JP2007500788A - ジルコニウム合金製の平坦な製品の製法、該方法によって得られる製品、及び該平坦な製品で作られた原子力発電所原子炉用の燃料アセンブリーエレメント - Google Patents

Abstract

本発明は、平坦なジルコニウム合金製の製品の製法に係り、この方法は、以下の諸工程を含むことを特徴とする：少なくとも95質量％のジルコニウムを含有するジルコニウム合金のインゴットを製造する工程；該合金をシェーピングして、平坦な製品を得る工程；該製品を、β-クエンチング処理に付して、針状構造を得る工程；該製品を、該β-クエンチング操作後に、中間的な焼鈍処理を経ること無しに、単一パスの圧延処理にかける工程、ここで該圧延処理は、周囲温度〜200℃なる範囲内の温度にて、2％〜20％なる範囲内の加工率にて実施され；及び該平坦な製品を、500〜800℃なる温度範囲にて、2分〜10時間行われる、α-又はα+β-ドメインにおける、焼鈍処理に掛ける工程。本発明は、またかくして得られる平坦なジルコニウム合金製品、及び該製品をシェーピングすることにより得られる、原子力発電プラントの原子炉用燃料アセンブリーの構成部品にも関連する。

Description

本発明は、特に、原子力発電所の軽水炉用燃料アセンブリーにおいて使用される、部品を製造するのに使用される、ジルコニウム合金製の平坦な製品の製造に関するものである。

原子力発電所の軽水炉、特に沸騰水型原子炉用燃料アセンブリーの製造において使用され、かつ低い中性子吸収性を示す必要のある部品は、とりわけ、有意な量の元素、例えばNb、Sn、Fe、Cr、及びNiをも含むことのできる、ジルコニウム合金で作られている。「ジルカロイ2」及び「ジルカロイ4」として知られる類の合金が、主として使用されている。ジルカロイ2は、以下に列挙する元素(その濃度は、ここでは、また以下の説明全体を通して、質量％単位で示されている)を含む：
Sn=1.2%-1.7％；
Fe=0.07%-0.20%；
Cr=0.05%-0.15%；
Ni=0.03%-0.08%；
O=900パーツパーミリオン(ppm)-1600ppm。
ジルカロイ4は、ニッケルを除いて同一の元素を含み、その鉄の含有率は0.18%〜0.24%なる範囲内であり得る。より高いFe及び/又はCr及び/又はNiの含有率を有する、他のジルカロイ2型の合金群、あるいはまた0.5％〜2％のSn、0.5％〜2％のNb、及び0.1％〜0.5％のFe、又は0.5％〜2％のSn、0.1％〜1％のFe、及び0.1％〜1.2％のCr、あるいは1.5％〜3.5％のNb及び0.5％〜2％のSnを含有する他の合金を使用することができる。このような合金は、また通常の不純物以外の、その他の添加元素を含むこともできる。

このような合金を使用して製造する、特に重要な原子炉の部品は、燃料含有チューブを設置するボックスである。このボックスは、優れた耐食性を持つ必要があり、また輻射条件下で高い寸法安定性をも持つ必要がある。しかし、このようなボックスを構築するシートの製造ために、最も広範に利用されている合金は、輻射条件下で成長する性質を示し、この性質は、できる限り高いことが望ましい、該原子炉の燃焼率の上昇を阻止する。この輻射による成長は、このようなボックスを製造した、上記平坦な製品の、一般的に著しく高い異方性を持つ組織と、直接関連している。
このような平坦な製品から作られるその他の重要な部品は、加圧水型又は沸騰水型原子炉のグリッド及び該原子炉の水循環路を画成する中心部チューブである。
このような部品を製造する、該平坦な製品(シート又はストリップ)は、また良好なシェーピング能力を持つことを保証する、機械的特性を持つ必要がある。
ボックス製造用シートを製造する方法の改良法が、EP-A-0835330及びEP-A-0795618に発表されている。

