INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6102

PWR 一次系模擬水中でのイオン照射した
ステンレス鋼の腐食挙動
Corrosion Behavior of Ion-irradiated Stainless Steel in Simulated PWR Primary Water
三浦

照光（Terumitsu Miura）＊1

藤井克彦（Katsuhiko Fujii）＊1

西岡

弘雅（Hiromasa Nishioka）＊1

福谷耕司（Koji Fukuya）＊1

要約
照射誘起応力腐食割れの機構を腐食の観点から検討するため，Fe イオン照射した冷間加
工 SUS316 ステンレス鋼を 320℃の PWR 一次系模擬水中で 1000 時間の腐食試験に供し，腐食挙動に及ぼす照射影響を調べた．酸化膜の構造と組成は未照射材と共通しており，Fe を主体とするス
ピネル酸化物の外層と Fe と Cr を主体とするスピネル酸化物の内層からなる二層構造であった．
試料表面は，腐食された結晶粒とほとんど腐食されない結晶粒に大別された．照射量が増すにつれて，試料表面に占める腐食された結晶粒の面積率が増加しており，照射は粒内腐食を促進させることがわかった．腐食された結晶粒の面積率と転位ループの平均直径および数密度の積とに相関が認められ，転位ループの形成が腐食の促進に関係する可能性が示唆された．また，粒界に沿った酸化の進行も認められた．
キーワード

照射誘起応力腐食割れ，ステンレス鋼，イオン照射，酸化膜，粒界酸化Abstract
Radiation eﬀects on corrosion behavior were investigated by using Fe ionirradiated cold-worked 316 stainless steel specimens immersed in a simulated PWR primarywater of 320℃ for 1000 h to clarify the IASCC mechanism from the viewpoint of corrosion. The
oxide ﬁlm was conﬁrmed to be double-layered, the outer layer was Fe-rich spinel and the inner
layer was Fe- and Cr-rich spinel, and the microstructure and microchemistry of the oxide ﬁlm
were the same as those known in unirradiated condition. At the surface, corroded grains andnon-corroded grains were observed. Area fraction of corroded grains increased as the dose
increased, suggesting that ion irradiation would promote corrosion. The increase of area fractionof corroded grains correlated with the product of average diameter and number density of
dislocation loops, indicating that the formation of dislocation loop might relate to the irradiation
accelerated corrosion of stainless steel. Preferential corrosion along grain boundaries was also
found.
Keywords

IASCC, stainless steel, ion irradiation, oxide ﬁlm, grain boundary oxidation

1. はじめには報告されていないが，海外ではフランスのブジェ
発電所等でバッフルフォーマボルト（SUS316 冷間

照射誘起応力腐食割れ（irradiation assisted stress加工材）の破損が報告されている（1）．バッフルフォー

corrosion cracking, IASCC）は，中性子照射を受マボルトは，冷却水流路の形成を担うバッフル構造

けたステンレス鋼に高温高圧水中で応力やひずみを構成するバッフル板とフォーマ板をつなぐボルトが加わることにより生じる粒界型の応力腐食割れであり，炉内に 1000 本程度用いられている．ボルである．IASCC は沸騰水型軽水炉（boiling waterトの一部が損傷しても安全上の問題にならないこと

reactor, BWR） と 加 圧 水 型 軽 水 炉（pressurizedが国際的に認識されているものの，適切な時期に点

water reactor, PWR）の両方で発生が確認されて検を実施し，取替え等の管理をしていくことが重要

おり，軽水炉の主要な高経年化課題の一つに位置付となる．

けられている．PWR については IASCC の国内事例＊ 1 （株）
原子力安全システム研究所 技術システム研究所

バッフルフォーマボルトの損傷は，IASCC が発

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6

生する応力と照射量の関係（発生しきい線）にボル

103

2. 試験方法

ト首下部にかかる応力を比較することにより予測され，点検時期が設定される（1）．発生しきい線は

2.1 供試材とイオン照射

中性子照射材を用いた定荷重試験によりデータが蓄積されているが，試験に用いられるボルトは最供 試 材 と し て，15% 冷 間 加 工 し た SUS316 ス テ

大 20dpa の照射損傷を受けた材料しかなく，60 年

ン レ ス 鋼 を 用 い た． 化 学 組 成 は Fe-0.023C-0.44Si-運転を想定した場合に必要となる 60dpa 程度までの

1.67Mn-0.022P-0.009S-12.51Ni-17.31Cr-2.05Mo（wt%）

しきい線は，より照射量の高い炉内計装用シンブル

であり，平均粒径は 30µm である．供試材より 10×チューブ（SUS316 冷間加工材）を用いた試験デー

3×1mm の試料３個を放電加工で作製し，試料表面タを参考に外挿により求める必要がある．データのを湿式機械研磨と平均粒径 0.04µm のコロイダルシ

外挿の際には，根拠となる IASCC 機構の理解が必

リカで鏡面研磨した．
東京大学重照射研究設備のタンデトロン加速器

要となる．
IASCC 機構について定説はないが，INSS では，を 用 い て，340 °C で 2.8MeV の Fe2+ イ オ ン を 試 料

照射欠陥の形成に起因して発現する転位チャンネル

表面に照射した．図１に，弾き出しエネルギーを変形機構による粒界での応力集中やひずみの蓄積に

40eV，試料組成を Fe-12Ni-17Cr として損傷計算コー

加え，照射と腐食による粒界劣化が発生機構として

ド SRIM-2013（14）を用いて計算した損傷量の深さ方重要であると考え，検討を行っている．粒界での応向の分布を示した．なお，損傷量は最大値を１とし力集中やひずみの蓄積については，照射量の増加にて規格化した．本研究では照射量を表面から深さ（2‑4）

