INSS JOURNAL Vol . 30 2023 NT-3

99

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

福谷耕司 （Koji Fukuya）＊1

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-Si 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（APT）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 Siの影響を調べた．その結果，硬化に対して Si 濃度の影響は小さいことが分かった．APT 分析による溶質原子クラスタ形成と硬化量との相関を検討した結果，Si を含む合金ではクラスタの形成量に対して硬化量が大きいことが分かった．これは Si 添加が Mn クラスタの形成を阻害する寄与があることを示唆する．自己格子間原子（SIA）と SIA クラスタを含めた転位ループとの反応が先行することで，Si が共存すると Mn の集積が抑制される機構が考えられる．
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，Si 添加効果

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-xSi alloys with Si concentration, x
between 0 and 1 wt%. Specimens irradiated by iron ions at 290°C to 0.16 dpa were examined by nanoindentation hardness measurement and atom probe tomography (APT). It was revealed that the effect of Siconcentration on radiation hardening was small. As a result of examining the correlation between theformation of solute atom clusters by APT analysis and the amount of hardening, it was found that the amountof hardening is larger than that estimated by the amount of cluster formation in alloys containing Si. Thissuggests that Si addition contributes to suppress the formation of Mn clusters. It is thought that the reaction
between self-interstitial atoms (SIAs) and dislocation loops including SIA clusters precedes the reaction, andthe coexistence of Si suppresses the Mn clustering.
Keywords

1.

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

はじめに異なる場合の照射ミクロ組織変化を把握して，それらの硬化への寄与度を明らかにすることが重要である．

軽水型発電炉の原子炉容器鋼の照射脆化は重要な

最近の研究から，溶質原子クラスタとして銅（Cu），マ

高経年化事象の一つである．このため，非常に多くのンガン（Mn），ニッケル（Ni），シリコン（Si）が集積研究が行われ，延性－脆性遷移温度の上昇や上部棚吸したクラスタが形成されること，マトリックス損傷と収エネルギーの低下に関するデータの蓄積とこれをして格子間原子型の転位ループが形成されることが用いた現象論的な脆化予測式の改良が行われてきた

明らかになっている(10)～(13)．また，溶質原子クラスタ(1)～(4)の組成が材料の組成に依存すること，形成したクラス

物理的な脆化機構に立脚した予測式の開発が進めら

タの体積率によって硬化量を比較的よく整理でき，脆れ(5)～(8)，国内では 2007 年に日本電気協会の電気技術化の主要因は溶質原子クラスタの形成であると考え

規格 JEAC4201「原子炉構造材の監視試験方法」が改訂られることが報告されている(12)(13)．しかし，溶質原子された(9)．原子炉容器に使用されている A533B 鋼等のクラスタ，特に Cu を含まない Mn-Ni-Si クラスタ等の低合金鋼では，ナノメートル(nm)・スケールの極めて形成機構や，転位ループのクラスタ形成核としての役

微細な溶質原子クラスタの形成やマトリックス損傷

割，クラスタを構成する個別元素のこれらへの影響にと呼ばれる照射欠陥集合体の形成が照射脆化因子でついては十分に解明されていない．

．また，脆化因子が次第に明らかになるにつれて，あり，照射脆化機構の解明には材料組成や照射条件が※１（株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所

脆化予測の高度化の動向については，九州電力株式

INSS JOURNAL Vol . 30 2023 NT-3

100

会社玄海発電所 1 号機等，加圧水型原子炉

60 年運転を想定した場合の照射量 0.1 dpa に比べて（pressurized water reactor, PWR）で得られた長時

高い照射量条件である．このため，溶質原子クラスタ

間の監視試験データにおいて，規格 JEAC4201-2007 にの形成の初期過程への個別元素の影響というよりは基づく予測を上回る傾向にある場合があった．このた

むしろ，ループ状の Mn や Ni，Si の集積が観察されてめ，最新の監視試験片の測定結果と加速照射による高いることからも，照射ミクロ組織変化のかなり進んだ

照射量データを加えるとともに，高照射量のデータに状態での影響を明らかにした結果と考えられる．

重み付けし，高照射量領域の予測精度を上げた係数のそこで，溶質原子クラスタ形成の初期過程に対する設定による予測式の見直しが進められ，「2013 年追補

Ni の影響を調べることを目的にして，Ni 濃度を 0 か(14)．さらに，2013 年以降にら 2 wt%の範囲で変化させた Fe-1.5Mn-xNi 合金 4 種

