JP2001042089A - 中性子吸収能を備えたアルミニウム複合材及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 Ｂの含有量を高くして中性子吸収能を向上さ
せ、しかも、従来材と比較して機械的性質や加工性の面
でも優れている、中性子吸収能を備えたアルミニウム複
合材を提供する。 【解決手段】 本発明による中性子吸収能を備えたアル
ミニウム複合材は、ＡｌまたはＡｌ合金母相中に中性子
吸収能を有するＢまたはＢ化合物の粉末をＢ量として
１．５重量％以上９重量％以下含有し、加圧焼結された
ことを特徴としている。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、例えば使用済み核
燃料の輸送容器や貯蔵容器等の構造材料として有用な、
中性子吸収能を備えたアルミニウム（Ａｌ）複合材及び
その製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】ホウ素（Ｂ）は中性子の吸収作用を有す
る元素であるが、実際に該作用を有するのは、天然Ｂ中
にほぼ２０％の割合で存在する同位体¹⁰Ｂのみであるこ
とが知られている。従来より、中性子の吸収作用を有す
る構造用材料として、Ａｌ合金中にＢを添加した合金が
用いられている。このような合金を製造する場合には、
従来、通常の溶解法が採用されており、Ｂ添加量の増加
にしたがって液相線温度が急激に上昇するため、Ａｌ合
金中にＢを粉末状またはＡｌ−Ｂ合金の形で添加する、
Ａｌ溶湯中にＫＢＦ₄ 等のホウ弗化物の形で添加してＡ
ｌ−Ｂ金属間化合物を生成する、液相線温度以下の固液
共存域から鋳造する、あるいは、加圧鋳造法を用いる、
といった方法が用いられているが、強度や延性等の機械
的性質を高めるために種々の改良が加えられている。こ
れらの改良については、たとえば特開昭５９−５０１６
７２、特開昭６１−２３５５２３、特開昭６２−７０７
９９、特開昭６２−２３５４３７、特開昭６２−２４３
７３３、特開昭６３−３１２９４３、特開平１−３１２
０４３、特開平１−３１２０４４、特開平９−１６５６
３７等、多くの例を挙げることができる。

【０００３】このような溶解法によるＡｌ−Ｂ合金は、
中性子を吸収するＢを添加すると、Ｂ化合物としてＡｌ
Ｂ₂ 及びＡｌＢ₁₂の金属間化合物が存在し、特に、Ａｌ
Ｂ₁₂が多く存在すると加工性が低下する。しかし、この
ＡｌＢ₁₂の量を制御するのは技術的にも困難であるた
め、実用材としてはＢの量を１．５重量％まで添加する
のが限度であり、従って中性子吸収の効果はそれほど大
きくない。

【０００４】また、中性子吸収作用を有する材料として
は、上述した溶解法によるＡｌ−Ｂ合金の他にも、ボラ
ール（Ｂｏｒａｌ）と呼ばれているものがある。このボ
ラールは、Ａｌ母材に３０〜４０重量％のＢ₄Ｃを配合
した粉末をサンドイッチにして圧延した材料である。し
かし、このボラールは、引張強さが４０ＭＰａ程度と低
いだけでなく、伸びも１％程度と低く、また、成形加工
が困難なため、構造材としては用いられていないのが現
状である。Ａｌ−Ｂ₄Ｃ複合材の今一つの製造法とし
て、粉末冶金法の利用が挙げられる。Ａｌ合金とＢ₄Ｃ
を、共に粉末の状態で均一に混合してから固化成形しよ
うというものであり、前記した溶解に伴うトラブルを回
避できるほか、マトリックス組成をより自由に選択でき
る等のメリットを有する。米国特許ＵＳ５４８６２２３
およびそれに続く同一発明者による一連の発明において
は、粉末冶金法を用いて強度特性に優れるＡｌ−Ｂ₄Ｃ
複合材を得る方法が述べられており、なかでもＵＳ５７
００９６２は中性子遮蔽材料の製作を主眼においたもの
となっている。しかしながら、これらの発明において
は、マトリックスとの結合性を高めるために特定元素を
添加した特殊なＢ₄Ｃを使用する上、工程も複雑で、工
業レベルでの実用化にはコスト面で大きな問題があっ
た。また、粉末をＣＩＰで固めたのみの多孔質な成形体
を加熱・押出するためにガスの巻き込みが生じる、マト
リックスの組成によってはビレット焼結時に６２５℃以
上という高温に曝すことで特性が著しく劣化する、とい
った性能上の懸念事項も多かった。

【０００５】

【発明が解決しようとする課題】上述したように、溶解
法で製造したＡｌ合金は、Ｂ等の中性子吸収能を有する
化合物を添加する量に限界があるため、その中性子吸収
効果は小さいものであった。その解決のため、前述のと
おり多くの発明がなされてきたが、それらの実施には、
内包する化合物相（ＡｌＢ₂ 、ＡｌＢ₁₂他）の存在比ま
でをコントロールした母合金を溶解する、極めて高価な
濃縮ボロンを使用するなど、生産コストを大幅に上昇さ
せる前提条件が多く、工業レベルでの実用化は困難であ
った。また、操業面においても、炉内の汚染（高Ｂ濃度
のドロスを除去する炉洗いが必要となる、投入したフッ
化物等が残留してコンタミネーションとなる、等）や高
い溶解温度（１２００℃以上を必要とするものも有り）
による炉材へのダメージ等の問題から、通常のＡｌ用溶
解設備での実施は事実上不可能に近かった。また、Ｂ₄
Ｃの含有量が３０〜４０重量％と高いボラールは、加工
性に問題があって構造材としては使用できない状況にあ
る。このような背景から、Ｂの含有量を増して高い中性
子吸収能を有するのは勿論のこと、引張強さや伸び等の
機械的性質にも優れていて、加工が容易で構造材として
使用可能な中性子吸収能を備えたアルミニウム複合材及
びその製造方法が望まれていた。