や粒界三重点や短1µm までの損傷量の平均値で定義し，0.2, 1, 5dpa

い粒界ではひずみの蓄積が大きくなり，粒界剥離しの３条件で照射を行った．0.2dpa 照射では損傷速伴い変形の局所化が増すこと（5,6）

がこれまでに明らかになっ

度 を 1×10-4dpa/s と し，1dpa と 5dpa 照 射 で は 3×

（7）ている．粒界劣化については，超微小引張試験法

10-4dpa/s とした．Fe の注入量は 5dpa 照射でも分布を用いて，照射により粒界の結合強度が低下するこのピークで 0.2% であり，Fe の蓄積による影響はほ易い傾向があること（8）や粒界に He バブルが存在すると結合強度が低ととんどないと考えられる．

（9），粒界偏析は粒界 He バブルの形成に影響することにより粒界割れを促進する可能性があること（10）を明らかにしてきたが，照射に加えて腐食が重畳した場合の粒界劣化については良く分かっていない．照射と腐食による粒界劣化を検討するためには，照射材の腐食挙動の把握が必要になる．西岡ら（11）は，中性子照射材では腐食により形成される酸化膜が未照射材に比べて厚くなることや，一部の粒界が酸化することを報告している．酸化膜が厚くなる傾向はイオン照射材でも確認されており最大値で規格化した損傷量

下すること

1.0
0.8
0.6
0.4
0.2
0.0
0.0

0.5

（12,13）1.5

深さ（µm），照射が腐食挙動に影響することは明らかであるが，その機構は解明されておらず，粒界酸化に関

1.0

図１

損傷量の深さ方向分布する知見も少ない．
本研究では，ステンレス鋼の腐食挙動に及ぼす照2.2 腐食試験射の影響について機構論的な理解を深めるため，照射によるミクロ組織の変化と腐食により形成される320℃の PWR 一次系模擬水中（H3BO3：500ppm/

酸化膜の性状との関係をイオン照射を用いて調べ

B, LiOH：2ppm/Li, 溶存水素濃度：2.7ppm, 溶存酸

た．
イオン照射は損傷領域が表面近傍に限られるが，素濃度：<5ppb）で 1000 時間の腐食試験を行った．

腐食深さを制御することで照射材の腐食試験が可能

試料は図２に示した固定治具に照射面を上にして設である．

置し，オートクレーブ内に固定した．試料の上部は治具で挟んでおり，試料表面の接液面積は 8×3mm

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6104であった．なお，治具と試料の間にはジルコニア板に残った FIB 加工によるダメージ層は，精密イオン

を挟んで絶縁した．

研磨装置（Gatan 製 PIPS 691）を用いて除去した．
なお，腐食試験前にミクロ組織の観察と超微小硬さ試験機（エリオニクス製 ENT-2100）を用いた硬さ測定を実施しており，硬さについては圧子の押込み深さを 150nm に制御し，荷重と押込み深さの最大値からマルテンス硬さを求めた．
ジルコニア板（絶縁体 )3. 試験結果
3.1 損傷組織と硬さ
照射損傷のピーク深さである深さ 0.7 〜 0.8µm に1dpa 試料

5dpa 試料
0.2dpa 試料

おける明視野像と転位ループを示した同視野の暗視野像を図３に示した．照射欠陥として，転位ループとブラックドットの形成が確認されたが，キャビ

PP
図２ 試料の固定治具（試料表面には，照射領域と未照射領域の境を示す罫書きを施した）

ティは確認されなかった．転位ループは PWR で照射されたステンレス鋼では照射硬化に最も寄与する要因であり（15），ここでは転位ループで損傷組織を評価した．図４に，表面から深さ 1µm までの転位
ループの平均直径と数密度を示した．平均直径につ2.3 酸化膜の観察と分析

いては，測定値の最大と最小の区間をエラーバーで示した．転位ループの数密度は 1dpa 照射で飽和傾光 学 顕 微 鏡（Keyence 製 デ ジ タ ル マ イ ク ロ ス
コープ VHX-200）と走査型電子顕微鏡（scanning

向にあり，5dpa 照射では転位ループの成長が確認された．

e l e c t r o n m i c r o s c o p e , S E M ）（ C a r l Z e i s s 製

硬さと照射量の関係を図５に示した．図中には，

ULTRA55）を用いて，腐食試験後の試料表面を測定値の最大と最小の区間をエラーバーで示した．

観察した．また，試料の一部を切り出し，断面の照射量の増加に伴って硬さが増加しており，5dpa

SEM 観察とエネルギー分散型 X 線分析装置（energy

照射でも硬化が飽和する傾向は認められなかった．

dispersive X-ray spectrometer, EDS）による元素分析に供した．断面については，クロスセクショ

3.2 酸化膜の性状

ンポリッシャ加工装置（日本電子製 SM-09010）を用いて，5 〜 6kV の Ar イオンビームによるミリン
グ加工で平滑化し，電子後方散乱回折（electron（1）表面状態
腐食試験後の試料表面の光学顕微鏡像を図６に示

backscatter diﬀraction, EBSD）測定で結晶粒界の

した．図６
（a）
〜
（c）
に見られる「 」状の跡は腐食位置と性格を特定した．なお，切り出した試料の試験前に FIB 加工した目印で，TEM 試料作製のた固定に用いた接着剤に S と Si が含まれていたことかめに周囲の結晶方位を EBSD 測定で特定している．

ら，元素分析は S に特性 X 線のピークが近い Mo と1dpa 照射試料と 5dpa 照射試料では損傷量を稼ぐた

Si を分析対象から除いた Fe, Cr, Ni, Mn, O の５元

めにイオンビームを絞って照射しており，0.2dpa 照素について実施した．また，5dpa 試料の照射領域

射試料に比べて照射領域が狭い．試料表面には茶色から大傾角粒界を含む厚さ 100nm 以下の薄膜試料を基調とした色の濃淡が生じており，結晶粒ごとにを集束イオンビーム（focused ion beam, FIB）加

