167

イオン照射したステンレス鋼の変形挙動
Characterization of Deformation Structure in Ion-irradiated Stainless Steels
三浦

照光（Terumitsu Miura)＊ 1

藤井克彦（Katsuhiko Fujii)＊ 1

川岸

礼佳（Ayaka Kawagishi)＊ 2

伊藤慶文（Yoshifumi Ito)＊ 3

福谷耕司（Koji Fukuya)＊ 1

要約 照射ステンレス鋼の変形の基礎的挙動を調べることを目的に，イオン照射した SUS316 とSUS304 ステンレス鋼を用いて，変形の局所化に対する損傷量，照射温度，変形温度および変形速度 の 影 響 と 鋼 種 に よ る 変 形 挙 動 の 違 い を 調 べ た．300, 400 お よ び 500℃ で 最 大 20dpa ま で+-4-7
200keVHe イオンを照射した SUS316 と SUS304 に，300℃と室温で変形速度 10 /s と 10 /s で 2％の塑性変形を加え，変形に伴い表面に現れるすべり線とその断面のミクロ組織の変化から変形の局所化を評価した．転位ループと He バブルの発達により転位のすべり運動が阻害されすべり線間隔が広がることおよび He バブルが発達した領域ではナノ双晶を形成し変形が進行することが分かった．変形の局所化は変形温度や変形速度によって異なったが，変形速度による変形モードの違いは見られなかった．SUS316 と SUS304 の変形モードに差は見られなかったが，照射欠陥の数密度が少なく硬化量の小さい SUS304 ですべり線間隔が広くなる傾向が見られ，変形の局所化は損傷組織のみならず，材料自身の積層欠陥エネルギー等の材料因子の影響も受けることが分かった．
キーワード

イオン照射，ステンレス鋼，照射誘起応力腐食割れ，変形の局所化，ミクロ組織，変形モード

Abstract
To investigate deformation structure in irradiated stainless steels, influences ofirradiation doses, irradiation temperatures, deformation temperatures and deformation rates in
SUS316 and SUS304 stainless steels on deformation localization and differences on deformation inboth steels were investigated using ion-irradiated stainless steels. SUS316 and SUS304 specimens+
were irradiated by 200keV He ions at 300, 400 and 500℃ up to 20dpa at damage peak depth and-4-7were tensiled at deformation rates of 10 /s and 10 /s to 2％ plastic deformation at 300℃ and room
temperature. The deformation localization was estimated by observations of slip lines on the surface
and deformation microstructures. The slip line spacing widened in a consequence of preventions of
dislocation sliding by developing dislocation loop and He-bubble structures. The deformation
progressed with formations of nano-twin at the region where He-bubbles developed. The
deformation localization depended on deformation temperatures and deformation rates, whereas
deformation modes were not changed by deformation rates. Although deformation modes of SUS316
and SUS304 were the same, SUS304, in which the number density of defects was small andirradiation hardening was low, showed wider slip line spacing compared with that in SUS316,
indicating that the deformation localization depends on material factors such as stacking fault energy
as well as damage structures.
Keywords

ion irradiation, stainless steel, IASCC, deformation localization, microstructure, deformationmode

1. はじめに割れとなること，発生のしきい中性子照射量がある
こと等が明らかにされているがその発生機構につい照射誘起応力腐食割れ（irradiation assisted stressては未だ不明な点が多い(1)(2)．近年，ステンレス鋼

corrosion cracking, IASCC）は，中性子照射によるにおける IASCC の発生および進展には，照射に伴材料組成やミクロ組織の変化に起因して発生する応うステンレス鋼の変形の局所化による粒界への応力

力腐食割れであり，軽水炉の高経年化を考える上での集中が重要な役割を持つと考えられている(3)．照

重要な問題の一つである．IASCC に関する研究は

射ステンレス鋼では変形は転位チャンネルに集中し1980 年代中頃から本格的に行われており，粒界型のており，変形に伴い粒界に転位の蓄積が生じる．照＊１ (株)原子力安全システム研究所 技術システム研究所＊２ 福井大学大学院 修士課程 現在 (株)東芝＊３ 若狭湾エネルギー研究センター

168

射量の増加に伴って転位チャンネルの間隔が広がり，

2. 実験方法

個々のチャンネルにおける変形量が増加するとともに粒界へ蓄積する転位が増加する．そのため，高照

2.1

供試材

射量のステンレス鋼では粒界に対して部分的に高応力が発生し，粒界変形や酸化物層の破壊によって粒供試材には溶体化熱処理（1050℃× 0.5h+ 水冷）

界割れの発生およびその進展が起こると考えられる．

を行った SUS316 と SUS304 を用いた．表 1 に化学

ステンレス鋼の IASCC 機構を解明するためには，組成を示す．SUS316 と SUS304 の平均粒径はそれ

照射ステンレス鋼の変形挙動を把握し，変形の局所

ぞれ 29μmと 89μmであった．供試材より作製した化と照射組織，変形条件との関係を解明することが小型引張試験片の形状を図 1 に示す．試験片加工に重要となる．

は放電加工を用いた．ゲージ部（試験片中央の平行照射された金属の変形挙動に関する研究は古くか部）を SiC#1200 までの研磨と粒径 3μmのダイアモら行われているが，これらの多くは純金属の変形挙ンドおよびコロイダルシリカによるバフ研磨で鏡面動に関する研究であり(4)，軽水炉の運転条件に該当とした．最表面の加工層の除去は，40％硫酸 +60％

した温度条件での実用ステンレス鋼の変形挙動につリン酸溶液を用いた電解研磨により行った．

いてはまだよく分かっていない．これまでに我々は軽水炉内で照射されたステンレス鋼を用いて変形挙

2.2

イオン照射

動に関する研究を行い，粗大な転位チャンネルと粒界の相互作用によって粒界はく離が発生することをイオン照射には若狭湾エネルギー研究センターの明らかにした(5)．照射ステンレス鋼の変形挙動を把200kV マイクロ波イオン源イオン注入装置を用い握するためには中性子照射材を用いて照射条件や変た．照射は試験片のゲージ部片面にのみ行った．照

形条件を幅広く変えて変形試験を実施することが最射イオンは 200keVHe+イオンであり，弾き出しエネ

適であるが，中性子照射材では照射条件が限られる

ルギーを 40eV として損傷計算コード SRIM-2000(6)上，放射化した試料を用いた試験を数多く実施するを用いて評価した損傷のピーク深さは 520nm であことは困難である．そのため，イオン照射のようにり，最大深さは約 800nm であった．また，注入 He