も高照射量の監視試験データが蓄積されており，これに，可能な限り低い損傷速度（1×105 dpa/s）で，最を反映した JEAC4201 の改訂も検討され始めている(15)．

大照射量 0.16 dpa のイオン照射実験を行った．その次回改訂でもミクロ組織変化も踏まえた精緻な予測

結果，Mn および Mn と Ni が集積した溶質原子クラス版」として改訂されている(16)が取り入れられると考えられ，高照射量までの脆化タの形成が低照射量から硬化を生じる主要な因子で機構を確認していくことが重要であり，溶質原子クラあることが確認された．さらに，Fe-Mn 合金試料でもスタを構成する Cu，Mn，Ni，Si の個別元素の脆化に

Fe-Mn-Ni 合金試料でも溶質原子クラスタの体積率の対する影響を理解することも必要である．

平方根と硬さの増加量の関係はよく一致しており，Mn

そこで，溶質原子クラスタを構成する Cu，Mn，Ni，

クラスタも Mn-Ni クラスタも同等の硬化係数である

Si の個別元素のミクロ組織変化と硬化に対する影響ことが明らかになった．ただし，Fe-Mn-Ni 合金試料でを調べるために，低 Cu 濃度の実用低合金鋼の化学組

は照射量の増加により硬化量が大きくなる傾向が認成を模した Fe-1.5Mn-0.5Ni-0.25Si 合金をベースにめられ，照射が進むと Ni 添加は転位ループの形成をした原子炉容器鋼モデル合金 10 種を 290℃でイオン促進する可能性が考えられた．

照射した後，硬さを測定して照射硬化挙動を調べると本研究では，溶質原子クラスタ形成の初期過程に対ともに，アトムプローブ(atom probe tomography,

する Si の影響を調べることを目的にして，原子炉容(17)．その結果，すべての器鋼のモデル合金である Fe-Mn-Si 合金および Fe-Mn

試料に溶質原子クラスタの形成が確認され，球状のク合金に対して，Fe イオン照射試験と APT 分析を実施

ラスタに加えて，棒状の Mn や Mn/Ni のクラスタの形

した．

APT)分析で硬化因子を調べた成が認められた．Fe-1.5Mn-xNi 合金系では，Ni 濃度が高くなるほどループ状の Mn/Ni の集積が顕著にな

2. 実験方法

り，Mn 単独の集積は減少する傾向があった．これは Niの添加が転位ループの形成を促進し，その転位ループ

2.1 供試材に Mn が集積することで，Mn の単独の集積・クラスタ化が抑制されたと考えられた．また，Fe-1.5Mn-xSi 合

本研究で用いた材料は，原子炉容器鋼モデル合金の金系では，Si 濃度の増加に伴い Mn クラスタが認めら

Fe-Mn-Si 合金および Fe-Mn 合金である．表 1 に化学れなくなるとともに，ループ状の Si の集積が顕著に組成を示す．

なる傾向が認められた．Fe-1.5Mn-xNi 合金では Ni と試験片形状は，長さ 4 mm，幅 2 mm，厚さ 0.4 mm の

Mn が共に転位ループに集積することが見られたが，板状である．イオンを照射する面は，エメリー紙#1200

Fe-1.5Mn-xSi 合金では Si のみが転位ループに集積しまで湿式研磨した後，粒径 3 m のダイヤモンドでバた．Si が共存すると，Si と転位ループ等の点欠陥シフ研磨した．さらに，コロイダルシリカ 0.02 m でダンクとの反応が先行することで Mn の集積は抑制されイヤモンド研磨による変質層を取り除いた．

硬化が小さくなる機構が考えられた．一方で，Mn を含
まない合金ではクラスタの数密度が低く，Mn が溶質

2.2 イオン照射

原子クラスタの形成に強く影響することが示唆された．ただし，照射実験は，深さ 600 nm での照射量がイオン照射は京都大学イオン照射設備 DuET で実施

1 dpa から 5 dpa の範囲であり，PWR の原子炉容器のした．照射には，6.4 MeV の Fe3+イオンを用いた．照INSS JOURNAL Vol . 30 2023 NT-3101

表 1 試料の化学組成(wt%)

