INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9153

炭素鋼の低温照射下でのミクロ組織の解析
Microstructure Analysis for Carbon Steel Irradiated at Low Temperature
三浦

照光（Terumitsu Miura）＊1

福谷耕司（Koji Fukuya）＊1

藤井川久保

克彦（Katsuhiko Fujii）＊1

政洋（Masahiro Kawakubo）＊2

要約
高レベル放射性廃棄物の地層処分に用いられるオーバーパックは，中性子と γ 線により極めて低い損傷速度（10‑16 dpa･s‑1 以下）で長期間に渡り照射される．オーバーパックで想定される照射条件（90℃以下，最大 4.3 × 10‑6 dpa）における脆化量を予測するには，脆化因子となる
ミクロ組織変化を実験と解析により推定し，ミクロ組織変化から硬さや破壊靱性値の変化量を推定する方法が考えられる．本研究では，候補材料の一つである炭素鋼とそのモデル合金に 90℃でFe イオン照射を行い，ミクロ組織と硬さの変化に対する材料組成の影響を調べた．TEM 観察とアトムプローブ分析でミクロ組織を調べた結果，直径数 nm の転位ループと Mn, Si, Cu 原子が集まった溶質クラスタを確認した．照射量が増しても転位ループの大きさと数密度の変化は小さく，材料組成による明確な影響は認められなかった．溶質クラスタについては，照射量が増すと数密度が増加し，また，Mn, Si, Cu 濃度が高い材料や溶接金属では数密度が高くなった．溶質クラス
タの形成が促進される条件では硬化量も大きい傾向が認められた．硬さの増加量（ΔH）とオロ
ワンモデルに基づく転位ループと溶質クラスタ形成によるせん断強度の増加値（Δτ）の関係式として，ΔH=0.0096 × Δτ を得た．
キーワード

炭素鋼，照射脆化，イオン照射，地層処分，オーバーパック

Abstract
Overpacks used for geological disposal of high level radioactive waste would be
irradiated by neutrons and γ rays with very low dose rate
（less than 10‑16 dpa･s‑1）for a long time.
For prediction of the degree of radiation embrittlement on the overpacks under the expectedirradiation conditions（temperature, less than 90℃; dose, 4.3 × 10‑6 dpa）
, there is a possible way
to estimate the changes in hardness and fracture toughness from the microstructure changes
leading to the radiation embrittlement that were estimated by experiments and analysis. In thepresent study, carbon steels which are one of the candidate materials for overpacks and theirmodel alloys were irradiated with Fe ions at 90℃, and then the eﬀects of material composition
on radiation-induced changes in microstructure and hardness were investigated. Formation of afew nanometer-sized dislocation loops and solute clusters containing Mn, Si and Cu atoms was
conﬁrmed by microstructure analysis using transmission electron microscopy and atom probe
tomography. For dislocation loops, the size and number density were not changed much as thedose increased, and the eﬀects of material composition on the size and number density were
unclear. For solute clusters, the number density increased as the dose increased, and the number
density became large for the materials with high density of Mn, Si, Cu or weld metal. It was
found that the hardness increase became large for the condition that promoted the formationof solute clusters. An empirical formula between hardness increase（ΔH）
and shear strength
increase（Δτ）calculated from size and number density of dislocation loops and solute clusters
based on the Orowan model was obtained as: ΔH=0.0096×Δτ.
Keywords

Carbon steel, Radiation embrittlement, Ion irradiation, Geological disposal, Overpack

1. はじめにめ，ガラス固化体，オーバーパック（金属製容器），
緩衝材からなる人工バリアによる放射性廃棄物の閉高レベル放射性廃棄物の地層処分において，長期オーバー
じ込めが検討されている（1）．これらのうち，間に渡って放射性廃棄物を人間環境から隔離するたパックには埋設後の発熱が比較的大きい 1,000 年間，＊ 1 （株）原子力安全システム研究所 技術システム研究所＊ 2 （公財）原子力環境整備促進・資金管理センター

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9154

ガラス固化体と地下水の接触を防止する機能が要求
（1）

される

．オーバーパックには，耐食性と強度の観点から，炭素鋼の使用が考えられている．しかし，

ᇙタ 1,000 ᖺᚋࡢ࣑ࢡࣟ⤌⧊ࡢኚ໬㔞ࡢ᥎ᐃ࣭↷ᑕヨ㦂࡟ࡼࡿ⬤໬ᅉᏊࡢྠᐃ
࣭࣑ࢡࣟ⤌⧊ኚ໬࡟ᑐࡍࡿᮦᩱ⤌ᡂ㸪 ᗘ㸪↷ᑕ㏿ᗘࡢᙳ㡪ࡢホ౯࣭ゎᯒࣔࢹࣝ࡟ࡼࡿ࣑ࢡࣟ⤌⧊ኚ໬ࡢࢩ࣑࣮ࣗࣞࢩࣙࣥ