照射量や照射温度を高精度かつ比較的容易に変えて分布のピーク深さは 600nm であった．照射温度は実験が行えるシミュレーション照射は変形挙動の研究を行う上で有効であると考えられる．よって，イオン照射したステンレス鋼を用いて変形試験を実施
し，照射ステンレス鋼の変形挙動についての基礎的な検討を合わせて進めている．
本研究では，イオン照射した SUS316 と SUS304
ステンレス鋼を用いて，照射ステンレス鋼の変形の局所化に対する損傷量，照射温度，変形温度および変形速度の影響を調べるとともに鋼種による変形挙動の違いを調べた．試料には 300, 400 および 500℃
で 200keVHe+ イ オ ン を 最 大 20dpa ま で 照 射 し た
SUS316 と SUS304 を用いた．損傷領域のミクロ組織観察と硬さ測定を実施し，300℃と室温において変形速度 10-4/s と 10-7/s で 2％の塑性変形を加え，試

図1

料表面に生じたステップと断面のミクロ組織を観察

小型引張試験片の形状した．
表1

供試材の化学組成（wt %）SUS316

C
0.048

Si
0.44

Mn
1.42

P
0.024

S
0.005

Ni
11.05

Cr
16.47

Mo
2.08

Fe
balance

SUS304

0.040

0.31

1.59

0.031

0.001

9.21

18.34

0.37

balance169

300, 400 および 500℃であり，イオンフラックスは
132

約 6 × 10 /cm /s とした．損傷ピーク深さにおける-3

るダメージ層の除去はフラッシュ電解研磨，または
低エネルギー Ar イオンビームスパッタリング装置

損傷速度は 1.7 × 10 dpa/s である．本研究では損（Technoorg Linda 製 GENTLE MILL）を 用 い て

傷量を損傷ピーク深さでの値と定義する．照射条件

1keV お よ び 100eV の Ar イ オ ン ビ ー ム に よ る ス

を表 2 にまとめて示す．

パッタリングによって行った．薄膜の厚さはマイク
ロディフラクション法と電子線で穴を開けた薄膜を

表2傾斜させて観察し評価した．

照射条件
損傷量（dpa）
0.1, 0.5, 2, 4, 20
4(２) 硬さ測定

SUS316照射温度（℃）
300
400

SUS304500300

40.1, 0.5, 1, 2, 4, 20

テ ー シ ョ ン 装 置（株 式 会 社 エ リ オ ニ ク ス 製

損傷領域の硬さを評価するため，ナノインデン
ENT-1100）を用いた．一般に硬さ測定では押し込
み深さの約 4 倍の領域の硬さが評価されるが，ナノインデンテーションによる微少領域の硬さ測定でも

2.3

照射後試験

同様であることが報告されている(7)．押し込み深さを損傷領域深さの約 1/4 である 150nm とし，試験片(１) 変形前のミクロ組織観察ごとに 40 点以上の測定を実施し，平均値と標準偏差

変形試験前の試験片断面および試験片表面より深を得た．

さ 500nm におけるミクロ組織を透過型電子顕微鏡（transmission electron microscope, TEM, HITA-

2.4

変形試験

CHI HF-2000）を用いて観察した．断面観察した試料は，300℃で 0.1, 0.5, 4 および 20dpa 照射した温度および雰囲気が制御可能な引張試験装置（株SUS316 である．深さ 500nm での組織を観察した試式会社島津製作所製 島津オートグラフ AG-100kNG

料は，300℃で 0.1, 0.5, 4 および 20dpa 照射したおよび東伸工業株式会社製 アルゴン雰囲気中 SSRTSUS316 と 500℃で 4dpa 照射した SUS316，300℃で試験装置）を用いて，大気中または Ar ガス雰囲気

0.5, 4 および 20dpa 照射した SUS304 である．

中において単軸引張試験を実施した．塑性変形量はTEM 観察試料は集束イオンビーム（focused ion

2％とした．ゲージ部の変形量は試験前に硬度計を用

beam, FIB）加工装置（HITACHI FB-2000A）を用いて形成した圧痕間隔の変化量から求めた．変形温いて作製した．断面観察では FIB 加工により試験片

度は 300℃と室温とし，変形速度は 10-4 /s と 10-7 /s

表面から 4 × 16 × 10μmの領域を，深さ 500nm でとした．なお，10-7 /s の引張試験では試験時間が長の組織観察では 10 × 15 × 13μmの領域を切り出し，いため，試験片表面の酸化を防ぐために Ar ガス雰

FIB 加工装置内のマイクロサンプリング機構を用い

囲気中で行った．変形条件を表 3 にまとめて示す．

て，厚さ 15μmの Mo メッシュに固定した．その後，
TEM 観察用の薄膜を FIB 加工した．FIB 加工によ
表3
照射温度
（℃）

300
SUS316400

SUS304

変形条件

損傷量
（dpa）

変形温度
（℃）

変形速度
（/s）

雰囲気

未照射, 4

室温

10-4

大気

未照射, 0.1, 0.5, 2, 4, 20

300

10-4

大気

-7

Ar

4

300

10-4

大気

-4

10

500

4

300

10

大気

300

未照射, 0.1, 0.5, 1, 2, 4, 20

300

10-7

Ar

170

2.5

変形後試験

点状の像を示す点欠陥集合体である．また，キャビティの発達も観察された．試験片表面より深さ約(１) 表面観察100nm までに見られる損傷は FIB 加工によるダメー

変形試験後の試験片表面をデジタルマイクロス

ジである．0.1dpa と 0.5dpa 照射した SUS316 では

コープ（株式会社キーエンス製 VHX-200）を用い試験片表面より深さ 500nm を中心に損傷組織が発達て観察し，表面に生じたステップの応力軸に対するしており，損傷ピークの深さが 500nm であることが角度と平均間隔を結晶粒ごとに測定し，100 個の結分かる．4dpa 照射した SUS316 の TEM 写真では回晶粒での角度分布と平均間隔を得た．

折条件がブラッグ条件から少し外れており，全体的にコントラストが薄くなっている．この写真では深(２) 変形後のミクロ組織観察

さ 400nm から 600nm の領域で周囲の損傷組織に比TEM を用いて変形試験後の試験片断面のミクロ

べてコントラストが薄くなっているが，これは照射組織を観察した．観察した試料は，300℃，変形速度した He がこの深さに蓄積しているためである．

10-4 /s と 10-7 /s で変形させた未照射および 300℃でSRIM-2000 を用いて計算した損傷ピーク深さと注入

0.1, 0.5, 2, 4 お よ び 20dpa 照 射 し た SUS316 とHe ピーク深さはそれぞれ 520nm と 600nm であり，

-7

300℃，変形速度 10 /s で変形させた未照射および計算結果と観察結果はよく一致している．

300℃ で 0.1, 0.5, 2, 4 お よ び 20dpa 照 射 し た

図 3 および図 4 に変形前の深さ 500nm におけるミSUS304 である．TEM 観察は試験片表面より応力軸クロ組織を示す．図 3 は 300℃で 0.1. 0.5, 4 およびに対してほぼ垂直な表面ステップを選び，前述の20dpa 照射した SUS316 と 500℃で 4dpa 照射した

