JP2013542316A

JP2013542316A - 処理可能な高熱中性子吸収Ｆｅ基合金

Info

Publication number: JP2013542316A
Application number: JP2013526145A
Authority: JP
Inventors: エル．シュミット，マイケル; コルソ，グレゴリージェイ．デル; シ―．レイ，パトリック; マ，ニング
Original assignee: CRS Holdings LLC
Current assignee: CRS Holdings LLC
Priority date: 2010-08-25
Filing date: 2011-08-25
Publication date: 2013-11-21
Also published as: EP2608911A1; WO2012027552A1; CA2809175C; KR20150127741A; EP2608911B1; ES2895137T3; KR20130051996A; CA2809175A1

Abstract

重量％にして、最大０．０８のＣと、３までのＭｎと、２までのＳｉと、最
大０．０５のＰと、最大０．０３のＳと、１７〜２７のＣｒと、１１〜２０の
Ｎｉと、５．２までのＭｏ＋（Ｗ／１．９２）と、０．７８〜１３．０のＢＥｑ
と、最大０．１のＯと、０．２までのＮと、０．００５よりも少量のＹとの組
成を有する耐食性・中性子吸収オーステナイト系合金粉が開示されている。こ
の合金は少なくとも約０．２５％のホウ素と少なくとも約０．０５％のＧｄと
を含有し、この合金組成の残部が鉄と通常の不純物である。ＢＥｑは、％＞Ｂ＋４．
３５×（％＞Ｇｄ）として定義される。マトリックス内に分散している複数のホ
ウ化物粒子とガドリナイド粒子とによって特徴付けられる、凝固された合金粉
から作られた製品も開示されている。ホウ化物粒子とガドリナイド粒子は、形
態上主としてＭ２Ｂ，Ｍ３Ｂ２，Ｍ５Ｘ及びＭ３Ｘであり、Ｘがガドリニウム又はガ
ドリニウムとホウ素との組合せであり、Ｍがケイ素，クロム，ニッケル，モリ
ブデン及び鉄の少なくとも一つの元素である。

Description

本発明は、概して、中性子吸収合金に関し、特に、機械的特性と耐食性と熱
中性子吸収能とを兼ね備えた特異な特性を発揮するよう処理可能なＦｅ基合金
と、同合金から作られた製品に関するものである。

放射性物質の貯蔵，搬送及びコントロールのために、原子力産業界によって
ホウ素含有ステンレス鋼が用いられている。そのような応用分野におけるこの
種の材料の適合性は、ホウ素、特に、Ｂ１０アイソトープを基材に付加すること
により発揮される、向上した熱中性子吸収能に関連する。そのような材料の例
としては、特許文献１及び特許文献２に記載され且つ登録商標ＭＩＣＲＯ−Ｍ
ＥＬＴ，ＮＥＵＴＲＯＳＯＲＢＰＬＵＳを付して市販されている改良された
３０４型ステンレス鋼がある。そのような材料中には、ホウ素が、約１８．３
重量％のＢ１０アイソトープ（残部はＢ１１アイソトープ），濃縮ホウ素又はそれら
の混合物を含んだ天然ホウ素として存在することがある。原子力産業界におけ
るその公知の材料の応用としては、ぬれた使用済み燃料貯蔵ラックと、使用済
み燃料乾燥・貯蔵・輸送カスク（ｃａｓｋ）用の、原子炉制御棒用の及び可燃
毒物用のバスケットと、中性子遮蔽プレートがある。発電における石炭の使用
を取り巻く環境の問題に加えて、天然ガス及び石油に関連するコストの高騰は、
原子力の使用について再燃している世界的な関心に拍車をかけて、発電のため
化石燃料を使用することに対して論議を投げかけている。現在の及び将来の原
子力プラントによって生じさせられる廃棄物は、現場で、又は、地域の又は国
家的な保管場所に保管することが必要とされる。原子力産業に対してホウ素に
よって提供される利点は、材料の熱中性子吸収断面を増大させるというホウ素
の効果に関係する。多量のホウ素、又は、代わりの中性子吸収剤を単独で、又
はホウ素と結合された該中性子吸収剤を用いることにより、これらの分野で用
いられる多くの製品に対して技術的及び市場的利点を提供することができる。

ホウ素は、封じ込め材料（ｃｏｎｔａｉｎｍｅｎｔｍａｔｅｒｉａｌｓ）
における中性子吸収のための伝統的な標準ベアラ（ｂｅａｒｅｒ）である。ホ
ウ素は全ての自然発性物質のうちの六番目に大きな熱中性子断面積を有してい
るにすぎないが、低原子質量であるために、それを重量％ベースで二番目に効
果的な合金添加元素にさせている。ホウ素の中性子吸収能の全ては、Ｂ１０アイ
ソトープに由来する。然しながら、Ｂ１０濃縮ホウ素は、市販の合金系において
用いるには一般に法外な費用が掛り、それで、天然のホウ素が通常用いられて
いる。ホウ素は、ステンレス鋼、又は、ニッケル基合金において、殆ど又は全
く溶解性を有していない。その代わりに、それは、一般に、Ｃｒ，Ｍｏ及びＦ
ｅで強化されたホウ化物（ｂｏｒｉｄｅ）を形成する。例えば、ＭＩＣＲＯ−
ＭＥＬＴＮＥＵＴＲＯＳＯＲＢＰＬＵＳ合金においては、約４６％のＣｒ
と約４０％のＦｅと約３．５％のＭｎと約１．０％のＮｉと約９．５％のＢの
組成を備えたＭ２Ｂ相が生成している。

