INSS JOURNAL Vol . 29 2022 NT-3120

原子炉容器鋼中の溶質原子クラスタ形成に対する Ni の影響
Effect of Ni on Solute Atom Clustering in Reactor Vessel Steels藤井＊1

克彦 （Katsuhiko Fujii）

福谷＊1

耕司 （Koji Fukuya）

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，原子炉容器鋼のモデル合金である Fe-Mn-Ni 合金および Fe-Mn 合金に対して，Fe イオン照射試験とアトムプローブ分析を実施し，低照射量での溶質原子クラスタ形成に対する Ni の影響を調べた．
照射量 0.026dpa ではクラスタの大きさと密度に Ni 濃度による違いはほとんどないが，照射量の増加に伴い Ni 濃度が高いほどより小さなクラスタが高密度に形成した．また，照射量の増加に伴いクラスタ中の Ni 濃度も増加する傾向があった．これらの結果は照射により誘起された
Ni の集積が溶質原子クラスタを安定化するとともに，高照射領域で Ni が溶質原子クラスタの形成を促進し照射脆化に寄与することを示唆する．
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

Abstract To investigate the influence of Ni on the solute atom clustering in the reactor vessel steels irradiatedby neutrons, ion-irradiation experiment was carried out using Fe-1.5Mn-xNi alloys with Ni concentration, x
between 0 and 2 wt%. Specimens irradiated by iron ions at 290°C to 0.16 dpa were examined by atom probe
tomography. At an irradiation dose of 0.026 dpa, there was almost no difference in the size and number densityof the clusters depending on the Ni concentration, but as the irradiation dose increased, smaller ones formed
at higher number densities as the Ni concentration increased. In addition, the Ni concentration in the cluster
tended to increase as the irradiation dose increased. These results indicated that the accumulation of Ni
induced by irradiation stabilizes the solute atom clusters, and that Ni promotes the formation of solute atomclusters in the high irradiation region and contributes to irradiation embrittlement.
Keywords

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

はじめに

1.

の硬化への寄与度を明らかにすることが重要である．
最近の研究から，溶質原子クラスタとして銅（Cu），マ

軽水型発電炉の原子炉容器鋼の照射脆化は重要なンガン（Mn），ニッケル（Ni），シリコン（Si）が集積

高経年化事象の一つである．このため，非常に多くのしたクラスタが形成されること，マトリックス損傷と研究が行われ，延性－脆性遷移温度の上昇や上部棚吸して格子間原子型の転位ループが形成されることが収エネルギーの低下に関するデータの蓄積とこれを明らかになっている(10)～(13)．また，溶質原子クラスタ

用いた現象論的な脆化予測式の改良が行われてきたの組成が材料の組成に依存すること，形成したクラス(1)～(4)タの体積率によって硬化量を比較的よく整理でき，脆

物理的な脆化機構に立脚した予測式の開発が進めら化の主要因は溶質原子クラスタの形成であると考え．また，脆化因子が次第に明らかになるにつれて，(5)～(8)，国内では 2007 年に日本電気協会の電気技術られることが報告されている(12)(13)．しかし，溶質原子

規格 JEAC4201「原子炉構造材の監視試験方法」が改訂

クラスタ，特に Cu を含まない Mn-Ni-Si クラスタ等のれ(9)された ．原子炉容器に使用されている A533B 鋼等の形成機構や，転位ループのクラスタ形成核としての役低合金鋼では，ナノメートル(nm)・スケールの極めて割，クラスタを構成する個別元素のこれらへの影響に

微細な溶質原子クラスタの形成やマトリックス損傷

ついては十分に解明されていない．

と呼ばれる照射欠陥集合体の形成が照射脆化因子で脆化予測の高度化の動向については，九州電力株式あり，照射脆化機構の解明には材料組成や照射条件が会社玄海発電所 1 号機等，加圧水型原子炉