FIB 加工法で TEM 観察試料を作製して行った．

SUS316 で あ り，図 4 は 300℃ で 0.5, 4 お よ び
20dpa 照射した SUS304 である．図 3 および図 4 の

3. 実験結果

上段および中段はそれぞれ 1μmのアンダーフォーカ
スおよびオーバーフォーカスで撮影したキャビティ

3.1

変形前のミクロ組織の吸収コントラスト像であり，下段は（111）面上の積層欠陥に起因したストリークによる暗視野像であ図 2 に 300℃で 0.1. 0.5, 4 および 20dpa 照射しり，転位ループの像を示している．深さ 500nm では

た SUS316 の変形前の断面のミクロ組織を示す．表

照射した He が 1dpa につき約 1at％蓄積しており，面から深さ約 700nm までの領域に見られる細かな黒He は空孔を捉えてバブルを形成する性質があるこい点はイオン照射による損傷を示しており，転位とから (8)，観察されたキャビティは He バブルであ

ループとブラックドットと呼ばれるループ状およびると考えられる．300℃で照射した SUS316 では，大図2300℃で照射した SUS316 の変形前の断面のミクロ組織

171

図 3 300℃および 500℃で照射した SUS316 の深さ 500nm におけるミクロ組織（上段：アンダーフォーカス像，中段：オーバーフォーカス像，下段：（111）ストリークによる暗視野像）

図 4 300℃で照射した SUS304 の深さ 500nm におけるミクロ組織（上段：アンダーフォーカス像，中段：オーバーフォーカス像，下段：（111）ストリークによる暗視野像）

172

きさが 1.5nm 程度の He バブルが高密度に発達してSUS316 では，300℃に比べて転位ループの平均直径

おり，転位ループは最大で 17nm のループが観察さは変わらないが，数密度は減少し，He バブルの平れた．500℃で 4dpa 照射した SUS316 では，He バ

均直径は大きく増加するが，数密度は減少した．

ブルが成長し，10nm 程度の大きさの He バブルが観300℃で照射した SUS304 では，転位ループの平均直察されているが，転位ループの大きさは 300℃と比径は 0.5dpa から 4dpa にかけて大きく増加したが，

較 し て 大 き な 違 い は 見 ら れ な い．SUS304 で は，

20dpa では減少し，数密度は損傷量の増加に伴って4dpa までは大きさ 1nm 程度の He バブルが高密度減少傾向を示した．He バブルの平均直径は 4dpa まに 発 達 し て お り，20dpa で は He バ ブ ル が 成 長 しでは損傷量に対して変化しないが，20dpa では大き7nm 程度の大きさの He バブルが観察された．また，

く 増 加 し，数 密 度 は 4dpa ま で は 損 傷 量 の 増 加 に転位ループは最大で大きさが 20nm のループが観察

伴って増加するが，20dpa では減少した．

された．

以 上 の TEM 観 察 結 果 か ら，300℃ で 照 射 し た

図 5 に深さ 500nm のミクロ組織観察より測定した

SUS316 と SUS304 では，4dpa までは転位ループが転位ループと He バブルの平均直径と数密度を示す．

He バブルよりも高密度に発達しているが，4dpa 以

300℃で照射した SUS316 では，損傷量の増加に対し上では He バブルが高密度に発達し，支配的な欠陥て転位ループの平均直径は増加し，数密度は 0.5dpa

が損傷量の増加に伴って転位ループから He バブル

以上では減少傾向を示した．また，He バブルの平へと変化することが分かった．300℃から 500℃への均直径は変化しないが，数密度は 4dpa までは大き照射温度の増加に対する転位ループと He バブルのく増加し，20dpa では減少した．500℃で照射した平均直径と数密度の変化の傾向は，照射温度の増加に伴って照射欠陥のサイズが大きくなり，数密度が10

平均直径(nm)8減少する傾向が見られるこれまでの知見と一致した．

○：転位ループ

また，鋼種による違いとして，SUS304 では SUS316△：Heバブル
SUS316 300℃

傾向があった．

6
4

SUS316 500℃

SUS304 300℃

3.2

2

0

1026

5

10
15
損傷量(dpa)

2025と 300℃で照射した SUS304 の損傷領域の硬さを示す．損 傷 量 の 増 加 に 伴 っ て，300℃ で 照 射 し た
SUS316 で は 硬 さ が 増 加 す る が，硬 さ の 増 加 は 約○：転位ループ

700
SUS316 300℃

1025
SUS316 500℃

SUS304 300℃

24

SUS316 300℃

1023

0

5

10
15
損傷量(dpa)

20

600
硬さ

数密度(/m3)△：He バブル

10

硬さ

図 6 に 300, 400 および 500℃で照射した SUS316
SUS316 300℃

0に比べて転位ループと He バブルの数密度が少ない

25

図 5 深さ 500nm における転位ループと He バブルの平均直径と数密度の損傷量依存性

SUS316 (300℃)

500
SUS304 (300℃)
SUS316 (400℃)

400
300

SUS316 (500℃)

0

5

10

15

20

25

損傷量(dpa)
図 6 SUS316 と SUS304 の損傷領域の硬さの損傷量依
存性

173

2dpa で 飽 和 し た．照 射 温 度 の 影 響 に つ い て は，

変形試験後の 20dpa 照射した SUS316 と SUS304

4dpa 照射した SUS316 において，400℃では 300℃

ではゲージ部の一部で表面組織のはく離が観察されとほぼ変わらないが，500℃では 300℃よりも硬さのた．ステップの角度と間隔の測定は組織がはく離し増加量が小さくなった．SUS304 については，未照ていない表面より行った．SRIM-2000 を用いて計算

射での硬さは SUS316 と同じであり，損傷量の増加

した 20dpa 照射時の He 注入量は注入 He ピーク深に伴って硬さが増加し，約 2dpa で硬さの増加は飽さで 25at％であり，注入 He ピーク深さには高密度和した．飽和後の硬さの増加量は SUS316 に比べての He バブルが発達している．多量のガスイオンが小さくなった．

照射された金属等では，ガス原子が表面直下に集合して表面近傍の組織をはく離させるブリスタリング

3.3

変形後の表面ステップが知られており，20dpa 照射した SUS316 と SUS304
で観察された表面組織のはく離は高密度の He バブ

図 7 に変形試験後の試験片表面の観察例を示す．

ルによるブリスタリングによって起こったと考えら

図 7 の上段はデジタルマイクロスコープを用いて観れ る．変 形 試 験 後 の 20dpa 照 射 し た SUS316 と察した試験片表面であり，下段は走査プローブ顕微

SUS304 でブリスターが観察され，SUS316 よりも鏡を用いて測定した試験片表面のステップである．

SUS304 の方が広い範囲で表面組織のはく離が観察

変形後の試験片表面では各結晶粒でステップが生じされた．20dpa 照射した SUS316 と SUS304 の深さており，その応力軸に対する角度は結晶粒ごとに異500nm のミクロ組織では SUS316 に比べて SUS304