EP-A-0835330は、幾つかの揮発性の不純物の厳密に制御された含有率、即ち0.5ppm〜10ppmなる範囲のCl、5ppm〜20ppmなる範囲のMg、Ca、Na、及びKからなる群から選択される少なくとも1種の元素、100ppm〜270ppmなる範囲のC、50ppm〜120ppmなる範囲のSi、及び1ppm〜30ppmなる範囲のPを含むジルコニウム合金からの、シートの製造を提案している。該出発シートを得るための通常の操作、特に該シートがその最終的な、又は殆ど最終的な厚みに達する際のβ-クエンチングを含む、これら操作を経た後、焼鈍加熱処理を、β-クエンチング後に、静止炉内で600〜800℃なる範囲の温度にて、又は連続炉内で、700〜800℃なる範囲の温度にて行う。その後、該シートを曲げて、該ボックスを製造する操作を行う。特に、揮発性不純物の指定した含有率及び該β-クエンチング操作条件のために、針状(針-型)結晶構造は、所謂「籠状組織」型のもの(即ち、籠状のパターンを呈する)として得られ、従って後の熱処理中、この構造を排除しないように、注意を払う必要がある。これにより、製造操作中、良好な延性を持ち、かつ低い亀裂生成傾向を示し、しかもその耐食性が劣化されることのない、シートが製造される。

EP-A-0795618は、輻射による成長を殆ど示さず、僅か5％程度のSn及び/又は僅かに5％程度のNb及び/又は少なくとも90％のZrを含み、0.2〜0.35なる範囲の、長手方向FLにおける<0001>の結晶配向を有し、かつ0.025以下の、幅方向の中央部と該シートの該長手方向の端部との間のFL値間の差ΔFLを呈する、ジルコニウム合金シートを記載している。これらのシートは、β-クエンチング操作後に得られ、この操作中の、該β-クエンチング操作の加熱段階における該シート面間の温度差は、できる限り最小化される。従って、このようなシートは、輻射による成長を低減する効果をもたらす、特別な等方的結晶配向を持つ。

それにも拘らず、これらの方法は、曲げ及びスタンピングの観点から、優れた変形特性を持つ、平坦な製品の製造を可能としないことが明らかになっている。しかし、このような性質は、良好な条件下でのボックスの製造を容易にする上で、本質的なことである。
そこで、本発明の目的は、ジルコニウム合金製の平坦な製品の製法を提供することにあり、該平坦な製品は、この製品を、特に沸騰水型原子炉用のボックスの製造(これに制限されない)において効果的に使用することを可能とする、良好な機械的性質及び低い輻射条件下での成長性(低輻射成長性)という両特性を示す。

そのために、本発明は、ジルコニウム合金製の平坦な製品の製造方法を提供し、この方法は、以下に列挙する諸工程を含むことにより特徴付けられる：
・少なくとも95質量％のジルコニウムを含み、かつ通常の不純物及び合金元素を含有する、ジルコニウム合金のインゴットを製造又は鋳造する工程、
・該インゴットをシェーピングして、平坦な製品を得る工程、
・β-クエンチングの終了時点において、該平坦な製品内に針状構造を与えるように決定された条件下で、該平坦な製品を、該β-クエンチング操作にかける工程、
・該β-クエンチング操作の後に、該平坦な製品を、中間的な焼鈍処理を経ることのない、単一の連続的な圧延段階によって実施される、圧延処理に付す工程、ここで該圧延処理は、周囲温度〜200℃なる範囲内の温度にて、2％〜20％なる範囲内の加工率にて実施され、及び
・該圧延加工された平坦な製品を、500〜800℃なる温度範囲にて、2分〜10時間行われる、α-ドメイン又はα+β-ドメインにおける、焼鈍処理に掛ける工程。

該合金元素を構成する主な元素の質量基準での割合は、Sn=1.2%-1.7％；Fe=0.07%-0.20%；Cr=0.05%-0.15%；Ni=0.03%-0.08%；O=900ppm-1600ppmである。
該合金元素を構成する主な元素の質量基準での割合は、Sn=1.2%-1.7％；Fe=0.18%-0.24%；Cr=0.05%-0.15%；O=900ppm-1600ppmである。
該合金元素を構成する主な元素の質量基準での割合は、Sn=0.5%-2％；Nb=0.5%-2%；Fe=0.1%-0.5%である。
該合金元素を構成する主な元素の質量基準での割合は、Sn=0.5%-2％；Fe=0.1%-1%；Cr=0.1%-1.2%である。
該合金元素を構成する主な元素の質量基準での割合は、Nb=1.5%-3.5%；Sn=0.5%-2％である。