ガラス固化体から放出される放射線により炭素鋼が࣑ࢡࣟ⤌⧊ࡢኚ໬㔞࠿ࡽࡏࢇ᩿ᙉᗘࡢቑຍ㔞ࢆィ⟬ࡍࡿ

脆化する場合，オーバーパックの健全性に影響を及ぼす可能性がある．

ࡏࢇ᩿ᙉᗘࡢቑຍ㔞ࡢィ⟬

オーバーパックの埋設後の環境は温度が 90℃以࣭࢜ࣟ࣡ࣥࣔࢹࣝ࡟ࡼࡿホ౯㸪↷ᑕヨ㦂ࢹ࣮ࢱ࡟ᇶ࡙ࡃ◳໬ಀᩘࡢタᐃ

下 で あ り（2）， 中 性 子 束 は 3.5 × 103 cm‑2･s‑1（E >ࡏࢇ᩿ᙉᗘࡢቑຍ㔞࠿ࡽ◳ࡉࡢቑຍ㔞ࢆィ⟬ࡍࡿ

1 MeV），1,000 年間での中性子フルエンスは 1.1 ×（3）と推定されている．ま1014 cm‑2（E > 1 MeV）
た，γ 線束も 3 × 1010 cm‑2･s‑1 あり，中性子と γ 線を◳ࡉࡢቑຍ㔞ࡢィ⟬࣭↷ᑕヨ㦂ࢹ࣮ࢱ࡟ᇶ࡙ࡃࡏࢇ᩿ᙉᗘࡢቑຍ㔞࡜◳ࡉࡢቑຍ㔞ࡢ㛵ಀᘧࡢᑟฟ

合わせた照射速度は 10‑16 dpa･s‑1 以下，照射量は最◳ࡉࡢቑຍ㔞࠿ࡽ◚ቯ㠎ᛶ್ࡢῶᑡ㔞ࢆィ⟬ࡍࡿ

大で 4.3 × 10‑6 dpa（4）と推定されている．この条件に相当する照射試験データはなく，照射によるオー
バーパックの機械的性質の変化をデータに基づいて予測することは難しい．原子力発電所では中性子照射により原子炉圧力容器が脆化することが知られて
おり，照射脆化の評価法として原子炉圧力容器鋼の
（5）

脆化予測式

が確立されている．しかし，原子炉
7‑2◚ቯ㠎ᛶ್ࡢῶᑡ㔞ࡢィ⟬࣭ᮦᩱヨ㦂ࢹ࣮ࢱ࡟ᇶ࡙ࡃ◳ࡉࡢቑຍ㔞࡜◚ቯ㠎ᛶ್ࡢῶᑡ㔞ࡢ㛵ಀᘧࡢᑟฟ

図１

埋設 1,000 年後のオーバーパックの脆化量を推定する考え方

溶接）や温度，照射速度の影響を把握し，解析モデ
ルに組み込む必要がある．そこで，本研究では炭素‑1

圧力容器の照射環境は中性子束が 1.0 × 10 cm ･s

鋼の脆化因子の把握とミクロ組織変化に対する材料（E > 1 MeV）
以上で，温度が270〜290℃であり，
オー

組成の影響に着目し，これらを明らかにすることをバーパックの照射環境と大きく異なるため，予測式

目的として，イオン照射による検討を行った．イオ

をそのまま拡張して適用することは困難である．こン照射は，中性子照射と比較して照射速度が高い照のため，オーバーパックの破壊靱性や遷移温度の変射方法であるが，中性子照射と同様にカスケード損化量を予測するためには，原子炉圧力容器鋼の知見傷を生じさせることができ，また，温度等の照射条を活用しつつ，脆化因子となるミクロ組織変化を実件を精緻に調整できる特徴があり，照射損傷の基礎

験と解析モデルにより推定し，そのミクロ組織変化

研究では広く用いられている．照射イオンが蓄積から硬化量および破壊靱性等の変化量を推定する方することで局所的な組成変化が生じるが，炭素鋼法が考えられる．オーバーパックの脆化量を推定すの主成分である Fe のイオンを用いることで組成変る考え方を図１に示す．

化の影響はほぼ無視できる．炭素鋼の実用鋼とそ脆化因子となるミクロ組織変化に関しては，原子
（6）
（7）
,

のモデル合金および溶接部に 90℃で Fe イオン照射，ナノ析出物あを行い，透過型電子顕微鏡（transmission electron

るいは溶質原子の集合体（溶質クラスタ）や点欠陥

microscopy, TEM）と３次元アトムプローブ（atomの集合体（転位ループやマイクロボイド）および粒

probe tomography, APT）および超微小硬さ試験

界 P 偏析が考えられる．脆化に対するこれらの寄与機でミクロ組織と硬さの変化を調べた．

炉圧力容器鋼の知見によると

は，材料組成や照射量によって異なり，照射速度や温度にも依存することが報告されている（6）．しかし，炭素鋼についてはイギリスのマグノックス炉の炭素鋼容器について照射脆化が調べられているが，低温でのミクロ組織変化に関する詳しい報告はなく，脆化因子の知見は乏しい（8）．

2. 試験方法
2.1 供試材とイオン照射供試材として，炭素鋼の実用鋼とそのモデル合金

オーバーパックの脆化量を推定するためには，ま（FeMnSiCu と FeCu）および溶接部を用いた．原

ずは炭素鋼の脆化因子を明らかにする必要がある．

子炉圧力容器鋼の知見によると，照射脆化に最も強そして，照射によるミクロ組織変化を正しく推定

く影響する成分は Fe への固溶度の小さい不純物のするため，脆化因子に対する材料組成（Cu 濃度やCu であることから，本研究においても Cu 濃度の影

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9

表１
材料

C

155

供試材の化学組成（wt %）

Si

Mn

P

S

Ni

Cu

Cr

Mo

Al

Fe

低 Cu 炭素鋼（0.01wt%Cu）

0.14

0.21

1.12

0.016

0.004

0.01

0.01

0.02

<0.01

0.032

bal.

