163

照射後焼鈍による照射ステンレス鋼の材料特性変化とIASCC感受性の関係
Material Property Changes During Post-Irradiation Annealing and Their Effects on IASCC
福谷＊
耕司（Koji Fukuya）

藤井＊克彦（Katsuhiko Fujii）

要約 25dpaまで中性子照射された冷間加工316ステンレス鋼について，400〜550℃の範囲で照射
後焼鈍を行い，ミクロ組織，粒界組成，硬さの回復挙動を調べるとともに，PWR一次系模擬水環
境での低歪速度引張試験により評価したIASCC感受性との関係を検討した．ミクロ組織について
は，照射直後に形成されていた高密度のブラックドット，転位ループ，ヘリウムバブルの数密度の減少がおこり，硬さの回復はこのミクロ組織の回復とよく一致していた．ミクロ組成については，粒界でのCr欠乏とNi偏析は焼鈍によりほとんど回復しなかったが，Siは高温で回復する傾向が見られた．また，照射誘起相であるγ′析出物が形成され，焼鈍により密度が増加することが分かった．照射によるIASCC感受性は焼鈍の上昇とともに回復し550℃で大きく回復した．IASCC
感受性と材料の回復の焼鈍温度依存性を検討した結果，IASCCに寄与しているのは粒界組成ではなく，ミクロ組織や硬さであることが示唆された．
キーワード

IASCC，ミクロ組織，ミクロ組成，粒界偏析，照射後焼鈍

Abstract
Recovery behavior in microstructure, grain boundary segregation and hardness due to postirradiation annealing at 400 - 550 ℃ was investigated in cold-worked 316 stainless steels irradiated to 25
dpa. IASCC susceptibility in simulated PWR primary water was also examined by using slow strain ratetensile testing and its relation to material property changes was discussed. The population of black-dots,
dislocation loops and helium bubbles decreased during annealing. Recovery trend of hardness wascoincident with that of microstructures. Grain boundary segregation of Cr and Ni remained almost
unchanged while Si recovered during annealing. Radiation-induced γ' precipitates were formed and their
number density increased during annealing. The IASCC susceptibility decreased with increasing annealing
temperature and a significant decrease occurs after annealing at 550℃. Comparison of temperaturedependent recovery in IASCC susceptibility and material properties suggested that the primary contributor
to IASCC is not grain boundary composition but microstructure and hardening.
Keywords

1.

IASCC, microstructure, microchemistry, grain boundary segregation, post-irradiation annealing

はじめにの変化，照射誘起偏析のミクロ組成変化が顕著に生ずるので，それらのもつ役割を解明することが課題

照射誘起応力腐食割れ（IASCC）は，軽水炉炉内となっている（1）〜（3）．通常の中性子照射では，ミクロ構造物に使用されているステンレス鋼に発生する粒組織の変化，機械的性質の変化，粒界組成変化が同界割れ現象であり，寿命延長における重要な課題と時に進行するため，それぞれの役割を個別に解明すなっている．IASCCの寿命評価手法と対策技術の確ることは難しい．このため，これらを区別する方法

立のためにはそのメカニズムの解明が重要であり，として，照射後に高温で焼鈍する照射後焼鈍が用い

多くの研究が行われている．IASCCは，材料・環られている．照射によるミクロ組織や組成の変化は，境・応力のそれぞれに照射の影響がある複合的な現

高温で焼鈍することにより回復するが，その回復の象であるが，中性子照射により発生する材料の変化

程度が異なれば，照射のままの状態とは異なる材料が本質的に重要であると認識されている．300℃付近

状態を作ることが可能となる．BWRのような溶存酸の温度でステンレス鋼が中性子照射を受けた場合に素を含む水環境でのIASCCに対して焼鈍を適用したは，ミクロ組織の変化，それに起因する機械的性質研究がいくつか報告されており，ミクロ組織・組成＊（株）原子力安全システム研究所

技術システム研究所

164

2.3

変化の役割が議論されている（4）〜（10）．

材料試験および分析

本研究では，PWR一次系水環境でのIASCCのメカ
未焼鈍材および焼鈍材について，硬さ測定，ミクニズム解明の一環として高照射材に照射後焼鈍を適用し，ミクロ組織，機械的性質，粒界組成とIASCC

ロ組織観察，粒界組成分析を実施した．

の関係を検討した．なお，本試験結果の一部を含め

硬さは，チューブの長さ方法に垂直な断面について，PWR一次系水環境のIASCCでは材料の照射硬化て500gのマイクロビッカース硬度計で測定した．測

（11）
〜（14）

が重要な役割をもつことを既に報告しているが，定点数は５点とした．

ここではその後得られたミクロ組織の詳細観察結果

ミクロ組織観察は200kVの日立製作所製のH800型

や回復過程の考察も含めて評価した結果を報告する．

透過型電子顕微鏡（TEM）を使用して実施した．粒界組成分析は，電界放射型電子銃をもつ日立製作所

試験方法

2.