異なる場合の照射ミクロ組織変化を把握して，それら（pressurized water reactor, PWR）で得られた長時※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 . 29 2022 NT-3121間の監視試験データにおいて，規格 JEAC4201-2007 に硬化が小さくなる機構が考えられた．一方で，Mn を含基づく予測を上回る傾向にある場合があった．このたまない合金ではクラスタの数密度が低く，Mn が溶質

め，最新の監視試験片の測定結果と加速照射による高原子クラスタの形成に強く影響することが示唆され照射量データを加えるとともに，高照射量のデータにた．ただし，照射実験は，深さ 600 nm での照射量が重み付けし，高照射量領域の予測精度を上げた係数の1 dpa から 5 dpa の範囲であり，PWR の原子炉容器の設定による予測式の見直しが進められ，「2013 年追補

60 年運転を想定した場合の照射量 0.1 dpa に比べて(14)

．さらに，2013 年以降に高い照射量条件である．このため，溶質原子クラスタ

も高照射量の監視試験データが蓄積されており，これの形成の初期過程への個別元素の影響というよりは(15)

むしろ，ループ状の Mn や Ni，Si の集積が観察されて次回改訂でもミクロ組織変化も踏まえた精緻な予測いることからも，照射ミクロ組織変化のかなり進んだ版」として改訂されているを反映した JEAC4201 の改訂も検討され始めている

．

(16)

が取り入れられると考えられ，高照射量までの脆化

状態での影響を明らかにした結果と考えられる．

機構を確認していくことが重要であり，溶質原子クラ

そこで，本研究では，溶質原子クラスタ形成に対すスタを構成する Cu，Mn，Ni，Si の個別元素の脆化にる Ni の影響を調べることを目的にして，Ni 濃度を 0

対する影響を理解することも必要である．

から 2 wt%の範囲で変化させた Fe-1.5Mn-xNi 合金 4

そこで，溶質原子クラスタを構成する Cu，Mn，Ni，種に，可能な限り低い損傷速度（1×105 dpa/s）で，

Si の個別元素のミクロ組織変化と硬化に対する影響

低照射量（最大 0.16 dpa）のイオン照射実験を行っを調べるために，低 Cu 濃度の実用低合金鋼の化学組

た．これにより，溶質原子クラスタの形成の初期過程

成を模した Fe-1.5Mn-0.5Ni-0.25Si 合金をベースにを把握し，照射脆化に対する Ni 影響を調べた．

した原子炉容器鋼モデル合金 10 種を 290℃でイオン照射した後，硬さを測定して照射硬化挙動を調べると

2. 実験方法

ともに，アトムプローブ(atom probe tomography,
APT)分析で硬化因子を調べた(17)．その結果，すべての

2.1 供試材

試料に溶質原子クラスタの形成が確認され，球状のク
ラスタに加えて，棒状の Mn や Mn/Ni のクラスタの形

本研究で用いた材料は，原子炉容器鋼モデル合金の成が認められた．Fe-1.5Mn-xNi 合金系では，Ni 濃度

Fe-Mn-Ni 合金および Fe-Mn 合金である．表 1 に化学が高くなるほどループ状の Mn/Ni の集積が顕著にな組成を示す．

り，Mn 単独の集積は減少する傾向があった．これは Ni

試験片形状は，長さ 4 mm，幅 2 mm，厚さ 0.4 mm のの添加が転位ループの形成を促進し，その転位ループ板状である．イオンを照射する面は，エメリー紙#1200に Mn が集積することで，Mn の単独の集積・クラスタ

まで湿式研磨した後，粒径 3 m のダイヤモンドでバ化が抑制されたと考えられた．また，Fe-1.5Mn-xSi 合フ研磨した．さらに，コロイダルシリカ 0.02 m でダ