【０００６】そこで本発明は、Ｂの含有量を増して中性
子吸収能を向上させることができ、しかも、機械的性質
や加工性の面でも優れている、中性子吸収能を備えたア
ルミニウム複合材及びその製造方法の提供を課題とす
る。発明者らは、上記のような現状に鑑み、研磨材ある
いは耐火物材料として市中で安価に流通している通常の
Ｂ₄Ｃを使用し、必要な中性子遮蔽能と強度特性をバラ
ンスよく満たすＡｌ基複合材料を安価に製造する方法を
創出すると共に、同法が最大の効果を発揮する合金組成
（Ｂ₄Ｃ添加量も含む）を見出したものである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】本発明は、上記課題を解
決するため以下の手段を採用した。請求項１に記載の中
性子吸収能を備えたアルミニウム複合材は、Ａｌまたは
Ａｌ合金母相中に中性子吸収能を有するＢまたはＢ化合
物をＢ量として１．５重量％以上９重量％以下含有し、
加圧焼結したことを特徴とするものである。この場合、
ＡｌまたはＡｌ合金母相中に含有する中性子吸収能を有
するＢまたはＢ化合物は、Ｂ量として２重量％以上５重
量％以下とするのがより好ましい。

【０００８】このような中性子吸収能を備えたアルミニ
ウム複合材によれば、ＢまたはＢ化合物の添加量が高
く、引張特性などの機械的性質にも優れたアルミニウム
複合材となる。また、その製造コストも安価に抑えるこ
とができる。

【０００９】請求項２に記載の中性子吸収能を備えたア
ルミニウム複合材の製造方法は、ＡｌまたはＡｌ合金粉
末に中性子吸収能を有するＢまたはＢ化合物の粉末をＢ
量として１．５重量％以上９重量％以下添加後、加圧焼
結することを特徴とするものである。

【００１０】この場合、ＡｌまたはＡｌ合金粉末として
は、均一で微細な組織を有する急冷凝固粉を使用するの
が好ましく、Ｂ化合物粉末としては、炭化ホウ素（Ｂ₄
Ｃ）粒子を使用するのが好ましい。そして、前記Ａｌま
たはＡｌ合金粉末の平均粒径を５〜１５０μｍとし、か
つ、使用するＢ化合物粉末を平均粒径１〜６０μｍのＢ
₄Ｃ粒子とするのが好ましい。また、加圧焼結の方法と
しては、熱間押出、熱間圧延、熱間静水圧プレス又はホ
ットプレスの何れかまたは組合せで行うことができる。
これらの加圧焼結方法は、いずれも粉末を缶内に封入
（キャニング）した後、加熱下において真空引きするこ
とにより缶内の粉末表面に吸着したガス成分及び水分を
除去し、しかる後に缶を封止することを特徴とする。そ
して、このキャニングされた粉末を、缶内を真空に保っ
たままで熱間加工に供する。さらに、前記加圧焼結を実
施した後には、必要に応じて適宜熱処理を施すことが好
ましい。

【００１１】このような中性子吸収能を備えたアルミニ
ウム複合材の製造方法によれば、加圧焼結による粉末冶
金法を採用することで、ＢまたはＢ化合物の添加量を増
したとしても、引張特性などの機械的性質にも優れたア
ルミニウム複合材が製造できる。従って、中性子吸収能
を向上させることができ、かつ、加工性にも優れたアル
ミニウム複合材を提供できる。

【００１２】

【発明の実施の形態】以下、本発明に係る中性子吸収能
を備えたアルミニウム複合材及びその製造方法の一実施
形態を説明するとともに、各内容の範囲限定理由につい
て述べる。本発明におけるＡｌ複合材の製造方法は、ア
トマイズ法などの急冷凝固法で作成したＡｌまたはＡｌ
合金粉末と、中性子吸収能を有するＢまたはＢ化合物の
粉末とを混合して、加圧焼結するものである。ここで添
加するＢ量は、１．５重量％以上９重量％以下の範囲で
ある。

【００１３】ベースとして使用できるＡｌまたはＡｌ合
金粉末は、純アルミニウム地金（ＪＩＳ １ｘｘｘ
系）、Ａｌ−Ｃｕ系アルミニウム合金（ＪＩＳ ２ｘｘ
ｘ系）、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金（ＪＩＳ ５ｘ
ｘｘ系）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金（ＪＩ
Ｓ ６ｘｘｘ系）、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系アルミニウム合
金（ＪＩＳ ７ｘｘｘ系）、Ａｌ−Ｆｅ系アルミニウム
合金（Ｆｅ含有率が１〜１０重量％）の他にも、例えば
Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金（ＪＩＳ ３ｘｘｘ系）
などがあり、強度、延性、加工性、耐熱性など必要とす
る特性に応じて選択することが可能で、特に限定される
ものではない。これらのＡｌまたはＡｌ合金としては、
均一で微細な組織を持つ急冷凝固粉を使用する。この急
冷凝固粉を得るための急冷凝固法としては、単ロール
法、双ロール法、エアアトマイズやガスアトマイズなど
のアトマイズ法といった周知技術を採用できる。このよ
うな急冷凝固法によって得られたＡｌ合金粉末は、好適
には平均粒径が５〜１５０μｍの粉末を使用する。その
理由は、平均粒径が５μｍ未満では微粉のために各粒子
が凝集をするので、結局大きな粒子の塊になることとア
トマイズ法による製造の限界（微細な粉末だけを分け取
る必要があり、粉末製造歩留が極端に悪化して、コスト
を急増させる）のためであり、平均粒径が１５０μｍを
超えると急冷凝固でなくなるなどのアトマイズ法による
製造の限界と、微細な添加粒子との均一混合が困難にな
るといった問題とのためである。最も望ましい平均粒径
は５０〜１２０μｍである。急冷凝固の急冷速度は、１
０² ℃／ｓｅｃ以上、望ましくは１０³ ℃／ｓｅｃ以上
である。