濃淡の違いが認められた．また，同一結晶粒内でも工装置（日立製 FB-2000A）を用いて作製し，透過双晶境界の前後で濃淡が変化した．未照射領域や型電子顕微鏡（transmission electron microscope,

0.2dpa 照射領域では色の淡い結晶粒が多く，1dpa

TEM）（日立製 HF-3000）で観察した．TEM 試料

や 5dpa 照射領域では色の濃い結晶粒が多い傾向がINSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6

105

（a）

（b）

（c）

QP

QP

QP

（d）

（e）

（f）

転位ループ
転位ループ
転位ループ

（a）
（d）0.2dpa 照射領域，（b）（e）1dpa 照射領域，（c）（f）5dpa 照射領域の深さ 0.7〜0.8µm における明視野像と暗視野像（暗視野像は回折図形に赤丸で示したストリークで結像）

6

25

5

20

4

15

3

10

2

5

1

0

0
0

1

2
3
照射量（dpa）

4

4.5

5

表面から深さ 1µm までにおける転位ループの平均直径と数密度（平均直径については，測定値の最大と最小の区間をエラーバーで示した）

硬さ（GPa）

30

損傷ミクロ組織

数密度（×1022/m3）

平均直径（nm）

図３

4.0
3.5
3.0
0

1

2

3

4

5

照射量（dpa）

図５ 硬さと照射量の関係（測定値の最大と最小の区間をエラーバーで示した）

図４

た．腐食生成物の形状については，照射領域と未照
射領域で共通していた．
光学顕微鏡像との比較より，
色の淡い結晶粒では腐食生成物はほとんど堆積して認められた．また，濃淡には偏りがあり，淡い結晶

おらず，色の濃い結晶粒では腐食生成物が厚く堆積

粒や濃い結晶粒はそれぞれ偏在している傾向があっしていることがわかった．

た．

試料表面の腐食生成物の堆積状況を比較するた

図７に，試料表面の SEM 像と未照射領域の同一め，未照射領域と照射領域の光学顕微鏡像について，視野における光学顕微鏡像を示した．試料表面には

256 階調のグレースケールで表した輝度の頻度分布

粒状の腐食生成物が堆積しており，結晶粒ごとに堆を求めた．光学顕微鏡像は 3 × 2mm の範囲を撮影

積の程度が異なった．照射領域では腐食生成物が厚したものを用い，5dpa 照射領域のみ 3×1mm の範

く堆積している結晶粒が多く観察されたが，未照射囲を対象とした．グレースケールの値（Y）は，各領域では腐食生成物がほとんどない結晶粒が多かっ

ピクセルの RGB 値（それぞれ０〜 255）より，式INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6

106

照射領域

未照射
領域

照射領域

FIB 加工跡

(g)
(g)
(f)
(f)

(e)
(e)

PP


P
PP
P

PP
P

PP
P

（a）0.2dpa 照射試料

µP


µ
µP

（b）1dpa 照射試料

µP
µP


（d）未照射領域（e）0.2dpa 照射領域
図６

μP

照射領域

（c）5dpa 照射試料

µP
µ

µ P

µP
µP（f）1dpa 照射領域（g）5dpa 照射領域

腐食試験後の試料表面の光学顕微鏡像

μP（a）未照射領域

PP
PPP
P（b）0.2dpa 照射領域

μP（c）1dpa 照射領域

μP（d）5dpa 照射領域

μP
（e）
（a）
と同視野の光学顕微鏡像
図７

腐食試験後の試料表面の SEM 像と同視野における光学顕微鏡像との比較

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6

0.05

0.2dpa0.03 （色の濃い結晶粒）
0.02

0.6

未照射

面積率

頻度

0.8

（色の淡い結晶粒）

0.04

107

5dpa

0.01

1dpa

0.4

0.2

0
0

50

100

150

200

250

0.0

グレースケール

図８0

腐食試験後の試料表面の輝度分布

Y=0.299×R+0.587×G+0.114×B を 用 い て 求 め た．

2

3

4

5

照射量（dpa）

図９

図８に，未照射領域と照射領域の輝度の頻度分布を示した．横軸の数値は０が黒色を，255 が白色を示

1

腐食生成物が堆積した結晶粒の面積率と照射量の関係（2）断面組織

す．色の淡い結晶粒はグレースケールで 175 前後の試料断面の SEM 像を図 10 に示した．図中には結数値に相当し，色の濃い結晶粒は 30 前後の数値に晶方位を示した立方体（単位格子）を合わせて示し相当した．分布はグレースケールで 30 と 175 付近にた．断面には腐食試験前の研磨面が確認された．研ピークがあり，照射量が増すにつれて，腐食生成物

磨面の上には粒状の酸化物が形成しており，研磨面のほとんどない色の淡い結晶粒に相当するグレースの下には層状の酸化物が認められた．PWR 環境下

ケールの頻度が減少し，腐食生成物が確認された色で形成されるステンレス鋼の酸化膜は外層と内層のの濃い結晶粒に相当するグレースケールの頻度が増二層構造であることが報告されており（16），本試料

加する傾向が認められた．０〜 100 のグレースケーにおいても同様の酸化膜の形成が確認された．酸化ル値の領域が試料表面に占める面積率を図９に示し膜の厚さは結晶粒ごとに異なる傾向があり，同一粒た．照射量に対して，面積率が増加する傾向が認め内でも図 10
（b）
や
（a）
と
（d）
の右側の結晶粒のように，られた．

