186

電子照射による低合金鋼のミクロ組織変化
Microstructural Evolution in A533B Steels under Electron Irradiation＊
克彦（Katsuhiko Fujii）

藤井長谷川

雅幸（Masayuki Hasegawa）＊＊

福谷＊耕司（Koji Fukuya）

宝野＊＊＊
和博（Kazuhiro Hono）

永井＊＊康介（Yasuyoshi Nagai）

要約 Cuを中程度含む実用低合金鋼材（A533B鋼材，Cu量：0.12, 0.16 wt％）に５MeVの電子を
温度290℃で照射量22 mdpaまで照射し，そのミクロ組織変化を，陽電子消滅分析（陽電子寿命測定と同時計数ドップラー広がり（coincidence Doppler broadening, CDB）測定）と３次元アトム
プローブ（tree dimensional atom probe, ３DAP）分析を用いて調べた．陽電子寿命測定の結果，
22 mdpaまで照射された試料においても，ナノボイド等の空孔型欠陥集合体の形成は認められなかった．一方，CDBスペクトルの変化から照射量１mdpa以上でCu原子のクラスター化が認めら
れ，照射量の増加に伴いCuの電子と陽電子の消滅割合が増加した．３DAPによりクラスターの組成と構造を調べた結果，中性子照射材と同様に，中心部でCu濃度が高くその周りでMn/Ni/Si濃度が高い組成分布を有する直径が２nm以下の極めて微細なCuリッチ析出物の形成が確認された．
照射に伴う硬さの増加を損傷量で整理すると，電子照射データの延長線上に中性子照射データがあることが示された．照射硬化はCuリッチ析出物の体積率によりほぼ定量的に説明できる．
キーワード

A533B鋼，電子照射，Cuリッチ析出物，ナノボイド，照射硬化

Abstract
Microstructural evolution in medium Cu A533B steels under 5 MeV electron irradiation at
290°
C to 22 mdpa was investigated by positron annihilation analysis (positron lifetime measurement andcoincidence Doppler broadening (CDB) measurement) and three-dimensional atom probe (3DAP) analysis.
Vacancy type defect clusters such as nanovoids were not detected in the samples irradiated to 22 mdpa
under positron lifetime measurements. The changes of the CDB spectra showed that Cu atom clustering
occured in the samples irradiated over 1 mdpa and the ratio of positron annihilation with Cu electrons
increased with increasing the doses. Cu rich precipitates were detected in the samples irradiated over 10
mdpa by 3DAP observation. The precipitates had a shell structure, Cu/Fe core and Mn/Ni/Si rich shell, andwere the same to those under neutron irradiation. Data of increases of hardness under neutron irradiation
were laid on the dpa trend lines of hardness increasing under electron irradiation. The increases of hardness
under this electron irradiation can be explained by the volume fraction of the Cu rich precipitates.
Keywords

1.

A533B steels, electron irradiation, Cu rich precipitate, nanovoid, irradiation hardening

緒言

A533B鋼材のみならずモデル合金（Fe-Cu合金等）を用いた研究も精力的に進められている．現在考えら

高速中性子の照射に伴う軽水型発電炉（軽水炉）れている照射脆化の機構は，（1）Cuリッチ析出物等のの原子炉容器鋼材（A533B鋼材）の脆化は，軽水炉

析出物の形成，（2）マトリックス欠陥の形成，（3）P等を長期間例えば60年間安全に運転して行く上で，重（1）．これらはいずれもナの結晶粒界への偏析，である

要な経年劣化事象であることは広く認識されている．

ノメーターオーダーの変化であり，最新の分析手法

このため，非常に多くの研究が行われ，延性−脆性

である高分解能透過型電子顕微鏡（high resolution

遷移温度の上昇や上部棚エネルギーの低下に関する

transmission electron microscope, HR-TEM），中性

データの蓄積とこれを用いた脆化の予測式の改良が子小角散乱（small angle neutron scattering, SANS），

精力的に行われてきた．また，物理的脆化機構に立

陽電子消滅（positron annihilation, PA），３次元アト

脚したより精度の高い予測式の開発を目指し，

ムプローブ（tree dimensional atom probe, ３DAP），＊（株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所＊＊
東北大学 金属材料研究所＊＊＊ 独立行政法人 物質・材料研究機構