β-クエンチング後の圧延は、好ましくは５％〜１６％、より好ましくは５％〜１０％の加工率にて行われる。
該β-クエンチング工程における冷却は、好ましくは少なくとも1秒当たり1℃(℃/秒)なる速度にて行われる。
本発明は、また上記方法によって得られるものであることを特徴とする、ジルコニウム合金製の平坦な製品をも提供する。
本発明は、さらに原子力発電所の軽水炉用燃料アセンブリーエレメントをも提供するものであり、この燃料アセンブリーエレメントは、上記型の平坦な製品をシェーピングすることによって得られるものであることを特徴とする。
該燃料アセンブリーエレメントは、沸騰水型原子炉用のボックスを構成するものであり得る。
該燃料アセンブリーエレメントは、沸騰水型原子炉用のグリッドを構成するものであり得る。
該燃料アセンブリーエレメントは、加圧水型原子炉用のグリッドを構成するものであり得る。
該燃料アセンブリーエレメントは、水循環路を画成する中心部チューブを構成するものであり得る。

理解されるように、本発明は、部分的に結晶化された、混成、等軸状かつ針状の中間的な構造を得るのに適した、ジルコニウム合金製の平坦な製品の製法からなり、この方法は、低温(又は適度に高い温度における)圧延段階を含み、この段階は、β-クエンチング操作と該α-ドメイン又は該α+β-ドメインにおいて行われる焼鈍操作との間で行われる。
EP-A-0835330に記載の方法においては、該β-クエンチング処理した原料の構造は、一般的に50μm〜500μmなる範囲の、大きなβ-外(ex-β)粒子を含む粗い構造である。該粒子は、殆ど配向しておらず、その組織は、極めて顕著であり、即ち極点図において極めて高いピークを持ち、良好な等方性と、特徴的な結晶配向を持つ。該シートのシェーピングを困難にしている原因は、極めて顕著な組織を持つ、大きなβ-外(ex-β)粒子の微細構造にあるものと考えられる。α-焼鈍操作又はα+β-焼鈍操作は、この微細構造に対して何の影響も与えない。
本発明者等は、より一層ランダムな、かつあまり顕著でない結晶配列が、比較的等方的な機械的特性を導き、結果的に輻射成長に関して良好な特性を保存することができ、かつ機械的特性に関して有利となっているものと考えている。

本発明者等は、α又はα+β焼鈍操作に先立って、低温又は適度に高い温度にて圧延処理することによって、このような構造を得ており、ここで該圧延処理は、該β-クエンチング処理後に存在する該針状晶構造及び粒子を破壊し、かくして該組織を柔軟化し、結果的に該構造を、さほど顕著ではないもの、即ちそれほど高くないピークを持ち、ほんの僅かに低いだけの等方性を持ち、しかもより一層ランダムな配向を持つような構造を得ることを可能とする。以下のα又はα+β焼鈍操作は、再結晶化を引起こし、これは等方性がほんの僅かに劣化し、また等軸状及び針状結晶の混合物であることを示す微細構造を持つような組織の生成に導く。この微細構造は、該材料が変形し易いという点で、改善されている。
該平坦な製品の粗さが、半減され、結果として完成された製品の熱力学的な性能及びそのスタンピング性能が改善される。

本発明において、該冷間圧延処理は、周囲温度〜200℃なる範囲内の温度にて行われる。この操作は、2％〜20％(好ましくは5％〜15％なる範囲、より好ましくは5％〜10％なる範囲)の加工率にて行われる。この加工率は、1又はそれ以上の圧延パスで達成することができ、しかも必然的に単一の連続的な圧延により、即ち異なるパス間に如何なる中間的な焼鈍処理もなしに達成される。1又はそれ以上の焼鈍処理は、該α又はα+β焼鈍操作中の再結晶化を妨害又は阻害するであろう。
本発明による冷間圧延処理後に行われる、該焼鈍処理は、500〜800℃なる範囲、即ち該合金のα-ドメイン又はα+β-ドメインの何れかにおいて行われる。この範囲の最低温度は、高いNb含有率(約0.3％を越える含有率)を持つ合金に対して、特に適している。この焼鈍処理時間は、圧延工程中に該製品に及ぼされた変形の程度及び焼鈍装置の型(連続又は静止型何れであっても良い)に依存する。