HF2000型透過型電子顕微鏡（FETEM）とエネルギ
ー分散型Ｘ線分光分析装置（EDX）で実施した．分

2.1

供試材

析ビーム直径は約１nmである．T E M観察およ び
FETEM分析の試料は，５％過塩素酸を含む酢酸溶液

本研究で用いた試験材は，15％冷間加工した中で電圧30V，温度−40℃で電解研磨することにより

SUS316鋼であり，国内のPWRで使用されたシンブル

作成した．粒界組成分析は各試験片について３個のチューブから採取した．化学組成を表１に示す．本

大傾角粒界に対して実施した．

研究で用いた試験片の中性子照射量は 3.8×1026n/m2（E>0.1MeV），対応するはじき出し損傷量は25dpaで

3.

結果

3.1

IASCC感受性-8ある．損傷速度は6.5×10 dpa/s，照射温度は320℃である．
照射後焼鈍は，試験片に加工した後，温度400，
450，500および550℃で１時間大気中にて行った．な

表２にSSRT試験の結果をまとめて示す．本表の最お，本材料では600℃以上の温度では熱鋭敏化がおこ

大応力時歪および破断伸びは見かけの降伏発生以降る可能性があるため，焼鈍温度の上限を550℃としての塑性伸びで示している．また，き裂進展速度は，いる．

破面の最大粒界割れ深さを最大応力から破断までの試験時間で割って求めたみかけの値である．図２に
表１

C
0.04

Si
0.62

供試材の化学組成（単位wt％）
Mn
P
S
Ni
Cr
Mo
Fe
1.63 0.022 0.006 12.61 16.94 2.22 Balance

試験後の破面のSEM像を示す．未焼鈍材およびすべての温度の焼鈍材で粒界SCCが認められ，粒内SCCは認められなかった．焼鈍前の粒界破面率89％は，同一シンブルチューブの同一SSRT条件での粒界破面

2.2

SCC試験

率データ59％（６dpa照射）および78％（35dpa照射材）(10）(11）よりもやや高い値であった．粒界破面率は320℃のPWR一次系模擬水で低歪速度引張試験

焼鈍温度の増加とともに単調に減少し，550℃焼鈍材（SSRT）を実施した．水質条件は500ppmB，２では８％と非常に小さい値となっている．最大応力ppmLi，30ccH2/kgH2Oである．試験片形状を図１にには一定の傾向が見られない．図3には最大応力時歪-8示す．歪速度は6.7×10 /sとした．試験後に走査型

およびき裂進展速度の焼鈍温度依存性を示すが，焼電子顕微鏡（SEM）により破面形態の観察を行った．

鈍による顕著な回復は550℃で生じている．550℃焼鈍材ではSSRT試験中に耐力を超えてから加工硬化を

R6

φ3

7.6

1.5

示し，未焼鈍材や500℃以下の焼鈍材に比べて大きなは焼鈍温度の増加とともに低くなり，550℃では大き36く減少することがわかった．

50

図１伸びを示した．これらのデータから，IASCC感受性

15

SSRT試験片の形状（単位mm）

165

表２

照射後焼鈍材のPWR一次系模擬水中のSSRT試験結果

焼鈍温度

最大応力
（MPa）

最大応力時の塑性伸び（％）

破断時の塑性伸び（％）

粒界破面率（％）

き裂進展速度(mm/s)

焼鈍前

937

＜0.1

0.9

89

9.1x10 -6

400℃

508

＜0.1

0.3

63

4.1x10 -5

450℃

660

＜0.1

0.5

50

1.2x10 -5

500℃

806

0.1

0.9

30

6.1x10 -6

550℃

865

4.0

6.7

8

4.7x10 -7

D

IG

IG
D

IG
D

IG

89%IG

（b）450℃焼鈍

図２

最大応力時塑性歪（％）

81.E-056

4
1.E-062

す．焼鈍前の硬さは376であり，焼鈍温度の増加とともに回復し，550℃の焼鈍後でも313と高い値を示した．550℃焼鈍後の残留率は照射による硬さ増加分の58％であり，照射による増加分の約半分まで回復していることがわかった．
表３

焼鈍前
500

550

1.E-07600

焼鈍温度（℃）

図３3.2（c）550℃焼鈍（焼鈍前ΔHv=151）に対する焼鈍後の残留割合を示

1.E-04450

8%IG

SSRT試験後の破面SEM像

JASCCき裂進展速度（mm/s）

10

400

IG

50%IG

（a）焼鈍前0DDD

照射後焼鈍によるIASCC感受性の回復

硬さ

表３には，硬さ測定値（Hv），未照射状態からの硬さ変化量（ΔHv），および，照射による硬さ増加分

焼鈍温度
未照射
焼鈍前
400℃
450℃
500℃
550℃

焼鈍材の硬さ測定結果

照射硬化量の
未照射材に
硬さ
焼鈍後の
対する硬さ増加（Hv）
残留率（％）
（△Hv）
225
376
374
367
350
313

−

−

151
149
142
125
88

100
99
94
83
58

166

3.3

ミクロ組織

球形で試料内にほぼ一様に分布している．焼鈍前の試料のキャビティは，照射量の異なる同一材で観察

未焼鈍材，焼鈍材ともに，転位ループ，ブラックされたヘリウムバブルと形態や密度・サイズがほぼ

ドット（点状の像を示す欠陥集合体），キャビティが同じであることから（20），ヘリウムバブルであると判

均一に分布しているのが観察された．

断される．焼鈍すると空孔集合体である積層欠陥4面

図４は典型的な転位組織のTEM像を示す．上の像体（SFT）が生成する場合のあることが知られていはg=200の２波条件での明視野像であり，高密度のブるが（21），本研究では550℃焼鈍材でのみ約２nmのラックドットと転位ループの像を示している．下のSFTが極めて少数観察された．