なった．表面ステップの間隔は同一粒内において数で He バ ブ ル が 成 長 し て お り，は く 離 の 範 囲 が100nm から数μmまで幅広く変化し，間隔が数μmのSUS316 と SUS304 とで異なる原因として SUS316 と粗大なステップに間隔が数 100nm の微細なステップ

SUS304 の He バブルの発達の違いが考えられる．

が付随して生じており，その高さは数 nm から数

図 8 に 300℃，変形速度 10-4 /s で変形させた未照射および 300℃で 0.5dpa と 20dpa 照射した SUS316

10nm であった．

の表面に生じたステップの応力軸に対する角度分布を示す．表面ステップの角度分布は損傷量に依らず，
45°付近をピークとした同じ分布傾向を示した．また，他の変形条件で変形させた試験片で観察された
表面ステップも，図 8 に示される角度分布と同じ分布傾向を示した．図 8 に一様な引張応力を加えた場
合に表面で見られるすべり線の応力軸に対する角度分布の計算結果(9)を同時に示した．ステップ角度の

0.2
20μm

割合

0.15

未照射
0.5dpa20dpa
計算値（9）

0.1

0.05

0

5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90

ステップ角度（°）

図7

変 形 試 験 後 の 試 験 片 表 面 の 観 察 例（SUS316，
4dpa，変形速度：10-4/s）（上：デジタ ル マ イクロス コ ープ，下：走 査 プ
ローブ顕微鏡）図8

表面ステップの応力軸に対する角度分布（SUS316，照射温度：300℃，変形温度：300℃，
変形速度：10-4/s）表面ステップ平均間隔 (μm)

174

2.5

度 合 い は 変 形 温 度 や 変 形 速 度 に よ っ て 変 化 し，
SUS316 と SUS304 とでも異なることが分かった．

2.0
SUS316, 300℃照射, 300℃ 10−4/s変形

3.4

変形後のミクロ組織

SUS316, 400℃照射

1.5

SUS316, 500℃照射

図 10 から図 12 に表面ステップの断面のミクロ組

SUS316, 室温変形織の例を示す．図 10 は 300℃，変形速度 10-4/s で変SUS316, 10−7/s変形

形させた未照射および 300℃で 0.5dpa と 4dpa 照射

SUS304, 10−7/s変形

1.0

0

5

10
15
損傷量 (dpa)

20

25

した SUS316 であり，図 11 は 300℃，変形速度 10-7
/s で 変 形 さ せ た 未 照 射 お よ び 300℃ で 0.5dpa と4dpa 照射した SUS316 であり，図 12 は 300℃，変図9

各種条件における表面ステップ平均間隔の損傷量依存性

未照射
分布傾向はすべり線の角度分布の計算結果と比較的良く一致している．本研究で観察された表面ステッ
プはすべりによって生じたものであると考えられる．
図 9 に照射・変形条件ごとの表面ステップの平均間隔を示す．損傷量の増加に対して，300℃，変形速度 10-4 /s で変形させた 300℃で照射した SUS316 では，表面ステップ平均間隔は低損傷量から大きく増加し，20dpa 程度の高損傷量では飽和傾向を示した．

200nm

転位タングル

照射温度の影響については，300, 400 および 500℃
で 4dpa 照射した SUS316 では，照射温度の増加に

0.5dpa対して表面ステップ平均間隔は狭くなる傾向が見られた．変形温度の影響については，300℃と室温で変形させた SUS316 では，室温変形での表面ステップ
平均間隔は未照射ではより広くなるが，4dpa 照射では狭くなる結果が得られた．変形速度の影響については，変形速度10-4/sと10-7/sで変形させた SUS316
では，変形速度 10-7/s での表面ステップ平均間隔は未照射ではより広く，損傷量の増加に対して緩やか

200nm 転位チャンネル

転位の蓄積に増加し，20dpa 程度の高損傷量ではより広くなった．鋼種による違いについては，変形速度10-7/sで変形させた SUS316 と SUS304 では，SUS304 の表面

4dpa

ステップ平均間隔は未照射でほぼ同じであるが，損傷量の増加に伴って低損傷量から大きく増加し，ナノ双晶

4dpa まではより広くなるが，それ以上の損傷量では飽和してより狭くなった．
照射に伴う表面ステップ間隔の増加は損傷領域内
でのすべりの間隔が増加し，変形が局所化していることを示している．表面ステップの測定結果から，損傷量の増加に伴って変形は局所化するが，高損傷

200nm

量では飽和傾向が見られること，照射温度の増加に

図 10

よって局所化の度合いが小さくなること，局所化の変形後のミクロ組織（SUS316，変形温度：300℃，変形速度：10-4/s）

175

形速度 10-7 /s で変形させた未照射および 300℃でく見るため，図 13 に変形速度 10-7 /s で変形させた

0.5dpa と 4dpa 照射した SUS304 である．変形後の2dpa 照射した SUS316 の（111）面からの回折スト

未照射および 0.1dpa 照射した SUS316 と SUS304 やリークによる暗視野像を示す．転位ループの像は図0.5dpa 以上照射した SUS316 と SUS304 の未照射領

中右上の電子回折図の赤色の丸枠で示した箇所に現域では，転位のもつれ（転位タングル）や転位配列れるストリークから結像して得た．転位が表面へ到が 形 成 さ れ た．0.5dpa 以 上 照 射 し た SUS316 と達したすべり面では線状に転位ループの無い領域がSUS304 では，損傷組織によって試料内部から表面あり，転位のすべり運動によって転位ループが除去への転位のすべり運動が阻害され，一部で転位の蓄されていることを示しており，転位チャンネルが形積が観察された．0.5dpa と 2dpa 照射した SUS316

成されていることが確認された．4dpa と 20dpa 照と SUS304 では，転位が表面まで到達した場所に転射した SUS316 と SUS304 では，損傷ピーク深さ近

位チャンネルが形成された．転位チャンネルを詳し

傍の He バブルが発達した領域でナノ双晶が形成さ

未照射

未照射

転位配列

200nm

転位配列

200nm
0.5dpa0.5dpa

転位チャンネル

200nm

転位チャンネル

200nm
4dpa

4dpa

ナノ双晶

ナノ双晶

200nm

200nm

図 11

図 12

変形後のミクロ組織（SUS316，変形温度：300℃，変形速度：10-7/s）

転位タングル

変形後のミクロ組織（SUS304，変形温度：300℃，変形速度：10-7/s）

176れた．また，表面近くでは転位チャンネルが形成さ10-4 /s で変形させた 20dpa 照射した SUS316 の変形れた．ナノ双晶を詳しく見るため，図 14 に変形速度