高 Cu 炭素鋼（0.5wt%Cu）

0.14

0.21

1.09

0.017

0.005

<0.01

0.49

<0.01

<0.01 <0.001

bal.

FeMnSiCu 合金（0.5wt%Cu）

0.005

0.20

1.07

<0.001 <0.001 <0.01

0.49

<0.01

<0.01 <0.001

bal.

FeCu 合金（0.5wt%Cu）

0.001

<0.01

<0.01 <0.001 0.001

<0.01

0.48

<0.01

<0.01

−

bal.

MAG 母材，HAZ（0.05wt%Cu） 0.11
溶接部 溶接金属（0.2wt%Cu） 0.082

0.25

0.65

0.007

0.002

−

0.05

0.04

0.01

−

bal.

0.58

1.07

0.010

0.014

−

0.20

0.03

<0.01

−

bal.

響を検討した．なお，炭素鋼については Cu 濃度の作製し，1150℃で１時間の予熱の後，900 〜 1150℃

規定はないが，溶接材料では 0.5wt% を上限とするの温度範囲で熱間圧延を施した．FeCu 合金は真空規定があることから，想定される最大の Cu 濃度を溶解炉により鋳造し，1100℃で鍛造した後，850℃

0.5wt% とした．実用鋼には，Cu 濃度の異なる炭素で２時間保持から水冷する固溶化熱処理を施した．

鋼として，低 Cu 炭素鋼（0.01wt%Cu）と高 Cu 炭素

溶接部には母材が JIS 規格 SF340A の炭素鋼であり，鋼（0.5wt%Cu）を用いた．表１に供試材の化学組

溶 接 材 料 に YGW16 を 用 い た MAG 溶 接 部（metal

成を示す．

active gas welding）を用いた．供試材の金相組織

低 Cu 炭素鋼は JIS 規格 SM400B の炭素鋼であり，高 Cu 炭素鋼と FeMnSiCu 合金はボタン溶解によりを図２に示す．
材料より，10 × 3 × t1 mm の短冊形状の試験片を50 Pm（a）低 Cu 炭素鋼（c）FeMnSiCu 合金（b）高 Cu 炭素鋼（d）FeCu 合金（e）母材（溶接部）（f）HAZ（溶接部）（g）溶接金属（溶接部）
図２

供試材の金相組織

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9156

放電加工により作製し，試験片表面をコロイダルシ

ライトサイドプレート，溶接金属は粒界フェライト

リカ（ストルアス社製 OP-U 懸濁液）による研磨でを対象とした．

仕上げた．最表面の加工層は，ナイタール（3% 硝酸＋ 97% エタノール）による化学研磨で除去した．
東京大学重照射研究設備のタンデトロン加速器を用いて，試験片に 90℃で 2.8 MeV の Fe2+ イオンを

2.2 ミクロ組織分析（1）TEM 観察

照射した．組成を純 Fe とし，原子の弾き出しが生試験片表面より，〈011〉方向を観察方位とした

じるしきいエネルギーを 40 eV として損傷計算コー

厚さ 100 nm 以下の薄膜試料を集束イオンビーム（9）を用いて計算した照射量の深さ分（focused ion beam, FIB）加工装置（日立製作所製

布を図３に示す．本研究では，純 Fe に対する深さ

FB2000A）を用いて作製し，試験片表面から深さ300 nm における照射量と照射速度で照射条件を定300 nm におけるミクロ組織を TEM（日立製作所製

義した．表２に照射試験のマトリクスを示す．照射

HF-3000）により観察した．なお，薄膜試料に残っ

ド SRIM2013‑4

速度は 1 × 10

‑1

dpa･s ，照射量は 0.01，0.1，1 dpa

᭱኱್࡛つ᱁໬ࡋࡓ↷ᑕ㔞の３条件である．

た FIB 加工によるダメージ層は，精密イオン研磨装置（Gatan 社製 PIPS 691）を用いて，低エネルギー

1.0

Ar イオンビームで除去した．
電子線入射方向 B=［011］，電子線回折方向 g=0.8［011］の条件で転位ループを観察し，直径と数密度を求めた．
本観察方法は，低合金鋼で微細な転位ルー

0.6プの観察に用いられる方法（10）である．また，薄膜

0.4

試料の厚さは，試料を傾斜させた際に試料中に配し0.2

た粒界のコントラストの変化から算出した．

0.0

0

500

（2）APT 分析

1000

試験片表面より 25 × 10 × 10 μm のマイクロ試料῝ࡉ㸦nm㸧

図３を FIB 加工で切り出した後，タングステン製の針状

照射量の深さ方向分布

表２

試料台の先端にマイクロ試料の一部を切断して固定
した．固定には，FIB 装置のタングステン蒸着機構

イオン照射条件

材料

照射速度
照射量
（dpa･s-1） （dpa）を用いた．その後，試料の先端を曲率 50 nm 程度の針状に FIB 加工し，APT 分析試験片とした．作製

0.1, 1

した試験片の例を図４に示す．なお，APT 分析試

高 Cu 炭素鋼（0.5wt%Cu）‑4

1 × 100.01, 0.1, 1

FeMnSiCu 合金（0.5wt%Cu）

1 × 10‑4

0.01, 0.1, 1

験片は試験片表面に平行に作製しており，針の先端FeCu 合金（0.5wt%Cu）

1 × 10‑4

0.1, 1

低 Cu 炭素鋼（0.01wt%Cu）

1 × 10‑4‑4MAG 母材，HAZ（0.05wt%Cu） 1 × 10
溶接部 溶接金属（0.2wt%Cu） 1 × 10‑4が試験片表面から深さ 300 nm に位置するように作1
1