【００１４】一方、上記ＡｌまたはＡｌ合金粉末と混合
するＢまたはＢ化合物は、特に高速中性子の吸収能が大
きいという特徴を有している。なお、本発明で使用可能
な好適なＢ化合物としては、Ｂ₄Ｃ，Ｂ₂Ｏ₃ などがあ
る。なかでもＢ₄Ｃは、単位量当たりのＢ含有量が多く
少量の添加で大きな中性子吸収能を得られる他、非常に
高い硬度を有するなど構造材への添加粒子として特に好
適である。このようなＢまたはＢ化合物の添加量は、Ｂ
量としての重量％で１．５以上９以下、好適には重量％
で２以上５以下とする。この理由は、以下の通りであ
る。アルミニウム合金（およびアルミニウム基複合材）
を原子力分野における構造材、より具体的には使用済核
燃料の貯蔵・輸送用容器の構造材として使用することを
考えた場合、その部材厚さは必然的に５ｍｍから３０ｍ
ｍ程度となる。これは、該範囲を超えた厚肉材では軽量
なアルミニウム合金を使用する意味が薄れ、一方、構造
材に要求される信頼性を確保するためには、常識的なア
ルミニウム合金の強度を想定すれば極端な薄肉化が困難
なことは明らかなためである。言い換えれば、このよう
な用途に使用するアルミニウム合金の中性子遮蔽能力
は、上記の範囲の厚さにおいて必要充分な値であればよ
く、一部の先行発明に述べられているような極端に多量
のＢやＢ₄Ｃの添加は、いたずらに加工性の悪化や延性
の低下をもたらすのみとなる。発明者らの実験によれ
ば、市場に安価に流通する通常のＢ₄ＣをＢ源として使
用した場合、目的とする用途に最適な特性を得られるの
は、Ｂ₄Ｃ添加量が２〜１２重量％、Ｂ量換算で１．５
〜９重量％の場合のみである。Ｂ₄Ｃ量がこれを下回る
と、必要な中性子吸収能が得られず、一方、上記範囲を
超えて添加された場合には、押出等の成型時に割れが発
生するなどして製作が困難となるのみならず、得られた
材料も延性が低く、構造材として要求される信頼性を確
保することができない。また、ＢまたはＢ化合物の粉末
は、好適には平均粒径が１μｍ〜６０μｍのものを使用
する。その理由は、平均粒径が１μｍ未満では微粉のた
めに各粒子が凝集するので、結局大きな粒子の塊になっ
て均一な分散が得られなくなることと歩留が極端に悪く
なるためであり、６０μｍを超えると、それらが異物と
なって材料強度や押出性を低下させるのみならず、さら
には材料の切削加工性も悪化するためである。

【００１５】上述したＡｌまたはＡｌ合金粉末とＢまた
はＢ化合物の粉末とを混合した後には、加圧焼結を施し
てＡｌ合金複合材を製造する。加圧焼結の製造法として
は、熱間押出、熱間圧延、熱間静水圧プレス（ＨＩＰ）
又はホットプレスの何れかまたは組合せを採用してもよ
い。なお、加圧焼結時における好適な加熱温度は３５０
℃〜５５０℃である。また、本発明の特徴のひとつは、
混合した粉末を加圧焼結に供する前に、Ａｌ合金製の缶
内に封入して真空加熱脱ガスを施すことにある。この工
程を省略すると、最終的に得られる材料中のガス量が多
くなり、所期の機械的性質が得られなかったり、熱処理
時に表面にフクレが発生したりする。真空加熱脱ガスに
好適な温度範囲は３５０℃〜５５０℃であり、下限値以
下では充分な脱ガス効果が得られず、上限以上の高温に
さらすと、材質によってはその特性劣化が著しくなる。

【００１６】加圧焼結後には、必要に応じて熱処理を実
施する。例えばＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系のＡｌ合金粉末をベ
ースとして使用した場合にはＪＩＳのＴ６処理を、Ａｌ
−Ｃｕ系のＡｌ合金粉末をベースとして使用した場合も
同様にＴ６処理を施すが、純ＡｌやＡｌ−Ｆｅ系Ａｌ合
金などの粉末をベースとして使用した場合には熱処理は
不要であり、この場合はＪＩＳのＴ１処理に該当する。

【００１７】このような製造方法により、ＡｌまたはＡ
ｌ合金母相中に、中性子吸収能を有するＢまたはＢ化合
物をＢ量として１．５重量％以上９重量％以下含有し、
加圧焼結されたアルミニウム複合材を得ることができ
る。なお、ＢまたはＢ化合物は高速中性子吸収能に優れ
ていることが知られているが、必要に応じて低速中性子
吸収能に優れたＧｄまたはＧｄ化合物を適宜添加して含
有させた複合材としてもよい。

【００１８】以下に、具体的な実験例を示して詳細に説
明する。この実験では、粉末冶金法によりＡｌ−Ｂ₄ Ｃ
粒子複合材を製造し、その機械的性質を調べた。 ＜使用材料＞ （１） ベースとなるアルミニウムまたはアルミニウム
合金粉末として、下記の４種類を使用した。 ベース：純度９９．７％の純Ａｌ地金を使用し、エア
・アトマイズ法により粉末を得た。これを、種々の粒度
に分級して使用した。以後、「純Ａｌ」と呼ぶ。 ベース：標準組成（重量％）がＡｌ−０．６Ｓｉ−
０．２５Ｃｕ−１．０Ｍｇ−０．２５Ｃｒ（ＪＩＳ ６
０６１）のＡｌ合金を使用し、Ｎ₂ガス・アトマイズ法
により粉末を得た。これを１５０μｍ以下（平均９５μ
ｍ）に分級して使用した。以後、「６０６１Ａｌ（Ａｌ
−Ｍｇ−Ｓｉ系）」と呼ぶ。 ベース：標準組成（重量％）がＡｌ−６．３Ｃｕ−
０．３Ｍｎ−０．０６Ｔｉ−０．１Ｖ−０．１８Ｚｒ
（ＪＩＳ ２２１９）のＡｌ合金を使用し、Ｎ₂ ガス・
アトマイズ法により粉末を得た。これを１５０μｍ以下
（平均９５μｍ）に分級して使用した。以後、「２２１
９Ａｌ（Ａｌ−Ｃｕ系）」と呼ぶ。 ベース：標準組成（重量％）がＡｌ−６ＦｅのＡｌ−
Ｆｅ系Ａｌ合金を使用し、Ｎ₂ ガス・アトマイズ法によ
り粉末を得た。これを１５０μｍ以下（平均９５μｍ）
に分級して使用した。以後、「Ｆｅ系Ａｌ」と呼ぶ。