像は（111）面上の積層欠陥に起因するストリークに

図６には，フランクループ，ブラックドット，ヘよる暗視野像であり，1/3<111>のバーガースベクト

リウムバブルのサイズ分布の変化を示す．表４には，ルをもつ転位ループ（以下フランクループとする）

これらの平均直径と密度を示す．なお，表４およびの像を示している．焼鈍前の組織には線状のネット

図６には，後述するγ′析出物のデータもあわせて示

ワーク転位は観察できないが，550℃では観察される．

した．フランクループでは，焼鈍により小さいサイ

フランクループは直径が5〜30nmであり，格子間原ズの方が大きく減少しており，小さいものから焼鈍

子型のフランクループと考えられる．ブラックドッにより消滅していることがわかる．このため，550℃

トは５nm 程度の微細な像であり，同一視野での明視では平均サイズはやや大きくなっている．ブラック野像と暗視野像の比較から，フランクループとは別のドットもフランクループと同様にサイズの小さいも実体であることが確認できたが，極めてサイズが小さのが焼鈍により消滅している．ヘリウムバブルでは，いため正確な同定は困難であった．文献に示された400℃の焼鈍で密度がほぼ半分に減少するが，450℃（15）〜（19）300℃付近で照射されたステンレス鋼の観察例と550℃では変化は小さくなっている．ヘリウムバブと比較すると，多くは格子間原子型の集合体と考えルの平均径はほとんど変化していない．

られる．
図５はアンダーフォーカスで撮影したキャビティの吸収コントラスト像を示す．これらキャビティは（a）焼鈍前図４（b）450℃焼鈍（c）550℃焼鈍

焼鈍材の転位組織のTEM像：上はg=（200）の明視野像，下は（111）ストリークによる暗視野像

167（a）焼鈍前

図５（b）450℃焼鈍（c）550℃焼鈍

ヘリウムバブルのTEM像（アンダーフォーカスでの吸収コントラスト像）

20

10

フランクループ

ブラックドット

焼鈍前
400°
C
450°
C
550°
C

6

密度（x1021／m3）

密度（x1021／m3）

8

4

焼鈍前
400°
C
450°
C
550°
C

15

10

5

2

0

0
0

10

20

30

40

0

10

直径（nm）

20

10

20

γ
´析出物
8

焼鈍前
400°
C
450°
C
550°
C

15

10

密度（x1020／m3）

密度（x1022／m3）

ヘリウムバブル

5

焼鈍前
400°
C
450°
C
550°
C

6

4

2

0

0
0

1

2

直径（nm）

図６30

直径（nm）

3

0

10

20

30

直径（nm）

フランクループ，ブラックドット，ヘリウムバブルおよびγ′析出物のサイズ分布の焼鈍による変化

168

表４

焼鈍材のTEM観察結果のまとめ
焼鈍温度

フランクループ
ブラックドット
ヘリウムバブル密度（m-3）平均直径（nm）
密度（m-3）平均直径（nm）
密度（m-3）平均直径（nm）

γ′
析出物

3.4

平均直径（nm）

密度（m-3）

焼鈍前

400℃

450℃

550℃

11.2

11.3

11.1

12.8

2.8x1022

2.1x1022

1.1x1022

6.9x1021

4.0

4.2

4.5

4.9

3.7x1022

2.3x1022

1.7x1022

1.9x1022

0.95

0.98

0.94

0.99

4.0x1022

2.8x1022

2.0x1022

2.1x1022

3.7

3.4

3.3

4.1

1.2x1021

2.0x1021

2.2x1021

2.4x1021

ミクロ組成変化依存性を示す．Crは焼鈍によりわずかに増加する傾向を示すがその変化は極めて小さい．Niは焼鈍によ

化学組成の局所的な変化として，照射による粒界

り粒界濃度が１〜３％程度増加している．Siは粒界

偏析とγ′析出物形成，および焼鈍による変化が観察

濃度が減少しており，500℃と550℃で変化が大きい．

された．

Moは500℃までは粒界で減少したままで変化はほと

図７には粒界近傍の元素分布の例を示す．焼鈍前

んどないが，550℃で粒内濃度を越えて濃縮している．

の照射のままでは照射誘起偏析による顕著なCr欠乏

照射誘起の粒界偏析に対する焼鈍の影響は元素毎にと，NiおよびSiの濃縮が見られる．焼鈍後でも分布異なっており，本研究の焼鈍条件では，主要元素で形状にはほとんど変わっておらず，元素分布の幅にあるCrとNiでは偏析の回復はほとんどなく，SiとMo

