや小角中性子散乱のデータがいくつか報

A533B 鋼におけるマトリックス損傷の観察結果と一告されている (7)(31)(32)．しかし，本研究および著者

致する．

らの既存の研究からイオン照射した低 Cu 材と中 Cu
材中に Mn-Ni-Si クラスタの形成が確認されており，

4.4

照射硬化

(１)

中性子照射と電子照射との比較

必ずしも低損傷速度の照射条件と低 Cu 量が Mn やNi の集積に必要ないことが明らかになっている．また，クラスタへの濃化度は Si が最も高くなってお本研究でシミュレーション照射に用いた 3MeV Ni

り，クラスタの形成に対して Si の影響が重要と考えイオンの場合，表面の極めて近傍に損傷形成領域はられるが，上述の Odette らのモデルでは Si を考慮限定される．このため，ナノインデンテーションをしていない．今後，空孔機構のみならず格子間原子用いて超微小硬度として損傷領域のうち表面から約機構も含んだ溶質原子のクラスタ形成に関するモデ

500nm までの平均硬さを測定している．超微小硬度

ルの検討が必要であると考えられる．

には押込み荷重依存性があり，荷重が小さくなるほど測定される硬さは大きくなる傾向がある．このた

4.3

マトリックス損傷

め，超微小硬度は中性子照射材や電子照射材で測定されるビッカース硬さと直接比較することができな

照射温度 290℃で損傷量 1000mdpa までイオン照い．しかし，超微小硬度とビッカース硬さ，耐力を射した Cu 濃度 0.16wt％の A533B 鋼（中 Cu 材）に結びつける手法がいくつか提案されている(26)．ここ

対して，マトリックス損傷の一つと考えられている

では，ビッカース硬さ（Δ Hv）と超微小硬度（Δ転位ループを TEM 観察した結果，試料内全体に渡H）の関係として，Δ Hv ＝ a(P)・Δ H を用いる．

りほぼ均一に形成している様子が観察された．転位

a(P)は比例定数であり，材料に無関係で，超微小硬ループの形成状態は，著者らがこれまでに同じイオ

度測定荷重（P）にのみ依存する．未照射材で測定

ン照射実験で得ている Cu 濃度 0.03wt％の低 Cu 材

された超微小硬度は測定荷重 P ＝ 250mgf で H ＝のデータ(18)と同様であった．Hoelzer ら(23)が純鉄で378 ± 25 であり，荷重 500g でのビッカース硬さの報告しているような転位線の片側に選択的に転位

測定値は Hv ＝ 201 ± 7 である．未照射材のデータ

ループが形成するといった不均一な形成は認められから a(250mgf)＝ 0.53 が算出される．本研究でのず，試料内全体に渡りほぼ均一に形成していた．観測 定 荷 重 範 囲 は 250mgf（未 照 射 材）〜390mgf

183で測定した超微小硬度は 150nm に押込み深さを制御

150

して表面から約 500nm までの平均硬さを測定しており，600〜1400mdpa の損傷量で生じるミクロ組織変化の分布を反映した硬さを測定していることになる．

100
ΔHv

こ の た め，厳 密 に は 得 ら れ た 硬 さ の デ ー タ は
1000mdpa の値とはいえない．この点も，イオン照

50

0

図 13

Ni ions 1x10 -4 dpa/s
KUR 9x10 -9 dpa/s
MTR 4x10 -9 dpa/s
electrons 2x10 -8 dpa/s

射材の超微小硬度データを中性子照射材や電子照射材のビッカース硬さと比較する際には損傷量の誤差として考慮する必要がある．また，ミクロ組織デー
タと硬さの関係の検討においても考慮する必要があ0500Dose (mdpa)

1000

照射に伴う A533B 鋼（0.16wt％ Cu）の硬化量
の比較

る．
(２)

マトリックス損傷の寄与

Ni イオン照射（損傷速度 1 × 10-4 dpa/s）した中Cu 材において，ミクロ組織変化として Cu リッチク
ラスタと Mn-Ni-Si クラスタの形成とともに，マト
リックス損傷として転位ループの形成が確認された．

（1000mdpa 照射材）である．また，この測定荷重条1000mdpa 照射材で観察された転位ループの平均直件 で Cu や Fe で 評 価 さ れ て い る a (P) の 値 は径は 2.7nm であり，数密度は 2 × 1022 m-3 であっ0.55〜0.60 である (26)．本研究では測定荷重範囲がた．同時に観察されるクラスタの数密度は 1.7 ×