金系では，Si 濃度の増加に伴い Mn クラスタが認めら

イヤモンド研磨による変質層を取り除いた．

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2.2 イオン照射

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イオン照射は京都大学イオン照射設備 DuET で実施

た．Si が共存すると，Si と転位ループ等の点欠陥シした．照射には，6.4 MeV の Fe3+イオンを用いた．照ンクとの反応が先行することで Mn の集積は抑制され

射温度は 290C であり，深さ 600 nm での損傷速度は

表 1 試料の化学組成(wt%)
Alloy
FeMn
FeMn0.5Ni
FeMn1Ni
FeMn2Ni

C
0.004
0.003
0.004
0.003

Si
<0.01
<0.01
<0.01
<0.01

Mn
1.54
1.51
1.66
1.59

P
0.001
0.001
0.001
<0.001

S
0.002
0.001
0.002
0.002

Ni
<0.01
0.53
1.01
1.98

Cu
<0.01
<0.01
<0.01
<0.01

O
0.00400.00400.00380.0059N
0.00040.00060.00050.0003

Fe
Bal.
Bal.
Bal.
Bal.

122

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1.4×105 dpa/s である．損傷量は 0.026 dpa，0.074

Ni合金では，質量が58のFeとNiを分離できない．そこ

dpa，0.158 dpa の 3 条件とした．なお，照射量はイオ

で，便宜上，元素58として解析を行った．なお，３次(18)

ン注入解析用ソフトウェア SRIM2006 を用い，純 Fe

元像形成処理においては，アトムマップのz方向長さを仮定してはじき出しエネルギーを Ed = 40 eV としを最適化するために，電界蒸発場（Evaporation Field）て計算した．

30.0 V/nm と ア ト ム マ ッ プ の 伸 長 係 数 （ Image
Compression Factor）1.65を用いた．

2.3 硬さ測定
3. 結果
硬さは，超微小押し込み硬さ試験機（ELIONIX ENT2100）を用い，ナノインデンテーションにより押込み

3.1 硬さ測定

3+

深さ 300 nm で測定した．6.4 MeV Fe イオン照射では，ピーク損傷深さは約 1500 nm であり，最大深さは各モデル合金に対して測定された硬さを図 1 に示

約 2000 nm である．照射材では超微小硬さ測定の押込す．未照射材（図中 0dpa）の硬さは Ni の添加量に伴

み深さの４倍程度の深さ領域が塑性変形し，この領域

い増加する傾向がある．すべての合金で照射硬化が認の硬さの平均値が測定される．今回の測定では押込みめられた．図 2 に照射による硬さの増加量を Ni 濃度

深さを 300 nm とすることで損傷領域のみの硬さを得に対して示した．低照射量の 0.026 dpa 照射では Ni

た．また，20 個以上の結晶粒に対して測定を行い，結濃度の増加に伴い硬さの増加量は小さくなる傾向が晶方位と圧子との幾何学関係による硬さの測定値へ認められた．また，0.074 dpa 照射でも Ni 濃度の増加の影響を平均化した．

2.4 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．測定はレーザーパルスモード
で行い，試料温度は208C，レーザー出力は0.2 nJとした．
測定用の針状の試料は，集束イオンビーム（focusedion beam, FIB)加工装置（HITACHI製NB5000）を用いて作製した．FIBのマイクロサンプリング機構を用い

図１
硬さの測定結果
図1 硬さの測定結果て微小サンプル(2 × 2 × 10 ｍ)を切り出した後，タングステン（W）ニードルの先端にW蒸着で固定し，リング状にビームを走査して試験片を削り円錐状に加工した．なお，加工の進行に伴いリングの大きさとイオンビームの強度と加速電圧を小さくすることで，加工ビームの影響を極力排除し先端径0.1 mの針状に加工した．
APT測定で収集したデータは，質量／電荷比ごとに元素の種類を決定し，各元素の３次元像形成処理（測定したデータからアトムマップを再構成するコンピ
ュータ処理）を行った．多くの元素において，質量／電荷比は元素固有の値となり，Fe-Mn合金ではすべての同位体を分離して評価が可能である．一方，Fe-Mn-