は変化はほとんどない．表５には各試料の３粒界のでは温度の高い条件で回復する傾向にあることがわ

測定値を平均した粒界濃度と偏析量（粒界濃度と粒かった．

内濃度の差）を示す．図８には粒界濃度の焼鈍温度

30

30

30

25

25

25

濃度（wt％）

Cr
20

20

15

Cr

20

15

Ni

15

Ni

Ni

10

10

10

5

5

5

Si
0
-30

Si

-20 -10

0

10

20

30

0
-30

Cr

Si

-20 -10

0

10

20

30

0
-30

-20 -100

10

粒界からの距離（nm）（a）焼鈍前（b）450℃焼鈍

図７

焼鈍材の粒界近傍の元素分布の例（c）550℃焼鈍

20

30

169

表５ 焼鈍材の粒界濃度および偏析量の測定結果（単位wt％）
Fe

Cr

Ni

Si

P

Mo

62.01
-5.90

13.05
-5.27

20.80

2.77

9.79

2.23

0.06
-0.15

1.32
-0.70

59.32
-7.51

13.48
-5.27

23.28

2.84

11.64

2.33

1.06
-1.22

60.92
-7.25

14.02
-5.01

21.64

2.50

10.64

2.06

0.02
0.02
0.01
-0.03

59.53
-7.71

13.76
-4.70

23.17

2.25

12.03

1.82

0.12
-0.09

1.16
-1.36

59.90
-7.39

14.12
-4.95

21.55

1.81

11.08

1.04

0.00
-0.08

2.65
0.30

焼鈍温度
焼鈍前

粒界濃度
偏析量
粒界濃度

400℃

偏析量
粒界濃度

450℃

偏析量
粒界濃度

500℃

偏析量
粒界濃度

550℃

偏析量

約２倍に増加しており，焼鈍中に新たに形成されて30

粒界濃度（wt％）

0.91
-0.41

粒内
濃度

25

焼鈍前

20

Ni

Cr

Cr

Ni

Si
Mo

Mo
Si

いることがわかる．サイズ分布は，微細なもの（2.5nm以下）と約７nmの直径のものが多いことを示しており，この傾向は焼鈍では変化していない．

15

10
5

0
400

450

500

550

600

焼鈍温度（℃）

図８

粒界濃度の焼鈍による変化

本研究で観察された析出物はγ′（ガンマプライム）
相のみであった．図９にγ′析出物の暗視野像の例を
図９示す．回折パターン上にγ′
析出物の回折斑点は見らγ′
析出物の暗視野像の例（450℃焼鈍材）れなかったが，予想される回折斑点位置で暗視野像を撮影すると粒状の像が得られることから，γ′
析出

4.

考察

4.1

照射後焼鈍による材料特性の回復物が生成していることが確認された．γ′
はNi3Si組成の整合析出物であり，実用ステンレス鋼で照射誘起（22）相として知られている．500℃以上の高温照射で観察されるが，最近300℃付近の軽水炉照射材でも形（18,23）

本研究ではPWRで25dpaまで照射した冷間加工316，本研究でもステンレス鋼について，ミクロ組織，硬さ，粒界偏新たに確認された．γ′
析出物は直径10nm以下であり，析の焼鈍による回復データが得られた．ここでは，密度はフランクループやバブルよりも一桁小さいオ

こうした材料のミクロ組織等の回復の特徴を文献デーダーである．粒界分析において粒内に特異的にSi

ータとあわせて検討する．照射後焼鈍による回復は，濃度の高い分析点がみられたが，このときのNi/Siの

熱空孔の吸収と放出による点欠陥集合体の変化およ

原子濃度比はほぼ３であり，γ′析出物を検出していび熱拡散による元素移動により生ずるので，焼鈍のたものと考えられる．表４と図６に示したγ′析出物

効果は熱空孔の移動度と量に関係するトータルの空孔の密度・サイズと焼鈍によるサイズ分布の変化をみ移動量で整理することができる．この考え方に基づると，焼鈍により平均径はあまり変化せずに密度がきFeの自己拡散の拡散距離成されることがわかってきており

Dt（DはFeの拡散係数，

170

（7）
（9）
．
t は時間）を用いて焼鈍中の回復挙動を整理した長の合計）の残留率を用いた．本研究のデータは文

拡散係数はD=D 0exp（ -Q/kT）で与えられる．D 0は前献のデータよりもやや回復が大きい傾向を示してい

指数項，Qは活性化エネルギー，Tは絶対温度，kはる．拡散距離に対するフランクループの回復率を図-5９の硬さの回復率と比較すると，10 -11〜10 -10の範囲

ボルツマン定数である．ここでは，D 0 =4.9×10（24）m2/s，Q = 2.95eVを用いた．

でフランクループの方が回復が大きい．ブラックドットでは，密度の減少，550℃でのわずかなサイズの（1）硬さの回復
図10は拡散距離をパラメータとした硬さの回復につ
（4）
〜
（9）

いて，本研究のデータと文献データをプロットしたものである．硬さの回復の指標として，照射に増加が見られた．フランクループの回復とよく似ており，ブラックドットの多くが格子間原子型である
ことを示唆している．