比較的狭く，a(P)の値の変化も小さいと考えられる

1024m-3であり，転位ループに比べて 2 桁程度多い．

ため，荷重依存性を無視して，a(P)＝ 0.55 と仮定

すなわち，転位ループの形成は主要なミクロ組織変して超微小硬度からビッカース硬さを換算した．

化ではないことが分かり，硬化に対する影響も小さ

イオン照射材の照射硬化量を中性子照射および電いことが推測される．転位ループの硬化への寄与を子照射したデータと比較した結果を図 13 に示す．イ

定量的に評価することを目的に，転位ループ形成にオン照射の 500mdpa および 1000mdpa 照射でそれ伴う耐力の増加を Orowan モデルにより検討した．

ぞれΔ Hv ＝ 97 および 124 の硬化量であり，中性子

このモデルでは，耐力増加Δσloop は次式で表され照射の最大損傷量の 94mdpa での硬化量Δ Hv ＝ 86

る．

と比較して増加傾向にある．しかし，同一の照射量で比較すると，高損傷速度の 100mdpa 照射での硬Δσ loop=αGb N⋅d(2)

化量はΔ Hv ＝ 38 であり，測定誤差と損傷量の誤差

ここで，N は欠陥の密度，d は欠陥の直径，G はせを考慮しても，100mdpa 以下の損傷量ではイオン照ん断係数，b はバーガースベクトルの大きさであり，射の照射硬化量が低い傾向がある．このことから従a は 欠 陥 の 種 類 に よ り 異 な る 定 数 で あ る．a は来の中性子照射や電子照射のデータとイオン照射の0.2〜1 の範囲であり(33)，転位ループに対しては 0.4

データが必ずしも同一線上に載らないことが考えらがよく使用される．1000mdpa イオン照射した中 Cu

れる．図 13 中に実線で示したように，照射硬化の照材で観察された転位ループの平均直径および密度は

射量依存性に損傷速度による差が示唆された．

それぞれ 2.7nm および 2 × 1022 m-3 であり，バー

しかし，イオン照射では表面の極めて近傍に損傷

ガースベクトルが b ＝a〈100〉の格子間原子型である．

領域が限定されるだけでなく，損傷領域内で表面か

これらのデータを用いて転位ループ形成による耐力

ら深さ方向に損傷量の分布がある．このため，照射増加は 37MPa と計算される．なお，G は 49GPa，aに伴うミクロ組織変化も深さにより異なる．ナノイ

は 0.4 とした．転位ループ形成に伴う耐力の増加分

ンデンテーションで測定される硬さはこれらミクロ

は，硬さの増加量から見積もられる耐力の増加量

組織変化の分布を反映した値になる．3MeV Ni イオ（約 250MPa）に比べてかなり小さい．マトリックス

ン照射では本研究で損傷量を定義した 300nm の損傷

損傷として転位ループは存在するが，照射脆化への量が 1000mdpa の場合，表面から深さ 500nm で損傷寄与は小さいことが確認された．

量は 600mdpa から 1400mdpa に変化する．本研究(３)

クラスタの寄与

184

200
-4

Ni ions 1x10 dpa/s

0.16%Cu steel
0.03%Cu steel

200

MTR

4,8x10-9 dpa/s

KUR

1x10 dpa/s-8-8electrons 2x10 dpa/s

ΔHv

Hardness increase

300

100

100

0

図 14

0
0

0.01
0.02
Volume fraction of clusters

0.03

Ni イオン照射により形成したクラスタの体積率と硬さの増加量の関係

図 15

0

0.01
0.02
Volume fraction of clusters

0.03

A533B 鋼（0.16wt％ Cu）中のクラスタの体積率とビッカース硬さの増加量の関係の比較

照射硬化量をアトムプローブで観察された全ての体積率に対して硬化が小さい傾向は，Cu リッチク

クラスタの体積率で整理した結果を図 14 に示す．中ラスタと高 Si なクラスタの硬化係数が異なる可能性

Cu 材とともに同じ照射条件でイオン照射した低 Cuを示唆する．クラスタの組成および構造による硬化材のデータ(22)も同時に示した．クラスタのデータは係数の違いを明らかにすることはクラスタの脆化へ