炭素鋼はフェライト相とパーライト相からなる組織である．
パーライト相は非常に硬い組織であるが，試験片表面に占める面積率は，本研究で用いた炭素鋼では 10% 未満であり，照射脆化挙動を把握するためには，フェライト相でのミクロ組織変化と硬化を調べることが肝要になる．本研究では，以降のミクロ組織分析と硬さ測定の対象をフェライト相とした．なお，溶接部については，母材はフェライト相，
熱影響部（heat aﬀected zone, HAZ）は粗粒域のフェ200 nm
図４ APT 分析試験片の SEM 像（高 Cu 炭素鋼の 1 dpa 照射材）

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9

製した．

157

晶方位の影響を受けるため，100 以上の結晶粒につAPT 分析には，
日本原子力研究開発機構（JAEA）
敦賀廃止措置実証部門 新型転換炉原型炉ふげんの
高経年化分析室（ホットラボ）に設置された局所
電極型３次元アトムプローブ（CAMECA 製 LEAP
3000X HR）を用いた．測定は電圧パルスモードで実施し，試料温度は 50K，パルス比 0.15 として，各いて測定し，平均値を求めた．

3. 試験結果
3.1 ミクロ組織（1）TEM 観察

照射条件について２本以上測定した．
類を決定し，３次元像形成処理（測定したデータか

溶接金属の 1 dpa 照射材について，g=［011］とg=［200］の２条件により同位置で撮影した転位ルーらアトムマップを再構築するコンピュータ処理）を

プの暗視野像を図５に示す．図中に丸印で示した位行った．

置で白いドット状に観察されるコントラストが転位
ループの像である．g=［011］と g=［200］では，収集したデータは，質量／電荷比ごとに元素の種

2.3 超微小硬さ試験観察される転位ループの位置が一致していない．転超 微 小 硬 さ 試 験 機（ エ リ オ ニ ク ス 社 製 ENT-

位ループの像のコントラストは，バーガースベクト
ル b（転位ループが存在することにより生じる原子

2100）を用いて，イオン照射に伴う硬さの変化を測

位置のずれの方向と量）と電子線回折方向 g との方定した．照射量が深さ方向に分布を持つため，硬さ位関係により変化する．BCC 金属において転位ルーも深さ方向に異なると考えられる．超微小硬さ試験

プのコントラストに上記の違いが生じる場合，転位ループのバーガースベクトルは b=a〈100〉である（10）．

では一般に広く用いられているビッカース硬さ試験と同様に，圧子の押込み深さの４倍程度の深さまで（11）の領域について平均的な硬さが測定される．試

験片表面より押込み深さを 150 nm に制御して圧子

そこで，本研究では観察される転位ループは全て
バーガースベクトル b=a〈100〉の転位ループであるを押し込み，荷重と押込み深さの最大値からマルテと仮定し，数密度については，g=［011］の条件で観察される b=a［010］と b=a［001］の転位ループに，ンス硬さを測定した．なお，硬さは圧痕形成面の結観察されない b=a［100］の転位ループの数を含め（a）g =［011］（b）g =［200］白丸印は g =［011］の条件で観察される転位ループの位置を，黄丸印は g =［200］で観察される転位ループの位置を示す．なお，電子線の入射方向は B =［011］である．
図５

転位ループの暗視野像（溶接金属の 1 dpa 照射材）

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9158‫ە‬㧗 Cu Ⅳ⣲㗰㸦0.5wt%Cu㸧‫ ی‬FeCu ྜ㔠㸦0.5wt%Cu㸧
‫ ی‬HAZ㸦0.05wt%Cu㸧‫⁐ڦ‬᥋㔠ᒓ㸦0.2wt%Cu㸧

6

6

5

5

N l㸦u10 22 m-3㸧

4
3
2
1

3
2
1

|

0

4

ᮍ↷ᑕ
0.001

0.01

0.1
↷ᑕ㔞㸦dpa㸧

1

0

0.001
ᮍ↷ᑕ

0.01

0.1

1

↷ᑕ㔞㸦dpa㸧

（a）平均直径 dl の変化
誤差範囲は測定値の上限と下限を示す．
図６|dl㸦nm㸧

‫ە‬ప Cu Ⅳ⣲㗰㸦0.01wt%Cu㸧‫ ڸ‬FeMnSiCu ྜ㔠㸦0.5wt%Cu㸧⁐᥋㒊 ‫ ە‬ẕᮦ㸦0.05wt%Cu㸧（b）数密度 Nl の変化