図２
硬さの増加量とNi
Ni 濃度の関係
図
2 硬さの増加量と濃度の関係

INSS JOURNAL Vol . 29 2022 NT-3123に伴い硬さの増加量は小さくなる傾向が認められたが，その減少傾向は小さくなった．一方，照射量 
GSD では，1L 濃度の増加に伴い硬さの増加量は大きくなる傾向であった．この結果は，1L 濃度により照射によるミクロ組織変化が異なり，照射量依存性も異なる
ことを示唆する．
ことを示唆する．


3.2 アトムプローブ測定
図に， GSD照射された)H0Q1L合金試料を例にアトムマップを示した．球形の0Qと1Lが集積した溶質原子クラスタの形成が認められる．また，1Lが濃化したのと同じ場所で元素の濃化も認められる．これ
は溶質原子クラスタに含まれる元素の多くが1Lで  照射量 
GSD
GSD

あることを示唆する．そこで，溶質原子クラスタの解析では，元素を1Lとして取り扱った．
析では，元素を1Lとして取り扱った．
すべての試料で0Qと0Q1Lのクラスタの形成が確認された．図に，各照射量における溶質原子クラスタの形成に対する1L濃度の影響を0Qと1Lのアトムマッ
プで比較した図を示す．アトムマップは微細なクラス
タが識別しやすいように厚さ QPで切り出したものである．微細な溶質原子クラスタが高密度に形成していることが分かる．また，照射量が増加するとともに溶質原子クラスタの形成が促進され，1L濃度が高くなるほどクラスタが微細になる傾向が認められた．
るほどクラスタが微細になる傾向が認められた．
溶質原子クラスタを定量的に検討するため，再帰的探査アルゴリズムに基づくクラスタ解析を行った．なお，1L のみが集積した溶質原子クラスタは今回観察  照射量 GSD
GSD

されなかったため，0Q をクラスタのコア原子と仮定
してクラスタの抽出を行った．ここでは，互いの距離  照射量 GSD
GSD アトムマップの例

アトムマップの例
図トムマップの例
ア0.158dpa
FeMn2Ni
合金試料GSD
GSD 照射照射)H0Q1L
合金試料

図３

質原子クラスタ形成に対する照射量と
溶質原子クラスタ形成に対する照射量と図４図溶
Ni 濃度の影響
1L 濃度の影響
濃度の影響

124

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図 5 には，各合金試料における照射量による溶質原子クラスタのサイズ分布の変化を示した．FeMn 合金
試料では，照射量が 0.026 dpa では直径が 2 から 4 nm
で 3 nm に大きさのピークを持つ Mn クラスタのみが存在するが，照射量の増加に伴い直径が 5 nm の位置に新たなピークを生じるようになり，0.158 dpa の照射では直径が 3 nm と 5 nm にピークを持つクラスタが同程度存在するようになる．これは照射初期に形成した溶質原子クラスタの一部が成長したことを示唆する．
一方，FeMn0.5Ni 合金試料では，照射量の増加に伴いクラスタのサイズ分布が広がるとともに，ピークが大きい側にシフトする傾向があるが，FeMn 合金試料に見られたような明確なバイモーダルなサイズ分布とはならない．さらに，Ni 濃度が増加すると，照射量が増加してもサイズ分布はほとんど変化せず，ピークが大きい側にわずかにシフトするのみである．また，Ni
濃度が 0.5 から 2.0 wt%の範囲では，Ni 濃度の増加に伴いクラスタのサイズ分布の幅が狭くなる傾向があり，より大きさがそろった溶質原子クラスタが存在していることを示す．これらの結果から，Ni の添加には照射初期に形成する溶質原子クラスタを安定化する寄与があり，Ni 濃度が高くなるほどその影響が大きくなることが示唆される．
図 6 には，同一の照射量での溶質原子クラスタの数
密度分布に対する Ni 濃度の影響を比較した．なお，
縦軸は全体の数密度にサイズの頻度分布をかけたものである．照射量が 0.026 dpa では，溶質原子クラス
タの直径ごとの数密度の分布に，合金による顕著な違いは認められない．しかし，照射量の増加に伴い Ni 濃
度による違いが明確に認められるようになり，Ni 濃
度が高いほどクラスタの数密度は増加した．これは，Ni の添加が溶質原子クラスタを安定化するのみならず，形成を促進する寄与があることを示す．この結果
は Ni 濃度が高い原子炉容器鋼でより照射脆化が進むという中性子照射材での知見と一致する．
図 7 には，各合金試料についてクラスタの Mn と Niの組成と大きさの関係を示した．合金の Ni 濃度によ各合金試料での溶質原子クラスタのサイ
図５図 5
各合金試料での溶質原子クラスタのサイズ分布の照射による変化
ズ分布の照射による変化