【００１９】（２） 添加粒子として、表１に示す市販
のＢ₄Ｃを使用した。

【００２０】

【表１】

【００２１】

【実施例１】＜使用粉末＞ここでは、２５０μｍ以下に
分級した純Ａｌ粉末（平均１１８μｍ）と、１５０μｍ
以下に分級した６０６１Ａｌ、２２１９Ａｌ、Ｆｅ系Ａ
ｌの各粉末（平均９５μｍ）を使用した。また、添加粒
子としては、平均粒径２３μｍの金属添加用Ｂ₄Ｃを使
用した。 ＜試料作成＞ （１） ビレット製作 第１段階として、クロスロータリーミキサーを使用し
て、上記粉末及び添加粒子を１０〜１５分混合した。な
お、この実験では１２種類の試料を作成したが、ベース
（〜）と添加粒子（Ｂの重量％を計算した値で表
示）との組合せは、表２に示す通りである。

【００２２】

【表２】

【００２３】第２段階として、ベース粉末及び添加粒子
の混合物を缶へ封入してキャニングを実施した。ここで
使用した缶の仕様は、下記の通りである。 材質：ＪＩＳ ６０６３（アルミニウム合金継目無管に
同材質の底板を全周溶接） 直径：９０ｍｍ 缶厚：２ｍｍ

【００２４】第３段階として、真空加熱脱ガスを実施し
た。この工程では、キャニングされた粉末混合物を４８
０℃まで昇温し、缶内部を１Ｔorr 以下まで真空引きし
て２ｈ保持した。この脱ガス工程を実施したことで缶内
の粉末表面に吸着したガス成分及び水分が除去され、押
出用素材（以下ビレットと呼ぶ）の製作が完了する。

【００２５】（２） 押出 この工程では、上記手順で製作されたビレットを５００
ｔｏｎの押出機を使用して熱間で押出す。この場合の温
度は４３０℃であり、押出比を約１２として下記に示す
平板状の押出形状に成形した。

【００２６】（３） 熱処理（Ｔ６処理） この実験では、押出成形後、表２に示した試料Ｆ及び試
料Ｇについてのみ熱処理を実施した。試料Ｆの熱処理で
は、５３０℃で２時間の固溶化熱処理をした後水冷し、
さらに１７５℃で８時間の時効処理をしてから空冷し
た。また、試料Ｇの熱処理は、５３０℃で２時間の固溶
化熱処理をした後水冷し、さらに１９０℃で２６時間の
時効処理をしてから空冷した。この熱処理を経て、試料
の製作は終了する。なお、他の試料については、熱間で
の押出加工から冷却後自然時効させるＴ１処理を施し
た。

【００２７】＜評価＞上述した各工程を経て製作された
試料Ａ〜Ｌについて、下記に示す要領で評価を行った。
なお、試料Ｆ，Ｇについては、上述した熱処理を施した
Ｔ６材を用いて評価を行い、他の試料（Ａ〜Ｅ，Ｈ〜
Ｌ）については、熱処理なしのＴ１材を用いて評価を行
った。 （１） ミクロ組織観察 全試料Ａ〜Ｌについて、押出材中央部のＬ断面（押出方
向に平行）、Ｔ断面（押出方向と直角）で実施した。こ
の結果、何れの試料についても均一で微細な組織になっ
ていることが確認できた。 （２） 引張試験 この引張試験は、常温及び２５０℃の二つの温度条件で
実施した。常温での引張試験は、全試料Ａ〜Ｌについて
各々試験片の数ｎを２（ｎ＝２）として実施し、また、
２５０℃での引張試験は、試料Ａ及びＣ〜Ｅを除く８種
類の試料について各々ｎ＝２として実施した。なお、何
れの引張試験においても、平行部の直径６ｍｍの丸棒試
験片を使用して試験を行ったが、２５０℃の引張試験の
場合は、この試験片を２５０℃で１００時間保持した
後、試験を実施した。この試験結果を表３に示す。

【００２８】

【表３】

【００２９】表３の実験結果を見ると、０．２％耐力に
ついては、室温では５６ＭＰａ（試料Ａ）〜２９１ＭＰ
ａ（試料Ｇ）の範囲にあり、２５０℃の高温では３２Ｍ
Ｐａ（試料Ｂ）〜１３４ＭＰａ（試料Ｇ）の範囲にあ
る。また、引張強さについては、室温では１０５ＭＰａ
（試料Ａ）〜４２６ＭＰａ（試料Ｇ）の範囲にあり、２
５０℃の高温では４８ＭＰａ（試料Ｂ）〜１８５ＭＰａ
（試料Ｇ）の範囲にあって、室温時はもとより高温時に
おいても、室温におけるボラールの引張強さ４１ＭＰａ
（表４参照）より優れていることがわかる。

【００３０】続いて、破断伸びについて見ると、室温で
は５％（試料Ｌ）〜６０％（試料Ｈ）の範囲にあり、２
５０℃の高温では１０％（試料Ｌ）〜３６％（試料Ｂ）
の範囲にあって、何れの温度条件においてもボラールの
伸び１．２％（表４参照）より優れた結果を示してい
る。