照射に伴う転位ループの平均直径と数密度の変化

るため，数を 1.5 倍にして行った．

たため，再帰的探索アルゴリズムに基づくクラスタ

転位ループの平均直径と数密度の照射量に対する解析を実施し，溶質原子のクラスタリングを定量的変化を図６に示す．直径 1 〜 5 nm の転位ループがに検討した．この方法は，原子炉圧力容器に中性子観察され，平均直径は 2 〜 3 nm であった．高照射照射で形成する Cu リッチ析出物等の溶質クラスタ

量ほど大きな転位ループが観察される傾向があったの解析に使用される方法である．本解析の手順は，が，照射量に対する平均直径の変化は明確には認め（1）溶質クラスタを構成するコア原子を定義し，設られなかった．数密度は1022 m‑3 のオーダーであり，定した距離（以下，コア原子連鎖距離と呼ぶ）以内

照射量が増すと増加した．しかし，その変化は緩やにあるコア原子の連鎖からクラスタのコアを抽出すかであり，高 Cu 炭素鋼では照射量が 0.01 dpa からる，（2）溶質クラスタを構成するコア原子から設定

1 dpa に 100 倍に増加しても数密度は２倍にしか変した距離（以下，周辺原子抽出距離と呼ぶ）以内に化しなかった．本照射条件では，転位ループの形成

あるその他の原子（以下，周辺原子と呼ぶ）を抽出

は 0.01 dpa 程度の低照射量から飽和傾向にあると考する，（3）周辺原子のうち，一定の距離内にある

えられる．
平均直径に対する材料組成の影響は明確には認められず，数密度に対しても，薄膜試料の厚さに関する測定誤差を考慮すると，材料組成の影響は明確には認められなかった．
（2）APT 分析
高 Cu 炭素鋼の 1 dpa 照射材について得られたア
トムマップを図７に示す．Fe，Mn，Si，Cu についてマップを示した．なお，アトムマップの z 方
向長さを最適化するために，３次元像形成処理においては Evaporation Field = 30.0 V/nm と Image
Compression Factor = 1.0 を用いた．Mn と Si および Cu 原子に濃度の高い箇所があり，原子が近接している様子が認められたが，明瞭な溶質クラスタは

43 × 42 × 213 nm

認められなかった．
Mn，Si，Cu 原子が近接している傾向が認められ

図７

アトムマップ（高 Cu 炭素鋼の 1 dpa 照射材）

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9コア原子の数が設定した値に満たないものを取り除100,で使用された
ラメータについては，先行研究（12）（13）パラメータを参考にして，クラスタが適切に抽出できる値を設定した．コア原子は Mn，Si，Cu とし，コア原子連鎖距離と周辺原子抽出距離は 0.6 nm とࢡࣛࢫࢱ⤌ᡂ㸦at%㸧

く．設定が必要なコア原子，コア原子連鎖距離，周辺原子抽出距離，周辺原子の一部の除去条件の各パ

80

60

40

20

し，周辺原子の一部の除去条件については 0.5 nm以内に２個以下しかコア原子を含まない場合とし159‫ڦ‬Fe ‫ڦ‬Mn ‫ڦ‬Si ‫ڦ‬Cu ‫ࡢࡑڦ‬௚

0た．また，溶質クラスタとして扱うコア原子の最小数は 20 個とした．なお，FeCu 合金については，コ
ア原子は Cu，コア原子連鎖距離と周辺原子抽出距
離は 0.7 nm，溶質クラスタとして扱うコア原子の最小数は 10 個，周辺原子の一部の除去条件については 0.5 nm 以内に２個以下しかコア原子を含まない場合とした．

図８

1 dpa 照射材における溶質クラスタの平均組成

溶質原子の量に関係することが分かった．
溶質クラスタの平均直径と数密度および平均直径と数密度から算出した体積率の照射量に対する変化

溶質クラスタの大きさは，クラスタの回転半径を図９に示す．溶質クラスタの直径は，FeCu 合金を乗じたギニエ直では１〜 2 nm であり，それ以外の材料では２〜 4（Radius of Gyration）に（14）．解析によりnm であった．平均直径については，照射量が増し抽出された溶質クラスタのうち，クラスタの重心かても明確な変化は認められなかった．溶質クラスタ

ら原子マップの外周までの距離がギニエ半径以下のの直径は，Cu 濃度が 0.01 〜 0.5wt% の範囲で変化しものは，クラスタの一部しか原子マップに含まれなても大きく変化しないが，Mn と Si が含まれない場い可能性があるため，溶質クラスタの直径と平均組合は小さくなることが分かった．

径（Guinier diamter）で定義した成の計算には使用しなかった．未照射材でも溶質原

22
24
‑3
数密度については，10 〜 10 m のオーダーで，子の濃度が高くなると，濃度の揺らぎによって局所照射量が増すにつれて増加する傾向が認められた．

的に溶質原子濃度の高い箇所が溶質クラスタとして

低 Cu 炭素鋼と比較して高 Cu 炭素鋼の方が高く，抽出されることがある．本研究では，数個程度の抽

Cu 濃度が高い炭素鋼では溶質クラスタの形成が促

出数については未照射材で抽出される濃度揺らぎに進されることが分かった．また，高 Cu 炭素鋼とよる溶質クラスタと区別できないとし，５個以上のFeMnSiCu 合金を比較すると，モデル合金の方が低溶質クラスタが抽出されたデータについて，平均組照射量から溶質クラスタが形成し易いが，照射量が成と直径および数密度を求めた．