中の凡例の括弧内には，焼鈍前の照射による硬さ増加量を示した．この図から，焼鈍による硬さの回復
は，材料，照射量，硬さ増加量などが大きく異なってもほぼ同一の回復曲線で表されることがわかる．
拡散距離の増加（温度，時間の増加）に伴い硬さは徐々に回復し，１×10-8 m（１時間焼鈍では約650℃に相当）でほぼ照射前の固さに戻る．本試験の最大拡散距離を示す550℃で１時間の焼鈍条件は，照射に照射による硬さ増加量に対する残留率（%）

よる硬さ増加量の約50％が回復する条件に相当する．

フランクループ転位密度の残留率（%）

よる硬さ増加量の残留率（％）を用いた．また，図140
CW316 25dpa PWR this study
304 3dpa BWR Jacobs et al.
304 1dpa proton Busby et al.
304 2.5dpa proton Busby et al.
HP 304L 1dpa proton Busby et al

120
100
80
60
40
20
0
-20
1.E-12

1.E-11

1.E-10

1.E-09

1.E-08

1.E-07

1.E-06拡散距離（m）
140
CW316 25dpa PWR this study (151)
304 18dpa BWR Asano et al (208)316L 10dpa BWR Katsura et al (218)
304 1dpa BWR Asano et al (78)304 2.5dpa BWR Jacobs et al (200)304 1dpa proton Busby et al (51)304 2.5dpa proton Busby et al (106)HP304 1dpa proton Busby et al (62)304L 1dpa JMTR Fukuya et al (66)

120
100
80

図11

フランクループ転位密度の回復と拡散距離の関係

空孔集合体であるSFTとヘリウムバブルの焼鈍挙動を検討する．ヘリウムバブルは空孔とヘリウム原

60

子の集合体であり，焼鈍中には空孔の放出と吸収や40移動などを生ずる．ヘリウムバブルは，焼鈍により20

サイズはほとんど変化せず，密度のみが減少してい0るので，空孔放出による縮小消滅のみが起こってお-20
1.E-12

1.E-11

1.E-10

1.E-09

1.E-08

1.E-07

1.E-06とがわかる．また，ヘリウムバブルの密度減少は拡散距離（m）

図10

り，バブルの移動合体はほとんど起こっていないこ
400℃で大きく，450℃と550℃は400℃とほとんど変硬さの回復と拡散距離の関係

わっていない．このことはヘリウムバブルの性質が一様ではなく，低い温度の400℃で消失するものと，（2）ミクロ組織の回復
ミクロ組織については，ブラックドット，フランク

550℃でも安定なものがほぼ半数ずつ混在しているこ

ループ，ヘリウムバブルの密度の減少がおこり，サとを示唆している．前者は，ヘリウムをほとんど含イズの変化は小さいことがわかった．

まないようなボイドに近いものであって400℃で熱分

格子間原子型フランクループの焼鈍中の変化とし解するが，後者は十分な量のヘリウムを含む平衡バては，熱空孔を吸収して縮小していきサイズの小さブルであり，高温でも熱的に安定であると考えられいものから消滅していく過程が主である．平均値付

る．本研究ではSFTは550℃の焼鈍材でのみわずかに

近より小さい部分で密度が大きく減少するという，観察された．石山らは，BWRで18dpaまで照射した本研究で得られたサイズ分布の変化と対応している．

304ステンレス鋼を焼鈍し，焼鈍前にはSFTもバブル

図11は拡散距離をパラメータとしたフランクループ

も観察されなかったが，550℃焼鈍後にはSFTが，

（4）
（ 7）

の回復について，本研究のデータと文献データ

650℃焼鈍後にはヘリウムバブルが支配的な組織となをプロットしたものである．フランクループの回復ったと報告している（21）．この報告と比較すると，本には転位密度（単位体積あたりのフランクループ周研究の照射材では多量のヘリウムバブルが照射直後

171

140

ヘリウムバブルと作用し，550℃の焼鈍中に新たな空120孔集合体としてのSFTの形成は極めてまれにしか起こらなかったと考えられる．
（3） ミクロ組成の回復
図12は，拡散距離をパラメータとした粒界のCr欠

Cr欠乏の残留率（%）に形成されていることから，熱空孔は既に存在する

CW316 25dpa PWR this study
316L 10dpa BWR Ishiy ama et al
304 2.5dpa BWR Jacobs et al.
304 2.5dpa proton Busby et al.
HP304 1dpa proton Busby et al

100
80
60
40
20

乏量，Ni偏析量，Si偏析量の回復について，本研究

0

（9）
（10）
をプロットしたものでのデータと文献データ（7）-20
1.E-12ある．Cr欠乏は，拡散距離が１×10-9mまでは回復は

1.E-11

1.E-10緩やかであり，これを越えると急激に回復する傾向を示している．Ni偏析の変化もほぼ同様である．本

復は小さい領域である．一方，Si偏析では，データのばらつきが非常に大きいもののCrやNiよりも小さ
い拡散距離で回復が進行している．本研究のデータ

Ni偏析の残留率（%）

り，これらの主要元素については照射誘起偏析の回

100
80
60
40

0
-20
1.E-12

析の回復がCrやNiの回復よりも速いのは，Siの熱拡

1.E-11

1.E-10

る回復も早いためであると考えられる．

まで知られていない．この焼鈍による形成の機構とがおこりNi3Si相として観察できるようになったため

100

1.E-06

80
60
40
20
0
-20
1.E-12

1.E-11

1.E-10

1.E-09

1.E-08

1.E-07

1.E-06拡散距離（m）

であると考えられる．粒界偏析の焼鈍による変化として，400〜500℃でNiの粒界濃度が増加する傾向が

1.E-07

CW316 25dpa PWR this study
316L 10dpa BWR Katsura et al
304 2.5dpa BWR Jacobs et al.
304 2.5dpa proton Busby et al.