らずクラスタの Mn 濃度は 20 から 60 at%の範囲に分布しており，Fe-1.5Mn 合金試料との差は認められな
い．Fe-1.5Mn 合金試料のクラスタ直径と Mn 濃度の関が 0.8 nm 以下で 20 個以上の Mn が集積した状態にあ係の照射量による変化をみると，照射量の増加に伴いるものをクラスタのコアと判断した．さらに，0.5 nm

Mn 濃度が 30%程度の大きなクラスタが形成していく

以内の距離にコア原子が 3 個以上ある Mn 以外の原子様子が認められる．ただし，小さなクラスタの塊にはをクラスタに帰属する原子として評価した．

大きな変化は認められない．これに対して，Ni を含む

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合金では，成長したクラスタが形成しなくなり，Ni 濃
度が高いほどその抑制効果は顕著であった．また，Ni
濃度が高いほどクラスタの Ni 濃度も高くなる傾向があり，照射量の増加に伴い増加する傾向も認められた．
これに対して Mn 濃度は照射量が増加しても変化しな
い．図 8 に各合金に形成する Ni を含まない（Ni 濃度
0 at%）クラスタの割合の照射量による変化を示した．
合金の Ni 濃度が高いほど割合は小さい．また，照射量の増加とともに割合は低下した．この結果は，まず照射により Mn の集積を主としたクラスタが形成し，これに Ni が集積するクラスタの形成機構を示唆する．
図 9 に溶質原子クラスタの平均直径，数密度，体積率の比較を示した．平均直径は照射量とともに増加す