厚さが 1µm に近い箇所とほとんど形成していない箇所が混在していた．また，外層酸化膜がほとんど形成されていない結晶粒では，内層酸化膜も薄い場

腐食試験前の研磨面

外層（粒状酸化物）

内層（層状酸化物）

大傾角粒界

双晶

1µm

1µm
（a）未照射領域（b）0.2dpa 照射領域

大傾角粒界
小傾角粒界
1µm

1µm
（c）1dpa 照射領域
図 10（d）5dpa 照射領域
腐食試験後の試料断面の SEM 像

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6108結晶粒の幅 ：w

外層 酸化 膜

腐食前の研磨面

内層 酸化 膜

粒界酸化 深さ
内層酸化膜の断面積 ：A
粒界

粒界
内層 酸化膜の厚さ： A/w

図 11

内層酸化膜の厚さと粒界酸化深さの定義に関する概略図合が多かった．粒界や双晶界面に沿って内層酸化膜が深くまで形成しており，粒界に沿った酸化の進行

表１が認められた．
結晶粒ごとの内層酸化膜の厚さを，図 11 に示し照射量たとおり，内層の断面積を結晶粒の幅で除して求めた．ただし，双晶を境に酸化膜の形成状況が明確に変わっていたことと，小傾角粒界（隣接粒の結晶方位差が 15 度未満の粒界）の境では酸化膜の形成状
況に明確な変化が認められなかったことから，方位差 15 度以上の大傾角粒界や双晶，対応粒界で結晶粒を区別した．また，外層酸化膜がほとんど形成

未照射
0.2dpa1dpa
5dpa

断面観察した結晶粒と大傾角粒界および双晶
の数
対象数

外層酸化膜
の状況

結晶粒

大傾角粒界

双晶

外層なし

26

16

18

外層あり

28

11

20

外層あり

15

10

８

外層なし

９

７

４

外層あり

19

11

16

外層なし

８

５

５

外層あり

24

16

８

されていない結晶粒では内層酸化膜も薄い場合が多かったことから，外層酸化膜のある結晶粒とほとん

酸化物先端の深さで定義して測定した．外層や内層どない結晶粒を区別して評価した．図 12 に，内層酸化膜がほとんど形成されていない結晶粒でも粒界酸化膜の厚さの平均値を，測定値の最大と最小の区

酸化は深くまで生じている場合があったことから，間を示したエラーバーとともに示した．測定対象と粒界酸化については外層酸化膜のある結晶粒とほとした結晶粒の数は，酸化深さを測定した大傾角粒界

んどない結晶粒での測定結果を合わせて整理した．

と双晶の数と合わせて表１に示した．外層酸化膜の小傾角粒界やΣ5 以上の対応粒界についてはデータ

ない粒では内層酸化膜は薄く，最大でも約 0.4µm の数が少なく，大傾角粒界と双晶について評価した．

厚さであった．外層酸化膜のある粒ではおおむね内表面から深さ 0.2µm ごとの酸化深さの頻度分布を層酸化膜が厚く形成しており，1µm の厚さを超え

図 13 に示した．また，酸化深さの平均値と照射量

る結晶粒も確認された．内層酸化膜の厚さの平均値の関係を図 14 に示した．測定数については表１にや最大，最小値について，照射量に対する明確な傾示した．大傾角粒界では，酸化深さは深さ 0.8µm 辺向は認められなかった．

りをピークとする頻度分布をしており，酸化してい

粒界酸化深さを，図９に示したとおり，粒界上のない粒界の頻度はわずかであった．最大値は 1.8µmの深さで，5dpa 照射領域で確認された．頻度分布に対して照射による明確な違いは認められなかっ

内層厚さの平均値（µm）

1.4
1.2

□外層なし
■外層あり

1.0

た．双晶については，ほとんど酸化していない双晶の頻度が多い特徴があった．また，大傾角粒界と比較してデータのばらつきが大きく，最大値の 1.5µm

0.8

深さは未照射領域で確認されたが，5dpa 照射領域

0.6での最大値は 0.9µm の深さであった．測定数の不足0.4がばらつきの一要因と考えられるが，双晶が大傾角

0.2

粒界ほど選択的に酸化されないことが影響している

0.0
未照射

0.2dpa 照射

1dpa 照射5dpa 照射図 12 内層厚さの平均値（測定値の最大と最小の区間をエラーバーで示した）可能性が考えられる．双晶の頻度分布に対しても明確な照射影響は認められなかった．粒界酸化深さの平均値については，大傾角粒界では照射量に対して

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6109（3）組成と構造

0.6
照射 領域

未照射領域と 5dpa 照射領域について，酸化膜の未照射 領域

断面の SEM 像と元素分布を図 15 に示した．Fe や

0.2dpa

0.4
頻度

1dpa

Ni は外層と内層の両方に確認されたが，Cr は外層にはほとんどなく，内層で濃度が高い傾向が認めら

5dpa

0.2

れた．未照射領域と 5dpa 照射領域では，元素分布
未照射

0.0
0.0

0.4

0.8

に有意な違いは認められなかった．図中の SEM 像
1.2

1.6

2.0

に示した黒矢印に沿って線分析した結果を，最大値で規格化した特性 X 線の強度で図 16 に示した．外大傾角粒界の酸化深さ（µm）

層は Fe を主成分とする Ni を含む酸化物であり，内0.6

層は Fe と Cr を主成分とする Ni を含む酸化物であ

未照射 領域

照射 領域
5dpa

ることが確認された．酸化膜内での Fe, Cr, O の強0.2dpa0.4
頻度度が未照射領域と 5dpa 照射領域では異なっている
が，電子線により励起されて特性 X 線を放出する領0.2

域は奥行き 1µm 程度あり，観察面と内部でミクロ
1dpa

0.0
0.0

図 13

0.4

0.8

組織が異なる可能性があることから分析位置による

未照射

1.2

1.6

2.0

違いであると推察された．

双晶の酸化深さ（µm）

5dpa 照射領域の大傾角粒界について，断面の大傾角粒界と双晶の酸化深さの頻度分布

TEM 像を図 17 と図 18 に示した．図 17 は酸化膜の明視野像と暗視野像であり，粒界面は観察方向と平行になっている．また，明視野像内に示した箇所で酸化深さの平均値（µm）