損傷深さ 300nm のもので硬さの測定領域の一部ではの寄与度を評価する上で重要である．

あるが，硬さの増加量はクラスタの体積率データと高 Si なクラスタも Cu リッチクラスタと同様な硬比例関係にあり，中 Cu 材と低 Cu 材でほぼ同一直化モデルが適用できると考えられ，Cu リッチクラ

線上にあった．この結果は，測定された硬さのデー

スタの硬化モデルとして広く適用されている Rus-

タが 300nm 深さのミクロ組織データで比較的よく説

sell-Brown モデル(27)を用いて硬化係数を検討した．

明できることを示唆している．また，図 11 に示した

Russell-Brown モデルでは，耐力増加Δσppt は次式

ように，中 Cu 材と低 Cu 材中にイオン照射で形成で表される．

するクラスタの組成は異なるが，その差は比較的小さく，中性子や電子線照射と比較して非常に Si 濃度が高いクラスタを形成している．このような高濃度
Si のクラスタについては，多少 Cu や Mn，Ni 濃度が異なっても Si がクラスタの硬化係数を支配的に決定し，硬化に対して同等の寄与を示したことが考えられる．
図 15 に中 Cu 材中のクラスタの体積率に対してΔσ ppt=τ⋅F S
τ=(3)

E ppt 2 34
Gb
1−
E
L

r r 

(4)

E ppt
G ppt
r ppt
rc
1
+ln
=
ln
E
r0
r ppt
ln r cr 0 G



r 

r 

(5)

ここで，Fs はシュミット係数，τはせん断応力（MPa），Gppt はクラスタのせん断弾性係数，G はマ

ビッカース硬さの増加量をプロットした結果を示す．

トリックスのせん断弾性係数（＝ 49GPa），b はバー

イオン照射材のデータと中性子および電子照射材のガ ー ス ベ ク ト ル（＝ 0.25nm），r0 は 転 位 の 内 側 のデータは同一線上になく，高い損傷量のイオン照射

カットオフ半径（＝ 2.5 × b），rc は転位の外側の材の硬化が小さい傾向がある．表 3 に示したように

カットオフ半径（＝ 1000 × r0），r はクラスタ半径

イオン照射材と中性子および電子照射材中のクラス（nm），L はクラスタ間距離（＝ 1.77r/Vf1/2），Vfは

タの組成は異なっており，高損傷速度のイオン照射

クラスタの体積割合である．なお，この式では転位

では Cu をほとんど含まない Si 濃度の高いクラスタをらせん転位と仮定し，転位に関する定数 b，r0，rcが形成しているのに対し，低損傷速度の中性子およはよく使用される値を用いた(28)．クラスタのせん断

び電子照射では中心部で Cu 濃度が高く周辺部に弾性係数 Gppt の値はクラスタの組成や形状に依存

Mn/Ni/Si が濃化したシェル構造を持つ Cu リッチク

し，球形の純 Cu クラスタでは 30GPa であることがラスタが形成している．高 Si なクラスタが高密度に知られている．また，中程度 Cu を含有する実用低形成している高照射量のイオン照射材でクラスタの合 金 鋼 の Cu リ ッ チ ク ラ ス タ で は Gppt /G ＝

185

5.

ΔHv (estimated by cluster data)

200

まとめ
Cu 濃度 0.16wt％の A533B 鋼（中 Cu 材）の照射に伴う材料変化を詳細に把握するために，イオン照射により材料に最大で 1000mdpa の損傷を導入し，照射硬化を調べるとともに，クラスタの形成を 3 次
元アトムプローブ分析により調べ，転位ループの形

100

成を TEM 観察により調べた．得られた主な成果は

Gppt/G ion n&e0.6
0.7
0.8
0

図 16

0

100
ΔHv (measured)

200

イオン照射および中性子・電子照射下でのクラスタのせん断係数比（G ppt/G）

以下のとおりである．
(１) 押込み深さを制御したナノインデンテーション
硬さ測定の結果，照射損傷領域の硬さは照射量の増加に伴い増加した．10-9 〜10-8 dpa/s の損
傷速度の中性子および電子照射のデータとの比較により，硬さ増加の損傷量依存性は高損傷速度（1 × 10-4 dpa/s）で異なり，高損傷速度の方が低損傷領域での立ち上がりが緩やかである
ことが示唆された．