187

オージェ電子分光分析（Auger electron spectroscopy,（2-11）

AES）等を用いて研究が行われているある．試料形状を図１に示す．試料表面をSiC研磨紙．しかし，

で#1000まで研磨した後，厚さ２μmのCrの電解メッ照射によりA533B鋼材中に形成するCuリッチ析出物

キを施した．これは，試料は大気中で照射されるたは，直径で２nm程度と微細であり，その組成や構造

め電子線照射時に発生するオゾンによる試料の酸化が十分にわかっているとはいいがたい．また，マトを防止するためである．試料裏面の溝に温度測定用

リックス欠陥については，空孔型欠陥集合体や格子の熱電対をAgペーストにより取り付けた後，図２に間型転位ループが考えられているが，実用鋼では組示した本照射試験用に設計したビームストッパにね織が複雑であること，磁性を有すること，酸化されじを用いて固定した．なお，試料の表面と底面の温やすいことなどの難点からHR-TEM観察によっても度差による熱変形解析の結果，0.01 mm程度のそりがまだ直接実験的に示されていない．

生じると予測されたため，導体のAgペーストを試料

そこで軽水炉内で高照射されたA533B鋼中のミクとビームストッパとの間に塗布し熱伝導の保持を確

ロ組織変化を明らかにするために，我々は，これま保した．大部分の電子は試料（厚さ１mm）を透過し，で実際の監視試験片のミクロ組織を前述の最新の分

ビームストッパでそのエネルギーのほとんどを放出

析手法を用いて調べ，照射量50 mdpa以上でのミクロする．照射下の温度のコントロールは，冷却水の流（11,12）．

量と電子の照射速度を調整することで行った．照射

さらに，A533B鋼材に電子線照射やイオン照射によ速度は４〜７×1014 e/cm2/sの範囲である．照射下のり高速中性子の模擬照射を行い，照射量が50 mdpa以

試料温度は各試料に取り付けた熱電対により測定し下の低照射量での組織変化や100 mdpaを超える高照た．試料の温度は230〜290℃であり，照射下での各射での組織変化を調べることで組織変化の基礎過程

試料の温度変動は最大で±20°であった．照射領域は，の解明を進めている．本報告では，低照射量での組

電子ビームのスキャン方向に300 mm，幅で約50 mm

織変化の基礎過程を解明するために行った電子線照とした．電子ビームのプロファイルを図３に示す．

射した実用低合金鋼の陽電子消滅分析（陽電子寿命

ビームの中心から５mmの位置では強度はピーク強度

測定とCDB測定）と３DAP分析の結果を報告する．

の約95％である．電子ビームのスキャンは100 Hzで組織変化の把握を進めその結果を報告してきた

行った．照射量は，ピーク強度で２×1018〜５×1020

方法2.

e/cm2に設定した．損傷速度と損傷量は，はじき出し
エネルギーを40 eVとして電子線の照射速度と照射量

2.1

供試材

からを評価した．損傷速度は２〜３×10-8 dpa/sであり，損傷量は0.1〜22 mdpaである．なお，試料の厚Cu量の異なる２種類のA533B鋼板材（A材, B材）を用いた．化学組成を表１に示す．これらはCuを中さ方向での減衰は，厚さ１mmの場合，表面と裏面で約10％と見積もられる．

程度含む実用低合金鋼材である．
48

表１

供試材の化学組成

C

Mn

Si

P

Ni

Cr

Mo

Cu

A材

0.25

1.20

0.25

0.014

0.58

0.08

0.54

0.12

B材

0.17

1.45

0.29

0.011

0.55

0.11

0.50

0.16

40

4

深さ0.6

10 +0-0.2
5

2.5
0.6

［wt％］

2.2

電子線照射

Φ3 +0.2-0ビスの電子加速器（IBA社製，RHODOTRON）を用いて行った．用いた電子線のエネルギーは５MeVで

20

1

図１
電子線照射は，原子燃料工業株式会社NFI照射サー

10

試料の形状

Φ4

188

冷却水（室温）350

5MeV電子Hv 100g

300

試験片長手方向ビームプロファイル

スキャン方向（100Hz）400mm

250

200

1900

150

ビームスッパー
（4mm厚AI合金）

00.2

電子ビーム範囲
LMガイド

0.8

1

5

6

300

Hv 500g

ビームストッパーと試料の配置

1.1
1

250
200

0.9

規格化ビーム強度 I

0.6

350

位置決め治具

図２

0.4

Depth from surface (mm)

0.8

150

0.7
0.6

0

0.5

1

2

3

4

Distance from beam center (mm)

0.4

図４

0.3

硬さ分布の測定結果

0.2
0.1
0
-25

-20

-15

-10

-5

0

5

10

15

20

2.4

陽電子消滅分析2.4.1

陽電子寿命測定25

試料中心からの距離x（mm）

図３

2.3

照射に用いたビームプロファイル

硬さ測定

物質中に入射された陽電子は，その中の電子と対消滅して２本の消滅γ線（エネルギー511 eV）をほ

電子線照射後，試料の中心幅10 mmを切り出し，

ぼ正反対方向に放出する．例えば，金属材料中に入試験片とした．測定に先立ち，電子ビーム分布の影射された陽電子は，伝導電子と消滅するか，もしく響を調べるため，試料内の硬さ分布を確認した．図は原子空孔やナノボイド等の空孔型欠陥や表面に捕