1.0電子ビームを 10nmφ程度に絞って撮影した回折図

大傾角粒界形も合わせて示した．酸化膜の厚さは，外層が最大0.8350nm であり，内層は粒界に沿って深さ 380nm まで形成していた．図 17（c）に示した外層酸化膜の回0.6折図形より，外層はスピネル構造の単結晶組織であ双晶ることが確認された．内層酸化膜についてもスピ0.4

ネル構造であることと，回折図形にリング状のパターンが認められたことから，数 10nm 未満の微細

0.2
0

図 14

1

2

3

4

5

な結晶粒からなる多結晶組織であることが確認され照射量（dpa）

た．SEM-EDS による酸化膜の元素分析の結果と合大傾角粒界と双晶の酸化深さの平均値

わせると，酸化膜は未照射材で知られる従来知見と同じ，外層は Fe を主成分とする Ni を含むスピネ

わずかに増加する傾向であった．照射領域の 1µm

ル酸化物であり，内層は Fe と Cr を主成分とする Ni

を超える深さまで酸化している粒界が未照射の状態を含むスピネル酸化物であることが確認された．図でも 40% あり，照射に粒界酸化を加速させる効果

18 は，図 17 の粒界部を拡大した明視野像と明視野があったとしても深さ 1µm の範囲での効果である

像内に示した箇所で撮影した回折図形であり，酸化ため，照射影響が明確に現れなかったと推測される．

物を明確に示すために 1µm のアンダーフォーカス

双晶では，大傾角粒界よりも酸化深さが浅いことと，条件で明視野像を撮影した．粒界酸化の先端付近で照射量に対して値がばらついている特徴があった．

は，長さ約 100nm の粒界跡と推測される白いコン

値のばらつきについては頻度分布でも確認されたよ

トラストの線状の組織が確認された．また，酸化物

うに，測定数の不足や双晶が酸化されにくいことにの先端から約 20nm 先まで，粒界に湾曲が認められよるものと思われる．双晶についても，明確な照射

た．Thomas ら

影響は認められなかった．

射材について同様の粒界の湾曲を確認しており，酸（17）は 304 ステンレス鋼の中性子照化に伴う物質移動によって粒界位置が変化するため

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6

110（a）未照射領域
SEM 外 層

内層

Fe

Crr

O

Mn
Mn

Fe

C
Crr

O

Mn

腐食前の
研磨面

2µm
Ni
Ni

（b）5dpa 照射領域
SEM
SEM
SE

外層

内層
内層

腐食前の
腐食前の
研磨面
研磨面

2µm
2µm
Ni

図 15

未照射領域と 5dpa 照射領域の断面の SEM 像と元素分布（SEM 像内の黒矢印は，線分析の実施箇所を示した）と報告している．粒界酸化の先端付近で電子ビーム

ストは表面近くでは観察されておらず，粒界があっを 1nmφ程度に絞って回折図形を撮影した結果，図たと思われる箇所で撮影した回折図形（1）ではス

18（c）に示した粒界跡での回折図形（3）のみ，
スポッ

ポットが明確に観察された．表面近傍では酸化が十トが不明瞭であった．粒界跡の白い線状のコントラ分に進行したことにより，粒界の組織が完全に消失

最大値で規格化した特性 X 線の強度

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6

1.0

外層

0.8

111

したものと推測された．粒界跡はアンダーフォーカ
内層ス条件の明視野像で白く表示されたことと回折図形

Feのスポットが不明瞭であったことから，粒界跡には0.6

非晶質組織でかつ界面構造が存在することが示唆され，一つの可能性としては多孔質状の組織になって

0.4

O

Ni

0.2

Cr

いると推測された．
Mn

0.0
0

1

2

3

4

5

4. 考察

距離（µm）（1）腐食挙動と照射欠陥の関係（a）未照射領域
最大値で規格化した特性 X 線の強度

試料表面は腐食された結晶粒とほとんど腐食され1.0ていない結晶粒に大別され，光学顕微鏡像では外層

外層 内層

Fe

0.8

酸化膜の有無によって，それぞれ茶色を基調とした色の濃い結晶粒と淡い結晶粒として観察された．コ

0.6

ロイダルシリカで鏡面仕上げしたステンレス鋼を

0.4

Ni

0.2

320℃以上の PWR 一次系模擬水中で腐食試験する

CrOと，同様の結晶粒ごとの腐食量の違いが生じること

Mnが報告されている（16）．コロイダルシリカで鏡面仕

0.0
0

図 16

1

2

3

4

5

上げすることにより表面の加工層がほとんど取り除距離（µm）

かれており，結晶粒ごとの方位の違いが腐食に影響（b）5dpa 照射領域することで，腐食速度が粒ごとに異なったためと推

未照射領域と 5dpa 照射領域の断面の元素分布（SEM-EDS 線分析）

測される．また，腐食された粒とほとんど腐食されていない粒はそれぞれ偏在している傾向が認められており，結晶方位以外にも，研磨の程度や腐食試験

（a）

外層

（b）

1

2

研磨面

内層
大傾角 粒界

QP
（c）

1

大傾角 粒界2（a）明視野像，（b）暗視野像（図中の回折図形に赤丸で示したスポットで結像），（c）明視野像内の赤丸位置で撮影した回折図形
図 17

5dpa 照射領域の粒界近傍に形成した酸化膜の TEM 像と回折図形

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6

112

外層

（a）

2

（b）

4

粒界 跡

研磨面

内層

3

1
内層と母材
の境界

酸化物先端
粒界 の 湾曲

（b）
b
大傾角
粒界

大傾角 粒界

QP

100nm
（c） 1

3

2

4

（a）明視野像（アンダーフォーカス 1µm）
（b）
，
（a）
の拡大図，
（c）明視野像内の赤丸位置で撮影した回折図形
図 18

5dpa 照射領域の大傾角粒界の TEM 像と回折図形

中の局所的な水の流れなどが腐食速度に影響した可意差が認められなかったことから，照射は腐食速度能性が推測される．腐食量や腐食速度は時間に対しを増加させるが腐食量の最大値には影響しないことて放物線則や対数則を示すことが知られており，十が推察された．以上の考察を，概念図として図 19