高くなると実用鋼でも同程度の溶質クラスタが形成

溶質クラスタは，実用鋼では 1 dpa 照射後に形成されることが分かった．FeMnSiCu 合金と FeCu 合が認められたが，モデル合金では 0.1 dpa 照射で形

金では，FeCu 合金の方が１桁高い数密度を示して成が認められた．1 dpa 照射材における溶質クラス

おり，材料の組成が単純になるほど，溶質クラス

タの平均組成を図８に示す．Mn，Si，Cu 原子を含タの形成は促進されることが分かった．溶接部にむ溶質クラスタが，FeCu 合金以外の材料で認めらついては，HAZ と溶接金属で溶質クラスタが抽出れ， 組 成 比 は Mn が 10 〜 15%，Si が 10% 程 度，Cu

された．HAZ と比較して溶接金属では１桁多く溶が 10% 以下であり，FeCu 合金では Cu の割合は 30

質クラスタが抽出されており，母材や HAZ に比べ〜 40% であった．材料中の Cu 濃度が増えるにつれて Mn と Si および Cu の濃度が高いことが関係してて，溶質クラスタに含まれる Cu 濃度も高くなる傾いると考えられる．モデル合金を除くと，溶接金属向が認められた．また，Si が比較的多い溶接金属でで最も多く溶質クラスタが形成されることが分かっ

は，溶質クラスタに含まれる Si 濃度も高くなった．

た．

主要元素の化学組成が同じである高 Cu 炭素鋼と体積率については，平均直径が照射量や材料組成

FeMnSiCu 合金では溶質クラスタの平均組成も類似に対して明確な変化を示していないため，数密度としており，溶質クラスタの組成比は材料に含まれる同様の傾向を示した．

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9160‫ە‬ప Cu Ⅳ⣲㗰㸦0.01wt%Cu㸧‫ ڸ‬FeMnSiCu ྜ㔠㸦0.5wt%Cu㸧⁐᥋㒊 ‫ ە‬ẕᮦ㸦0.05wt%Cu㸧‫ە‬㧗 Cu Ⅳ⣲㗰㸦0.5wt%Cu㸧‫ ی‬FeCu ྜ㔠㸦0.5wt%Cu㸧
‫ ی‬HAZ㸦0.05wt%Cu㸧‫⁐ڦ‬᥋㔠ᒓ㸦0.2wt%Cu㸧

4

1.E+25




2
1

|

0

ᮍ↷ᑕ
0.001

0.01

0.1

1


1.E+24
1.E+23

1.E+22

ᮍ↷ᑕ
0.001

|

N c㸦m -3㸧d c㸦nm㸧

3

0.01

0.1

1

↷ᑕ㔞㸦 dpa㸧

↷ᑕ㔞㸦dpa㸧

（a）平均直径 dc の変化
誤差範囲は測定値の上限と下限を示す．

（b）数密度 Nc の変化

5

V f㸦u10-3㸧

4
3
2
1

|

0

ᮍ↷ᑕ
0.001

0.01

0.1

1

↷ᑕ㔞㸦 dpa㸧

（c）体積率 Vf の変化
図９

照射に伴う溶質クラスタの平均直径と数密度および体積率の変化

10 に示す．硬さの増加量については，未照射材か3.2 超微小硬さ

らの硬さの増加分を示した．硬さは未照射材では２〜 3 GPa であったが，照射により３〜 4 GPa まで増照射量に対する硬さと硬さの増加量の変化を図‫ە‬ప Cu Ⅳ⣲㗰㸦0.01wt%Cu㸧‫ ڸ‬FeMnSiCu ྜ㔠㸦0.5wt%Cu㸧⁐᥋㒊 ‫ ە‬ẕᮦ㸦0.05wt%Cu㸧

加した．

‫ە‬㧗 Cu Ⅳ⣲㗰㸦0.5wt%Cu㸧‫ ی‬FeCu ྜ㔠㸦0.5wt%Cu㸧
‫ ی‬HAZ㸦0.05wt%Cu㸧‫⁐ڦ‬᥋㔠ᒓ㸦0.2wt%Cu㸧
1.5

2.0
1.0
0.001
ᮍ↷ᑕ

0.01

0.1
↷ᑕ㔞㸦dpa㸧

1（a）硬さの変化
誤差範囲は測定値の上限と下限を示す．
図 10

1.0

0.5

0.0
0.001
ᮍ↷ᑕ

|

◳ࡉࡢቑຍ㔞㸦GPa㸧

3.0|◳ࡉ㸦GPa㸧

4.0

0.01

0.1
↷ᑕ㔞㸦dpa㸧

（b）硬さの増加量の変化

照射に伴う硬さおよび硬さの増加量の変化

1

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9

照射量 0.1 dpa までの硬さの増加量には，材料組成による明確な違いは認められなかった．1 dpa ま161

は溶質クラスタの形成挙動と関係するものと考えられる．

で照射すると，低 Cu 炭素鋼で増加量が低下し，高照射欠陥の形成による硬化を表すモデルとして，

Cu 炭素鋼と FeMnSiCu 合金では幾分の増加が認め

オロワンモデルがある（15）．炭素鋼の照射硬化にはられた．Cu 濃度が高い材料では，高照射量でも硬転位ループと溶質クラスタの形成が寄与しており，化が継続する傾向にあることが分かった．高 Cu 炭