6 質原子クラスタのサイズ分布に対する溶質原子クラスタのサイズ分布に対する図６図溶
Ni 濃度の影響
Ni 濃度の影響

図
7 溶質原子クラスタの大きさと組成の関係
図７
溶質原子クラスタの大きさと組成の関係

125

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Niを含まないクラスタの割合の照射による変化を含まないクラスタの割合の照射によ
図８図 8
 Ni
図 8 Ni を含まないクラスタの割合の照射による変化る変化
図 8 Ni を含まないクラスタの割合の照射による変化る傾向があった．また，Ni 濃度が高くなるほど小さくる傾向があった．また，Ni 濃度が高くなるほど小さくなった．数密度は，Ni を含む合金では，照射量とともなった．数密度は，Niを含む合金では，照射量とともる傾向があった．
また，
Ni 濃度が高くなるほど小さくに増加する傾向があり，Ni 濃度が高くなるほど大きに増加する傾向があり，Ni
濃度が高くなるほど大きなった．数密度は，Niを含む合金では，照射量とともな増加を示した．これに対して Ni を含まない FeMn 合な増加を示した．
これに対してNi を含まない FeMn 合に増加する傾向があり，Ni 濃度が高くなるほど大き金試料では，数密度は照射量の増加によりほとんど変金試料では，
数密度は照射量の増加によりほとんど変な増加を示した．
これに対して Ni を含まない FeMn 合化しなかった．図 10 には，溶質原子クラスタの Mn 濃
化しなかった．図
10 には，溶質原子クラスタの Mn 濃
金試料では，数密度は照射量の増加によりほとんど変度 と Ni 濃 度 の 比 較 を 示 し た ． FeMn 合 金 試 料 と度 と Ni 濃 度 の 比を 示 し た ． FeMn 合 金 試Mn
料と化しなかった．図10較には，溶質原子クラスタの濃
FeMn0.5Ni 合金試料では照射量の増加に伴う Mn 濃度
FeMn0.5Ni
濃度度と Ni 濃合金試料では照射量の増加に伴う度 の 比 較 を 示 し た ． FeMn 合 金Mn
試料との変化はほとんどない．これに対して，FeMn1Ni 合金の変化はほとんどない．これに対して，FeMn1Ni
合金
FeMn0.5Ni 合金試料では照射量の増加に伴う Mn 濃度
試料と FeMn2Ni 合金試料では照射量の増加に伴い Mn
試料と FeMn2Ni 合金試料では照射量の増加に伴い
Mnの変化はほとんどない．これに対して，FeMn1Ni
合金
濃度はわずかに減少した．これは，Ni 濃度の増加によ濃度はわずかに減少した．
これは，Ni 濃度の増加によ
試料とFeMn2Ni 合金試料では照射量の増加に伴い
Mn
るためである．1 wt%以上の Ni 濃度の合金において，るためである．1 wt%以上のNi 濃度の合金において，濃度はわずかに減少した．
これは，Ni 濃度の増加によ照射に伴い溶質原子クラスタの組成が変化していく
照射に伴い溶質原子クラスタの組成が変化していく
るためである．1 wt%以上の Ni 濃度の合金において，ことが確認された．
ことが確認された．
照射に伴い溶質原子クラスタの組成が変化していくことが確認された．

4. 考察
4. 考察
4. FeMnNi合金を290℃で照射量0.16
考察dpaまで加速器でFeMnNi合金を290℃で照射量0.16 dpaまで加速器で可能な最も低い電流密でイオン照射した結果，硬さの可能な最も低い電流密でイオン照射した結果，硬さのFeMnNi合金を290℃で照射量0.16 dpaまで加速器で増加とMn-Niが集積した溶質原子クラスタの形成が認増加とMn-Niが集積した溶質原子クラスタの形成が認可能な最も低い電流密でイオン照射した結果，硬さのめられた．図11にクラスタの平均直径と数密度から計められた．
図11にクラスタの平均直径と数密度から計増加とMn-Niが集積した溶質原子クラスタの形成が認められた．図11にクラスタの平均直径と数密度から計

図 9 溶質原子クラスタの直径と数密度，体積
図 9 溶質原子クラスタの直径と数密度，体積率の照射による変化
率の照射による変化
図 9図９
溶質原子クラスタの直径と数密度，体積溶質原子クラスタの直径と数密度，

体積率の照射による変化率の照射による変化

図 10 溶質原子クラスタの Mn, Ni 濃度
図図1010 溶質原子クラスタのNi濃度
濃度
溶質原子クラスタのMn,
Mn,Ni
図 10 溶質原子クラスタの Mn, Ni 濃度

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127

算した体積率の平方根と硬さの増加量の関係をまと観察を実施し，定量的なTEMデータの評価が必要であめて示した．なお，これまでに報告しているMn濃度をる．また，JMTR等で中性子照射されたモデル合金によ0.2から1.9 wt%変化させたFe-Mn合金試料のデータもる検討も重要と考えられる．