オーステナイト系ステンレス鋼にホウ素を添加すると、中性子吸収特性を向
上させ、且つ、硬度，降伏強さ及び引張強度を高める結果となるが、引張延性，
衝撃靭性及び耐食性が低下させてしまう。耐食性の低下は、Ｃｒ−ｒｉｃｈＭ
２Ｂ相の生成の結果としてのマトリックスＣｒの喪失に起因する。伝統的な方法
で処理される合金におけるホウ素添加物の使用に通常関連して靭性及び延性に
制限が生ずるために、ホウ素含有ステンレス鋼はアメリカ合衆国においては構
造部材として通常用いられていない。合金の改質と粉末冶金処理とを採用する
ことを通じて、ＭＩＣＲＯ−ＭＥＬＴＮＥＵＴＲＯＳＯＲＢＰＬＵＳ合金
は、従来の３０４型ステンレス鋼にホウ素を添加することに関連する耐食性，
延性及び衝撃靭性の低減を最小限にさせる。ＭＩＣＲＯ−ＭＥＬＴ（商標名）
ＮＥＵＴＲＯＳＯＲＢＰＬＵＳ（商標名）合金が、２．２５％までのＢを含
有し、ＡＳＴＭＡ８８７Ｇｒａｄｅ“Ａ”の適用を受けているのに対し、
伝統的な方法で処理される材料はＡＳＴＭＡ８８７Ｇｒａｄｅ“Ｂ”の適
用を受けている。鋼の生産者の一部は、Ｂ含有量が約１．８５％よりも多い、
鋳造・鍛造・ホウ素入りステンレス鋼を販売しないであろう。これは、この量
よりも多いＢを含有する従来の鋳造・鍛造・ホウ素入りステンレス鋼には重大
な処理の問題が存在するという事実に関連する。そのような処理の問題として
は、その合金材料を機械的に熱間加工した時に合金材料にクラッキング及びテ
ィアリング（ｔｅａｒｉｎｇ）が生ずることが挙げられる。商標「ＭＩＣＲＯ
−ＭＥＬＴＮＥＵＴＲＯＳＯＲＢＰＬＵＳ」と商標「ＭＩＣＲＯ−ＭＥＬ
ＴＮＥＵＴＲＯＳＯＲＢ」を付して市販されている粉末冶金（Ｐ／Ｍ）ホウ
素入りステンレス鋼は、Ｐ／Ｍで製造された材料に関連する、低減した偏析（ｓ
ｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）の結果として、顧客に、より高い中性子吸収能を提供
する機会をもたらす。然しながら、ＮＥＵＴＲＯＳＯＲＢＰＵＬＵＳ合金に
添加可能で且つ依然として処理可能な合金（即ち、熱間加工によってプレート
又はバーにさせることが可能な合金）に維持させるためのホウ素の公称３．５％
という制限が存在する。加えて、第二の強力な中性子減衰材料を使用すること
を通じてＢの量を少なくさせることができれば、Ｐ／Ｍ処理合金において高い
Ｂ同等物（Ｂｅｑｕｉｖａｌｅｎｃｙ）（ＢＥｑ）を確保することができる。

ＮＥＵＴＲＯＳＯＲＢＰＬＵＳ合金は、天然のＢだけを用いることにより
達成可能なＢＥｑ値よりも高いＢＥｑ値を得るために、濃縮Ｂ１０、又は、濃縮Ｂ１０
＋天然のＢを含有している。然しながら、濃縮Ｂ１０は非常に高価（約＄１６０
０／ｌｂ）で、多くの応用においてその使用は費用対効果のあるものではない。
天然のＢよりも高いＢＥｑを有し且つ濃縮Ｂ１０よりもかなり安価な非濃縮元素を
用いることが望ましい。

米国特許第４，８９１，０８０号米国特許第５，０１７，４３７号

公知の耐食性・中性子吸収合金に関連する欠点は、本発明による材料によっ
て大幅に解消される。本発明の第一のアスペクト（ａｓｐｅｃｔ）によれば、
重量パーセントにして以下の組成を有する耐食性・オーステナイト系合金粉末
が提供される。
Ｃ最大０．０８
Ｍｎ３まで
Ｓｉ２まで
Ｐ最大０．０５
Ｓ最大０．０３
Ｃｒ１７〜２７
Ｎｉ１１〜２０
Ｍｏ＋（Ｗ／１．９２）５．２まで
ＢＥｑ０．７８〜１３．０
Ｏ最大０．１
Ｎ０．２まで
Ｙ０．００５よりも少量
この合金組成の残部は、鉄と通常の不純物である。ＢＥｑは％Ｂ＋４．３５×（％
Ｇｄ）として定義され、この合金は少なくとも約０．２５％のＢと少なくとも
約０．０５％のＧｄを含有している。

本発明の別のアスペクトによれば、上述した重量％組成を有する凝固された
合金粉から作られた製品が得られる。本発明による粉末冶金製品は、マトリッ
クス中に分散した多くのホウ化物粒子とガドリナイト粒子をも含んでいる。ホ
ウ化物とガトリナイトの粒子は、形態上、主に、Ｍ２Ｂ，Ｍ３Ｂ２，Ｍ５Ｘ，Ｍ３
Ｘである。この形態において、Ｘは、ガドリニウム、又は、ガドリニウムとホ
ウ素との組み合わせであり、Ｍは、ケイ素，クロム，ニッケル，モリブデン，
鉄及びこれらの組み合わせから成るグループから選択される。

本発明の更に別のアスペクトによれば、重量％にして下記の組成を有する耐
食性合金が得られる。
Ｃ最大０．１０
Ｍｎ３まで
Ｓｉ２まで
Ｐ最大０．０５
Ｓ最大０．０３
Ｃｒ１７〜２７
Ｎｉ９〜１６
Ｍｏ＋（Ｗ／１．９２）５．１まで
ＢＥｑ０．７８〜１０．０５
Ｏ最大０．１
Ｎ０．１まで
この合金は、少なくとも約０．２５％のホウ素と少なくとも約０．１２％のガ
ドリニウムとを含有し、合金組成の残部は、鉄と通常の不純物であり、ＢＥｑは％
Ｂ＋４．３５×（％Ｇｄ）として定義される。