本発明は、添付図面を参照しつつ記載される、以下の説明の助けによって、より一層良好に理解することができる。
本発明を実施するためには、本発明の方法を、公知の諸工程に従って、ジルコニウム合金製の平坦な製品を製造することから始める。この公知の方法では、インゴットを溶融する工程、一般には、このインゴットを鍛造する工程、高温圧延工程、また適当な場合には、所望により熱処理段階により分離された、複数回の、1又はそれ以上の冷間圧延及び焼鈍操作、及び最終的な、生成する物質のβ-クエンチング操作；及びその後の冷間圧延及び焼鈍処理を、本発明に従って実施する。
該合金の組成は、その主な構成元素において、原子炉用の燃料アセンブリーエレメント、特に沸騰水型原子炉のボックスを製造するために、従来から使用されている、あらゆる種類のジルコニウム合金群に相当するものであり得る。このような合金群の例は、本発明の説明に関する前文において定義した。一般に、本発明は少なくとも95％のジルコニウムを含有するジルコニウム合金に対して適用できる。ジルコニウム含有率が95％未満である場合、本発明の意図する構造及び諸特性を達成することができない可能性が高い。

これら合金群全てに関連して、該β-クエンチング処理は、結果的に針状結晶構造を与えるものである。特に、存在する不純物の濃度に依存して、この構造は、多かれ少なかれ顕著な、籠状組織パターンを示す可能性がある。しかし、このような特徴は、本発明の方法において特別に求められているものではない。というのは、何れにしろ、これに引続き行われる冷間圧延が、該針状晶構造を破壊することによって、該構造を大幅に変更するからである。
図1は、以下の組成を持つジルカロイ4サンプルの微細構造を示すものである：
Sn=1.44%；
Fe=0.21%；
Cr=0.11%；
O=0.12%；
Si=40ppm
及び残部のZrと通常の不純物。また、このサンプルは、径660mmを持つインゴットから、該インゴットの公知のシェーピング処理後に得たものであり、このシェーピング処理は、厚み100mmまでの鍛造処理、厚み5mmまでの熱間圧延処理、厚み2.50mmを与える、焼鈍処理及び複数回の冷間圧延処理と焼鈍処理とのサイクル、及び最大温度1110℃までの赤外加熱により実施されるβ-クエンチング処理、93秒間に渡るβ-相での維持、及び2℃/秒〜5℃/秒なる速度での、周囲温度までの冷却処理を含む。

この微細構造が、β-クエンチング処理後の、平行なプレートレット(platelets)と籠状組織との混合物に関連する状態に、典型的なものであることを理解することができる。図示した例において、多数の双晶を見ることができるが、これは、これらサンプルの製法に起因するもの、あるいは該β-クエンチング処理に伴う、コイル形成に起因するものであり得る。
図2は、周囲温度にて、一回のパスで、加工率12％にて実施した、本発明による冷間圧延処理後の、同様なβ-クエンチング処理された金属サンプルを示す図である。該冷間圧延処理は、初期構造における針状結晶を破壊し、かつ双晶の数を増やすように機能する。
図3は、12％にて冷間圧延処理され、700℃にて1時間焼鈍(α-焼鈍)した、同様なβ-クエンチング処理された金属サンプルを示す図である。部分的な再結晶化が起こっており、これにより等軸状結晶粒子数の増加(この増加それ自体は、該加工率が高い場合にはより大きくなる)がもたらされ、また双晶が消失する。
以下の表1は、β-クエンチング処理後の状態、冷間圧延処理後の状態及びα-焼鈍処理後の状態にある、様々なサンプルの組織を分析した後に測定した、カーンズ(Kearns)のファクタFR、FT、及びFLを示すものである。