分な時間が経過すれば，酸化膜の厚さは飽和傾向を

に示した．

示し，
どの結晶粒も全面的に腐食すると予想される．

照射が腐食を促進する機構としては，照射により照射を受けると腐食される結晶粒が増えたことか導入された格子欠陥が酸素や金属原子の拡散を促進

ら，照射には腐食速度を増加させる効果があると考した可能性や照射材に形成される酸化膜では欠陥がえられる．ただし，外層酸化膜のある結晶粒につい含まれることにより，酸化膜中の酸素や金属原子のて測定した内層厚さには照射領域と未照射領域で有拡散が促進された可能性が考えられる．また，イオ内層厚

今回の試験時間（1000 時間）

全面的に腐食腐食の速い粒（外層あり）
腐食の遅い粒（外層なし）

照射された粒未照射領域

腐食の速い粒

試料表面

さ

照射
領域

腐食の遅い粒時間
図 19

内層厚さに及ぼす照射影響の概念図照射された粒INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6113

ンスパッタにより表面に微小な凹凸が形成されて照化膜のある結晶粒の面積率であり，内層酸化膜の厚射領域の表面積が増加し，腐食反応が増した可能性

い結晶粒の面積率でもあるため，腐食量の大小を表も考えられる．格子欠陥による影響を示唆する事例

すことができる．以下では面積率の変化と照射欠陥としては，冷間加工を加えることで，PWR 一次系の形成量との関係を議論した．外層酸化膜のある結模擬環境水中での SUS316 ステンレス鋼の腐食が促

晶粒の面積率は，0.2dpa 照射領域では未照射領域よ（18）．冷間加工により大量の格

りも少なかったが，1dpa 照射領域では顕著に増加

子欠陥（転位と空孔）が導入されるが，転位についし，5dpa 照射領域では更に増加した．転位ループては周囲に生じる弾性ひずみ場が溶質原子の拡散にについては，1dpa 照射では 0.2dpa 照射に比べて数影響することが知られており，転位芯（dislocation

密度が増加しており，5dpa 照射では平均直径が更core）に溶質原子が偏析するコットレル効果や転位に増加したことから，転位ループの数密度と平均直芯に沿った高速パイプ拡散を利用したナノスケー

径の増加が腐食される結晶粒の数が増すことと関係進された事例がある（19）．空孔についてした可能性がある．転位ループの周囲に生じるひずも金属原子や酸素の拡散を助長する可能性が考えら

み場の大きさや酸化過程で消失する際に放出される

れ，冷間加工による腐食の促進は，これらの格子欠点欠陥の数は，転位ループの円周すなわち直径と数陥が酸素や金属原子の拡散を助長することで生じた密度に比例すると考えられる．図９に示した面積率可能性が考えられる．照射により導入される格子欠と転位ループの平均直径および数密度の積との関係

陥としては，格子間原子と空孔およびそれらの集合を図 20 に示した．ただし，イオン照射材では深さ体である転位ループとキャビティの他に析出物等が方向に転位ループの平均直径と数密度が異なるたある．転位ループやキャビティ，析出物の周囲にもめ，ここでは，内層酸化膜の形成には表面から内層

弾性ひずみ場が生じ，特に転位ループについては外厚さに相当する深さまでに形成していた転位ループ

周部が転位芯と同等の構造のために同様のひずみ場が関与したと仮定し，表面から外層酸化膜のある結が生じる．本研究で用いた試料では，転位ループとブラックドットが照射欠陥として確認されており，晶粒について測定した内層厚さの平均値である深さ0.4µm までの転位ループの平均直径
（d）
と数密度
（N）

キャビティの形成は確認されていないが，空孔濃度を用いた．面積率は d × N に対して増加する傾向がも照射により増加していると考えられる．これらの認められ，照射に伴って腐食される結晶粒の数が増欠陥の周囲に生じた弾性ひずみ場や空孔によって，加したことは，転位ループの形成と関係がある可能

酸素や金属原子の拡散が助長され，腐食の促進に関性が示唆された．ただし，転位ループの形成が酸素係した可能性が考えられる．また，転位ループやブや金属原子の拡散に影響したことを示す実験的証拠

ラックドットは酸化過程で消失する際に点欠陥（格は得られておらず，詳細な検討は今後の課題である

子間原子や空孔）を放出し，酸素等の拡散を助長し転位ループの形成が腐食促進に関係する可能性がた可能性も考えられる．照射が腐食を促進する機構示唆されたが，中性子照射材では転位ループやブルでの材料開発も行われているについては多くの可能性を検討する必要があるが，の形成量が定量評価された転位ループに着目して腐食との関係を検討する．
PWR 一次系模擬水中におけるステンレス鋼の腐
食量は内層酸化膜の厚さを指標にすることができる
ため，転位ループの形成量と内層厚さの関係を調べることで転位ループの形成が腐食の促進に関係しているかを議論できる．ただし，内層厚さは結晶粒ごとに異なっており，試料全体について内層厚さの分布を把握するには多くの時間を要することから，こ0.8
外層酸化膜のある結晶粒の面積率