【００３１】図１及び図２は、引張特性に対する温度の
影響を示したグラフであり、両グラフ共、表３に示した
試験結果から試料Ｆ，Ｇ，Ｉ（いずれもＢ量２．３重量
％）の数値をプロットしたものである。このグラフを見
ると、試料Ｇが０．２％耐力及び引張強さ共に最も高い
値を示しているが、傾斜が比較的大きいことから温度上
昇による影響をうけやすいことがわかる。また、試料Ｉ
は、０．２％耐力及び引張強さ共に室温では３試料中で
最も低い値となっているが、温度上昇に伴う傾斜は最も
小さい。このため、２５０℃の高温では試料Ｆと逆転し
ており、すなわち、３試料中では温度の影響が最も小さ
いことを示している。なお、試料Ｆは、特に０．２％耐
力の傾斜が大きくなっており、温度上昇の影響を受けや
すいことを示している。

【００３２】続いて、図３〜図５のグラフには、Ｂ添加
量（重量％）が引張試験結果に及ぼす影響が示されてい
る。図３は、純Ａｌベースの試料Ａ〜Ｅについて、温度
条件を室温として、０．２％耐力（ＭＰａ）、引張強さ
（ＭＰａ）、及び破断伸び（％）の値（表３参照）をそ
れぞれプロットして示したものである。このグラフを見
ると、Ｂ添加量が増加するにつれて、細破線で示した
０．２％耐力（ＭＰａ）及び実線で示した引張強さ（Ｍ
Ｐａ）が大きくなり、反対に、破線で示した破断伸び
（％）は小さくなることがわかる。

【００３３】図４は、Ｆｅ系Ａｌ（Ａｌ−６Ｆｅ）ベー
スの試料Ｈ〜Ｌについて、温度条件を室温として、０．
２％耐力（ＭＰａ）、引張強さ（ＭＰａ）、及び破断伸
び（％）の値（表３参照）をそれぞれプロットして示し
たものである。このグラフを見ると、Ｂ添加量が増加す
るにつれて、細破線で示した０．２％耐力（ＭＰａ）及
び実線で示した引張強さ（ＭＰａ）が図３と同様に大き
くなっている。しかし、破線で示した破断伸び（％）に
ついては、Ｂを２．３重量％添加することにより無添加
時と比較して急激に低下するものの、２．３重量％から
４．７重量％までＢ量を増加させてもその低下量は小さ
いものであることがわかる。

【００３４】図５は、図４と同様のＦｅ系Ａｌ（Ａｌ−
６Ｆｅ）ベースの試料Ｈ〜Ｌについて、温度条件を２５
０℃の高温として、０．２％耐力（ＭＰａ）、引張強さ
（ＭＰａ）、及び破断伸び（％）の値（表３参照）をそ
れぞれプロットして示したものである。このグラフを見
ると、Ｂ添加量が増加するにつれて、細破線で示した
０．２％耐力（ＭＰａ）及び実線で示した引張強さ（Ｍ
Ｐａ）が図３及び図４と同様に大きくなっている。ま
た、破線で示した破断伸び（％）については、Ｂを２．
３重量％添加することにより無添加時と比較して急激に
低下する図４の現象が解消され、全体としての数値は低
いものの、図３に示したものと同様にＢ量の増加につれ
て緩やかに低下する傾向を示している。

【００３５】以上３つのグラフ（図３〜図５）から確認
できるのは、マトリックスの組成に関わらず、Ｂ₄Ｃ粒
子の添加量がＢ換算で９％を超えると、０．２％耐力が
ほとんど向上しない一方で破断伸びが急激に低下し、そ
れに伴って引張強さもまた低下するという共通の傾向で
ある。いずれの材料も例えばボラールよりは高い伸びを
示している（表４参照）ものの、例えば現実に原子炉や
使用済核燃料用容器の構造材として使用することを想定
した場合、信頼性の点で常温伸び１０％以上は最低限必
要な値であり、これを満たしうるＢ₄Ｃ添加量はＢ換算
で９％以下であると結論できる。Ｂ量の少ないものにつ
いては、強度、延性の面での問題は認められないが、添
加量の下限値は、必要とされる中性子吸収能からおのず
と定まるものであり、先に述べたとおりその値はＢ換算
で１．５重量％である。

【００３６】上述した表３の試験結果のうち、試料Ｂ，
Ｃ，Ｆ，Ｇ，Ｉ，Ｊ（何れもＢ量２．３または４．７重
量％）の６種類について、そのＢ量（重量％）、引張強
さ（ＭＰａ）、及び伸び（％）を下記の表４に抜粋して
示し、溶解法による従来品の各値と比較する。なお、表
４に示す引張強さ及び伸びは室温での値である。

【００３７】

【表４】

【００３８】最初にＢ添加量について比較すると、本発
明品では２．３または４．７重量％の添加がなされてお
り、０．９重量％の各Ａｌ合金よりＢ添加量が大きい分
だけ高い中性子吸収能を有する複合材であることがわか
る。また、ボラールのＢ添加量は２７．３重量％と非常
に高い値になっているが、後述する引張強さ及び伸びの
値が極めて低いものであるため、加工性に乏しいことが
わかる。

【００３９】次に、引張強さを比較すると、本発明品で
はＢ量２．３重量％の純Ａｌ複合材（試料Ｂ）が最も低
い１１２ＭＰａとなっており、従来品ではＡｌ−Ｍｎ系
合金の１５０ＭＰａが最も低い値になっている。しか
し、この試料Ｂは、従来品と比較してＢ添加量が高いた
め中性子吸収能に優れており、また、伸びも従来品で最
大の２０％より大幅に高い値を示しているので、加工性
の面でも実用に耐えうるものである。特に、ボラールと
比較した場合には、引張強さや伸びの特性が極めて高い
ため、加工性の面で優れていることがわかる。なお、ベ
ースをＡｌ合金と限定した場合、引張強さが最低値とな
るのは、Ｂ量４．７重量％のＡｌ−Ｆｅ系複合材（試料
Ｊ）であり、その値は２７０ＭＰａとなる。