120

しては，照射によりNiとSiが濃縮されたフランクル
ープ等のシンク位置で，焼鈍中に熱的な原子再配列

1.E-08140Si偏析の残留率（%）

られているが（22），焼鈍中に形成が起こることはこれ

1.E-09拡散距離（m）

散係数がCrやNiよりも大きく，焼鈍中の熱拡散によNiとSiのシンクでの照射誘起偏析による濃縮が考え

1.E-0620

焼鈍前のSi偏析量がほぼ1/2まで回復している．Si偏わかった．この析出物が照射中に形成される機構は1.E-07

CW316 25dpa PWR this study
316L 10dpa BWR Katsura et al
304 2.5dpa BWR Jacobs et al.
304 2.5dpa proton Busby et al.
HP304 1dpa proton Busby et al120

では550℃で１時間の焼鈍（拡散距離４×10-10m）で，

γ′
析出物は焼鈍によりあらたに形成されることが

1.E-08140-9研究の焼鈍条件での拡散距離は１×10 m以下であ

1.E-09拡散距離（m）

図12

見られたが，γ′
析出物の焼鈍中の形成と関連してい粒界のCr欠乏（上），Ni偏析（中）とSi偏析（下）の回復と拡散距離の関係る現象である可能性がある．また，300℃付近で照射したステンレス鋼のγ′
析出物の平均直径はほとんど照射による耐力増加量Δσy は，フランクループ，の文献で５〜７nmと報告されており，今回の焼鈍試

ブラックドット，ヘリウムバブル，γ′析出物，完全験でも直径５〜７nmの析出物の密度が選択的に増加

転位による個別の耐力増加寄与分をそれぞれΔσFL ，している．焼鈍中の粒界でのNiの増加や特異的なサ2+Δ
ΔσBD ，ΔσHB ，ΔσGP ，ΔσNT とすると，Δσy =（ΔσFL

イズの析出物の形成がどのような機構で生じているかは現時点では不明である．
（4） 硬さとミクロ組織の対応
材料強度（硬さや耐力）の変化は，転位運動の障害物となるフランクループ等の密度とサイズの増減に

σBD +ΔσHB +ΔσGP ） +ΔσNTで求められる．括弧 内の個別の耐力寄与分Δσは，その欠陥種の密度Nと直径dを用いて，Δσ= αMμb Nd で求められる．完全転位の場合は，転位密度をρとして，ΔσNT =αMμb ρで求められる．ここで，αは硬化係数，Mはテイラー
2

2

2

1/2

依存する．ここでは，観察されたミクロ組織（γ′析係数（= 3.06），μはせん断係数（= 76000MPa），bは出物も含めた）の回復と硬さの回復が対応している

転位のバーガースベクトルの大きさ（= 0.255nm）でかどうかを検討した．

ある．フランクループ，ブラックドット，ヘリウム

172

バブル，γ′
析出物に対する硬化係数は，文献で用い

4.2

IASCC感受性と材料特性変化の関係

られる値としてそれぞれ0.4，0.2，0.2，0.4と仮定した（15）．なお，ネットワーク転位については，照射材本研究で得られたミクロ組織，硬さ，粒界偏析のでの定量化が困難であることから除外した．測定し照射後焼鈍による回復挙動と，SSRT試験によるた硬さ増加量ΔHvから耐力増加量への換算は，よくIASCC感受性の変化を比較し，IASCC感受性の変化使用されるΔσy =3.6ΔHvという関係を用いた．図13を決めている要因を検討した．図14は，本研究で得に硬さ増加から計算した耐力増加量と組織から計算られたIASCC感受性，材料変化のデータを，拡散距した耐力増加量を比較して示す．ミクロ組織から計離をパラメータとして照射直後の焼鈍前の値に対す算した値の中では，硬化係数が大きく密度が高いフる焼鈍後の値の比率（残留率）としてプロットした

ランクループの寄与が大きくなっている．ミクロ組ものである．IASCC感受性については，粒界破面率，織から計算した値は，硬さから計算した値よりも小破断歪，き裂進展速度を示している．破断歪についさい傾向であり，特に，400℃と450℃で100〜ては焼鈍温度の増加とともにIASCC感受性が低くな

150MPa下回っている．この違いは，今回の観察で定る傾向にあわせるため逆数をプロットしている．ミ

量化が困難であった完全転位成分の変動によるもの

クロ組織についてはフランクループの転位密度をプと考えられる．焼鈍中にフランクループのサイズ分ロットしている．

布の形がほとんど変化していないことは，大きいサ

まず，粒界組成との関係をみると，ステンレス鋼

イズのフランクループの密度減少が完全転位への転の主要元素であるCrの欠乏とNi濃縮は，本研究の焼換により起こっている可能性を示唆しており，フラ鈍条件の範囲では焼鈍前からほとんど変化していな