本発明の更に別のアスペクトによれば、重量％にして下記の組成を有する凝
固された合金粉から作られた製品が得られる。
Ｃ最大０．１０
Ｍｎ３まで
Ｓｉ２まで
Ｐ最大０．０５
Ｓ最大０．０３
Ｃｒ１７〜２７
Ｎｉ９〜１６
Ｍｏ＋（Ｗ／１．９２）５．１まで
ＢＥｑ０．７８〜１０．０５
Ｏ最大０．１
Ｎ０．１まで
この合金は、少なくとも約０．２５％のホウ素と少なくとも約０．１２％のガ
ドリニウムとを含有し、合金の残部は、鉄と通常の不純物であり、ＢＥｑは％Ｂ
＋４．３５×（％Ｇｄ）として定義される。本発明による粉末冶金製品は、マ
トリックス中に分散した多くのホウ化物粒子とガドリナイト粒子をも含んでい
る。ホウ化物とガトリナイトの粒子は、形態上、主に、Ｍ２Ｂ，Ｍ３Ｂ２，Ｍ５Ｘ，
Ｍ３Ｘである。この形態において、Ｘは、ガドリニウム、又は、ガドリニウムと
ホウ素との組み合わせであり、Ｍは、ケイ素，クロム，ニッケル，モリブデン，
鉄及びこれらの混合物から成るグループから選択される。

本発明による合金と同合金から作られた製品は、強度と靭性と耐食性と処理
可能性とを兼ね備えた新規な特性を発揮する。ここで及び本明細書全体を通し
て用語「処理可能性」及び「処理可能」は、クラッキング及び／又はティアリ
ングを実質的に受けることなく熱機械的に加工される合金又は製品の能力に関
するものである。クラッキング又はティアリングの程度は、熱間加工された材
料のクラック量及びクラック深さに関連して測定することができる。処理可能
性は、標準的な試験方法によって決定される合金材料の延性及び靭性に基づい
て評価することができる。

ここで及び本明細書の全体を通じて、以下の定義が適用される。用語「パー
セント」及びシンボル「％」は、特に指定されていない限り、質量パーセント
（重量パーセント）を示す。用語「ホウ素」又はシンボル「Ｂ」は、特に限定
なく用いられている場合には天然のホウ素を意味する。用語「粉末」，「合金粉」
又は「金属粉」は、通常１〜１０００μｍの範囲内の個別の合金又は金属の粉
末の集合体を意味する。

本発明の上述の概要と後述の詳細な説明は、添付図面を参照することにより
更に明確に理解されるであろう。

図１は、ホウ素同等物（％ＢＥｑ）に応じた降伏強さの比較グラフである。図２は、％ＢＥｑに応じた終局引張強さの比較グラフである。図３は、％ＢＥｑに応じた％伸び率の比較グラフである。図４は、％ＢＥｑに応じた％面積縮小率の比較グラフである。図５は、％ＢＥｑに応じたシャルピーＶノッチ靱性の比較グラフである。図６は、％ＢＥｑに応じたベンドアングル（ｂｅｎｄａｎｇｌｅ）の比較グラフである。図７は、％ＢＥｑに応じたＨｕｅｙ腐食率の比較グラフである。図８は、ホウ素及びガドリナイトの粒子の平均面積率（ｍｅａｎａｒｅａｆｒａｃｔｉｏｎ）に応じたベンドアングルの比較グラフである。図９は、ｗｔ．％でのホウ素含有量（％Ｂ）に応じた降伏強さの比較グラフである。図１０は、％Ｂに応じた終局引張強さの比較グラフである。図１１は、％Ｂに応じた％伸び率の比較グラフである。図１２は、％Ｂに応じた％面積縮小率の比較グラフである。図１３は、％Ｂに応じたシャルピーＶノッチ靱性の比較グラフである。図１４は、終局引張強さに応じたシャルピーＶノッチ靱性の比較プロットである。図１５は、時間に応じたＨｕｅｙ腐食率の比較グラフである。図１６Ａは、ヒート０４６から取ったサンプル材の一領域を５００倍の倍率で示した縦断面の顕微鏡写真である。図１６Ａは、ヒート０４６から取ったサンプル材の別の領域を５００倍の倍率で示した縦断面の顕微鏡写真である。図１７は、ヒート８８１から取ったサンプル材の縦断面を５００倍の倍率で示した顕微鏡写真である。図１８は、ヒート０４７から取ったサンプル材の縦断面を５００倍の倍率で示した顕微鏡写真である。図１９は、ヒート８６６から取ったサンプル材の縦断面を５００倍の倍率で示した顕微鏡写真である。図２０Ａは、ヒート０４８から取ったサンプル材の一領域を５００倍の倍率で示した縦断面の顕微鏡写真である。図２０Ｂは、ヒート０４８から取ったサンプル材の別の領域を５００倍の倍率で示した縦断面の顕微鏡写真である。図２１は、ヒート８６９から取ったサンプル材の縦断面を５００倍の倍率で示した顕微鏡写真である。図２２Ａは、ヒート０４９から取ったサンプル材の一領域を５００倍の倍率で示した縦断面の顕微鏡写真である。図２２Ｂは、ヒート０４９から取ったサンプル材の別の領域を５００倍の倍率で示した縦断面の顕微鏡写真である。図２３は、ヒート８７０から取ったサンプル材の縦断面を５００倍の倍率で示した顕微鏡写真である。図２４は、ヒート０５０から取ったサンプル材の縦断面を５００倍の倍率で示した顕微鏡写真である。図２５は、ヒート８６８から取ったサンプル材の縦断面を５００倍の倍率で示した顕微鏡写真である。