射温度は 290C であり，深さ 600 nm での損傷速度は
5

APT測定で収集したデータは，質量／電荷比ごとにdpa/s である．損傷量は深さ 600 nm で定義

元素の種類を決定し，各元素の３次元像形成処理（測し，0.028 dpa，0.073 dpa，0.155 dpa の 3 条件とし定したデータからアトムマップを再構成するコンピた．なお，照射量はイオン注入解析用ソフトウェア

ュータ処理）を行った．多くの元素において，質量／SRIM2006 を用い(18)，純 Fe を仮定してはじき出しエネ

電荷比は元素固有の値となり，Fe-Mn合金およびFe-

ルギーを Ed = 40 eV として計算した．

Mn-Si合金ともにすべての同位体を分離して評価が可

1.4×10能である．なお，３次元像形成処理においては，アト

2.3 硬さ測定

ムマップのz方向長さを最適化するために，電界蒸発場（Evaporation Field）には33.0 V/nmを，アトムマ

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ップの伸長係数（Image Compression Factor）には1.2
を用いた．

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

3. 結果

約 2000 nm である．照射材では超微小硬さ測定の押込み深さの４倍程度の深さ領域が塑性変形し，この領域

3.1 硬さ測定の硬さの平均値が測定される．今回の測定では押込み深さを 300 nm とすることで損傷領域のみの硬さを得各モデル合金に対して測定された硬さを図 1 に示た．また，20 個以上の結晶粒に対して測定を行い，結す．未照射材（図中 0 dpa）の硬さは Si の添加量の増晶方位と圧子との幾何学関係による硬さの測定値へ加に伴い大きくなる傾向がある．すべての合金で照射の影響を平均化した．

硬化が認められた．図 2 に照射による硬さの増加量を
Si 濃度に対して示した．すべての照射量で Si 濃度の2.4 アトムプローブ測定増加に伴い硬さの増加量はわずかに減少する傾向が認められた．この結果は，損傷速度を低く設定した条APT測定には，CAMECA社製のLEAP4000XHRを用いた．

件での照射量が 0.155 dpa までの照射では，Si の添

測定はレーザーパルスモードで行い，試料温度は

加は硬化因子の形成を抑制する影響があるが，その寄238C，レーザー出力は38 pJとした．

与は大きくないことを示唆する．

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およびSII

3.2 アトムプローブ測定

製SMI3050）を用いて作製した．FIBのマイクロサンプ
リング機構を用いて微小サンプル(2 × 2 × 10 ｍ)

APT測定は，照射量が0.155 dpaのすべての合金試料を切り出した後，タングステン（W）ニードルの先端にと，照射量が0.028 dpaのFeMn合金試料とFeMn1Si合金

W蒸着で固定し，リング状にビームを走査して試験片試料に対して行った．

を削り円錐状に加工した．なお，加工の進行に伴いリ

図3に，0.155 dpa照射されたFeMn0.25Si合金試料をングの大きさとイオンビームの強度と加速電圧を小例にアトムマップを示した．球形のMnとSiが集積した

さくすることで，加工ビームの影響を極力排除し先端

溶質原子クラスタの形成が認められる．

径0.1 mの針状に加工した．

図4に，照射量0.028 dpaと0.155 dpaにおける溶質

INSS JOURNAL Vol . 30 2023 NT-3102

図 1 硬さの変化

図 3 アトムマップの例（0.155 dpa 照射

された FeMn0.25Si 合金試料）回観察されなかったため，Mn 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，互いの距離が 0.8 nm 以下で 20 個以上の Mn が集積した状態にあるものをクラスタのコアと判断した．さらに，
0.5 nm 以内の距離にコア原子が 3 個以上ある Mn 以外
図 2 硬さの増加量の変化の原子をクラスタに帰属する原子として評価した．
図 5 には，照射量 0.028 dpa と 0.155 dpa における溶質原子クラスタのサイズ分布に対する Si 濃度の影