【００４０】また、本発明品で最も引張強さに優れてい
るのはＢ量２．３重量％のＡｌ−Ｃｕ系複合材（試料
Ｇ）であり、その値は４２９ＭＰａとなっている。これ
に対して、従来品で最も引張強さに優れているのはＡｌ
−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の５００ＭＰａであるが、この場合
の伸びは１１％と、表４中に示した本発明品の最低値で
ある１８％より低い。この傾向、すなわち引張強さのわ
りには伸びが低い（１１〜２０％）という傾向は従来品
であるＢ添加アルミニウム合金に共通しており、Ｂ含有
量をも勘案すれば、全体的に本発明品の伸び（１８〜４
９％）と比較して低いものとなっているといえる。

【００４１】こんどは、表４に基づき、同系のアルミニ
ウム複合材（本発明品）とアルミニウム合金（従来品）
とを比較してみる。最初に、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系複合材
（試料Ｆ）とＡｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系合金とを比較すると、
Ｂ量、引張強さ及び伸びの何れの面でも本発明品が優れ
た値を示している。すなわち、Ｂ量は２．３重量％に対
し０．９重量％、引張強さは３０７ＭＰａに対し２７０
ＭＰａ、そして、伸びは４９％に対し１２％となってお
り、何れの値も本発明品が高くなっている。

【００４２】続いて、Ａｌ−Ｃｕ系複合材（試料Ｇ）と
Ａｌ−Ｃｕ系合金とを比較すると、この場合においても
Ｂ量、引張強さ及び伸びの何れの面でも本発明品が優れ
た値を示している。すなわち、Ｂ量は２．３重量％に対
し０．９重量％、引張強さは４２９ＭＰａに対し３７０
ＭＰａ、そして、伸びは２７％に対し１５％となってお
り、何れの値も本発明品が高くなっている。

【００４３】このように、本発明のアルミニウム複合材
は、高いＢ量を添加でき、しかも、引張強さや伸びなど
の引張特性にも優れているので、高い加工性を得ること
ができる。特に、使用済み核燃料の輸送容器や貯蔵容器
等の構造部材として用いることを考えると、２５０℃に
おいて引張強さ９８ＭＰａ、伸び１０％以上という機械
的性質を有することが望ましいが、２５０℃の試験結果
から、ベースとして純Ａｌ粉末以外のアルミニウム合金
粉末を使用することで、ほぼ達成可能であることを確認
できた。

【００４４】

【実施例２】＜粉末分級＞エアアトマイズで製作したＪ
ＩＳ６Ｎ０１組成の粉末を、種々のサイズの篩で分級し
た。使用した篩サイズと、それぞれの場合における「篩
下」の平均粒径、分級歩留を表５に示す。

【００４５】

【表５】

【００４６】粒度分布は合金組成やアトマイズ条件で若
干変動する可能性があるものの、篩サイズを小さくする
ことで分級歩留が急激に低下することが確認できる。工
業レベルでの使用を前提にすれば、歩留が一桁となる４
５μｍ以下の粉末は非現実的であると判断せざるを得な
い。

【００４７】＜試料作成＞表５に示した各粒度の６Ｎ０
１粉末と、表１に示した５種類のＢ₄Ｃ粒子を、表６に
示す組合せで混合した。Ｂ₄Ｃの添加量はいずれも３重
量％（Ｂ換算で２．３重量％）、混合時間は実施例１と
同様１０〜１５分とした。混合の完了した粉末は、実施
例１と同様の手順にて缶封入、真空加熱脱ガス、押出を
行い、断面形状４８ｍｍｘ１２ｍｍの押出材を得た。熱
処理は実施しなかった。

【００４８】

【表６】

【００４９】＜評価＞ （１） ミクロ組織観察 各押出材の頭部、中間部、尾部、それぞれの断面中央
部、外周部（計６箇所）において、Ｌ断面（押出方向と
平行）ミクロ組織の画像解析を行い、Ｂ₄Ｃ粒子につい
てその局所的な凝集の有無と、全体的な分布の均一性を
調査した。具体的には、各観察位置においてＢ₄Ｃ粒子
の面積率測定を５視野（１視野は１ｍｍｘ１ｍｍ）ずつ
行った（Ｂ₄Ｃの比重が約２．５１であることから、純
Ａｌの比重を２．７として、Ａｌ合金中におけるＢ₄Ｃ
の重量％は、Ｖol．％ ｘ２．５１／２．７と概算でき
る。一方、断面におけるＢ₄Ｃの面積率は、Ｖol％にほ
ぼ等しいとみなすことができる。よって、ここではＢ₄
Ｃの面積率の標準値を３％ ｘ ２．７／２．５１ ＝
２．８％とした。）。単一視野中のＢ₄Ｃ面積率が標準
値の２倍（すなわち５．６％）に達するものが１点でも
あった場合には「凝集あり」、各位置における５視野の
面積率の平均が基準値＋／−０．５％（すなわち２．３
〜３．３％の範囲）をはずれた場合には「分布不均一」
と判断した。その結果を、表７に示す。

【００５０】

【表７】

【００５１】本発明の合金においては、何れも良好なＢ
₄Ｃの分布が得られていたのに対し、平均０．８μｍと
微細なＢ₄Ｃ粒子を使用した比較合金Ｎｏ．１３，Ｎ
ｏ．１５では局部的な凝集が生じていた。また、平均５
μｍの微細Ａｌ合金粉末に同７２μｍの粗大Ｂ₄Ｃを添
加したＮｏ．１４では、押出材内の各位置間で、粒子の
分布に不均一が生じていた。