本例において、β-クエンチング処理後には殆ど完全な、該サンプルの等方性は、引続き行われる冷間圧延処理及びα-焼鈍処理によって、比較的僅かな程度においてのみ劣化されるに過ぎないことを理解することができる。
これらサンプルの極点図は、幾つかの顕著な極を示し、垂直方向に対して約30度をなす、垂直-横断(normal-transverse)面内にその内の2つを含み、また該極は、該冷間圧延処理の加工率及び該焼鈍処理条件とは無関係に、消失することはない。これとは対照的に、比較的低い2％なる加工率に達するや否や、該垂直方向に対して90度をなすC軸上の極に大幅な減少が見られ、またこれらの極は、一旦該加工率が5％になると、完全に消失する。図4は、β-クエンチング処理後の状態(図4a)、加工率16％を用いた、冷間圧延処理及びこれに続く焼鈍処理後の状態(図4b)におけるサンプルの極点図を示すものである。
本発明によるサンプルの構造は、従来技術における構造よりも、一層ランダムな配向を示す。
20％を越える加工率において、等方性は著しく劣化される。あらゆる状況の下で、等方性が満足なものであることを保証するためには、16％を越えない加工率の使用を推奨する。

機械的な特性の観点から、以下に列挙するものの間の比較を行った：
・Sn=1.33%；Fe=0.16%；Cr=0.10%；Ni=0.065%；O=0.12%、残部のZr及び通常の不純物なる組成を持ち、かつ
・β-クエンチング処理後に、750℃で3分間のα-焼鈍処理に掛けられた、従来技術のサンプルA；及び
・該サンプルAと同一の組成を持ち、かつ
・β-クエンチング処理、加工率10％での、周囲温度における冷間圧延処理に付され、その後750℃で3分間のα-焼鈍処理に掛けられている、本発明の方法によって製造されたサンプルB。
機械的特性のテストは、周囲温度にて行い、またその結果を以下の表2に示した。

これらの結果から、本発明を利用する場合に、横方向における引張強さが、破断点伸びと同時に増加し、一方これら2つの大きさについて、通常逆の変動が観測される。さらに、長手方向における引張強さは、本発明の処理によって全く影響されることはない。
本発明は、また該サンプルの粗さを半減することを可能とする。
該厚みの3倍の半径(3e)での折り曲げ可能性は、本発明の処理によって害されることがないことも、同様に観測されるはずである。
他のテストは、Sn=1.46%；Fe=0.21%；Cr=0.10%；O=0.11%及び残部のジルコニウム及び通常の不純物なる組成を持つサンプルを製造し、また該サンプルを以下の処理に掛けることからなる：
・厚み5.6mmを持つシート形状に、冷間圧延する処理；
・700℃にて2時間の、真空焼鈍処理；
・加工率50％での冷間圧延処理；
・1030℃における真空条件下での又は塩浴中での加熱によるβ-クエンチング処理、これに続くアルゴン中での、約4℃/分なる速度で行われる、静電オーブン内での比較的穏やかな冷却処理、あるいは水中での迅速な、即ち100℃/秒を越える速度でのクエンチング処理；
・中間的な焼鈍処理無しに、かつこれらテストに依存して、30％までの加工率での、単一の連続式冷間圧延処理；及び
・600℃にて2時間の、真空焼鈍処理。

これらテストの結果として、以下のような現象を理解することができる：
20％を越える加工率は、該β-クエンチング処理の冷却が、緩慢である場合には、表面亀裂の発生を起こし易い。
β-クエンチング処理中の冷却のために考慮された両者の技術に関連して、得られたこれら構造は、より高い冷間圧延の加工率を用いた場合には、より一層不均一となる。迅速冷却されたサンプルは、より緩慢に冷却されたサンプルよりも、大きな再結晶化された粒子状態を呈する。
種々のサンプル(クエンチングされた又は焼鈍処理後の原料)について測定した、カーンズファクタに関連して、得られた結果を、以下の表3にまとめた。表3には、また曲げテスト中に測定した、半径/厚み比(R/e)をも与える。