まずは，明確に形成が観察され，サイズや数密度等（成物が堆積した結晶粒の面積率は，すなわち外層酸

（5）

0.6

（1）

0.4
（0）

0.2
（0.2）

0.0
0

こでは，内層厚さと相関が認められた外層酸化膜の有無を腐食量の指標に用いた．図９に示した腐食生）は dpa

1

2


3



G×1（× P ）図 20

外層酸化膜のある結晶粒の面積率と転位ループの平均直径（d）および数密度（N）の積との関係

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6114

ラックドットの他にキャビティやγʼ 析出物の形成（20）下を報告している．ステンレス鋼での粒界酸化の影．腐食挙動に対する影響は照響を調べた報告はほとんどないが，600 合金のよう

射欠陥ごとに異なる可能性が考えられる．キャビ

な著しい粒界の強度低下が生じるのであれば，粒界

ティやγʼ 析出物の形成も腐食促進に関係するので酸化の促進は IASCC 機構の一要因として考慮する

あれば，中性子照射材では腐食促進効果が更に大き必要がある．照射誘起粒界偏析は数 10dpa でも飽和くなると考えられる．照射材の腐食特性を把握するしないこと（20）と粒界キャビティの安定形成にはあためには，照射欠陥の種類ごとに腐食挙動の関係をる程度の He 量が核変換により生成される必要があ

検討する必要がある．

ると考えられることから，照射誘起粒界偏析と粒が確認されている界キャビティの形成が粒界酸化を促進するのであ
れば，粒界酸化は高照射量での IASCC の発生しき（2）IASCC 機構における腐食促進の効果
IASCC が問題となるバッフルフォーマボルトは，い応力を下げる可能性がある．また，腐食反応や供用開始より高温水に曝され，照射と腐食を受ける．

高温水からの固溶により母相や粒界に取り込まれボルトの照射量は年間 1dpa 程度であり，供用初期

る水素の影響については，拡散性水素の正確な局

では IASCC の発生しきい応力が高いためにボルト

所定量分析が難しいこともあり，未解明な点が多は損傷しないが，照射に伴って結晶粒界には応力集

い．IASCC 機構における腐食促進の効果を把握す

中やひずみの蓄積が生じるようになり，照射と腐食るためには，粒界酸化に対する照射影響や超微小試によってボルト表面の結晶粒界では結合強度が低下

験等による粒界の結合強度に対する腐食影響を評価する．粒界の局所応力が粒界強度を上回ると，粒界するとともに，発生に及ぼす水素の役割を明らかにに微小き裂が生じると推測される．き裂により生じすることが重要となる．また，粒界酸化や水素の固た新生面は，照射による腐食促進効果もあり，速や溶は IASCC のみならず，Ni 基合金やステンレス鋼

かに腐食される．この際，新生面に粒界があれば新の SCC にも関係する可能性が考えられることから，

たに酸化されることや腐食反応に伴って酸素や水素

SCC 機構における役割や影響の理解には，PWR 一が粒界に侵入することが考えられ，き裂近傍の粒界次系環境下で起こる SCC 全般を含めた検討が重要も照射と腐食により劣化する．この粒界劣化とき裂になる．

先端の応力集中が駆動力となり，微小き裂の成長と進展が生じると考えられる．照射による腐食の促進

5. まとめは，粒界劣化を促進する要因として IASCC 機構に
Fe イオン照射した SUS316 ステンレス鋼に PWR

関係すると推測される．
転位ループの形成が粒内腐食の主たる促進要因であるのであれば，数 dpa 程度の照射量で転位ループ

一次系模擬水中で 1000 時間の腐食試験を実施し，腐食挙動に及ぼす照射の影響を調べた．

（20）の形成は飽和に達するため，それ以上の照射量

では腐食促進効果は変わらない可能性がある．照射・酸化膜の組成と構造は，従来知見で知られるスによる腐食促進が数 dpa で飽和すれば，IASCC 機

ピネル型の結晶構造を有する Fe を主成分とす構における腐食促進の効果も飽和するので，高照射

る外層酸化膜と Fe および Cr を主成分とする内量での IASCC 発生しきい線の変化には照射による層酸化膜からなる二層構造であった．

腐食促進は関係しないと考えられる．ただし，本研・照射量の増加に伴って腐食される結晶粒の数が究では粒界酸化が照射領域を超えて進行したために増しており，照射は腐食を促進することが確認

明確な照射影響が確認されなかったが，照射誘起粒された．

界偏析によって粒界の Cr が減少し，Si が濃化する

・外層酸化膜の形成が確認された結晶粒の面積率ため，粒界の耐食性が低下し，粒界酸化が促進されと転位ループの平均直径および数密度の積とる可能性が推測される．また，中性子照射材では粒に相関が認められ，転位ループの形成が腐食の界にキャビティが形成する場合があり（21），粒界酸促進に関係する可能性が示唆された．ただし，（22）化に影響する可能性が考えられる．筆者

らは腐その他の照射欠陥の影響を含め，照射が腐食を食試験した 600 合金の粒界部の破壊挙動を超微小引促進する機構について解明する必要がある．

張試験で調べており，粒界酸化による顕著な強度低・粒界に沿った酸化の進行が認められたが，一部

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6115の粒界では酸化深さが照射領域を超えており，（8） 三浦照光 , 藤井克彦 , 西岡弘雅 , 福谷耕司 , 橘