原子クラスタの形成に対するSi濃度の影響をMnとSi

響を示した．Si を含まない合金では直径が 5～7 nm ののアトムマップで比較した図を示す．アトムマップは

Mn クラスタも存在したが，Si を含む合金ではそのよ

微細なクラスタが識別しやすいように厚さ5 nmで切うな大きなクラスタは検出されなかった．なお，

り出したものである．

FeMn1Si 合金の 0.028 dpa 照射試料は抽出されたクラ照射量0.028 dpaでは，FeMn合金試料にはMnクラス

スが 1 個のみであった．

タが形成しているのに対して，Siを添加した合金試料

表 2 に溶質原子クラスタの平均直径，数密度，体積では明確なMnのクラスタリングは認められない．溶質率，平均組成をまとめて示す．また，図 6 に各合金試

原子クラスタ形成の初期過程において，Siの添加はMn

料についてクラスタの組成と大きさの関係を示した．

クラスタの形成を抑制する効果があることが分かっ

FeMn 合金試料では Mn 濃度が 20 から 60 at%の範囲にた．

分布しているのに対して，Si を含む合金では 20 か 40

照射量が増加するとともに溶質原子クラスタの形

at%の範囲に分布した．FeMn 合金試料のクラスタ直径成が促進される傾向が認められた．また，照射量0.155と Mn 濃度の関係の照射量による変化をみると，照射dpaでも0.25 wt%のSiの添加によりMnの集積が抑制さ量の増加に伴い Mn 濃度が 30%程度の大きなクラスタれる傾向が認められるが，明確なSi濃度の影響は認めが形成していく様子が認められる．ただし，小さなクられない．

ラスタの塊には大きな変化は認められない．これに対溶質原子クラスタの形成を定量的に検討するため，して，Si を含む合金では，成長したクラスタが形成し再帰的探査アルゴリズムに基づくクラスタ解析を行なくなり，Si 濃度が高いほどその抑制効果は大きくった．なお，Si のみが集積した溶質原子クラスタは今なる傾向があった．また，Si 濃度が高いほどクラスタ

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103(1) 照射量 0.028 dpa(1) 照射量 0.028 dpa(2) 照射量 0.155 dpa
図 5 溶質原子 j クラスタのサイズ分布があり，Si 濃度が高くなるほど小さくなった．数密度
は，Si 濃度が高くなるほど小さくなる傾向を示した．

4.

考察
FeMn合金およびFeMnSi合金を290℃で照射量0.16dpa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，図2に示したように照射に伴う硬さの増加が認められた．また，Si添加によりわずかに硬化量が(2) 照射量 0.155 dpa

減少する傾向があるが，その影響は小さいことが分か

図 4 アトムマップの比較

った．ミクロ組織変化については，APT分析の結果，Mn
およびMnとSiが集積した溶質原子クラスタの形成がの Si 濃度も高くなる傾向が認められた．低照射量でMn/Si クラスタが形成しなかった結果は，Si が Mn のクラスタ形成を抑制したことを示唆する．

認められた．
図8にクラスタの体積率の平方根と硬さの増加量の関係をまとめて示した．なお，これまでに6.4 MeVの

図 7 に溶質原子クラスタの平均直径と数密度の比

Fe3+イオンを照射した結果として報告しているMn濃度較を示した．平均直径は照射量とともに増加する傾向を0.2から1.9 wt%変化させたFe-Mn合金試料のデータ

INSS JOURNAL Vol . 30 2023 NT-3104

表 2 溶質原子クラスタの平均直径，数密度，体積率，平均組成*FeMn1Si 合金の 0.028 dpa 照射試料は抽出されたクラスタが 1 個のみ(19)とFe-1.5Mn-xNi合金（x=0.5, 1.0, 2.0）試料のデ

ータ

(20)

も合わせて示した．Fe-Mn合金試料の照射温度-4は290℃で，損傷速度は1.110 dpa/s，照射量は0.12

反応に関係し，自己格子間原子（SIA）と転位ループとの反応が先行することで，Siが共存するとMnの集積が抑制される機構が考えられる．

dpaと1.01 dpaであり，今回の照射と比較して損傷速

溶質原子クラスタの形成に関する計算機シミュレ

度と照射量はともに約10倍の照射条件である．また，ーションでは，α-Fe中の溶質原子がクラスタ化する

Fe-1.5Mn-xNi合金試料の照射温度は290℃で，損傷速ことによるエントロピーの変化がTsuruら(22)により第度は1.410-5 dpa/s，照射量は0.026 dpa，0.074 dpa，

一原理計算で調べられており，MnとNiはクラスタ化す

0.158 dpaであり，今回の照射と非常に類似した照射るほどエントロピーが低下し，クラスタを形成した方条件である．図中の破線はFe-Mn合金試料のデータにが安定であることが示されている．これに対して，Si対して最小二乗法で決定した原点を通る直線である．