本発明による合金と同合金から作られた製品は、下記の成分を含んでいる。

この合金は、約０．０８％以下の、好ましくは、約０．０５％以下の炭素を
含んでいる。この合金系においては、オーステナイト安定化剤である炭素は
、残留元素であると考えられる。然しながら、この材料のクロム含有量で、炭素
は、鋭敏化（ｓｅｎｓｉｔｉｚａｔｉｏｎ）のために材料の耐食性に悪影響を
及ぼす炭化クロムの生成を回避するために、約０．０８％以下、好ましくは、
約０．０５％以下に制限される。鋭敏化は、合金中における炭化クロムの析出
で、特に、或る高温に曝露された後の粒界における炭化クロムの析出である。
それ故、その合金グレイン（ａｌｌｏｙｇｒａｉｎ）は、腐食攻撃を受け易
い領域を作り出す境界領域においてクロムが激減する。

本発明による合金は、約３％までのマンガンを含有している。ニッケルと同
様にマンガンはオーステナイト安定化剤である。マンガンのこのレベルにより、
そのようなレベルでない場合に必要とされるニッケルの量よりも少ない量のニ
ッケルの使用が許容される。ニッケルは、マンガンよりも高価な合金化元素で
ある。好ましくは、この合金は少なくとも約１％のマンガンを含有している。
また、マンガンは、この合金における窒素の溶解度を向上させて、合金によっ
て発揮される耐食性に有益な効果をもたらす。

また、この合金は約２％までのケイ素を含有している。ケイ素は、通常、約
０．５％のレベルでオーステナイト系ステンレス鋼中に存在する。このレベル
で、ケイ素は効果的な脱酸剤であり、それ故、ケイ素は溶融合金を脱酸素する
ためにアルミニウム及び／又はイットリウムを用いることの必要性を取り除く。
また、この合金は補足の中性子吸収剤としてガドリニウムを含有しているので、
ケイ素のガドリナイト相に対する多少のパーティショニング（ｐａｒｔｉｔｉ
ｏｎｉｎｇ）が存在する。

また、この合金は約１７〜２７％のクロムを含有している。クロムは、フェ
ライト安定化元素で、合金の耐食性に主として利するためにこの合金中に必要
である。また、クロムはホウ素と結合して、熱中性子を吸収するのに必要とさ
れるホウ化物（特に、Ｍ２Ｂホウ化物）を生成する。公知の合金によって今まで
発揮される耐食性を越える耐食性を発揮するために少なくとも約１７％のクロ
ムが存在する。他方、約２７％よりも多いクロムが存在すると、特に、この製
品のエンドユーザによって後に作り出されるやも知れない溶接部において、過
剰なフェライト（即ち、約１０体積％より多くのフェライト）を生成する結果
となる。

この合金の耐食性に悪影響を及ぼすフェライトの生成を回避するために、こ
の合金は、少なくとも約１１％のニッケル、好ましくは、少なくとも約１２％
のニッケルを含有している。ニッケルは、オーステナイト安定化剤で、クロム
とモリブデンのフェライト安定化効果を相殺するために存在する。マンガンが
存在するので、そうでない場合に同程度の相安定性を発揮するのに必要とされ
るよりも少ない量のニッケルを含有している。クロムとモリブデンのフェライ
ト安定化効果を相殺することに加えて、ニッケルは、生成するガドリナイト相
にパーティションする（ｐａｒｔｉｔｉｏｎ）。ガドリナイト相に対するニッケ
ルのパーティショニングの結果、該相内における鉄の含有量が少なくなる。鉄
の量が少なく且つニッケルの量が多いガドリナイト相は、合金の熱間加工性に
役立つ。ニッケルが多すぎると、特性の面で顕著な利点を発揮させることなく
合金のコストを高騰させてしまう。従って、この合金は、約２０％以下、好ま
しくは約１６％以下のニッケルを含有している。

この合金は約５．２％までのモリブデンを含有していてもよい。クロムと同
様にモリブデンは、フェライト安定化剤であり、存在する場合には、この合金
の耐食性に寄与する。この合金が、少なくとも約２．８％の、好ましくは少な
くとも約３．０％の、更に好ましくは少なくとも約３．５％のモリブデンを含
有している場合に、耐食性に対する利点が得られる。モリブデンの添加によっ
て発揮される更なる耐食性が必要とされない場合には、この合金は、残留量の
モリブデン、好ましくは、約０．５％以下のモリブデンを含有していてもよい。

また、モリブデンは、本発明による製品中に生成するホウ化物相に対してパ
ーティションする。Ｃｒ−ｒｉｃｈＭ２Ｂホウ化物相においては、約２．０％
のＭｏが存在する。然しながら、Ｍ３Ｂ２ホウ化物相は大体６０％のＭｏを含有
していると見られる。生成するＭ３Ｂ２相は、Ｃｒ−ｒｉｃｈＭ２Ｂ相と比較し
てホウ素が豊富であり、それ故、少ない量の中性子吸収二次相を生成させる結
果となる。このことは、中性子吸収二次相の面積率が増加するにつれて機械的
特性が悪影響を受けるので、重要である。従って、二次相粒子の量をコントロ
ールすることにより、特性を修正することができる。特に、引張強度と降伏強
さとは、二次相ホウ化物粒子の量を多くすることにより高まる。然しながら、
多量の二次相ホウ化物粒子では、延性，靭性，ＮＴＳ／ＵＴＳ比率（ノッチ引
張強さ対終局引張強さの比率）及び曲げ半径（ｂｅｎｄｒａｄｉｕｓ）が低
減する。

タングステンは、この合金中でモリブデンと同様に作用する元素である。然
しながら、モリブデンとタングステンとの間には原子量の点で相違があるので、
同様の効果を確保するために、重量パーセントで、モリブデンの所要量のほぼ
２倍の量のタングステンを必要とする。この合金系においてモリブデンの全て
又は一部の代りにタングステンを用いることが考えられる。適切なレベルのモ
リブデンとタングステンが存在することを担保するために、モリブデンの等価
係数ＭｏＥｑ．を導き出した。その係数ＭｏＥｑ．は、％Ｍｏ＋％Ｗ／１．９として
定義される。それは、３．０〜５．１％のモリブデンに対するモリブデン＋タ
ングステンの等価量を得るために、モリブデンに代わるタングステンの適切な
レベルを決定するのに用いられる。