４に，22 mdpa照射されたA材の断面で測定したビッ

獲され消滅する．また，これら消滅相手により陽電

カース硬さの分布を示す．硬さは，微小硬さ測定機

子の寿命は変化する．例えば，マトリックスで消滅（Akashi MVK-H）を用いて測定した．試験荷重100 g

する場合の陽電子寿命は110 ps，マトリックス中の空で測定した電子ビーム中心での試料厚さ方向の硬さ

孔に捕獲され消滅する場合は約175 psである．また，の分布には，深さに伴い硬さが減少するといった明空孔型欠陥に捕獲され消滅する場合，空孔型欠陥の確な深さ方向依存性は認められない．試験荷重500 g

サイズが大きくなるのに伴い長くなり，純Feなどでで測定した深さ0.5 mmでの電子ビーム中心からの硬は約500 psで飽和する．このときの空孔型欠陥（ナノさの変化も，中心から離れるほど減少する傾向が認ボイド）の大きさは直径約１nmである．このように，められるが，その変化は測定誤差を考慮すれば非常

陽電子寿命を測定することで，試料中にどのようなに小さい．

空孔型欠陥が形成しているかを調べることができる．

各照射試料のビッカース硬さは，微小硬さ測定機

空孔型欠陥形成の損傷量依存性を調べるため，照（Akashi MVK-H）を用い，試験荷重500 g，保持時間

射温度290℃ ±５℃で0.1，1，10，22 mdpa照射され15 sで測定した．測定は照射面に対して10点以上行い，たA材の陽電子寿命測定を行った．さらに，初期Cu

平均値で評価した．

含有量の違いを調べるため，290℃ ±５℃で22 mdpa

189

照射されたB材についても測定を行った．また，未照は，２本の消滅γ線のエネルギー差cpLの分布で表さ

射のA材とB材についても測定を行い，照射前の状態れる．ここで，pLは陽電子が消滅した電子の検出器のを確認した．

方向への運動量であり，cは光速である．

陽電子寿命測定は，東北大学金属材料研究所材料測定したCDBスペクトルの形状を調べるために，試験炉利用施設の測定装置を用いて行った．測定用

十分に焼鈍した純Feおよび純CuのCDBスペクトルをの試験片は，照射後の各試料の中央部から７×５×

用いて比率曲線を算出した．高運動量領域における１mmの試験片を放電加工により切り出した後，２枚比率が一定であれば，陽電子は基準とした元素の内にスライスして７×５×0.4 mmの試験片を切り出し，殻電子とのみ消滅していることを示し，一定でなけ

５％フッ酸＋過酸化水素水を用いて表面加工層を除れば，基準とした元素以外の内殻電子と消滅してい

去して作成した．なお，同時計数ドップラー広がり

ることがわかる．また，全領域に対する低運動量領測定にも同一の試験片を用いた．陽電子源には約１域（|pL| <４×10-3 m0c） および高運動量領域（18×

MBqの 22Naを用いた．線源を試験片で挟んだものを

10-3 m0c < |pL| < 30×10-3 m0c） の比から，それぞれS２台の検出器の間に設置して，１台の検出器で 22Na

およびWパラメータを算出した．ここで，陽電子が＋がβ 崩壊するときに発生する1275 keVのγ線を検出

空孔型欠陥に捕獲される場合にはSパラメータは増加

し，もう１台の検出器で511 keVの陽電子の消滅γ線

し，Wパラメータは減少する．また，陽電子がCuのを検出して，その時間差を測定し陽電子寿命スペク内殻電子と消滅する場合には，Wパラメータは増加トルを得た．用いた測定装置の時間分解能は190 ps

する．

（半値全幅：FWHM）である．各測定は12時間行った．
総カウント数は約３×106である．得られた寿命スペ

2.5

３次元アトムプローブ観察

クトルから線源成分とバックグランドを除いた後，スペクトルを短寿命成分（τ1 ）と長寿命成分（τ2 ）の２成分に分解し，陽電子寿命を求めた．

試料は，陽電子消滅分析に用いたものと同じ290℃±５℃で照射されたA材とB材であり，照射量はA材
0.1，1，10，22 mdpa，B材22 mdpaである．試料の中

2.4.2

同時計数ドップラー広がり測定

央部から0.3 × 0.3 × 10 mm の試験片を切り出した
後，５％過塩素酸＋グリセリン・エタノール溶液をCDB法は，陽電子が消滅する時に発する２本の消用いた電解研磨により針状試料に加工した．次に，