両者の型のクエンチングに関連して、該ファクタFLは、同様に変動する。即ち、このファクタは、冷間圧延の加工率を高めるにつれて、段階的に劣化する等方性を示す。加工率20％以上において、等方性は、最早満足なものとは考えられず、またあらゆる状況の下で良好な等方性を保証するためには、この加工率は、好ましくは16％を越えず、またより好ましくは10％を越えない。同時に、ファクタFR及びFTは、ランダムな様式で変動する。
該サンプルの、500℃におけるノジュラー腐食に対する耐性が、該冷間圧延の加工率によって影響されないことを理解することができる。対照的に、この耐性は、β-クエンチング処理中に行われる冷却方法によって、著しく影響された。高い冷却速度(水によるクエンチング)に付された該サンプルは、ゆっくりと(アルゴン中で)冷却したサンプルに対する、平方デシメートル当たり約175ミリグラム(約175mg/dm²)なる値と比較して、約50mg/dm²の質量増加を示す。この観点から、迅速冷却が有利である。

これらのサンプルについて、曲げテストをも行った。R(亀裂が発生する曲率半径)対e(該サンプルの厚み)比が小さいことが、良好な曲げ能力の指標である。この観点から、β-クエンチング処理中に迅速冷却に付したサンプルが、より好ましく、またその曲げ能力は、冷間圧延比を高めるにつれて増大した。β-クエンチング処理中にゆっくりと冷却したサンプルは、あまり満足なものではなく、冷間圧延の加工率における増加は、該サンプルの曲げ能力を悪化する傾向がある。
加工率の、上記2種の冷却法の曲げ能力に及ぼす、矛盾する影響は、これら2つの方法により得られる構造上の違いに基くものであると思われる。緩慢な冷却は、粗い針状結晶のマトリックス中に、小さな等軸粒子を生成し、一方で迅速冷却は、微細な針状結晶のマトリックス中に、大きな等軸粒子を生成し、後者は、該シートの変形をより一層容易なものとする。
上記実施例における4℃/分での緩慢な冷却と比較して、迅速冷却の正の効果は、該シートが、加熱ゾーンを出た際に、特に強制的な対流によって実現される、アルゴン冷却によって、工業的に容易に達成される、1℃/秒なる冷却速度について、現れ始める。

さらに、テストを実施したが、これらは、本発明に従う、β-クエンチング処理後の冷間圧延が、単一の連続的処理として、即ち如何なる中間的な焼鈍処理もなしに行われるべきであることを示す。
上記サンプルA及びBの組成と同一の組成を持つシートを、熱間圧延し、次いで厚み2.56mmまで冷間圧延し、さらに1100℃にて93秒間加熱し、かつアルゴン中で、3.6℃/秒なる速度にて冷却することによる、β-クエンチングに付した。その後、基準のサンプルを、加工率8％の第一の冷間圧延処理、700℃にて1時間の中間的な焼鈍処理、加工率4％の第二の冷間圧延処理、及び700℃にて1時間の最終的な焼鈍処理に付した。同一シートのサンプルを、本発明に従って、加工率12％にて、単一の冷間圧延処理に掛けて、単一の連続的処理において、該基準製品の厚みと実質的に同一の厚みを持つ製品に導いた。この製品を、引続き700℃にて1時間、同様に焼鈍処理した。
最後の焼鈍の後、該基準製品は、本発明に従って製造した製品と同程度に良好な平坦性を示さないことが、観測された。この観点から、低い加工率(5％未満)での圧延パスは、有害であった。一般に、本発明に関連して、良好な平坦性を得るためには、この第一の冷間圧延パスは、少なくとも5％という加工率を用いて実施することが好ましいと考えられる。

図5aは、最終的な焼鈍処理後に得られる、基準サンプルに関する、偏光を用いて得た顕微鏡写真である。該基準サンプルの構造は、依然として針状であり、再結晶化にとって十分に変形されているゾーンは僅かであり、また平行なプレートレット(platelets)を含む大きな領域が残されている。
図5bは、最終的な焼鈍処理後に得られる、本発明のサンプルを示すものであり、この顕微鏡写真は、上記のものと同一の条件下で得たものである。再結晶化されたゾーンが見られるが、平行なプレートレットを含む領域は、見出されない。中間的な焼鈍処理を全く含まない、本発明に従うこの処理は、従って該β-クエンチング処理後に得られる、針状構造の破壊において、良好なものであることが示された。
最終的な焼鈍処理後に得られる、これらサンプルのカーンズファクタを、以下の表4に示す：