ンクループの減少に対応した完全転位成分の増加がいことから，焼鈍によるIASCC感受性の回復には寄あると考えられる．400℃と450℃では15nm以上のフ

与していないと判断される．また，図中にはプロッ

ランクループの密度減少が完全転位への転換で起こ

トしていないが，Moについては500℃以下の焼鈍でっていると仮定すると，これによる完全転位密度のは欠乏したままでその量にはほとんど変化がなく増加は１〜２×1014m-2となり，対応する耐力の増加

550℃でのみ欠乏から濃縮に転じていることから，は100〜200MPa（α=0.2と仮定）と計算される．こIASCC感受性の回復に主要な影響をもっていないとの値は図13で上述の差とほぼ同じとなっている．

考えられる．Siについては，その偏析の回復傾向が550℃では，TEM観察で線状の転位のセグメントがIASCC感受性の回復傾向と一致している．Siがステ観察されており，また，転位の回復の起こる温度でンレス鋼のPWR一次系模擬水中の粒界型SCCに悪影あることから，完全転位成分の寄与はほとんどなく響をもつ可能性については，非照射の粒界組成模擬

なり，硬さ増加から計算した耐力増加量と組織から材においてき裂進展試験（25）やSSRT試験（26）で示唆計算した耐力増加量が比較的よく一致したものと考されている．しかし，Siを0.01％程度まで低減したい

えられる．

わゆる高純度ステンレス鋼をPWR炉内で約10dpa照
射すると，通常純度（Siは0.5〜１％）のステンレス（27）．
鋼と同様にIASCCを生ずることが報告されている

800

140

硬さ増加
からの
計算値

き裂進展速度
120

Ni偏析

合計

400

フランクループ
ミクロ組織
からの
計算値

200

焼鈍後の残留率（％）

耐力増加（MPa）

600

ヘリウムバブルブラックドットγ′
析出物

0
as-irrad.

350

400

450

500

550

Cr欠乏

破断歪の逆数
80

照射硬化

粒界破面率

60
40

Si偏析

20

フランク
ループ

600

焼鈍温度（°
C）

図13

100

硬さ増加から計算した耐力増加とミクロ組織から計算した耐力増加の比較

01.E-12

1.E-11

1.E-10

1.E-09拡散距離（m）

図14

IASCC感受性の回復と材料特性の回復の比較

173

100

このデータは，照射材においてはSiが単独でIASCC

This study
316CW Fukuya et al.
316CW Suzuki et al.
316, 347, 304 Coreman et al.

の主要因であるとはいえないことを示している．本80

後の1.8％に減少しているが，550℃焼鈍後のIASCC
感受性は非常に小さい．これは，前述のSiが0.01％でも照射材でIASCCを発生するとするデータとは量的に大きな差をもっており，Si偏析の回復が単独で粒界破面率（％）

研究では，粒界Si濃度は焼鈍前の2.8％から550℃焼鈍

焼鈍前

400℃

60

450℃

焼鈍温度

40

500℃

IASCC感受性の回復に寄与するとは考えづらい．
20

ミクロ組織の回復傾向は，照射硬化もフランクル

550℃

ープもともにIASCC感受性の回復と傾向は一致して0いる．しかし，照射硬化の場合，550℃での残留率

0200（約60％）は，IASCC感受性の回復量（10％以下）と

400

600

800

1000

1200

耐力（MPa）

差が大きい．フランクループの場合は破面率と比較

図15

IASCC感受性と耐力関係的一致した傾向を示している．照射硬化量とIASCC
感受性の回復の大きな差は，IASCC感受性が照射にえることができる．SSRT試験で評価したIASCC感

よる強度の増加分ではなく，強度自体により決まっ受性に対する耐力の600MPaというしきい値は，照射ていると考えると説明可能である．焼鈍材の耐力は，量の増加とともに耐力が増加し，この付近の耐力レ

未照射材の耐力（350MPa）に前述の硬さ増加と耐力

ベルに達すると，照射材特有の不均一変形が支配的増加の関係Δσy = 3.6ΔHvから求めた耐力増加を加えになることに対応していると考えられる．今後，変ることにより計算できる．本研究のデータと文献デ

形様式の変化についての検討が重要になると考えら

（8）
（28）
（29）

ータ

について，IASCC感受性（粒界破面率）

れる．

と耐力の関係を示したのが図15である．この図は，耐力が約600MPa以上になるとIASCCが発生すること

5.