２個の硬化因子が存在する場合，硬化に対するそれ

素鋼と FeMnSiCu 合金では主要な化学組成は同じ

らの寄与の合算は次式で示す二乗和の平方根で仮定であるが，C や P，S 等の不純物濃度が異なっておする考え方がある（16）．

り，実用鋼に比べてモデル合金の方が硬さの増加量が大きくなることが分かった．モデル合金を用いた照射脆化の評価は，安全側の評価となる可能性が考えられる．ただし，FeMnSiCu 合金と FeCu 合金でοɒ = ඥ(ο߬௟ )ଶ + (ο߬௖ )ଶ㸪（1）ο߬௟ = ߙ௟ ߤ ܾඥܰ௟ ݀௟ 㸪ο߬௖ = ߙ௖ ߤ ܾඥܰ௖ ݀௖

は，照射による硬さの増加量は FeMnSiCu 合金の方が大きく，Mn と Si が含まれなければ照射による

ここで，Δτ は硬化因子によるせん断強度の増加値

硬さの増加量は小さくなることが分かった．溶接を示し，降伏応力の増加量に相当する．なお，添部については，未照射材では溶接金属が最も硬く，
1 dpa 照射後の硬さも溶接金属が最も大きかった．

え字の l は転位ループを，c は溶質クラスタを示し，Δτl と Δτc はそれぞれの寄与分である．α は欠陥の種

オーバーパックでは，溶接材料からの Cu 混入を含類やサイズにより異なる硬化係数であり，転位ルーめ，溶接金属の部分で照射脆化が最も大きくなる可プについてはサイズに応じて 0.2 〜 0.5 程度（16），溶能性が高いことが示唆される．

,の値であるこ質クラスタについては 0.1 程度（17）（18）とが知られている．N と d はそれぞれの欠陥の数密

4. 考察度と平均直径である．μ は剛性率，b はバーガース
ベクトルの大きさであり，純 Fe での値（19） として炭素鋼を 90℃の低温で照射すると，直径が数 nm

それぞれ 80 GPa と 0.25 nm を用いた．なお，炭素の転位ループと Mn，Si，Cu 原子を含む溶質クラス

鋼とモデル合金では剛性率とバーガースベクトルのタが形成され，硬さが増加した．硬さの増加量は，大きさは同じではないが，組成の大部分は Fe であ

照射量 0.1 dpa までは飽和傾向を示すことはなかっり，結晶構造も BCC であることから大きな違いはたが，照射量 1 dpa では飽和する傾向が見られ，Cu

ないと考えられる．

濃度が高い材料では高照射量でも硬さがわずかに増式（1）を用いて，転位ループと溶質原子クラスタ

加する傾向にあった．また，実用鋼に比べてモデの形成によるせん断強度の増加値（Δτ）を求め，硬ル合金では硬さの増加量が大きくなったが，Mn やSi が含まれない場合は，照射による硬さの増加量が小さくなった．これらの硬さの増加量に認められた
材料組成による変化は，溶質クラスタの形成挙動に‫ە‬ప Cu Ⅳ⣲㗰㸦0.01wt%Cu㸧‫ە‬㧗 Cu Ⅳ⣲㗰㸦0.5wt%Cu㸧‫ ڸ‬FeMnSiCu ྜ㔠㸦0.5wt%Cu㸧‫ ی‬FeCu ྜ㔠㸦0.5wt%Cu㸧⁐᥋㒊 ‫ ە‬ẕᮦ㸦0.05wt%Cu㸧

‫ ی‬HAZ㸦0.05wt%Cu㸧‫⁐ڦ‬᥋㔠ᒓ㸦0.2wt%Cu㸧

認められた材料組成による傾向と一致する．溶質ク
くなる傾向にあり，実用鋼に比べてモデル合金の方が高い傾向にあった．また，平均直径は Mn や Si が含まれない FeCu 合金では小さくなった．溶接部では溶接金属が 1 dpa 照射後に最も硬くなったが，溶質クラスタの数密度は母材や HAZ と比較して溶接

1.5◳ࡉࡢቑຍ㔞 㸦GPa㸧

ラスタの数密度も，Cu 濃度が高いと高照射量で高形成挙動が対応する．転位ループについては，平均れておらず，硬さの増加量における材料組成の影響οH = 0.0096 × οɒ

0.5

0.0

金属で高くなっており，硬化挙動と溶質クラスタの直径と数密度に材料組成による明確な影響は認めら

1.0

50

70

90

110

130

150

ࡏࢇ᩿ᙉᗘࡢቑຍ್ 㸦MPa㸧

図 11

硬さの増加量（ΔH）と転位ループと溶質クラス
タによるせん断強度の増加値（Δτ）との関係

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9162

さの増加量（ΔH）との関係を図 11 に示した．なお，
α 値については，各点の直線関係が最も良くなるよ
うに決定した．決定した α 値は，転位ループが 0.5，

文

献

溶質クラスタが 0.05 であり，転位ループについては（1） 包括的技術報告：わが国における安全な地層

これまでの値の範囲内である．一方，溶質クラスタ処分の実現−適切なサイトの選定に向けたについては小さい．これは，本研究で抽出された溶セーフティケースの構築−レビュー版 , 原子質クラスタは，アトムマップ上で明瞭に認められる