滅γ線を同時計測するドップラー広がり法であり，２％過塩素酸＋ブトキシエタノール溶液を用いた電通常のドップラー広がり法に比べてバックグラウン

解研磨により３DAP観察用の先端径がφ100 nm程度

ドを数桁減らすことができる．これにより，陽電子の針状試料に加工した．

との消滅率が伝導電子と比べて小さい内殻電子の広３DAP観察には，独立行政法人物質・材料研究機

い運動量分布を精度よく測定することができる．さ構のエネルギー補償位置敏感型アトムプローブを用らに，得られる内殻電子の運動量分布は元素固有でいた．装置は，リフレクトロン型エネルギー補償器あるから，陽電子が消滅する相手の元素を同定すると位置敏感型検出器，高分解能飛行時間検出器からことができる．

成る．原子の位置分解能は0.2 nm以内である．質量

同時計数ドップラー広がり測定は，東北大学金属

分解能はm/Δm > 500である．観察は，試料温度40

材料研究所材料試験炉利用施設の測定装置を用いてK，パルス比0.15，プローブ方向（110）で行った．

行った．この装置は，向かい合った２台のGe検出器

また，各試料について５×105原子以上を測定し，元の間に陽電子源を挟んだ試料を置き，陽電子が消滅

素マップを作成した．

する際に発生する２本の消滅γ線の両方のエネルギ
ーを２台のGe検出器で同時計測するもので，バック

3.

結果

3.1

照射に伴う硬さの増加

グラウンドを通常のドップラー広がり法に比べ約３桁減らすことができる（13,14）．陽電子寿命測定した後22の試料に対して，約１MBqの Na陽電子源を用いてCDB測定を行った．各測定は12時間行い，全カウン
6

ト数は約３×10 であった．得られるCDBスペクトル

損傷量に対する硬さの増加を図５に示す．A材，B
材ともに照射量の増加に伴い硬さは増加した．また，

190

230℃から290℃で照射された試料の測定された硬さ

線照射においても，ナノボイド等の空孔型欠陥の集は，ほぼ同一の値を示すとともに，その照射量依存合体の形成はほとんどないことがわかった．A材の22性も一致しており，明確な硬化の温度依存性は認め

mdpa照射材に見られる陽電子寿命に低下は，Cuリッ

られなかった．このことから，本実験の温度範囲でチ析出物の形成に伴いこれに陽電子が捕獲され，内は照射硬化に対して温度の影響は小さいと考えられ殻電子との消滅が増え，価電子との相対的な消滅量

る．

が減少したためと考えられる．
200

120
100

Δ Hv

80

290C
250C
230C

A材
B材

175
150
125
100

60

100

40

75
50

20

25

0
0.01

0.1

1

10

0

100

Dose (mdpa)

200
175
150

120
100
80

125

290C
270C
235C

100
75

Δ Hv

50

60

25
0

40

unirra.

図６
0.1

1

10

3.2

10

100

陽電子寿命の照射に伴う変化

100

Dose (mdpa)

図５1

Dose (mdpa)

20
0
0.01

0.1

損傷量と硬さの増加の関係（a）A材，（b）B材

陽電子消滅分析3.2.2

同時計数ドップラー広がり

図７に，純FeのCDBスペクトルを基準とした測定
CBDスペクトルの比率曲線を示す．純Cuの比率曲線

3.2.1

陽電子寿命

も同時に示した．たとえば，Cuの内殻電子との陽電子の消滅がある場合には，運動量24×10-3 m0c付近に

図６に，陽電子寿命の損傷量依存性を示す．ただ固有の幅の広いピークが生じる．未照射材の比率曲し，A材の１mdpaと10 mdpa照射材については，２成線は，A材，B材ともに低運動量領域（５×10-3 m0c以分に解析できず１成分のみが得られたため，τ2のみ下）では１よりも大きくなっている．これは陽電子で表した．I 2は τ2 成分の強度であり， τavは平均寿の空孔型欠陥への捕獲を示す．陽電子寿命において命である．未照射材においてもA材で145 ps，B材で得られた150 ps程度の寿命の結果と一致する．一方，

155 psの寿命成分が得られた．これはマトリックスの

高運動量領域で１より低くなっているのは，陽電子

FeやCu等の陽電子寿命（110 ps程度）より長く，照が空孔型欠陥に捕獲されることで内殻電子との消滅

射前から何らかのサイトにトラップされた空孔が存（相対的な陽電子の消滅量）が欠陥を含まない純Feに在していることを示唆する．長寿命成分のτ2は損傷比べて減少するためである．また，運動量24×10 -3量の増加に伴い増加した．これは照射による欠陥がm 0c付近に僅かな盛り上がりが認められる．これは，導入されることに対応する．しかし，その最大値は陽電子がFe以外の原子の内殻電子と消滅しているこ