この観点から、これら2つのサンプルの間には、如何なる有意な違いも観測されず、またこれらの結果は、上に示された結果と良く一致する。
図6は、基準サンプル(図6a)及び本発明によるサンプル(図6b)に関する、最終的な焼鈍処理後に得られる、002及び100について算出された極点図を示す図である。これらサンプルの組織は、クエンチングされた状態と、従来の再結晶化された状態との間の中間的状態にあり、その1又は2つの極は、垂直方向に対して角度約30度をなす、垂直-横断面内の、極めて繊細な、及び著しく高強度のものである。また、横方向に近接して、長手-横断面内にも極がある。該基準サンプルは、高度の非対称性を呈し、また本発明のサンプルに比して、より一層強力な組織構造を持つ。これらの特徴は、該材料の等方性及びスタンピングにとっては望ましくない。従って、機械的な特性の観点から満足できる製品を得るためには、該β-クエンチング処理後の、2つの冷間圧延パス間に、1又はそれ以上の中間的な焼鈍処理を行うことは、回避する必要がある。しかし、冷間圧延処理を、中間的な焼鈍処理を行うことなく、複数のパスで行うことは可能である。但し、この場合、全体としての加工率を、20％以下に維持することを条件とする。

この中間的な焼鈍処理の望ましからぬ効果に関する一つの可能な説明は、以下の通りである。針状結晶構造を持つクエンチングされた物質を、数％だけ変形する場合、該粒子を構成する該針状結晶の全てを変形するのではなく、適用される変形に対して、より望ましい配向状態にある針状結晶のみを変形する。この物質を焼鈍する場合、これらの変形を受けた粒子は、保存され若しくは再結晶化され、その結果より変形性のものとなる。その後の変形の際に、該粒子は、優先的に変形する恐れがあり、また他の針状粒子の破壊を防止する恐れがあり、結果的に本発明において求めている該構造の改善を妨害する恐れがある。
これとは対照的に、該第一の冷間圧延後の、追加の冷間圧延は、該第一の冷間圧延において破壊されることのない、該針状粒子を破壊する恐れのある、中間的な焼鈍処理なしに行われる。というのは、特に該第一の冷間圧延において破壊された針状粒子が、硬質化され、結果的により変形性に乏しいものとなるからである。

従って、本発明の捜し求めている、該構造の改善は、与えられた加工率に対して、比較的多数の針状結晶を容易に破壊するように作用する、単一の冷間圧延処理によって、あるいはまた配向に依存して多少とも早期に、針状晶を破壊するように作用する、中間的な焼鈍処理無しに、連続的に一連の冷間圧延処理に付すことによって達成することができる。

総括的に、本発明の方法によって得られる平坦な製品(シート又はストリップ)の機械的諸特性は、従来技術の平坦な製品よりも一層変形性及びスタンピング加工性に富むものとなっている。これら平坦な製品は、従って、様々な成型法に従って、原子力発電所原子炉用の燃料アセンブリーを構築するのに使用する部品の製造にとって、特に適したものである。というのは、さらにその等方性が、従来技術の平坦な製品と比較して、殆ど又は全く劣化されないからである。
本発明の好ましい用途は、沸騰水型原子炉のボックスを製造することである。グリッド及び中心部チューブも、本発明の方法によって作られた平坦な製品を用いて、有利に製造することができる。