はクラスタを形成しない方が安定であることが示さ

Mn濃度によらずクラスタの形成量と硬さの増加量にれている．また，α-Fe中の溶質原子の拡散機構と照(20)

射欠陥クラスタへの照射誘起偏析機構がMessinaら(23)のデータのうちMnクラスタが形成するFeMn合金試料により第一原理計算で調べられており，MnはSIAとののデータは既存のFe-Mn合金試料データの範囲とよく混合ダンベル機構による拡散と偏析，NiとSiはSIAと一致しており，損傷速度の違いによらず類似のMnクラの混合ダンベル機構と空孔の引きずり機構による拡スタが形成して硬化を生じていることが分かった．

散と空孔の引きずり機構による偏析が生じることがは比較的良い相関が認められる．本研究と先行研究

これに対して，Siを添加した合金試料のデータはSi示されている．Fe-Mn-Si合金試料で観察されたMn/Si

濃度によらず溶質原子クラスタの形成量に対して大クラスタは，点欠陥のシンクとして作用するカスケー

きな硬化量を示した．この原因には，Mn/Siクラスタ

ドデブリ(24)として形成したSIAクラスタに，SIAとの混

はMnクラスタに比べて大きな硬化係数を有する可能

合ダンベル機構で偏析して自発的にクラスタ化する性が考えられるとともに，APT測定データから抽出しMnと空孔の引きずり機構で偏析するSiにより形成したMn/Siクラスタ以外の硬化因子が強く影響している

たと考えられる．自発的にクラスタ化しないSiは母相可能性が考えられるが，転位ループの形成を促進してのFeに対してアンダーサイズの元素であるため，オーいると考えるのが妥当である．より高い損傷速度で高バーサイズのMnがクラスタ化することで生じる歪を

い照射量までイオン照射したFe-Mn-Si合金において，緩和させることでクラスタにとどまっていると考え

Si濃度が高くなるほどループ状のSiの単独の集積がられる．

顕著になり，Mn単独の球状の集積が減少することが報告されている(17)．計算機シミュレーションでは，Fe中Si添加による溶質原子クラスタの形成の抑制機構としては，に形成した<111>転位ループ内の周辺部にMnやSi，Pが(1) SIAクラスタがMnクラスタ形成の核として作用

偏析することが密度汎関数理論計算で示されている

しなくなった．または，作用が弱まった．

(21)．Fe-Mn-Si合金ではSiのみが転位ループに集積する(2) SIA-Mnの混合ダンベルが安定でなくなった．

INSS JOURNAL Vol . 30 2023 NT-3

105

FeMn

FeMn0.25Si

FeMn0.5Si

FeMn1Si

0.028 dpa

0.155 dpa

図 6 溶質原子クラスタの組成と大きさの関係

図 7 溶質原子クラスタの平均直径，数密度の比較

INSS JOURNAL Vol . 30 2023 NT-3106

図 8 溶質原子クラスタの体積率の平方根と硬さの増加量の関係(3) 空孔-Si複合体の形成による空孔の寿命が長くな

原子クラスタの硬化機構を考える上では，クラスタのり，空孔-SIAの再結合によるSIAの消滅を促進す

構造も考慮した計算機シミュレーションによる検討ることで，実効的なSIA濃度が低下した．

が必要であることを示唆する．

が考えられるが，今後の検討課題である．

原子炉圧力容器の照射脆化を精緻に予測するため

一方，図8に示したクラスタの体積率の平方根と硬には，低照射量から高照射量までの脆化機構を確認しさの増加量の関係において，FeMn0.5Ni合金試料とていくことが重要であり，溶質原子クラスタを構成す

FeMn1Ni合金試料のデータは，Fe-Mn合金試料のデータ

るCu，Mn，Ni，Siの個別元素の脆化に対する影響を理上にあり，APTで観察された溶質原子クラスタと硬さ解することが重要である．本研究から，溶質原子クラの増加が同じ関係であることが分かる．FeMn2Ni合金

スタ形成の初期過程に対してSiはMnの集積を抑制す

試料のデータは，特に低照射量でFe-Mn合金試料のデる影響があること，ただしSi濃度が増加してもその抑ータよりも右にシフトした傾向があり，溶質原子クラ制効果はほとんど大きくならないことが分かった．先スタの形成量に対して硬化量が小さい．低照射量の行して実施した溶質原子クラスタ形成の初期過程に