175 psであり，単一空孔で陽電子が消滅する際の寿命とを意味しており，空孔のまわりにFe以外の原子た

180 ps以下であった．このことから，22 mdpaの電子

とえばCu原子が低い割合で存在することを示唆する．

191

図８には，CDBスペクトルから求めたS，Wパラメ

2ータの照射量依存性を示す．ICuは空孔型欠陥との陽1.8電子の消滅がないと仮定してSパラメータを０とした
際のWパラメータの純Cuに対する比であり，内殻電1.6子と消滅した陽電子のうちどの程度がCuの内殻電子と消滅したかを表す．Sパラメータは照射に伴い増加

1.4する．一方，Wパラメータは照射量１mdpaまでは照射に伴い減少するが，より高い照射量では逆に増加

1.2する．また，I Cuは照射に伴い増加し，22 mdpa照射材では約60％となる．SとWパラメータの大小関係は1相関する．例えば，空孔型欠陥との陽電子の消滅が0.8増えSパラメータが増加すると，内殻電子と消滅する
陽電子の量が相対的に減少してWパラメータは見か

0.6

0

10

20

30

40

け上減少する．図９には，SとWパラメータの相関を示す．照射量１mdpaまではSパラメータの増加に伴いWパラメータは減少するが，１mdpaから10 mdpa

2

ではSパラメータはほとんど変化せずこれまでとは逆にWパラメータが増加する．さらに，10 mdpaから22

1.8mdpaではSパラメータは僅かに減少し，Wパラメー
タは増加する．このようなWパラメータの増加は，

1.6

Cuが陽電子を捕獲できる大きさ以上にクラスター化
し，クラスターでの陽電子の捕獲が空孔での捕獲に1.4

比べで支配的に起こっていることを示すと考えられ
る．

1.2

0.58

1

A材
0.56

0.8
0.6

図７

B材

0.54
0.52

0

10

20

30

40

純Feを基準にしたCDBスペクトルの比率曲線

0.50
0.009
0.008

照射材の比率曲線は，損傷量の増加に伴い低運動0.007

量領域が増加する．これは陽電子の空孔型欠陥への0.006

捕獲の増加を示す．これは陽電子寿命の増加と一致
し，照射による欠陥が導入されることに対応する．
一方，高運動量領域では，0.1 mdpa照射A材は未照射

0.005
100

材と同程度の僅かな盛り上がりであるが，１mdpa以75

上照射された試料では運動量24×10-3 m0c付近に明確

50

な幅の広いピークが認められた．ピークの高さは照25

射量の増加に伴い増加する．また，ピーク位置は純Cuのそれと一致しており，このピークはCuの内殻電0unirra.

0.1

1

10

子との陽電子の消滅を意味する．B材においても同様
な比率曲線の変化が認められた．

図８

S，Wパラメータ，ICuの照射に伴う変化

100

192

3.3

3次元アトムプローブ

0.008

図11および図12に，A材22 mdpa照射材およびB材
22 mdpa照射材で得られたCu，Mn，Ni，Si，P，Mo

0.0075の元素マップの一例をそれぞれ示す．Cuが濃縮した
複数の領域が認められる．図13には，A材10 mdpa照射材で得られたCuのマップを示す．分析した領域に0.007

おいてCuの濃縮が明確に認められるのは，図中に示した１ヵ所のみであった．また，A材１mdpa照射材
0.0065では分析した領域にはCuが明確に濃縮した場所は認められなかった．このため，A材１mdpaおよび10mdpa照射材で得られたCu，Mn，Ni，Siの元素分布

0.006
0.52

図９

0.54

0.56

0.58

S，Wパラメータの変化に対して相関関係を調べた．表２に，ブロックサイ
ズを原子90個としてχ2検定を用いて評価した相関係数を示す．相関係数が１に近いほど有意な相関を持

図10には，A材における純CuのCDBスペクトルをって分布しクラスター等を形成している確率が高い基準とした測定CBDスペクトルの比率曲線を示す．

ことを示す．これに対して，相関係数が０に近けれ純Feの比率曲線も同時に示した．たとえば，Feの内ばランダムに分布していることを示す．１mdpa照射

殻電子との陽電子の消滅がある場合には，運動量

材については，Cuは相関係数0.1でありランダムに分

24×10-3 m0c付近に固有の幅の広い下に凸のピークが布しているといえる．これに対して，10 mdpa照射材

生じる．未照射材の比率曲線には，運動量24×10 -3については，0.95であり有意に相関をもって分布してm0c付近に明確なピークが認められる．これは，陽電いるといえる．Mnについても同様な分布状態が認め