【００５２】（２） 常温引張試験 製作した各押出材を、常温での引張試験に供試した。試
験片形状は、実施例１と同じ、平行部径６ｍｍの丸棒試
験片である。結果を表８に示す。合否の基準値を実施例
１で述べたとおり「破断伸び１０％以上」とすると、本
発明合金は何れもこれを満たしていることがわかる。こ
れに対して平均７２μｍという粗大Ｂ₄Ｃを添加した比
較材Ｎｏ．１４やＮｏ．１６、さらには母材粉末の平均
粒径が１６２μｍと大きいＮｏ．１７およびＮｏ．１８
では延性の低下が著しく、前記基準を満足することがで
きなかった。以上の結果を総合すると、Ｂ₄Ｃの凝集等
がない均一な組織（すなわち均一な中性子吸収能）と構
造材としての信頼性確保に必要な延性を兼ね備えた材料
を得るためには、母材粉末粒径及び添加粒子の粒径を、
本発明の範囲内に制御することが必要不可欠であること
が確認できる。

【００５３】

【表８】

【００５４】

【実施例３】＜試料作成＞表９に示す組成とプロセスに
てビレットを製作し、４３０℃での押出に供した。ここ
で使用した純ＡｌおよびＡｌ−６Ｆｅ合金粉末は、実施
例１で使用したものと同じであり、前者は２５０μｍ以
下（平均１１８μｍ）に分級したエアアトマイズ粉末、
後者は１５０μｍ以下（平均９５μｍ）に分級したＮ₂
ガスアトマイズ粉末である。また、使用したＢ₄Ｃ粒子
は、平均２３μｍのものである。各組成に配合した粉末
は、クロスロータリミキサで２０分間混合した。その後
プロセスＡ〜Ｅでは、実施例１、２と同様の手順で缶封
入・真空加熱脱ガスを行ってビレットとし、押出に供し
た。このとき真空脱ガスの温度をＡでは３５０℃、Ｂで
は４８０℃、Ｃでは５５０℃、Ｄでは３００℃、Ｅでは
６００℃とし、押出は全て４３０℃で行った。押出形状
は、実施例１と同じく４８ｍｍｘ１２ｍｍである。プロ
セスＦでは、混合した粉末を４〜５Ｔorrに減圧した２
００℃の炉中で２時間加熱後、大気中でゴム型に充填し
てＣＩＰ（冷間静水圧圧縮）成形した。得られた成形体
は密度約７５％（空孔率２５％）であり、これを大気中
で４３０℃まで加熱して、押出に供した。押出形状は４
８ｍｍｘ１２ｍｍである。プロセスＧでは、混合した粉
末をそのままＣＩＰ成形し、大気中で４３０℃に加熱し
て押出した。押出形状は４８ｍｍｘ１２ｍｍとした。

【００５５】

【表９】

【００５６】＜評価＞各押出材について、押出材表面の
観察、長手方向での常温引張試験、水素ガス量測定を実
施した。ガス量測定は、ＬＩＳ Ａ０６に準拠し、真空
溶融抽出−質量分析法で行った。結果を表１０に示す。
本発明の請求範囲内であるプロセスＡ〜Ｃを用いて製作
した材料では、押出材表面性状や機械的性質、水素ガス
量ともに良好な結果が得られたのに対し、比較合金では
以下のような問題が生じた。脱ガスを本発明の範囲より
も低い温度で実施したプロセスＤでは、除去できなかっ
た粉末表面の水素が押出時に放出され、押出材表皮の直
下に気泡が生じる、いわゆる「フクレ」不良の原因とな
った。Ａｌ−Ｆｅ系合金の高強度は急冷凝固効果で金属
間化合物粒子が微細・均一に分散して実現されるもので
あるが、極端に高い温度で脱ガスを実施したプロセスＥ
では、これらの化合物が粗大化し、強度および延性の急
激な低下を引き起こした。缶に封入せず脱ガスを行った
プロセスＦでは、押出までに空気にさらされる工程を避
け得ないうえ、その脱ガス温度も極めて低いため、水素
ガス量は「脱ガスなし」に近く、押出材表面にフクレが
生じたほか、強度・延性も低い値となった。脱ガスを行
わないプロセスＧでは、水素ガスの残留が極めて多くフ
クレが生じたほか、強度・延性も低い値となった。以上
より、何れのマトリックス合金を用いた場合にも良好な
特性を有するＡｌ合金複合材を製作するためには、本発
明で述べた製造方法を用いることが必要不可欠であるこ
とが確認された。

【００５７】

【表１０】

【００５８】

【実施例４】エアアトマイズで製作し、２５０μｍ以下
に分級した純Ａｌ粉末に、平均粒径２３μｍのＢ₄Ｃ粒
子を３重量％（Ｂ換算で２．３重量％）添加し、実施例
１、２と同様の方法にて断面形状４８ｍｍｘ１２ｍｍの
押出材を製作した。得られた押出材の引張特性は、耐力
６２ＭＰａ、引張強さ１１２ＭＰａ、破断伸び３９％で
あった。高周波溶解炉で熔解した９９．７％純度の純Ａ
ｌ溶湯中に３重量％のＢ₄Ｃをアルミ箔に包んで投入
し、直ちに良く攪拌して複合材の製作を試みたが、Ｂ₄
Ｃ粒子は濡れ性が極めて悪く、大部分が湯面上に浮上し
た。よって、溶湯攪拌法によるＡｌ−Ｂ₄Ｃ複合材の製
作は困難と判断された。９９．７％純度の純Ａｌ地金と
純Ｂを、Ｂ量が２．３重量％となるように配合し、高周
波溶解炉で熔解して直径９０ｍｍのビレットに鋳造して
押出に供した。押出形状は４８ｍｍｘ１２ｍｍとした。
Ｂの融点が２０９２℃と極めて高く、通常のＡｌ合金用
設備では取り扱いが困難と判断された（Ａｌ−Ｂの中間
合金を使用しても、程度の差はあれ、問題は同じであ
る）。また、得られた押出材は伸びが３．１％と低く、
構造材としての使用は困難と判断された。以上の結果よ
り、高濃度のＢを含有し、しかも高強度かつ高延性の材
料を得るためには、本発明で述べたとおり、粉末法によ
る複合材製作が最も適当であることが確認できる。