力発電環境整備機構（2018）．

ほど溶質原子が近接しておらず，個々のクラスタが（2） わが国における高レベル放射性廃棄物地層処硬化に及ぼす寄与は小さいことを示唆する．図 11分の技術的信頼性 ‐ 地層処分研究開発第２中に示した直線は，最小二乗法より求めた回帰直線

次取りまとめ−分冊 2 地層処分の工学技術，であり，関係式を以下に示す．

核燃料サイクル開発機構（1999）．

οH = 0.0096 × ο߬（2）2（3） H. Asano, M Aritomi, “Long-term integrityof waste package final closure for HLW

決定係数 R は 0.438 で，標準偏差は 0.15 GPa であっgeological disposal,（VI）consistency of the

た．炭素鋼の低温照射における脆化因子が転位ルー

structural integrity evaluation model for theプと溶質クラスタであることを明らかにし，ミクロ

weld joint,” J. Nucl. Sci. Technol., Vol.47, P.70

組織と硬さの変化に対する材料組成の影響を明らか（2010）．

にした．

5. まとめ
炭素鋼の実用鋼とそのモデル合金および溶接部に（4） 本間信之，千葉恭彦，櫻井憲治，“ 銅−炭素鋼複合オーバーパックの試作 ,” JNC TN8400
99-049（1999）．
（5） 原 子 炉 構 造 材 の 監 視 試 験 方 法 JEAC42012007，日本電気協会（2008）．

90℃で Fe イオン照射を行い，ミクロ組織と硬さの（6） K. Fukuya, “Current understanding of

変化を調べ，炭素鋼の低温照射における脆化因子を

radiation-induced degradation in light water

同定するとともに，脆化因子に対する材料組成の影

reactor structural materials,” J. Nucl. Sci.

響を明らかにした．

Technol., Vol.50, P.213（2013）．
（7） Irradiation Embrittlement of Reactor

・炭素鋼の低温照射における脆化因子は，転位ルー

Pressure Vessels（RPVs）in Nuclear

プと溶質クラスタであることを明らかにした．

Power Plants, Eds., N. Soneda, Woodhead

・Mn，Si，Cu 濃度が高い材料や溶接金属では，照射に伴う溶質クラスタの形成が促進され，硬（8） R.B. Jones, T.J. Williams, “The dependence

さの増加量が大きくなることが分かった．転位of radiation hardening and embrittlement on

ループの形成については，材料組成による明確

irradiation temperature,” Eﬀects of Radiation

な違いは認められなかった．

on Materials: 17th International Symposium,

・硬さの増加量（ΔH）と転位ループおよび溶質
クラスタの形成によるせん断強度の増加値（Δτ）の関係式として，ΔH=0.0096 × Δτ を得た．

謝Publishing（2015）．

辞

ASTM STP 1270, ASTM, P.569（1996）．
（9） J.F. Ziegler, J.P. Biersack, U. Littmark, “The
Stopping and Range of Ions in Solidsm,”
Pergamon, New York（1985）．
（10） K. Fujii, K. Fukuya, “Characterization of
defect clusters in ion-irradiated A533B steel,”

本研究は，経済産業省資源エネルギー庁からの委

J. Nucl. Mat., Vol.336, P.323（2005）．

託による「平成 29 年度高レベル放射性廃棄物等の（11） 微小試験片材料評価技術の進歩 , 日本原子力

地層処分に関する技術開発事業（処分システム工学

学会「微小試験片材料評価技術」研究専門委

確証技術開発）」の成果の一部である．

員会（1992）．
（12） K. Fujii, K. Fukuya, T. Hojo, “Eﬀects of dose

INSS JOURNAL Vol . 26 2019 NT‑9

rate change under irradiation on hardening
and microstructural evolution in A533B
steel,” J. Nucl. Sci. Technol., Vol.50, P.160（2013）．
（13） K. Fujii, K. Fukuya, R. Kasada, A. Kimura,T. Ohkubo, “Effects of tensile stress on Cuclustering in irradiated Fe-Cu alloy,” J. Nucl.
Mat., Vol.458, P.281（2015）．
（14） M.K. Miller, “Atom Probe Tomography:
Analysis at the Atomic Level,” Kluwer
Academic, New York（2000）．
（15） G.S. Was, “Fundamentals of radiationmaterials science: Metals and Alloys,”
Springer, New York（2017）．
（16） G.E. Lucas, “The evolution of mechanicalproperty change in irradiated austenitic
stainless steels”, J. Nucl. Mat., Vol.206, P.287（1993）．
（17） T. Toyama, Y. Nozawa, W.V. Renterghem,
Y. Matsukawa, M. Hatakeyama, Y. Nagai,
A.A. Mazouzi, S.V. Dyck, “Irradiation-induced
precipitates in a neutron irradiated 304
stainless steel studied by three-dimensional
atom probe,” J. Nucl. Mat., Vol.418, P.62
（2011）．
（18） 宮原勇一，西田憲二，陳思維，藤井克彦，“ 平成 29 年度原子炉圧力容器及び炉内構造物の照射影響評価手法の高度化（3）中性子照射を受けたオーステナイト系ステンレス鋼のミクロ組織と降伏強度の相関 ,” 日本原子力学会
2018 年秋の大会，1C16（2018）．
（19） 改訂４版（2004）．

金属データブック，日本金属学会

163