この合金は、０．２％までの窒素を、好ましくは約０．１％までの窒素を含
有していてもよい。窒素は強力なオーステナイト安定化剤である。窒素はボロ
ン添加ステンレス鋼の靭性及び延性を低下させるが、この合金に窒素を含める
と、金属粉の窒素ガス噴霧を可能にさせて、アルゴンガス噴霧と比較して合金
粉の製造コストを低減させることとなる。噴霧のために窒素ガスを利用すると、
耐食性を向上させる。また、窒素が噴霧された合金粉から作られた製品は、ア
ルゴンが噴霧された材料から作られた製品が溶接領域において発現させる微小
気孔発現させることがないので、窒素ガス噴霧は合金の溶接性を高める。従っ
て、窒素ガスで噴霧した場合に、合金粉は、３００ｐｐｍを上回る、例えば、
少なくとも約０．０５％の窒素を含む。

本発明の合金粉は、好ましくは少なくとも約０．２５％のホウ素を含んでい
る。ホウ素は、製品の熱中性子吸収能力に役立つ。これは、Ｍ２Ｂ及びＭ３Ｂ２
のような二次相ホウ化物粒子の生成を通じて達成される。それらの粒子はクロ
ム及びモリブデンを含有しているので、耐食性及び相安定性が悪影響を受けな
いことを担保するためにこれら元素の所望のマトリックスレベルを維持するこ
とが重要である。材料中に生成するガドリナイド相（ｇａｄｏｌｉｎｉｄｅｐ
ｈａｓｅ）との効果的な共同核形成（ｃｏ−ｎｕｃｌｅａｔｅ）ために、少な
くとも約０．２５％のホウ素が必要とされ、そのような共同核形成は合金の処
理可能性に役立つ。ホウ素が多すぎると、合金の靭性，延性及び処理可能性に
悪影響を及ぼす。従って、この合金においては、ホウ素は、約２．５％以下、
好ましくは約２．０％以下、更に好ましくは約１．０％以下に制限される。こ
の合金が２％を越えるホウ素を含有する場合に、良好な強度と容認可能な靭性
及び延性が得られる。この合金が２％以下のホウ素を含有している場合には、
強度と靭性と延性とを兼ね備えた良好な特性が得られる。この合金が約１％以
下のホウ素を含有している場合には、最良の靭性と延性とが得られる。

この合金は、少なくとも約０．０５％の、好ましくは少なくとも約０．１２％
のガドリニウムを更に含有している。ガドリニウムは、ホウ素と同様に中性子
吸収剤である。然しながら、ホウ素と相違して、ガドリニウムは、ニッケルと
鉄に富んだガドリナイト相を生成する。ガドリナイト相はニッケルと結び付く
ので、適切な相安定性を担保するべく、このパーティショニング効果（ｐａｒ
ｔｉｔｉｏｎｉｎｇｅｆｆｅｃｔ）の吊り合いを取らせることが重要である。
ガドリニウムは、自然発生ホウ素と比較すると、熱中性子吸収剤として４．３
５倍以上の効力がある。従って、ガドリニウムは、熱中性子吸収二次相ホウ化
物粒子の全体の量を費用効果的な態様で低減させるために用いて、向上した特
性性能をもたせることができる。その結果、この合金中における二次相ホウ化
物の体積分率を公知の合金と比較して低減させることができる一方、この材料
は公知のホウ素だけの合金によって発揮される中性子吸収能力と少なくとも同
等な中性子吸収能力を発揮する。それにもかかわらず、この合金中のホウ素の
幾分かはガドリナイト相にパーティションし、凝固中にガドリナイド相はホウ
化物相と共同核形成するので、ガドリニウムと一緒にホウ素が存在することが
重要である。このことは、ストレート・ガドリニウム含有合金（ｓｔｒａｉｇ
ｈｔｇａｄｏｌｉｎｉｕｍ−ｂｅａｒｉｎｇａｌｌｏｙ）が低溶融相の生
成に起因して熱間加工性を制限するので、重要である。上述したようにガドリ
ニウムとホウ素とニッケルとの粉末冶金処理による組合せは、公知のガドリニ
ウム含有材料と比較して、材料の熱間加工性に役立つ。ガドリニウムが多すぎ
ると、合金の熱間加工性と処理可能性とに悪影響を及ぼす。本発明による合金
粉末は約２．６％までのガドリニウムを含んでいてもよい。

中性子吸収能力に関するホウ素とガドリニウムの双方の有益な寄与について
は、ホウ素等価係数ＢＥｑを参照することにより定量化することができる。この
係数ＢＥｑは、中性子吸収の点からホウ素とガドリニウムとの組合せと同等のホ
ウ素レベルを表現するための手段である。本発明によれば、Ｇｄが天然ホウ素
と比較すると熱中性子吸収剤として４．３５倍以上の効力を有しているので、
ＢＥｑは、％Ｂ＋（４．３５×％Ｇｄ）として記述される。

合金組成の残部は、鉄と、市販等級の鉄基中性子吸収合金中に見られる通常
の不純物である。リンは、不純物で、熱脆性から齎される合金の加工性に対す
る悪影響を回避するために、好ましくは最大約０．０５％の残留量に制限され
る。リンと同様に硫黄は、不純物で、熱脆性から齎される合金の加工性に対す
る悪影響を回避するために、好ましくは最大約０．０３％の残留量に制限され
る。アルミニウム及びイットリウムのような脱酸添加物は、この合金中に意図
的に存在させるものではないが、不可避的不純物として存在していてもよい。
従って、この合金粉は、０．０１％より少ないアルミニウムと、０．００５％
よりも少ないイットリウムを含有している。酸素はこの合金中に不可避的に存
在し、この合金は、粉末がどの程度の細かさにあるかに応じて約０．１％まで
の酸素を含んでいてもよい。特別な技術を用いない場合には、この合金粉は少
なくとも約１００ｐｐｍの酸素を含有していることが予想される。