ミクロ組織とその損傷ピーク深さ周辺の各場所で
TEM の電子線を絞って得た回折斑点を示す．図中に黄色の丸枠で示している箇所のすべり面に沿った狭い領域で結晶方位が変化しており，ナノ双晶が形成されていることが確認された．また，20dpa 照射
した SUS316 と SUS304 ではナノ双晶の形成位置が変形速度および鋼種によって異なり，変形速度 10-4
/s で変形させた SUS316 では損傷ピーク深さよりも浅 い 位 置，10-7 /s で 変 形 さ せ た SUS316 で は 損 傷
ピーク深さ近傍，10-7 /s で変形させた SUS304 では
損傷ピーク深さよりも浅い位置に形成された．ナノ双晶の形成位置が変形速度および鋼種によって異なる原因については，今後の検討課題である．
以上の TEM 観察結果から，表面ステップはすべ

図 13 （111）ストリークによる暗視野像（SUS316，2dpa，変形温度：300℃，変形速度：10-7/s）※右上図中の丸枠内のストリークを結像

りによって形成されること，発達した転位ループとHe バブルによって試料内部から表面への転位のすべり運動および転位チャンネルの進展が阻害され，

図 14 損傷領域内の各点における回折斑点（SUS316，20dpa，変形温度：300℃，変形速度：10-4/s）※左下図中の丸枠内では②と同じ回折斑点が観察された

177

損傷領域内でのすべり間隔が増加し，変形が局所化

トとして機能することと転位の動きを留める働きがすること，He バブルが発達した領域ではナノ双晶あることから，発達した He バブルによって転位

を 形 成 し て 変 形 が 進 行 す る こ と，変 形 モ ー ド は

ループとブラックドットの発達が阻害されたことを

SUS316 と SUS304 ともに損傷量の増加に伴って一報 告 し て い る．本 研 究 で は，300℃ で 照 射 し た様な変形から転位チャンネルや双晶形成による局所

SUS316 と SUS304 において，損傷量の増加に伴っ的な変形へと変化すること，また，変形モードは変て高密度の He バブルが発達していることに対して，

形速度によって変化しないことが分かった．

転位ループの数密度は減少しており，He バブルによって転位ループの発達が阻害された可能性が考え

4. 考察

られる．損傷量の増加に伴うステップ間隔の増加はCole らの実験でも観察されており，25℃で変形させ4.1

損傷組織，照射硬化および変形挙動の検討

た 500℃で 5MeVNi2+イオンを照射した SUS304L ス
テンレス鋼では，ステップ間隔は未照射と 1dpa 照射に比べて 5dpa 照射では増加したことが報告され本研究では，照射ステンレス鋼の変形の局所化にている(11)．発達した転位ループと He バブルによっ

対する損傷量，照射温度，変形温度および変形速度て阻害されたすべりでは転位の蓄積が起こり，応力の影響と鋼種による変形挙動の違いを調べた．本研が集中する．転位ループと He バブルの発達によっ究で得られた結果をまとめ，既存の報告と比較し，て増加したせん断強度よりも応力が大きくなると，

損傷組織，照射硬化および変形挙動について検討を

転位のすべり運動は再び進展する．転位ループは転行った．

位のすべり運動によって除去されるため，転位が表300℃で 20dpa まで 200keVHe+ イオン照射を行っ面まで到達した場所では転位ループが除去され，せた SUS316 と SUS304 では，損傷量の増加に対してん断強度が減少した領域，転位チャンネルが形成さ損傷組織では転位ループと He バブルの平均直径がれ，続く変形が転位チャンネルに集中するようにな

増加し，数密度は転位ループが減少，He バブルはる．高損傷量では転位ループよりも He バブルが発増加する傾向が見られた．また，損傷領域の硬さは達し，すべりの阻害に対する He バブルの寄与は大

約 2dpa までは損傷量の増加に伴って増加し，それきくなる．He バブルは転位ループとは異なり，転以上の損傷量では飽和した．損傷領域における変形位のすべり運動によってせん断されるが除去されなは発達した転位ループと He バブルによって阻害さいため，He バブルが発達した高損傷量の He イオン

れて局所化し，変形モードが一様な変形から転位

照射材ではすべりの進展に中性子照射材よりも高い

チャンネルや双晶形成による局所的な変形へと変化応力が必要になり，双晶や積層欠陥が形成され易くするとともに表面に生じるステップの間隔が増加しなる(12)．観察された変形後のミクロ組織をこれまでた．表面ステップ間隔の増加は，高損傷量では飽和に報告されているステンレス鋼のデータとともにま傾向を示した．他のイオン種による照射材や中性子

とめて表 4 に示す(5)(11)〜(14)．イオン照射材では表面照射材と異なり，本研究では He+イオンを照射に用近傍の損傷領域を除く大部分は未照射組織であり，いたために He バブルの発達が顕著であり，4dpa 以

試験片内部から表面への変形は極端に速い変形速度上の照射では転位ループよりも高密度に He バブル

や低温を除いて転位のすべり運動によって始まり，が発達した．転位ループの発達に対する He バブル

表面近傍の損傷領域において転位チャンネルや双晶の影響について，Lee らが報告している(10)．Lee らを形成して変形が進展する．中性子照射材では試料++

は 200℃で 360keVHe イオンと 3500keVFe イオン

中にほぼ均一に損傷組織が発達しており，変形は開を照射した SUS316LN ステンレス鋼の損傷組織を比始時より高い応力が必要になり，転位チャンネルや+較しており，Fe イオン照射した SUS316LN に比べ，+双晶を形成して変形が開始される．このため，イオ

He イオン照射した SUS316LN ではブラックドット

ン照射材と中性子照射材の変形ミクロ組織を比較すと転位ループの発達が小さかった原因として，He+る際には組織の形成過程が異なることに留意する必イオン照射では損傷速度や一次弾き出し原子の運動要がある．表 4 に示される変形後のミクロ組織では+エネルギーが Fe イオン照射よりも小さかったこと

照射条件や変形条件は同じではないが，イオン照射の他に He バブルが格子間原子と空孔の再結合サイ材と中性子照射材ともに照射試料では変形ミクロ組

中性子

SUS316(15%CW)

中性子

SUS316L,
SUS304L277

330

歪速度 2.5 × 10−6/s では双晶は観察されなかった

中性子

60

200

500
5
10
15

2 × 10-4〜
2.5 × 10-6
3 × 10-3
3 × 10-3

288
20
300

＊＊

277

-4

1.5 × 10

，積層欠陥，マルテンサイト（ラス，レン

未照射：ナノ双晶
Up to necking 1.5dpa(SUS316L)：ナノ双晶
1.5dpa(SUS304L)：転位チャンネル

1.5 × 10-4 Up to necking 未照射, 1.5, 7.5dpa：ナノ双晶

7.4dpa：転位チャンネル，双晶
ズ）

室温

記述無し

6.9dpa：双晶，積層欠陥，マルテンサイト（ラス，レンズ）

4 × 10-4,
4 × 10-6

4 × 10

未照射：転位タングル

未照射, 0.0015 〜 0.15dpa：転位タングル，積層欠陥
1.5, 15dpa：双晶

1, 5dpa：転位チャンネル

未照射：ネットワーク転位，積層欠陥＊
1dpa：転位すべり，面欠陥，双晶＊
5dpa：面欠陥，双晶4, 35dpa：転位チャンネル，ナノ双晶，双晶

35dpa：双晶

未照射, 0.1dpa：転位タングル，転位配列0.5, 2dpa：転位チャンネル
4, 20dpa：ナノ双晶，転位チャンネル

変形後のミクロ組織

330

25

記述無し

5

2 × 10-4〜
2.5 × 10-6

25

-4

2, 3

6.7 × 10-8

313

320

320

323

0.5

300
3.3 × 10-4

変形量
(%)
2

歪速度
(/s)