0.65〜0.7 が報告され (19)，Cu を 0.2〜0.4％含む溶
接金属では Gppt

(２) アトムプローブ分析の結果，100mdpa および/G ＝ 0.6 が報告されている(29)が，1000mdpa 照射した試料で，Si 濃度の高い Cu

本研究で観察されたような組成のクラスタについて

リッチクラスタと Mn-Ni-Si クラスタが共存しはよく分かっていない．表 2 および 3 にまとめたクて形成することが確認された．直径は 2〜3nm

ラスタの平均直径，数密度および体積率のデータをであり，Cu リッチクラスタの方が大きく，照用いて，Gppt/G をパラメータとしてイオン照射およ

射量の増加に伴い成長する傾向が認められた．

び中性子・電子照射下で形成したクラスタによる耐また，クラスタの密度は照射量の増加に伴い増力の増加量を計算した．なお，イオン照射材ではク加した．

ラスタを区別せず全クラスタに対するデータを用い(３) TEM 観察の結果，1000mdpa 照射した試料でた．得られた耐力の増加量をビッカース硬さの増加

転位ループの形成が確認された．転位ループの量に換算し，硬さの測定データと比較した結果を図

平均直径は 2.7nm であり，数密度は 2 × 1022

16 に示す．ビッカース硬さと耐力の関係として経験

m-3 であった．クラスタの数密度（1.7 × 1024

的によくΔσ＝ 3.27･Δ Hv (31) の関係が用いられる

m-3）に比べ 2 桁程度低く，転位ループの形成が，実用低合金鋼やそのモデル合金では 3 以下の比は主要なミクロ組織変化ではないことが分かっ

例定数となる報告もあり，ここでは中程度 Cu を含た．

有する実用低合金鋼の硬さと耐力データの関係(19)か(４) 照射に伴う硬さの増加量はクラスタの体積率でらΔσ＝ 2･Δ Hv として換算した．イオン照射下で整理可能であり，高照射量までクラスタの形成

形 成 し た 高 Si な ク ラ ス タ に つ い て は Gppt /G ＝が主要なミクロ組織変化であることが分かっ

0.7〜0.8 で計算値と測定値が 1 対 1 の関係になる．

た．

一方，中性子・電子照射下で形成する Cu リッチク

(５) クラスタの組成の違いによる照射硬化への影響

ラスタについては Gppt/G ＝ 0.6〜0.7 で計算値と測の差を検討した結果，高 Si なクラスタの硬化

定値が 1 対 1 の関係になる．データが限られるとと係数が Cu リッチクラスタに比べ同等もしくはもに比較的ばらつきが大きいが，Cu リッチクラス

僅かに小さいことが分かった．

タと比較して今回観察された高 Si なクラスタの硬化(６) クラスタの形成に対して，Cu のみならず Si が係数が同様ないしは僅かに小さいことが分かった．

重要な役割をもつことが分かった．これを基に，低 Cu 材では Si 核に Mn，Ni，Cu が空孔拡散機構で集積することでクラスタが形成し，
中 Cu 材では Cu 核と Si 核に Mn，Ni が空孔拡

186

散機構で Si が格子間原子機構で集積すること(14) P. Auger, P. Pareige, S. Welzel, J. -C. Van

でクラスタが形成されるというクラスタ形成機

Duysen, J. Nucl. Mater., 280, 331 (2000).

構の仮説を提案し，その成立性についての検討(15) P. Pareige, P. Auger, S. Welzel, J. -C. Van

を通して，今後の研究の方向性について有益なDuysen, S. Miloudi, Proc. 19th International

情報を得ることができた．

Symposium on Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1366, ASTM, p.435 (2000).

文献(16) A. Hempel, M. Saneyasu, Z. Tang, M. Hasegawa, G. Brauer, F. Plazaola, S. Yamaguchi, F.

(１) J.R. Hawthorne, Proc. International Symposium

Kano, A. Kawai, Proc. 19th International

on Effects of Radiation on Materials, ASTM

Symposium on Effects of Radiation on Mate-STP 484, 96 (1970).

rials, ASTM STP 1366, ASTM, p.560 (2000).