合金組成の広範な範囲について上述したが、本発明による製品の特定の適用
のための特性要件に応じて合金組成の好適な範囲を実現することが企図される。
例えば、上述した様々な元素範囲のサブ範囲は、少数の例をあげると、耐食性，
中性子吸収性，強度，靭性及びそれらが組み合わさった特性の如き特定の特性
を最適化させるために選択することができる。

本発明による製品は、好ましくは粉末冶金法によって製造される。好ましい
粉末冶金法は次の通りである。合金を先ず無酸素雰囲気下で溶解、例えば、真
空誘導溶解（ＶＩＭ）させ、アルゴンガス又は窒素ガスのような不活性噴霧流
体によって粉末にさせる。プレアロイ粉（ｐｒｅａｌｌｏｙｅｄｐｏｗｄｅ
ｒ）の粒径は重要ではないが、過剰に大きな粒子は取り除くことが望ましい。
その目的のために４０メッシュスクリーンを介してプレアロイ粉をふるいにか
けることにより良好な結果を齎す。粉末をブレンドすることにより、粒度での
粉末の偏析（ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ）を都合よく最小限にさせることができ
る。それ故、粉末材料をコンテナー内に入れる前に、均一な粒度分布を確保す
るためにそれを好ましくはブレンドする。

凝固前に合金粉を少なくとも一つの金属キャニスターに充填する。そのキャ
ニスターがＡＩＳＩ３０４型又は３１６型ステンレス鋼のようなオーステナイ
ト系ステンレス鋼から作られている場合には、合金粉をキャニスターに充填す
る前に、水分を除去するために合金粉とキャニスターを焼くことが好ましい。
空気中での焼き温度は、酸化を避けるために４００°Ｆ（２０４．４℃）より
低いことが好ましい。２５０°Ｆ（１２１．１℃）の焼き温度で良好な結果が
得られた。乾燥された粉末をクリーンで実質的に酸素が無いキャニスター内に
充填する。低炭素軟鋼から作られたキャニスターをも用いることができる。そ
の場合には、合金粉をキャニスターに充填する前に、合金粉又はキャニスター
を焼く必要はない。

キャニスターが合金粉で一杯にされた時に、キャニスターを閉塞し、空気及
び吸収された何らかの水分を取り除くためにキャニスターを排気させることが
好ましい。この目的のために、キャニスターは１００ｍｉｃｒｏｎｓＨｇ
未満まで排気させることが好ましい。排気工程中にキャニスターを加熱して水
分の除去を促進させることができる。キャニスター内のエアー及び水蒸気のレ
ベルが満足のいくものになった場合には、排気作業を停止し、キャニスターを
シールし、次に圧縮させる。

熱間静水圧加圧（ＨＩＰ’ｎｇ）は、金属粉を圧密にさせるための好ましい方
法である。よく知られているように、その温度，圧力並びに材料がその選択さ
れた温度と圧力に維持される期間は、合金粉とキャニスターの寸法及び形状に
依存し、それらの全ては簡単に決定される。採用される温度は、合金の飽和融
解温度よりも低くなければならない。ＨＩＰ‘ｎｇ温度は、ホウ化物／ガドリ
ナイト粒子の成長を制限するために、低く維持され、好ましくは約２０００°
Ｆ〜２１００°Ｆ（１０９３℃〜１１４９℃）に維持される。ＨＩＰサイクル
は、ほぼ完全密度の圧密体を確保するのに十分な時間、約１５ｋｓｉ（１０３．
４ＭＰａ）の圧力で実施するのが好ましい。その温度と圧力下で必要とされる
時間は、キャニスターの断面寸法に左右され、即ち、キャニスターの断面厚が
大きい場合にはより多くの時間が必要とされる。

本発明において用いられる合金圧密体の作成について従来の粉末冶金技術を
参照して説明したが、別の方法によってこの圧密体を作成することができる。
例えば、米国特許第４，６９３，８６３号に開示の金属粉末の同時凝固・縮小
技術を用いることができる。迅速な凝固鋳造技術をも本発明に適用可能である。
ホウ化物粒子の成長を制限するために、選択された作成方法が合金を溶融状態
から迅速に冷却する工程を含み且つ何らかの中間凝固工程を温度に関して制限
することが重要である。

圧密された合金粉を熱間加工及び／又は冷間加工して、所望の製品形態にさ
せることができる。より詳しくは、合金を、プレッシング（ｐｒｅｓｓｉｎｇ），
ハンマーリング（ｈａｍｍｅｒｉｎｇ），回転鍛造（ｒｏｔａｒｙｆｏｒｇｉ
ｎｇ）又は平板圧延（ｆｌａｔｒｏｌｌｉｎｇ）によって、２０５０°Ｆ〜
２１２５°Ｆ（１１２１℃〜１１６３℃）の範囲の開始温度から機械的に熱間
加工する。材料を熱間加工するための好適な方法は、合金粉圧密体を約２０５
０°Ｆ〜２１２５°Ｆ（１１２１℃〜１１６３℃）の開始温度から熱間鍛造し、
それに続いて約２０５０°Ｆ〜２１２５°Ｆ（１１２１℃〜１１６３℃）の開
始温度から熱間圧延してストリップ又はプレートのような平らな形態を提供す
る工程を含んでいる。その平らな形態は、冷間圧延又は研磨して所望の最終寸
法にさせることができる。製品の最終形態は、好ましくは、３０分間約１９０
０°Ｆ〜１９５０°Ｆ（１０３８℃〜１０６６℃）で焼なましし、好ましくは
水中で室温まで迅速に焼入れする。
［実施例］

公称１４０ｌｂ〜３００ｌｂ（６３．５ｋｇ〜１３６ｋｇ）の２６個のヒー
ト（ｈｅａｔ）を真空誘導溶融させて、粉末にさせた。それらヒートのうちの
２４個のヒートをアルゴンガスで粉末にさせ、その他の二つのヒート（８７８
と８７９）を窒素ガスで粉末にさせた。これらヒートの重量パーセント組成に
ついては、下掲の表ＩＡ及びＩＢに示した。表ＩＡは本発明による合金の組成
を示し、表ＩＢは比較合金の組成を示している。各ヒートの残部は、鉄と通常
の不純物である。