変形後のミクロ組織の比較

10-4,10-7

変形温度
(℃)

300

照射温度
(℃)

＊＊歪速度 4 × 10−6/s では双晶の数は少なくなった＊

C. Bailat(14)
et al.

橋本ら

360keVHe+

J316

SUS316LN

T. S. Byun
(12)
et al.

(13)

SUS304L

J. I. Cole,
S. M.
(11)
Bruemmer

西岡ら

5MeV
Ni2+

200keVHe+

SUS316,
SUS304

本研究

(5)

照射条件

材料

報告者

表4

178

179

織として，変形温度が室温近くでは双晶の形成が見間隔は室温変形でより広くなると考えられるが，実られるが転位チャンネルの形成が見られず，300℃近験結果では狭くなっており，原因については今後の

くでは転位チャンネルと双晶またはそのどちらかの検討課題である．

形成が見られ，転位チャンネルは低温では形成されにくいことが分かる．

変形速度の影響については，SUS316 のステップ
間隔は変形速度によって異なり，低損傷量では変形

照射温度の影響については，300℃から 500℃での速度が速い方が，高損傷量では変形速度が遅い方が照射温度の増加に対して SUS316 の損傷組織では He

より広い間隔を示した．また，損傷量の増加に伴っバブルの平均直径が増加し，転位ループと He バブて一様な変形から転位チャンネルや双晶形成による

ルの数密度は大きく減少した．また，照射硬化量が局所的な変形へと変化した SUS316 の変形モードは減少し，ステップ間隔が狭くなった．照射温度の増変形速度によって変化しなかった．Cole らによる実加は，照射によって生じる点欠陥の移動度を上昇さ

験では，変形速度 2.5 × 10-4/s での変形後には双晶

せ，格子間原子と空孔の再結合確率や格子欠陥でのの形成が観察されたが，2.5 × 10-6 /s での変形後に消滅確率を上昇させるとともに点欠陥集合体への吸は双晶は観察されなかったことが報告されている

収確率を上昇させるため，結果として欠陥の成長と(11)．また，橋本らの実験では，330℃で変形させた

数密度の減少が起こる．本研究で見られた照射温度330℃で 7dpa まで中性子照射した J316 ステンレスに対する転位ループと He バブルの変化も，転位鋼の変形モードは，変形速度が 4 × 10-4 /s と 4 ×

ループのサイズが増加しなかったことを除いて，既10-6/s でも双晶と転位チャンネルが観察されている存の知見と一致している．転位ループのサイズが増が，変形速度 4 × 10-6/s の変形では双晶の形成数が加しなかった原因として，He バブルによって転位

減少したことが報告されている(13)．Byun らは変形

ループの発達が阻害されたためではないかと考えら

モードと応力の関係をまとめ，変形温度の低下や損れる．照射硬化およびステップ間隔の増加は損傷組

傷量の増加，変形速度の増加によって変形に必要な織の発達に起因するため，照射温度の増加による欠応力が増加することにより，変形モードが双晶変形

陥の減少に伴い，硬化量は減少しステップ間隔は狭へと変化することを報告している(12)．本研究では変くなった．

形速度による変形モードの変化は見られなかったが，変形温度の影響については，300℃での変形に比べ本研究での照射・変形条件では 10-4/s から 10-7/s のて室温変形では，ステップ間隔は未照射の SUS316

変形速度の変化による変形挙動への影響は変形モーではより広く，4dpa 照射した SUS316 ではより狭く

ドが変化するほどは大きくなかったと考えられる．

なった．Byun らによる SUS316LN を− 150℃から

鋼 種 に よ る 違 い に つ い て は，300℃ で 照 射 し た

400℃で変形させた実験では，200℃と 400℃で 15％

SUS316 と SUS304 では，SUS316 に比べて SUS304の塑性変形を加えた未照射の SUS316LN では転位タの転位ループと He バブルの数密度は少ない傾向がングルが変形後に観察されたが，室温で 15％の塑性あり，20dpa 照射時の He バブルの平均直径は大き変形を加えた SUS316LN では転位タングルの他に積くなった．また，損傷領域の硬化量は SUS316 に比層欠陥が観察された(12)．室温変形後に積層欠陥が観べて SUS304 の 方が小さかった．ステップ間隔は察されたことから，室温変形では 200℃と 400℃での4dpa までは SUS304 が，20dpa では SUS316 がより変形に比べて交差すべりや転位の上昇運動が起こり

広 く な っ た．基 本 的 な 変 形 モ ー ド は SUS316 と難くなっていることが分かり，変形温度の低下に

SUS304 とでは同じであった．275℃から 290℃で中伴って転位のすべり運動が阻害され易くなり，すべ性子照射した SUS316 と SUS304 では転位ループのり間隔が広くなると考えられる．本研究では室温変サイズと数密度に鋼種による明確な違いは見られな形させた SUS316 のミクロ組織観察は実施していな

いことが報告されているが(15)，材料組成の違いは照いが，Byun らの結果より，室温変形させた未照射

射の際のカスケード構造に影響を与えるとともに点の SUS316 では 300℃での変形に比べて転位のすべ

欠陥と結合する合金元素の種類や数密度が変化する

り運動が阻害され易くなっており，ステップ間隔がことから (8)，点欠陥の消滅および集合に影響を与広 く な っ た と 考 え ら れ る．同 様 に 4dpa 照 射 し た

え，結果として点欠陥集合体のサイズと数密度が変SUS316 についても変形温度の低下に伴って転位の化することが考えられる．本研究では，転位ループ

すべり運動が阻害され易くなることから，ステップと He バブルの数密度が SUS316 に比べて少ない傾180

向が見られた SUS304 では，損傷組織の発達に起因

SUS316 と SUS304 の 積 層 欠 陥 エ ネ ル ギ ー γ

する照射硬化量も SUS316 に比べて小さくなった．

（mJ/m2）を下記の式(17)を用いて計算した．
γ＝− 53 ＋ 6.2CNi＋ 0.7CCr＋ 3.2CMn＋ 9.3CMo，また，277℃で中性子照射した SUS316L と SUS304L
を室温変形させた際の降伏応力は SUS304L よりも(1)

SUS316L の方が高くなることが報告されており(14)，

ここで，C , C , C および C はそれぞれ供試材中

鋼種によって照射による機械的性質の変化が異なるの Ni, Cr, Mn および Mo の wt％である．積層欠陥ことが示される．SUS316 と基本的な変形モードがエ ネ ル ギ ー は SUS316 で 50.9mJ/m2，SUS304 で同じであり，欠陥の数密度が SUS316 に比べて少な