(２) ASME Sec. XI Appendix A (1974).
(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.
(６) S. B. Fisher, J. E. Harbottle, N. Aldridge, Phil.
Trans. Roy. Soc., A315, 301 (1985).
(７) G.R. Odette, G.E. Lucas, Rad. Eff. & Defects in
Solids, 144, 189 (1998).
(８) M.G. Burke, S.P. Grant, M.K. Miller, Proc. 4thInternational Symposium on Environmental
Degradation on Materials in Nuclear Power
Systems-Water Reactors, NACE, p.2 (1989).
(９) C.A. English, W.J. Phythian, J.T. Buswell, J.R.

(17) K. Fukuya, K. Ohno, H. Nakata, S. Dumbill, J.M.
Hyde, J. Nucl. Mater., 312, 163 (2003).
(18) K. Fujii and K. Fukuya, J. Nucl. Mater., 336, 323(2005).
(19) K. Fukuya, K. Ohno, H. Nakata, INSS MONOGRAPHS No. 1, Institute of Nuclear Safety
System,Incorporated,Japanese］.
Nagai and M. Hasegawa, J. Nucl. Mater., 340,
247 (2005).
(21) K. Fujii, K. Fukuya, Y. Nagai, M. Hasegawa, T.
Ohkubo, K. Hono, T. Yoshiie, INSS Journal, 12,
240 (2005).
(22) K. Fujii, K. Fukuya, T. Ohkubo, K. Hono, INSS
Journal, 13, 137 (2006).
(23) D.T. Hoelzer, F. Ebrahimi, Mat. Res. Soc. Symp.
Proc.（Materials

al Symposium on Effects of Radiation on(1995)57.

(1992).
(10) J. -C. Van Duysen, J. Bourgoin, C. Janot, J. M.
Penisson, Proc. 15th International Symposium
on Effects of Radiation on Materials, ASTM
STP 1125, ASTM, p.117 (1992).
(11) P. Auger, P. Pareige, M. Akamatsu, J.-C. Van
Duysen, J. Nucl. Mater., 211, 194 (1994).
(12) P. Auger, P. Pareige, M. Akamatsu, D. Blavette,
J. Nucl. Mater., 225, 225 (1995).
(13) S. Miloudi, J. -C. Van Duysen, P. Auger, P.
Pareige, Proc. 7th International Symposium on(2001), ［in(20) K. Fujii, K. Fukuya, N. Nakata, K. Hono, Y.

Hawthorne, P.H.N. Ray, Proc. 15th InternationMaterials, ASTM STP 1125, ASTM, p. 93

Japan

Research

Society）, 373(24) A.C. Nicol, M.L. Jenkins, M.A. Kirk, Mat. Res.
Soc. Symp. Proc., 650 (2001) R1.3.1.
(25) E.A. Little, B.L. Eyre, Metal Science Journ., 7(1973) 100.
(26) 微小試験片材料評価技術の進歩，日本原子力学会，(1992).
(27) K.C. Russell and L.M. Brown, Acta Metalllugica,
20, 969 (1972).
(28) R. Kampmann et al., Proc. 7th Int. Symp. on
Environmental Degradation of Materials in
NuclearPower

System-Water

Reactors,

NACE, p.679, (1995).

Environmental Degradation on Materials in(29) R.G. Carter, N. Soneda, K. Dohi, J.M. Hyde, C.A.

Nuclear Power Systems-Water Reactors, NACE,

English and W.L. Server, J. Nucl. Mater., 298,

p.1179 (1995).

211 (2001).

187(30) N. Soneda, S. Ishino, A. Takahashi, K. Dohi, J.
Nucl. Mater., 323, 169 (2003).
(31) J.M. Hyde, D. Ellis, C.A. English, T.J. Williams,
Proc. 20th International Symposium on Effectsof Radiation on Materials, ASTM STP 1405,
ASTM, p.262 (2001).
(32) T. J. Williams and W. J. Phythian, Proc. 17th
International Symposium on Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1270, ASTM, p.
191 (1996).
(33) G.E. Lucas, J. Nucl. Mater., 206, 287 (1993).
(34) J. F. Ziegler, J. P. Biersak, U. Littmark, The
Stopping and Range of Ions in Solids, Pergamon, New York, 1985.
(35) D.B Williams, C.B. Carter, Transmission Electron Microscopy, Kluwer Academic / Plenum
Publishers, New York.