粒界酸化に対する照射影響の解明には更なる内祐寿 , “ 超微小引張試験による中性子照射

研究が必要である．

ステンレス鋼の粒界破壊特性の評価 ”, INSSJOURNAL, Vol.19, P.155,（2012）．

IASCC 機構における腐食促進の効果を把握する（9） T. Miura, K. Fujii, H. Nishioka, K. Fukuya,

ためには，腐食挙動に対する照射影響のみならず，“Micro-mechanical investigation for effects

Ni 基合金やステンレス鋼の SCC 発生にも関係する

of helium on grain boundary fracture of

可能性がある固溶水素や粒界の強度特性に着目した

austenitic stainless steel”, J. Nucl. Mater.,

研究が必要であり，PWR 一次系環境下での SCC 全

Vol.457, P.279,（2015）．

般について検討することが重要となる．

（10） 三浦照光 , 藤井克彦 , 西岡弘雅 , 福谷耕司 , “ 照射ステンレス鋼の粒界破壊に及ぼす He 影響の検討（その２）−照射誘起偏析との重畳効

文献果− ”, INSS JOURNAL, Vol.21, P.118,（2014）.
（1） PWR 炉内構造物点検評価ガイドライン［バッ（11） 西 岡 弘 雅 , 藤 井 克 彦 , 福 谷 耕 司 , 橘 内 祐 寿 ,フルフォーマボルト］（第 2 版）, 一般社団法“PWR 一次系模擬水中で形成した照射ステ

人原子力安全推進協会 炉内構造物等点検評価

ンレス鋼の酸化皮膜分析 ”, INSS JOURNAL,

ガイドライン検討会 ,（2014）．

Vol.19, P.131,（2012）．

（2） H. Nishioka, K. Fukuya, K. Fujii, Y. Kitsunai,（12） M.B. Lewis, J.D. Hunn, “Investigation of ion“Deformation structure in highly irradiatedradiation eﬀects at metal/liquid interfaces”, J.

stainless steels”, J. Nucl. Sci. Technol., Vol.45,

Nucl. Mat., Vol.265, P.325,（1999）．

P.274,（2008）．

（13） 村上健太 , 藤本浩二 , 小林高揚 , 崎間公久 , 岩（3） Z. Jiao, G. Was, T. Miura, K. Fukuya, “Aspects

井岳夫 , 関村直人 , “ イオン照射した 316 ステ

of ion irradiations to study localized defor-

ンレス鋼の PWR 溶存水素に対する腐食挙動 ”,mation in austenitic stainless steels”, J. Nucl.

日本原子力学会 2012 年秋の大会予稿集 , J37,

Mater., Vol.452, P.328,（2014）．

（2012）．

（4） T. Miura, K. Fujii, K. Fukuya, “Interaction（14） J.F. Ziegler, J.P. Biersack, U. Littmark,between Dislocation Sliding and Damage“The Stopping and Range of Ions in Solids”,

Structure in Ion-irradiated Stainless Steels”,

Pergamon, New York,（1985）．

Material Research Society Symposium（15） K. Fukuya, K. Fujii, H. Nishioka, K. Takakura,

Proceedings, Vol.1125, MRS,, 1125-R07-07

K. Nakata, “A Prediction Model of IASCC（2009）．

Initiation Stress for Bolts in PWR Core

（5） K. Fukuya, H. Nishioka, K. Fujii, T. Miura, T.
Torimaru, “An EBSD examination of SUS316

Internals”, Nucl. Eng. Des., Vol.240, P.473,（2010）．

stainless steel irradiated to 73dpa and（16） T. Terachi, T. Miyamoto, T. Yamada, K.

deformed at 593K”, J. Nucl. Mater., Vol.417,

Arioka, “Mechanistic Study of LPSCC of

P.958,（2011）．

Stainless Steels − Temperature Dependence（6） K. Fukuya, H. Nishioka, K. Fujii, T. Miura,of Corrosion in Hydrogenated Water”, Int.

Y. Kitsunai, “Local strain distribution near

Conference on Water Chemistry of Nuclear

grain boundaries under tensile stresses inReactor Systems, NPC 2010, Quebec City,

highly irradiated SUS316 stainless steel”, J.

August（2010）．

Nucl. Mater., Vol.432, P.67,（2013）．

（17） L. E. Thomas, S. M. Bruemmer, “Micro-（7） K. Fujii, K. Fukuya, “Development of Micro

structural and Microchemical Characteri-Tensile Testing Method in an FIB Systemzation of Intergranular Stress Corrosion

for Evaluation Grain Boundary Strength”,

Cracks in Irradiated Type 304SS Removed

Materials Transactions, Vol.52, P.20,（2011）．

from a BWR Top Guide”, in: 11th Inter-

INSS JOURNAL Vol . 22 2015 NT 6

116

national Symposium on Environmental
Degradation of Materials in Nuclear Power
Systems - Water Reactors, Stevenson, WA,
USA, P.1049,（2003）．
（18） T. Terachi, T. Yamada, G. Chiba, K. Arioka,“Influence of Cold Work on IGSCC of 316
Stainless Steel in Hydrogenated HighTemperature Water”, Proc. Conf. Corrosion
2007, Nashville, TN, USA, NACE International, Paper 07605,（2007）．
（19） A. Nakamura, K. Matsunaga, T. Yamamoto,Y. Ikuhara, “Fabrication of Ti-nanowires insapphire single crystals”, Applied Surface
Science, Vol.241, P.38,（2005）．
（20） 福谷耕司 , 西岡弘雅 , 藤井克彦 , “ ステンレス
鋼の軽水炉照射挙動 ”, INSS MONOGRAPHS
No.4, 株式会社原子力安全システム研究所 ,（2009）．
（21） D.J. Edwards, F.A. Garner, S.M. Bruemmer,
P. Efsing, “Nano-cavities observed in a 316SS
PWR ﬂux thimble tube irradiated to 33 and70 dpa”, J. Nucl. Mater., Vol.384, P.249,（2009）.
（22） K. Fujii, T. Miura, H. Nishioka, K. Fukuya,“Degradation of grain boundary strengthby oxidation in alloy 600”, Proc. of 15th Int.
Conf. on Environmental Degradation ofMaterials in Nuclear Power Systems-Water
Reactors, TMS, P.1447,（2011）．