25.5mJ/m2 であった．また，積層欠陥エネルギーよい SUS304 では，損傷組織の発達に起因するステッり計算される拡張転位の幅 w を下記の式 (18) より計

プ間隔の増加量も SUS316 に比べて減少すると考え

算した．

Ni

られるが，実験結果では SUS304 の方が 4dpa まで

w=

は広いステップ間隔を示した．一般に金属の強度や

Cr

Mn

Mo

Gb 2h 2,v
2v
1,・
cos2ϕ ，
8pγ 1,v
2,v





(2)

変形挙動に対しては結晶粒径の大きさが影響するこ

ここで，剛性率 G は 76GPa であり，半転位のバーと が知ら れ て い る．本 研 究 で使用 し た SUS316 とガースベクトルの大きさ bh は 1.47nm，ポアソン比

SUS304 の結晶粒径はそれぞれ 29μmと 89μmであνは 0.33 とし，もとの転位のバーガースベクトルとる．300℃，変形速度 10-7 /s で変形させた未照射の転位線との角度ϕは，もとの転位がらせん転位であSUS316 および SUS304 で測定したステップ間隔のる場合は 0°，刃状転位である場合は 90°となる．拡

平均値は約 1.5μmであり，粒径はその約 20 倍以上

張転位の幅はもとの転位がらせん転位である場合にであった．未照射の SUS316 と SUS304 のステップ

最も狭く，刃状転位である場合に最も広くなる．

間隔がほぼ同じであることから，照射した SUS316

SUS316 と SUS304 の 拡 張 転 位 の 幅 は，そ れ ぞ れと SUS304 に見られたステップ間隔の差は結晶粒径1.93nm（ら せ ん 転 位）
, 3.99nm（刃 状 転 位）との違いに起因するものではないと考えられる．また，

3.86nm（らせん転位）, 7.97nm（刃状転位）であっ

微細粒鋼などの極端に結晶粒径が小さい場合では結た．積層欠陥エネルギーの小さい SUS304 では，照晶粒界が欠陥の消滅サイトとして機能するために損

射欠陥によってすべり運動を阻害された転位が欠陥

傷組織の発達が結晶粒径によって異なるが(16)，本研を迂回して変形を進展させることが難しくなり，結究で使用した SUS316 と SUS304 の結晶粒径は十分果として SUS304 の変形は SUS316 よりも局所化し，に広いため，損傷組織の発達に対する結晶粒径の影

ステップ間隔は広くなったと考えられる．このこと

響は無いと考える．金属の変形挙動は積層欠陥エネ

から，変形の局所化は損傷組織のみならず，材料自ルギーによっても異なることが知られている．面心身の積層欠陥エネルギー等の材料因子の影響を受け

立方金属では転位は 2 本の半転位に分かれた拡張転ると考えられる．

位となり，積層欠陥エネルギーが小さいほど 2 本の半転位間の距離，すなわち拡張転位の幅は広くなる．
らせん転位は刃状転位や混合転位と異なり交差すべ4.2

損傷組織と硬さとステップ間隔の関係りを行うことが可能であるが，拡張転位が交差すべりを行うためには 2 本の半転位がもとの転位に収縮照射による損傷組織の発達に伴って，損傷領域はしないと不可能であるため，積層欠陥エネルギーが硬化し，損傷領域内での変形が局所化したことから，小さい金属では交差すべりが起こり難くなり，転位損傷領域の硬さの増加量と表面ステップ間隔は転位のすべり運動は転位が拡張した面内に限定される傾ループと He バブルの平均直径と数密度から計算さ向が強くなる(8)．また，刃状転位や混合転位が上昇

れるせん断強度の増加値に対して相関があると考え運動を行う際にも拡張転位からもとの転位に収縮しられる．一般に損傷組織の硬さは照射欠陥の平均直なくてはならない．よって，積層欠陥エネルギーが径と数密度の積の平方根に比例するが，損傷組織が小さい金属では，照射欠陥によって転位のすべり運

深さ方向に異なる損傷領域の平均的な硬さに対して動が阻害された場合に交差すべりや上昇運動によっは，特定の深さでの転位ループと He バブルの平均て欠陥を迂回することが難しくなり，変形が阻害さ

直径と数密度は直接には対応しないと考えられる．

れ易くなり局所化の傾向が強くなると考えられる．

一方，試料内部からのすべりが最もせん断強度の高181

い損傷ピーク深さの近傍で阻害されていることから，

SUS316 の硬さの増加量はせん断強度の増加値の増

表面ステップ間隔は損傷ピーク深さにおける転位加に伴って増加し，比例関係が見られる．500℃でループと He バブルの平均直径と数密度に対して対

4dpa 照射した SUS316 のデータも図中に同時に示し応すると考えられる．損傷ピーク深さを基準として，た 300℃ で 照 射 し た SUS316 の ト レ ン ド ラ イ ン に

損傷領域の硬さ，表面ステップ間隔と転位ループと沿っており，300℃で 4dpa 照射した SUS316 に比べHe バブルの平均直径と数密度との関係を検討した．

て硬化量とせん断強度の増加値が小さい．SUS304

300℃ で 0.1, 0.5, 4 お よ び 20dpa 照 射 し たについては，せん断強度の増加値に対する硬さの増SUS316 と 500℃で 4dpa 照射した SUS316，300℃で加量は SUS316 のトレンドラインに沿っており，

0.5, 4 および 20dpa 照射した SUS304 の深さ 500nm

SUS316 に比べて同じ損傷量でも硬化量とせん断強における転位ループと He バブルの平均直径および度の増加値が小さい．この結果から，照射に伴う損数密度から，Orowan モデルを用いて照射欠陥によ

傷領域の硬化は損傷組織の発達と対応しており，損るせん断強度の増加値を計算し(8)，それぞれの試験

傷ピーク深さの損傷組織で整理可能であることが分片で測定した損傷領域の硬さの増加量および表面ス

かった．これは，損傷ピーク深さのせん断強度の増

テップ平均間隔と比較した．せん断強度の増加値の加値と損傷領域の平均的な硬さが対応しているので計算には以下の式を用いた．

はなく，損傷ピーク深さと硬さを評価した領域での

bt= (bt l) +(bt b) ，(3)

平均的なせん断強度の増加値が損傷量に対して相対bt l=a lGb N ld l ，(4)

的に同じであったためであると考えられる．

bt b=a bGb N bd b ，

(5)