子がFeの内殻電子と消滅していることを意味していられた．このことから，照射量１mdpa以下ではCuリ

る．0.1，1，10 mdpa照射材の比率曲線にも運動量ッチ析出物の形成は生じていないと考えられる．Ni

24×10-3 m0c付近にピークが認められる．さらに，22については照射量１, 10 mdpaともその分布に単独でmdpa照射材の比率曲線にも僅かなピークが認めら

相関は認められなかった．また，Siについてはともれ，Feの内殻電子との陽電子の消滅が起こっているにその分布に相関が認められた．

ことが示唆される．
表２

Cu，Mn，Ni，Siの元素分布の相関

1.6

相関係数
照射量

as irradiated A
0.1 mdpa A
1 mdp A
10 mdpa A
22 mdpa A
pure Fe

1.4

1.2

1

0.8

0.6

0.4

図10

0

10

20

30

40

A材で測定されたCDBスペクトルの純Cuを基準にした比率曲線

Cu

Mn

Ni

Si

A材

1 mdpa

0.10

0.05

0.20

0.70

B材

10 mdpa

0.95

0.99

0.20

0.95

193

Volume:12.5×11×46 nm

図11

A材22 mdpa照射材の３DAP元素マップ

Volume:８×７×93 nm

図12

B材22 mdpa照射材の３DAP元素マップ

Volume:６×６×30 nm

図13

A材10 mdpa照射材の３DAPによるCuマップ（Cuの析出位置を丸で示す）

194

本研究では，Cu原子が0.7 nm以内の間隔で５個以1080

上集まっているものをCuの析出と定義した．図14に，8は３×３×３nmである．Cuは中心の狭い領域に球形に濃縮しており，Mn，Ni，SiはCuよりも広い範囲に濃縮している傾向が認められた．全てのCuの析出領域を調べた結果，このような元素の集積が共通して認められた．さらに詳細に析出物の構造を調べるた

Cu concentration (at%)

域）を拡大した図を一例として示す．領域の大きさ

60

6
40
4

20

めに，析出物を構成する各Cu原子の位置からそれら

2

Mn, Ni & Si concentration (at%)

A材22 mdpa照射材中で21個のCu原子からなるCuの析出領域（最も多くのCu原子の集積が認められた領の重心位置を決定し，重心から径方向への原子組成の変化から各元素の分布を調べた．一例として，図14に示した析出物におけCu原子の重心位置から径方00.0

向への原子組成の変化を図15に示す．中心から半径

0.8

1.2

1.6

Radial distance (nm)約0.5 nm以内の領域では，Cu原子とFe原子のみしか検出されない．３DAPの位置分解能は0.2 nm以内で

00.4

22mdpa照射A材中の最大Cu原子集積部（Cu原子21個）でのCu原子の重心位置からの径方向への組成の変化

図15あるため，誤差を考慮しても中心部はCu原子とFe原子のみからなると考えられる．また，その周辺部に
Mn，Ni，Siが濃縮している領域が形成していること

Cuリッチ析出物のサイズを評価するために，Cuリがわかる．他の照射材においても最も多くの数のCu

ッチ析出物を構成するCu原子の分布から次式を用い原子が集積した析出物に対して組成の変化を調べたてその分布半径（Gyration半径rg）を定義し（15），観察結果，同様な構造が認められた．この構造はいわゆ

された全ての析出物のサイズ分布を求めた．

るシェル構造であり，中性子照射材と同様なCuリッチ析出物が形成していることがわかった．また，中

2
2
2
1 N
xi -xc）+（yi -yc）+（zi -zc）｝
Σ
（
｛
N i=1

rg=

……（1）

心 部 の 組 成 は 約75％ Cuで あ り ， ３DAP観 察 で は100％Cuではない．A材22 mdpa照射材中の他のCuリ

ここで，Nは析出物を構成するCu原子の数，（xi，yi，zi）

ッチ析出物およびA材10 mdpa照射材とB材22 mdpa照はCu原子iの位置，（xc，yc，zc）は全Cu原子の重心位置

射材中のCuリッチ析出物についてもCu/Feコア＋である．図16に，Gyration半径rgのサイズ分布を示す．

Mn/Ni/Siリッチなシェルからなる同様なシェル構造

A材，B材ともに同様なサイズ分布をしており，ピーが確認された．

クサイズはともに0.6 nmであった．
Mn

Ni

Si

80

A材22 mdpa照射材のCu析出領域の拡大図

30

60
20
40
10

20
0

図16

図14

40

100

Number density (×1022m-3)