合わせて示した(19)．照射温度は290℃で，損傷速度は-4

FeMn 合金試料について溶質原子クラスタのサイズ

1.110 dpa/s，照射量は0.12 dpaと1.01 dpaであり，分布と Mn 濃度の変化を調べた結果として，図 5 と図

今回の照射と比較して損傷速度と照射量ともに約107 に示したように，照射量の増加に伴い直径が 4～6倍の照射条件である．合金組成によらずクラスタの形

nm で，Mn 濃度が 30 at%程度でばらつきの小さい溶質

成量と硬さの増加量には比較的良い相関が認められ原子クラスタが増加していくことが確認されている．

た．また，FeMn合金試料のデータはFe-Mn合金試料のまた，図 9 に示したように溶質原子クラスタの数密度

データの範囲とよく一致しており，今回の範囲では損は照射量の増加によりほとんど変化しなかった．これ

傷速度の違いによらず類似のMnクラスタが形成し硬らの結果を合わせて考えると，照射の初期に形成した化を生じていることが分かった．また，Niを添加した

Mn クラスタの一部が成長して一定組成の相へ変化し合金試料のデータもFe-Mn合金試料のデータの範囲とていくことが推察される．Fe-Mn 合金の平衡状態図によく一致しており，MnクラスタとMn-Niクラスタで硬よると，イオン照射を行った 290℃での体心立方晶の化係数に大きな違いがないことを示唆する．ただし，

Fe（bcc-Fe）中の Mn の固溶量は約 3 wt%であり，Fe-

FeMn1Ni合金試料とFeMn2Ni合金試料では高照射量で1.5Mn 合金試料中の Mn は熱力学的には固溶状態にあクラスタの体積率が大きくなると硬化量が大きくなる．しかし，照射により導入される空孔等の点欠陥をる傾向が認められる．予備的に実施したTEM観察では，考慮した照射による溶解度曲線の移動や不飽和固溶

図12に示したように，照射量0.158 dpaのFeMn合金試体からの析出が報告されている(20)～(22)．空孔濃度をほ料では3 nmから10 nmの大きさの転位ループが数密度

ぼ一定とみなすことができる定常状態に達した被照22-3m のオーダーで形成していることが認められて射状態では，擬平衡的な状態となり相図が変化するこいる．また，より高い照射量までイオン照射したFe-とが考えられる．仮に，Mn の固溶限が低下し，一部のMn-Ni合金において，Ni濃度が高くなるほどループ状

Mn が析出すると仮定すれば，Mn 濃度が 40 wt%程度ののMn/Niの集積が顕著になり，Mn単独の集積が減少す

面心立方晶（fcc）相が形成することになる．この fcc(17)．この原因として，Niの添相の Mn 濃度は，照射量の増加に伴い形成する溶質原加が転位ループの形成を促進することが提案されて子クラスタの Mn 濃度 30 at%に近い値である．この仮いる．Niを添加した合金試料において高照射量で硬さ説によれば，Mn クラスタは照射誘起で形成したことが増加する傾向がみられた理由には，転位ループの形になる．しかし，純 Fe に比べて Fe-Mn 合金で転位ル成の違いによると推察される．今後，より詳細なTEM

ープの形成が促進されることが報告されている(23)．ま

図 11
図 11
 溶質原子クラスタ形成と硬さの増加量の溶質原子クラスタ形成と硬さの増加量の関係

12射量
照射量
の FeMn合金試料の図 12図 照0.1580.158
dpa のdpa
FeMn
合金試料のTEM 暗視野
観察結果（ビームの入射方向は
B=[012]，回折ベク
TEM
暗視野観察結果(ビームの入射方向は
トルは g=200）10ることが報告されている関係

B=[012]，回折ベクトルは g=200)

INSS JOURNAL Vol . 29 2022 NT-3

128

た，Fe 中に形成した<111>転位ループ内の周辺部に Mnradiation embrittlement resistance of A533-

や Si，P が偏析することが密度汎関数理論計算で示さ

B steel through control of selected residual(24)．これらを考慮すると，自己格子間原子

elements,” Proc. International Symposium（SIA）ループが形成し，これに Mn が集積することで，

on Effects of Radiation on Materials, ASTM

局所的に Mn 濃度が固溶限を上回り，Mn の析出相とし

STP 484, p.96 (1970).