まとめ

を示している．550℃焼鈍材の推定耐力は約660MPa
であり，IASCC発生の「しきい値」600MPaに極めて

25dpaまで照射された冷間加工316ステンレス鋼に近い値である．このため，照射硬化量の1/2以上が残対して，400〜550℃の照射後焼鈍を行い，PWR一次留しているにも拘わらずこの材料のIASCC感受性が系模擬水中のIASCC感受性，ミクロ組織，硬さ，粒非常に低くなっているものと考えられる．

界偏析の回復挙動を調べた．

ミクロ組織そのものであるフランクループの場合
は，材料の変形と関連していると考えられる．照射（1）IASCC感受性は焼鈍温度の上昇とともに回復し550℃で大きく回復した．

したステンレス鋼では耐力が600MPaを越えると，通（2）ミクロ組織については，焼鈍により照射直後に常の引張試験で加工硬化が消失するようになり（13,14），形成されていた高密度のブラックドット，フラ変形が一様変形から不均一な変形（チャンネル変形）

ンクループ，ヘリウムバブルの数密度の減少がに変化する．上述したように本研究の試験片ではい観察されたが，サイズの変化はほとんど見られずれの条件でも推定耐力は600MPaを越えており，チなかった．

ャンネル変形が重要な変形モードなっていると考え（3）ミクロ組成については，粒界のCrとNiの偏析はられる．フランクループの密度はチャンネルの密度焼鈍によりほとんど回復しなかったが，SiとMoなどを変えうるので，転位チャンネルと交差する粒では550℃で回復する傾向が見られた．また，析

界の歪の蓄積量などに影響し，IASCCの発生と進展

出物としてγ′析出物の形成が確認され，さらにに影響をもつと考えられる．このような組織と変形

焼鈍により新たな形成がおこり密度が増加する

様式の関係に関しては定量的な理解は進んでおらずことが確認された．

これからの課題である．
以上の検討したように，本研究で実施した照射後（4）硬さは焼鈍により回復し照射による増加分の約60％まで回復した．この回復はγ′
析出物を含む焼鈍によるIASCC感受性の回復は，粒界偏析の回復

ミクロ組織の回復傾向とほぼ一致していた．

よりもミクロ組織と強度の回復と対応していると考（5）硬さ，フランクループ，粒界偏析について得ら174れた回復挙動を拡散距離を用いて検討し，照射条件や材料の大きく異なる文献データとよく整合していることが確認された．

（18）D. J. Edwards et al., J. Nucl. Mater., 317, 32(2003).
（19）J. F. Williams et al., Proc. of 8th International（6）IASCC感受性の変化と材料性質の回復の焼鈍温

Symposium on Environmental Degradation of

度依存性を検討した結果，IASCC感受性の回復

Materials in Nuclear Power Systems - Waterに寄与しているのは粒界組成ではなくミクロ組

Reactors, p. 725, NACE (1997).

織や硬さの回復であることが明らかとなった．

（20）K. Fujii et al, ibid. (3).
（21）Y. Ishiyama et al., J. Nucl. Mater., 239, 90 (1996).

文献（22）P. J. Maziasz, J. Nucl. Mater., 205, 118 (1993).
（23）S. T. Byrne et al., Proc. of International（ 1 ）P. Scott, J. Nucl. Mater., 211, 101(1994).

Symposium on Contribution of Materials（ 2 ）S. M. Bruemmer et al., J. Nucl. Mater., 274, 299

Investigation to the Resolution of Problems(1999).
（ 3 ）S. M. Bruemmer, Proc. of 10th International

Symposium on Environmental Degradation ofMaterials in Nuclear Power Systems - Water
Reactors, NACE (2001).
（ 4 ）R. Katsura et al., Corrosion 98, Paper No.132,
NACE (1998).

Encountered in Pressurized Water Reactors(Fontevraud 5), 2002.
（24）L.A. ジルファルコ著，北田正弘訳，結晶中の原子の拡散，昭和55年，共立全書.
（25）G. F. Li et al., Corrosion, 56, 460(2000).
（23）米澤利夫ら，材料と環境，49, 437(2000).
（27）F. Garzarolli et al., ibid.(5).

（ 5 ）K. Asano et al., Proc. of 7th International（28）I. Suzuki et al., Proc. of 4th International

Symposium on Environmental Degradation ofConference on Nuclear Engineering, Vol.5, 205

Materials in Nuclear Power Systems - Water(1996).

Reactors, p. 1033, NACE (1995).
（ 6 ）A. J. Jacobs et al., Corrosion, 51, 731 (1995).
（ 7 ）A. J. Jacobs and S. Dumbill, p. 1021, ibid. (5).
（ 8 ）K. Fukuya et al., Proc. of 6th International

Symposium on Environmental Degradation ofMaterials in Nuclear Power Systems - Water
Reactors, p. 555, TMS (1993).
（ 9 ）J. T. Busby, J. Nucl. Mater., 302, 20 (2002) .
（10）石山嘉英ら，日本金属学会1999年年会，講演番
号606.
（11）G. Furutani et al., J. Nucl. Mater., 288, 179 (2001).
（12）K. Fukuya et al., ibid. (3).
（13）中野守人ら， J. of the Institute of Nuclear

Safety System, 9, 144 (2002).
（14）M. Nakano et al., Proc. of International

symposium on Mechanism of material
Degradation and Non-destructive Evaluation inLight water Reactors, p.301, INSS (2002).
（15）G. E. Lucas, J. Nucl. Mater., 206, 287(1993).
（16）S. J. Zinkle et al., J. Nucl. Mater., 206, 266(1993).
（17）D. J. Edwards et al., J. Nucl. Mater., 317, 13(2003).

（29）J. Coreman et al., ibid. (3).