【００５９】

【発明の効果】上述した本発明の中性子吸収能を備えた
Ａｌ複合材の製造方法によれば、以下の効果を奏する。
アルミニウムまたはアルミニウム合金粉末に中性子吸収
能を有するＢまたはＢ化合物の粉末を添加して混合した
後、加圧焼結するという粉末冶金法を用いて製造したア
ルミニウム複合材は、従来の溶解法に比べて多量（１．
５〜９重量％）のＢまたはＢ化合物を添加することが可
能になる。このため、Ｂ添加量の増加によって特に高速
中性子の吸収能を向上させることができ、しかも、室温
における引張強さが１１２〜４２６ＭＰａと高いことに
加え、伸びが１３〜５０％と非常に優れたアルミニウム
複合材を提供できる。また、このアルミニウム複合材
は、２５０℃の高温時においても、引張強さが４８〜１
８５ＭＰａ、伸びが１２〜３６％という特性を有する。
すなわち、本発明を用いることで、高い中性子吸収能を
有するのみならず、強度と延性のバランスにも優れた、
構造部材として好適なアルミニウム複合材を得ることが
できる。なお、低速中性子吸収能に優れたＧｄまたはＧ
ｄ化合物を適宜追加して添加することにより、上述の各
特性に加えて、低速中性子の吸収能をも付与することが
できる。

【図面の簡単な説明】

【図１】 本発明による中性子吸収能を備えたＡｌ複合
材の機械的性質に関するグラフで、表２の試料Ｆ，Ｇ，
Ｉについて、０．２％耐力（ＭＰａ）と温度（℃）との
関係を示している。

【図２】 本発明による中性子吸収能を備えたＡｌ複合
材の機械的性質に関するグラフで、表２の試料Ｆ，Ｇ，
Ｉについて、引張強さ（ＭＰａ）と温度（℃）との関係
を示している。

【図３】 本発明による中性子吸収能を備えたＡｌ複合
材の機械的性質に関するグラフで、純Ａｌベース（表２
の試料Ａ〜Ｅ）の複合材について、室温におけるＢ添加
量の影響を示している。

【図４】 本発明による中性子吸収能を備えたＡｌ複合
材の機械的性質に関するグラフで、Ａｌ−６Ｆｅベース
（表２の試料Ｈ〜Ｌ）の複合材について、室温における
Ｂ添加量の影響を示している。

【図５】 本発明による中性子吸収能を備えたＡｌ複合
材の機械的性質に関するグラフで、Ａｌ−６Ｆｅベース
（表２の試料Ｈ〜Ｌ）の複合材について、２５０℃にお
けるＢ添加量の影響を示している。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 斎田 富兼 兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目１番１号 三菱重工業株式会社高砂研究所内 (72)発明者 村上 和夫 兵庫県神戸市兵庫区和田崎町一丁目１番１ 号 三菱重工業株式会社神戸造船所内 (72)発明者 渋江 和久 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 時實 直樹 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内 (72)発明者 高橋 辰巳 東京都港区新橋５丁目11番３号 住友軽金 属工業株式会社内

Claims (8)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 ＡｌまたはＡｌ合金母相中に中性子吸収
   能を有するＢまたはＢ化合物をＢ量として１．５重量％
   以上９重量％以下含有し、加圧焼結したことを特徴とす
   る中性子吸収能を備えたアルミニウム複合材。
2. 【請求項２】 ＡｌまたはＡｌ合金粉末に中性子吸収能
   を有するＢまたはＢ化合物の粉末をＢ量として１．５重
   量％以上９重量％以下添加後、加圧焼結することを特徴
   とする中性子吸収能を備えたアルミニウム複合材の製造
   方法。
3. 【請求項３】 前記ＡｌまたはＡｌ合金粉末が急冷凝固
   粉であることを特徴とする請求項２記載の中性子吸収能
   を備えたアルミニウム複合材の製造方法。
4. 【請求項４】 前記Ｂ化合物粉末として、炭化ホウ素
   （Ｂ₄Ｃ）粒子を使用することを特徴とする請求項２な
   いし３の何れかに記載の中性子吸収能を備えたアルミニ
   ウム複合材の製造方法。
5. 【請求項５】 前記ＡｌまたはＡｌ合金粉末の平均粒径
   が５〜１５０μｍであり、かつ、使用するＢ化合物粉末
   が平均粒径１〜６０μｍのＢ₄Ｃ粒子であることを特徴
   とする、請求項２ないし４の何れかに記載の中性子吸収
   能を備えたアルミニウム複合材の製造方法。
6. 【請求項６】 前記加圧焼結が、熱間押出、熱間圧延、
   熱間静水圧プレス又はホットプレスの何れか１種、また
   は２種以上の組合せで行うことを特徴とする請求項２な
   いし５の何れかに記載の中性子を備えたアルミニウム複
   合材の製造方法。
7. 【請求項７】 粉末を収容する缶内を３５０℃〜５５０
   ℃の加熱下で真空脱ガスした後に缶を封止し、しかる後
   に内部を真空に保ったままの状態で加圧焼結することを
   特徴とする請求項２ないし６の何れかに記載の中性子吸
   収能を備えたアルミニウム複合材の製造方法。
8. 【請求項８】 前記加圧焼結後に熱処理を施すことを特
   徴とする請求項２ないし７の何れかに記載の中性子吸収
   能を備えたアルミニウム複合材の製造方法。