れているて Mn クラスタは照射誘起で形成したことになる．ど(2) ASME Sec. XI Appendix A (1974).

ちらの説が正しいかを確認するためには，転位ループ(3) USNRC Regulatory Guide (R.G.) 1.99 Rev.1

への Mn 等の偏析を調べる必要がある．今後，TEM とSTEM/EDS を用いた観察により，転位ループと Mn や Niの集積との関係を調べることが重要である．ただし，
APT 観察ではループ状の Mn の集積は認められていな
い．
クラスタの数密度がほとんど変化しなかった理由
としては，数密度51023 /m3からクラスタの平均間隔を算出すると12.6 nmとなり，クラスタの大きさを考慮(1977).
(4) USNRC Regulatory Guide (R.G.) 1.99 Rev.2(1988).
(5) E.D.

Eason,

Wright,

J.E.

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(6) ASTM E900-2, “Standard Guide for Predicting

すると，8 nm程度，大きさの2倍程度しか離れて存在

Radiation-Induced

Transition

Temperature

しておらず飽和状態にあることが原因であると考えShift for Reactor Vessel Materials, E706

られる．なお，Niを含む合金試料についても，より高(IIF),” Annual Book of ASTM Standards,

い照射量ではクラスタの存在が飽和し，数密度は一定

Vol.12.02, American Society for Testing andになると推察され，図9に示した数密度の照射量に伴Materials, West Conshohocken, PA.

う変化でもその傾向が認められる．

Kirk,(7) M.E.

“ScheduleandStatus:PTS

Rulemaking, RG.1.99 Revision, Appendix G

5. まとめResearch

Activities,”

ASTM

E10.02

Committee Meeting, Anaheim, CA, USA, January
溶質原子のうち Ni について，原子炉容器の照射脆2007.

化への影響を検討した．原子炉容器鋼のモデル合金で(8) 曽根田直樹, 土肥謙次, 野本明義, 西田憲二,

ある Fe-Mn-Ni 合金および Fe-Mn 合金に対して，Fe イ

石野栞, “軽水炉圧力容器鋼材の照射脆化予測

オン照射試験を実施し，低照射量での照射ミクロ組織法の式化に関する研究 －照射脆化予測法の開変化への Ni 影響を検討した．

発－,” 電力中央研究所報告 Q06019 (2007).

その結果，Mn および Mn と Ni が集積した溶質原子(9) （社）日本電気協会, 「原子炉構造材の監視試験

クラスタの形成が低照射量から硬化を生じる主要な方法 JEAC4201-2007」, 電気技術規程，原子力編，因子であることが確認された．さらに，Fe-Mn 合金試

2007.

料でも Fe-Mn-Ni 合金試料でも溶質原子クラスタの体(10) C. English, J. Hyde, “Recent progress in

積率の平方根と硬さの増加量の関係はよく一致して

the understanding of RPV embrittlement,”

おり，Mn クラスタも Mn-Ni クラスタも同等の硬化係

Proc. Int. Symp. on Research for Aging

数であることが明らかになった．ただし，Fe-Mn-Ni 合Management of Light Water Reactors, INSS,

金試料では高照射量で硬化量が大きくなる傾向が認

p.307 (2008).

められ，Ni 添加による転位ループ形成の促進の影響(11) M.

Hasegawa,

Y.

Nagai,

T.

Toyama,Y.

が示唆された．今後より詳細な TEM 観察による定量的

Nishiyama, M. Suzuki, A. Almazouzi, E. van

な検討が必要である．

Walle,

R.

Gerard,“EvolutionofIrradiation-Induced Cu Precipitation and

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Pressure Vessel Steels of Nuclear Power(1) J.R. Hawthorne, “Demonstration of improved

Reactors:

Positron

Annihilation

and3

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changeshardening
in

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and
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