各ヒートからの粉末にされた合金粉を、ふるいにかけて−４０メッシュ（４
２０ｍｉｃｒｏｎ及びより細かい）にし、ブレンドした。ヒート１０５のブ
レンドした粉末の一部を更にふるいにかけて、−１４０メッシュと−２７０メ
ッシュにして、後述するヒート１０５−１，１０５−２，１０５−３の三つの
個別のバッチを確保した。各ヒートからの合金粉及びヒート１０５の三つのバ
ッチからの合金粉を、０．１２５インチ（３．１７５ｍｍ）厚みの低炭素鋼か
ら作った１−３／４インチ×６インチ×２６インチ（４４．４５ｍｍ×１５２．
４ｍｍ×６６０．４ｍｍ）の二つのキャニスターに振動充填した。それらキャ
ニスターを、２５０°Ｆ（１２１．１℃）でガス抜きし、２０ｍｉｃｒｏｎ
ｓＨｇ未満の圧力まで排気させ、溶接封止し、次に、密度を完全にさせる温
度と圧力で４〜６時間、１５ｋｓｉ（１０３．４ＭＰａ）と２０５０°Ｆ（１
１２１℃）の熱間静水圧加圧（ＨＩＰ’ｄ）を施した。ヒート毎のＨＩＰ’ｄ
を熱間圧延して、３／４インチ（１９．０５ｍｍ）厚みのプレートにした。取
り扱い易くするために、熱間圧延前に各キャニスターを切断した。全ての材料
を、パス（ｐａｓｓ）当たりの１／８インチ（３．１７５ｍｍ）減少と加熱サ
イクル当たりの２パスを用いて、２０５０°Ｆ（１１２１℃）の開始温度から
熱間圧延した。中間材料を、各圧延パス後に２０〜３０分間、２０５０°Ｆ（１
１２１℃）で再加熱した。最終圧延パスが完了した時に、３／４インチ（１９．
０５ｍｍ）のプレート切断部を、真っ直ぐにさせて、次に１９５０°Ｆ（１０
６６℃）で１時間焼なましして、続いて室温まで水焼入れした。本発明による
ホウ素とガドリニウムとを含有したヒートは、処理されたプレートに裂け目（ｔ
ｅａｒ）又はクラックが無いことにより実証されるように、首尾よく熱間圧延
された。従って、本発明による合金が、その合金材料中にホウ素とガドリニウ
ムとが存在しているにも拘わらず、処理可能性のあることを明らかに示すもの
であることが実証された。本発明の合金よりも多くのＢＥｑと本発明の合金のホ
ウ素の上限値に非常に近いホウ素を含有しているヒート８７６は、熱間圧延工
程中に生じた顕著な熱間割れ（ｈｏｔｔｅａｒｉｎｇ）によって実証される
ように、処理可能性がなかった。

［表ＩＡ］

［表ＩＢ］

引張試験，シャルピーＶノッチ試験，ベンドアングル試験及びＨｕｅｙ腐食
性試験のための標準的な寸法の長尺試料を各ヒートの３／４インチ（１９．０
５ｍｍ）厚みのプレートから用意した。本発明による合金を代表するヒート（表
ＩＡ）に関する０．２％オフセット降伏強さ（０．２％ＹＳ）と、ｋｓｉで
表した終局引張強さ（ＵＴＳ）を含む室温機械的試験の結果，伸び率（％Ｅｌ．）
及び面積減少率（％Ｒ．Ａ．）を下掲表ＩＩＡに示した。比較ヒート（表ＩＢ）
に関する試験結果を下掲表ＩＩＢに示した。また、表ＩＩＡと表ＩＩＢには、
フィートポンド（ｆｔ．−１ｂｓ．）で表した室温シャルピーＶノッチ衝撃試験
（ＣＶＮ）の結果と、ノッチ引張強さ（Ｋ１＝８．０）対終局引張強さの比率（Ｎ
ＴＳ／ＵＴＳ）と、角度で表した曲げ試験（ｂｅｎｄａｎｇｌｅ）の結果と、
ミル／年（ｍｉｌｅｓｐｅｒｙｅａｒ）（ｍｐｙ）で表したＨｕｅｙ腐食試
験（Ｃｏｒｒ．Ｒａｔｅ）の結果も示した。

曲げ試験は以下のように実施した。（ＡＳＴＭＡ２６２，Ｐｒａｃｔｉｃｅ
Ａによる）標準的なストラウス腐食試験クーポン（Ｓｔｒａｕｓｓｃｏｒｒ
ｏｓｉｏｎｔｅｓｔｃｏｕｐｏｎ）である試験試料を、３／８インチ（９．
５３ｍｍ）直径のマンドレル（ｍａｎｄｒｅｌ）と１，２００ｐｓｉ（８．２
７４ＭＰａ）の水圧ラム（ｈｙｄｒａｕｌｉｃｒａｍ）を用いて曲げて、１
−９／１６インチ（３９．７ｍｍ）幅のスロットにした。Ｈｕｅｙ腐食試験は
ＡＳＴＭＡ２６２，ＰｒａｃｔｉｃｅＣに従って実施した。

［表ＩＩＡ］

［表ＩＩＢ］

示された値は、測定された値の平均値である。ヒート７０８〜７１６に関し
ては、機械的試験結果，ＣＶＮ及びＮＴＳ／ＵＴＳの結果は、各ヒートの５個
の試験された試料の平均値である。ヒート７５４〜７６２，８７３〜８８０，
１０５−１，１０５−２及び１０５−３に関しては、機械的試験結果，ＣＶＮ
及びＮＴＳ／ＵＴＳの結果は、各ヒートの３個の試験された試料の平均値であ
る。ヒート７０８〜７１６及び７５４〜７６２に関しては、曲げ試験及びＨｕ
ｅｙ腐食試験の結果は、各ヒートの二つの試料の平均値である。その他のヒー
トに関しては、曲げ試験及びＨｕｅｙ腐食試験の結果は、各ヒートの三つの試
料の平均値である。