2

2

ここでΔτは転位ループと He バブルによるせん断

図 16 に 300℃，変形速度 10-4 /s と 10-7 /s で変形さ せ た 未 照 射 お よ び 300℃ で 0.1, 0.5, 4 お よ び

強度の増加値であり，Δτl とΔτb はそれぞれ転位

20dpa 照射した SUS316 と 300℃，変形速度 10-7 /s

ループと He バブルによる寄与分であり，転位ルー

で変形させた未照射および 300℃で 0.5, 4 およびプと He バブルの数密度 Nl, Nbおよび平均直径 dl, db

20dpa 照射した SUS304 の転位ループと He バブルから計算した．硬化係数αl, αbは欠陥の平均直径かによるせん断強度の増加値に対する表面ステップ平ら判断してそれぞれ 0.4 と 0.2 とし(19)，転位のバー均間隔を示す．SUS316 では変形速度 10-4 /s と 10-7

ガースベクトルの大きさ b は 0.255nm とした．

/s ともに 4dpa までは表面ステップ平均間隔はせん

図 15 に 300℃で 0.1, 0.5, 4 および 20dpa 照射し断強度の増加値の増加に伴って増加し比例関係を示

た SUS316 と 500℃で 4dpa 照射した SUS316，300℃

しているが，20dpa では図中に同時に示した 4dpa

で 0.5, 4 および 20dpa 照射した SUS304 の転位ルーまでのデータによるトレンドラインから外れている．

プと He バブルによるせん断強度の増加値に対する4dpa までのせん断強度の増加値の増加に対するス

損傷領域の硬さの増加量を示す．300℃で照射した

テップ間隔の増加量は変形速度 10-7/s に比べて 10-4

300

(dpa)

SUS316 300℃

硬さの増加量SUS316 500℃

200

SUS304 300℃

20
4
20

100

0

0.5

4

4
0.1
0.5

0

200

400

600

800

1000

表面ステップ平均間隔 (μm)/s の方が大きく，損傷組織の発達に伴って変形速度

2.5

SUS304, 10−7/s 変形

2

転位ループと He バブルによるせん断強度の増加値と損傷領域の硬さの増加量（照射温度：300℃および 500℃）

20
0

0

0.5

4
0.5

4

0.5

0.1

0

1

20

4

0.1

0

1.5

(dpa)

20

SUS316, 10−7/s 変形⊿τ(MPa)
図 15

SUS316, 10−4/s 変形

200

400

600

800

1000

⊿τ(MPa)
図 16

転位ループと He バブルによるせん断強度の増加値と表面ステップ平均間隔

182

10-4/s でのステップ間隔がより広くなる傾向が見ら(３) 300℃から室温への変形温度の低下に伴って，れるが，その差は小さい．SUS304 については，表

未照射の SUS316 ではすべり間隔が広くなり，面ステップ平均間隔はせん断強度の増加値の増加に

4dpa 照射した SUS316 では狭くなった．

伴って増加している．20dpa 照射を除き，SUS304(４) 10-7 /s から 10-4 /s への変形速度の増加に伴っ

では SUS316 に比べて同じせん断強度の増加値に対て，SUS316 では損傷組織の発達に対してすべしてより広いステップ間隔を示す傾向が見られる．

り間隔がより広くなる傾向が見られたが，その20dpa 照射した SUS316 のデータが 4dpa まで照射差は小さかった．また，SUS316 の変形モード

した SUS316 のデータと大きく異なる原因として，は変形速度によって変化しなかった．

20dpa 照射した試験片では注入 He ピーク深さ近傍(５) SUS316 に 比 べ て SUS304 で は 転 位 ル ー プ とに 発 達 し た 高 密 度 の He バ ブ ル に よ っ て 注 入 He

He バブルの発達が小さい傾向があり，照射硬ピーク深さのせん断強度は 4dpa までの照射試験片

化量も小さくなった．SUS316 と SUS304 の基とは異なり損傷ピーク深さよりも高い可能性が考え本的な変形モードに差は見られなかったが，ら れ る．4dpa ま で の デ ー タ か ら 考 察 す る と，

SUS304 では損傷組織の発達に対して SUS316

SUS316 と SUS304 ともに表面ステップ間隔の増加

よりもすべり間隔が広くなることが分かった．

は，損傷ピーク深さでの転位ループと He バブルによるせん断強度の増加と対応しており，表面ステッ

文献

プ間隔は損傷ピーク深さでの損傷組織によって整理可能であることが分かった．また，積層欠陥エネル(１) 塚田隆，“照射誘起応力腐食割れ (IASCC) のギーの小さい SUS304 では SUS316 に比べて変形が研 究 動 向”，金 属 Vol.73, No. 8, pp.750-753

阻害され易く，同じせん断強度の増加値に対して(2003)SUS316 よりもステップ間隔が広くなったと考えら(２) 福谷耕司，“照射誘起応力腐食割れ (IASCC)の機構研究の現状”，金属 Vol.73, No. 8, pp.

れる．

754-759 (2003)

5. まとめ(３) G.S. Was, “Recent Development in Understanding Irradiation Assisted Stress Corrosion

200keVHe イオン照射した SUS316 と SUS304 ス

Cracking”, Proc. of 11th Int. Conf. Environ-

テンレス鋼を用いて行った損傷組織の観察，損傷領

mental Degradation of Materials in Nuclear

域の硬さ測定，表面ステップの角度と間隔の測定お

Systems, pp.965-985 (2003).

+

よび変形後のミクロ組織の観察から，変形の局所化(４) 例えば，北島貞吉，篠原和敏，“転位チャンネに対する損傷量，照射温度，変形温度および変形速リングの立場から見た結晶塑性

度の影響と鋼種による変形挙動の違いを調べ，以下

中心として”，日本金属学会会報，第 15 巻，第の結果を得た．

11 号，pp.675-684 (1976).
+

中性子照射を(１) 300℃で 200keVHe イオン照射した SUS316 と(５) 西岡弘雅，福谷耕司，藤井克彦，橘内裕寿，

SUS304 では，損傷量の増加に伴って，損傷領“中性子照射されたステンレス鋼の変形挙動”，

域では転位ループと He バブルが発達するととINSS JOURNAL, Vol.13, p.147, (2006).

もに硬化し，転位のすべり運動が阻害されるこ(６) J.F. Ziegler, J.P. Biersack, U. Littmark, “Theとによってすべり間隔が広くなることが分かっ

Stopping and Range of Ionsin Solids”, Perga-

た．また，変形モードは一様な変形から転位

mon, New York (1985).

チャンネルや双晶形成による局所的な変形へと変化した．
(２) 300℃から 500℃の照射温度の増加に伴って，SUS316 の損傷領域では He バブルのサイズが大きくなり，転位ループと He バブルの数密度(７) 微少試験片材料評価技術の進歩，日本原子力学会「微少試験片材料評価技術」研究専門委員会.
(８) 例えば，講座・現代の金属学 材料編第 8 巻 原
子力材料，日本金属学会.

が減少するとともに硬化量が減少し，損傷領域(９) 釜谷昌幸，福谷耕司，北村隆行，“3 次元多結内でのすべり間隔は狭くなることが分かった．

晶による照射誘起応力腐食割れ発生駆動力の評

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価”
，日本機械学会 2006 年度年次大会，予稿.
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