Cu0
˜0.3 ˜0.4 ˜0.5 ˜0.6 ˜0.7 ˜0.8 ˜0.9 ˜1.0

˜0.3 ˜0.4 ˜0.5 ˜0.6 ˜0.7 ˜0.8 ˜0.9 ˜1.0

Radius of Cu gyration (nm)Radius of Cu gyration (nm)Gyration半径のサイズ分布（a）A材，（b）B材

195

検出された全てのCuリッチ析出物について，中心金鋼の熱時効材の３DAP分析およびモデル計算によを含む1.5 nmの立方体について原子組成をもとめ，り提案されている（16）．本研究で電子線照射した試料

Cuリッチ析出物周りの平均組成を求めた結果を，中については，３DAP分析でCuの析出が認められなか性子照射材でのデータとともに表３にまとめて示す．

った１ mdpa照射材においてCuとともにMn，Niの分

また，Mn/Ni/Siリッチなシェルの部分も含めた析出

布に相関は認められずランダム分布であった．本研

物のサイズおよび析出物の数密度も同時に示した．

究で用いた低合金試料においては，照射前および照電子線照射により形成した析出物の方が，中性子照

射初期にCuの析出に先行したMn/Niのクラスター化

射に比べて，Cu濃度が低くサイズが小さい傾向が認は生じていないと考えられる．

められる．

電子

では照射量１mdpaにおいてCuの析出を検出したが，Cuリッチ析出物の平均組成とサイズ

表３
照射

照射初期のCu析出物の分析に関しては，CDB測定

損傷速度 損傷量dpa/s
mdpa
2×10-8A材
2×10-108×10-9電子
2×10-8B材
4×10-9中性子
8×10-9
中性子

1
10
22
58
99
22
54
94

Fe
93
87-95
67-72
84-85
86-93
80-82
80-84

組成 (at%)Cu Mn Ni2
31
2-6 1-3 0-2
14-16 7-8 3-4
9-13 3-4 0-1
3-7 3-6 0-2
10-12 2-6 1-3
7-11 3-7 1-2

Si
1
0-6
3-4
0-1
0-3
0-3
2-3

３DAP観察ではCu原子はほぼランダムに分布してい

直径
nm

密度
×10 23

N.D.
2
1〜2
2.6
2.1
1〜2
2.1
2.1

N.D.
0.5
5
4
10
16
11
13

るとの相関解析結果が得られ，10 mdpaでCuの分布に相関とCuリッチ析出物を検出した．可能な照射初期のCu析出の解釈は，１mdpa程度の照射量までは，空孔を核にCu原子が数個集積した極めて微細なクラスターの析出である．CDB測定の場合には，空孔に捕獲された陽電子が周囲に集積したCuの電子と消滅することでCuの析出を検出していると考えられる．

考察

4.

一方，３DAP測定の場合には，原子の検出効率が約50％であり，この効率が元素分布の相関解析の感度

4.1

Cuリッチ析出物を下げることで，数個程度のCu原子の集積は検出できていない可能性が考えられる．

３DAP観察の結果，22 mdpa電子線照射された中しかし，微細なCu析出物のCDB測定と３DAP観察

Cu量の低合金鋼中には数密度で1024 m-3 程度のCuリの結果が必ずしも一致しないことについては，単純ッチ析出物が形成していることが示された．この密なFe-Cu合金の熱時効材および照射材の研究によっ

度は，Cuリッチ析出物が陽電子親和性捕獲サイトとても調べられつつあり（10），それぞれのデータの解釈して働く場合には，陽電子を全て捕獲するのに十分についてはこれらの研究により得られる知見も今後な量である．しかし，CDBスペクトルは，全ての陽

反映してゆく必要がある．

電子がCuの電子と消滅せず一部はFeとも消滅していること示した．CDB測定において検出されるCu析出

4.2

照射硬化

物は，３DAPで観察されたCuリッチ析出物の中心部である．３DAPの分析結果では，中心部はCu/Feか脆化は照射に伴うミクロ組織変化に起因するため，らなり，析出物のサイズに依存するが25％以上のFe

高速中性子のみならず高エネルギーγ線などを含めを含む．このFe濃度はCDB測定で得られたFeの原子た材料に対する総損傷量で評価すべきであるとの考と消滅する陽電子の割合とほぼ一致する．さらに，

えがある．たとえば，加圧水型原子炉（PWR）の圧

陽電子寿命測定の結果から，析出物は空孔を含むと力容器位置でのγ線の光子束は高速中性子束の数％考えられる．以上の結果から，電子線照射により形であるが，自由点欠陥生成効率で見るとγ線の効率成するCuリッチ析出物は，中心部については空孔をは高速中性子のそれの10倍程度と評価されており，含み（1）Cu原子のみではなくFe原子を含む，もしく