ジルコニウム合金サンプルの、β-クエンチング後の、偏光の照射下でみられる、冶金学的構造の一例を示すものである。 冷間圧延処理後の、同様に処置されたサンプルを示す図である。 冷間圧延処理及び焼鈍処理後、即ち本発明の方法の全ての工程に付した後の、同様に処置されたサンプルを示す図である。 β-クエンチング処理後の状態におけるサンプルの極点図を示すものである。 加工率16％を用いた、冷間圧延処理及び焼鈍処理後の状態におけるサンプルの極点図を示すものである。 中間的な焼鈍処理を含む2回の冷間圧延処理に付されたジルコニウム合金サンプルの最終的な焼鈍処理後の、偏光の照射下でみられる、冶金学的構造を示すものである。 本発明によって、単一の冷間圧延処理にかけられたジルコニウム合金サンプルの最終的な焼鈍処理後の、偏光の照射下でみられる、冶金学的構造を示すものである。 最終的な焼鈍処理後に得られる基準サンプルに関する００２及び１００について算出された極点図を示す図である。 最終的な焼鈍処理後に得られる本発明によるサンプルに関する００２及び１００について算出された極点図を示す図である。

Claims (15)

1. ジルコニウム合金製の平坦な製品の製法であって、
   ・少なくとも95質量％のジルコニウムを含み、かつ通常の不純物及び合金元素を含有する、ジルコニウム合金のインゴットを製造又は鋳造する工程、
   ・該インゴットをシェーピングして、平坦な製品を得る工程、
   ・該平坦な製品を、β-クエンチングの終了時点において、針状構造を、該平坦な製品内に与えるように決定された条件下で、β-クエンチング操作にかける工程、
   ・該β-クエンチング操作の後に、該平坦な製品を、中間的な焼鈍処理を経ることのない、単一の連続的な圧延段階によって実施される、圧延処理に付す工程、ここで該圧延処理は、周囲温度〜200℃なる範囲内の温度にて、2％〜20％なる範囲内の加工率にて実施され、及び
   ・該圧延加工された平坦な製品を、500〜800℃なる温度範囲にて、2分〜10時間行われる、α-ドメイン又はα+β-ドメインでの焼鈍処理に掛ける工程、
   を含むことを特徴とする、上記方法。
2. 該合金元素の質量基準での含有率が、Sn=1.2%-1.7％；Fe=0.07%-0.20%；Cr=0.05%-0.15%；Ni=0.03%-0.08%；O=900ppm-1600ppmである、請求項1記載の方法。
3. 該合金元素の質量基準での含有率が、Sn=1.2%-1.7％；Fe=0.18%-0.24%；Cr=0.05%-0.15%；O=900ppm-1600ppmである、請求項1記載の方法。
4. 該合金元素の質量基準での含有率が、Sn=0.5%-2％；Nb=0.5%-2%；Fe=0.1%-0.5%である、請求項1記載の方法。
5. 該合金元素の質量基準での含有率が、Sn=0.5%-2％；Fe=0.1%-1%；Cr=0.1%-1.2%である、請求項1記載の方法。
6. 該合金元素の質量基準での含有率が、Nb=1.5%-3.5%；Sn=0.5%-2％である、請求項1記載の方法。
7. 該β-クエンチングに引き続く該圧延操作を、5〜16％なる範囲の加工率で行う、請求項1〜6の何れか1項に記載の方法。
8. 該β-クエンチングに引き続く該圧延操作を、5〜10％なる範囲の加工率で行う、請求項7記載の方法。
9. 該β-クエンチングの冷却を、少なくとも1℃/秒なる速度にて行う、請求項1〜8の何れか1項に記載の方法。
10. 請求項1〜9の何れか1項に記載の方法によって得たものであることを特徴とする、ジルコニウム合金製の平坦な製品。
11. 原子力発電所で使用する、軽水炉用の燃料アセンブリーエレメントであって、該エレメントが、請求項10記載の平坦な製品をシェーピングすることによって得たものであることを特徴とする、上記燃料アセンブリーエレメント。
12. 沸騰水型原子炉用のボックスである、請求項11記載の原子力発電所の原子炉用燃料アセンブリーエレメント。
13. 沸騰水型原子炉用のグリッドである、請求項11記載の原子力発電所の原子炉用燃料アセンブリーエレメント。
14. 加圧水型原子炉用のグリッドである、請求項11記載の原子力発電所の原子炉用燃料アセンブリーエレメント。
15. 水循環路を画成する中心部チューブである、請求項11記載の原子力発電所の原子炉用燃料アセンブリーエレメント。

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