Mn/NiクラスタはMnクラスタに比べて小さな硬化係数

対するNiの影響を調べた結果では，Niを添加した合金を有する可能性が考えられる．SIAクラスタを核にし試料とFe-Mn合金試料の硬さの増加量と溶質原子クラて偏析でMnやNiが集積して溶質原子クラスタを形成

スタの形成量の関係はよく一致しており，Mnクラスタする機構を想定すると，MnはSIAとの混合ダンベル機とMn/Niクラスタで硬化係数に大きな違いがないこと

構で，Niは空孔の引きずり機構でクラスタに集積するが示唆されている(20)．また，Ni濃度の高い高照射の試(23)．Mnの集積は核のSIAクラスタを成長させるが，Ni

料でクラスタの体積率が大きくなると硬化量が大きの集積は逆に縮小させる．FeMn2Ni合金試料に形成すくなる傾向が認められている．この原因として，よりるMn/NiクラスタのMnとNiの濃度はそれぞれ28at%と高い照射量までイオン照射したFe-Mn-Ni合金におい9at%であり，FeMn0.5Ni合金試料とFeMn1Ni合金試料中て，Ni濃度が高くなるほどループ状のMn/Niの集積がのMn/NiクラスタのNiの濃度5at%と2at%と比べて高い

顕著になり，Mn単独の集積が減少することが報告され(20)．MnとNiの濃度の差が単純にクラスタ中のSIA核のており，Niの添加が転位ループの形成を促進すること

大きさに比例すると考えると，Ni濃度が高いほどSIAが提案されている(20)．これらの結果から，Fe-Mn-Ni-

核は小さくなる．照射誘起で形成する濃度分布が大きSi合金における溶質原子クラスタ形成の初期過程をい微小な溶質原子クラスタはSIA核の大きさが硬化係

考えると，Si添加によるMnクラスタ形成の抑制効果と数と関係しているとも考えられる．極めて微小な溶質

Ni添加によるMnクラスタ形成の促進効果のバランス

INSS JOURNAL Vol . 30 2023 NT-3

107を理解することが重要と考えられる．今後，低Cu含有(IIF),” Annual Book of ASTM Standards,

量の低合金鋼とともにFe-Mn-Ni-Si合金に対しても溶

Vol.12.02, American Society for Testing and

質原子クラスタ形成の初期段階に対応するイオン照射実験を実施して，溶質原子クラスタ形成の初期過程における個別元素の影響の検討を進める必要がある．

Materials, West Conshohocken, PA.
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Status:PTS

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Research

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溶質原子のうち Si について，原子炉容器の照射脆(8) 曽根田直樹, 土肥謙次, 野本明義, 西田憲二,

化への影響を検討した．原子炉容器鋼のモデル合金で石野栞, “軽水炉圧力容器鋼材の照射脆化予測

ある Fe-Mn-Si 合金および Fe-Mn 合金に対して，Fe イ

法の式化に関する研究 －照射脆化予測法の開オン照射試験を実施し，低照射量での照射ミクロ組織

発－,” 電力中央研究所報告 Q06019 (2007).

変化への Si 影響を APT 分析により検討した．
その結果，Mn/Si が集積した溶質原子クラスタは形成するが，Si 添加により形成が抑制されることが確(9) （社）日本電気協会, 「原子炉構造材の監視試験
方法 JEAC4201-2007」, 電気技術規程，原子力編，
2007.

認された．さらに，溶質原子クラスタの体積率の平方(10) C. English, J. Hyde, “Recent progress in

根と硬さの増加量の関係から，溶質原子クラスタ以外

the understanding of RPV embrittlement,”の硬化因子が形成してることが示唆された．

Proc. Int. Symp. on Research for Aging

低 Cu 含有量の原子炉容器鋼で脆化因子として想定される Mn/Ni/Si クラスタの形成の初期過程を検討す
るためには，Si 添加による Mn クラスタ形成の抑制効Management of Light Water Reactors, INSS,
p.307 (2008).
(11) M.

Hasegawa,

Y.

Nagai,

T.

Toyama,Y.

果と Ni 添加による Mn クラスタ形成の促進効果のバラ

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

ンスを理解することが重要と考えられる．

Walle,

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