γ線の総照射量に対する寄与も無視できない可能性

は（2）Cu原子のみからなるが陽電子をその内部に完（17）．
が指摘されている

全に閉じ込められるほど大きくないのどちらかであ

本研究で使用した中Cu量の実用低合金鋼（Cu量：り，周辺部についてはMn/Ni/Siリッチなシェル組織

0.12, 0.17 wt％）の中性子照射に伴う硬さの増加デーであると解釈される．

タが，Fukuyaらにより報告されている（11）．図17に，照射初期のCu析出物の形成機構に関しては，

照射温度290℃における電子線照射に伴う硬さの増加

Mn/Niのクラスターを核に析出が生じる機構が低合と中性子照射に伴う増加を損傷量dpaに対してプロッ196

トした．照射に伴う硬さの増加を損傷量で整理する

150
A Surveillance
A MTR
A Electron
B MTR
B Electron
Referenceと，電子照射データの延長線上に中性子照射データがあることがわかる．同様な傾向は，数mdpa電子線
100鋼においても報告されている（18-21）．実用低合金鋼の高照射についても，損傷量で整理すると，電子照射

ΔHv

照射および中性子照射されたFe-Cu合金および低合金

50と中性子照射に伴う硬さの増加には明確な違いがな
いことが示された．

0

120

0

A PWR 2E-10dpa/s
100

delta Hv

0.004

0.006

0.008

0.01

CRP volume fraction

A e 2E-9dpa/s
80

0.002

A MTR 8E-9dpa/s

図18

B MTR 6E-9dpa/s

Cuリッチ析出物の体積率と硬さの増加との関係

B e 2E-9dpa/s
60

5.

40

まとめ

20

低照射量での実用A533B鋼材の組織変化の基礎過
0
0.01

0.1

1

10

100

1000

Dose (mdpa)

図17

電子線照射と中性子照射による硬さの増加の比較
PWR：PWR監視試験片のデータ
MTR：材料試験炉照射材のデータ程を解明するために，５MeVの電子を温度290℃で照射量22 mdpaまで照射した中Cu量の実用A533B鋼材（Cu量：0.12, 0.16 wt％）のミクロ組織変化を，陽電子消滅分析（陽電子寿命測定と同時計数ドップラー
広がり（CDB）測定）と３次元アトムプローブ（３また，３DAP観察で電子線照射材中に検出されたDAP）分析を用いて調べた．また，照射に伴う硬さ

Cuリッチ析出物は，中性子照射で形成するCuリッチの増加と組織変化の関係を調べ，中性子照射データ

析出物と同様であった．Cuリッチ析出物の体積率とと比較した．

硬さの増加の関係を図18に示す．電子線照射のデー（1）陽電子寿命測定の結果，22 mdpaまで照射されタは中性子照射データの傾向線上に乗る．このことた試料においても，ナノボイド等の空孔型欠陥は，今回の電子線照射と比較に用いた中性子照射に集合体の形成は認められない．

よる照射硬化がCuリッチ析出物の形成によることを（2）CDBスペクトルの変化から照射量１mdpa以上示唆する．材料特性の変化およびミクロ組織変化のでCu原子のクラスター化が認められ，照射量両観点から，γ線の損傷量を自由点欠陥生成効率がの増加に伴いCuの電子と陽電子の消滅割合が高速中性子の10倍程度として評価する必要はなく，増加する．

総損傷量に対するγ線の割合は加圧水型原子炉（3）３DAPによりクラスターの組成と構造を調べた（PWR）の圧力容器位置で高速中性子の数％である

結果，中性子照射材と同様な，シェル構造を有と評価でき，脆化に対してはほぼ無視できるといえする直径が２nm以下の極めて微細なCuリッチ

る．

析出物の形成が確認された．
（4）Cuリッチ析出物の体積率により照射硬化をほぼ説明できる．
（5）照射に伴う硬さの増加をdpaで整理すると，高照射された実用低合金鋼においても，電子照射
データの延長線上に中性子照射データがある．
（6）材料特性変化およびミクロ組織変化の両観点か
ら，γ線の損傷量を自由点欠陥生成効率が高速中性子の10倍程度として評価する必要はなく，総損傷量に対するγ線の割合は加圧水型原子炉の圧力容器位置で高速中性子の数％であると評197

価でき，脆化に対してはほぼ無視できる．

Radiation on Materials, ASTM STP 1366,
ASTM, p. 560 (2000).

謝辞（11）K. Fukuya, K. Ohno, H. Nakata, S. Dumbill, J.M.
Hyde, J. Nucl. Mater., 312, 163 (2003).

本研究の実験にご協力いただきました東北大学金（12）K. Fukuya, K. Ohno, H. Nakata, INSS

属材料研究所の大窪秀明博士，前（財）物質材料研究

MONOGRAPHS No.1, Institute of Nuclear

機構の柳田誠也博士に深く感謝いたします．

Safety System, Incorporated, Japan (2001), [inJapanese].

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