表ＩＩＡ及び表ＩＩＢに示した試験結果のＢＥｑに応じたグラフ分析を図１〜
図７に示した。プロットされた変数とＢＥｑ含有量との間に略良好な一致が見
られる。０．２％ＹＳのプロットとＵＴＳのプロットとの双方のプロット（図
１及び図２）は、Ｂ≧２％のヒートのトレンドライン（ｔｒｅｎｄｌｉｎｅ）
が同等のＢＥｑでＢ≦１％のヒートのトレンドラインの上に横たわっていること
を示している。ＢＥｑ含有量に応じた引張延性，ＣＶＮ衝撃靭性及びベンドアン
グルのプロット（図３〜図６）は、ホウ素含有量が≧２％であるヒートとスト
レートＢ含有３０４Ｌヒートと比較して、同等のＢＥｑでホウ素含有量が≦１％
のヒートによって優れた延性と靭性と成形性とが発揮されることを明らかに示
している。図７に示されているＨｕｅｙ腐食率に関するグラフは、ホウ素を含
有しているがガドリニウムが積極的に添加されていない３０４Ｌ基ヒート（３
０４Ｌ−ｂａｓｅｈｅａｔｓ）（＜０．５％Ｍｏ）と比較して、ホウ素とガド
リニウムとを含有した３１６Ｌ基ヒート（３１６Ｌ−ｂａｓｅｈｅａｔｓ）
（Ｍｏ含有）によって優れた耐食性が発揮されることを示している。

ベンドアングル試験結果は、ホウ化物粒子とガドリナイト粒子の平均面積率
に応じて分析した。平均粒子面積率が約２２％よりも大きい場合にベンドアン
グルが迅速に低下することを明らかに示しているグラフ分析が図８に表示され
ている。

［粉末冶金製品の鋳造−鍛造製品との比較］
本発明による粉末冶金製品によって顕著に向上される処理可能性を実証する
べく、一組の粉末冶金ヒートを、ＢとＧｄとを含有した公知の合金の一組の鋳
造・鍛造ヒートと比較するために用意した。試験ヒートの重量パーセント組成
は、下掲表ＩＩＩに記載されている。

［表ＩＩＩ］

ヒート０４６の重量パーセント組成とヒート０４７の重量パーセント組成は、
米国特許第５，８２０，８１８号に記載された実施例８と実施例２０とにそれ
ぞれ類似している。ヒート８８１の重量パーセント組成とヒート８６６の重量
パーセント組成は、ヒート０４６とヒート０４７とそれぞれ類似するように選
択した。ヒート０４８の重量パーセント組成とヒート０４９の重量パーセント
組成とヒート０５０の重量パーセント組成は、特開平６−１９０２７９に記載
の実施例３と実施例５と実施例１６にそれぞれ類似している。ヒート８６９の
重量パーセント組成とヒート８７０の重量パーセント組成とヒート８６８の重
量パーセント組成は、ヒート０４８とヒート０４９とヒート０５０とそれぞれ
類似するように選択した。

ヒート０４６，０４７，０４８，０４９及び０５０を真空誘導溶解させ、３
５ｌｂ．（１５．９ｋｇ）のインゴットとして鋳造し、凝固させた。溶解中に、
これらヒートを上記各特許文献に記載されているところに従ってアルミニウム
とイットリウムとで脱酸させた。ヒート８８１，８６６，８６９，８７０及び
８６８は、真空誘導溶解された公称１７０ポンド（７７．１ｋｇ）のヒートで
ある。これらヒートの各々をアルゴンガスで噴霧化させて、金属粉を作った。
各ヒートの金属粉をブレンドし、ふるいにかけて−４０メッシュの粉末にし、
次に、０．１２５インチ（３．１７５ｍｍ）厚みの低炭素鋼から作られた二つ
の４１／２平方インチ×９インチ（１１４．３ｍｍ×２２８．６ｍｍ）の長尺なキ
ャニスター内に充填した。金属粉が充填されたキャニスターを、シールし、ガ
ス抜きし、次に、略完全密度になる温度と圧力で４〜６時間、２０５０°Ｆ（１
１２１℃）且つ１５ｋｓｉ（１０３．４ＭＰａ）の熱間静水圧加圧（ＨＩＰ）
を施した。

鋳造されたＶＩＭインゴットとＨＩＰが施されたキャニスターの一方を、鍛
造温度まで加熱し、プレス鍛造して、高さ１−５／８インチ×幅５インチ（４
１．２７５ｍｍ×１２７ｍｍ）の断面を有するビレットにした。ヒート０４６，
０４７のインゴットとヒート８８１，８６６のキャニスターを１９２２°Ｆ（１
０５０℃）の開始温度からプレス鍛造した。ヒート０４８，０４９，０５０の
インゴットとヒート８６８，８６９，８７０のキャニスターを１８３２°Ｆ（１
０００℃）の開始温度からプレス鍛造した。鍛造温度は、上述した米国特許文
献及び日本特許文献に記載された処理に基づいて選択した。全てのヒートを、
１／２インチ（１２．７ｍｍ）インクリメント（ｉｎｃｒｅｍｅｎｔｓ）／パ
ス（ｐａｓｓ）で且つパス間の１／２時間の再加熱で、プレス鍛造した。鋳造
したＶＩＭヒートをシングルエンド鍛造し（ｓｉｎｇｌｅｅｎｄｆｏｒｇ
ｅｄ）、粉末冶金ヒートをダブルエンド鍛造した（ｄｏｕｂｌｅ−ｅｎｄｆｏ
ｒｇｅｄ）。

プレス鍛造したビレットを、次に、プレス鍛造について上述したのと同じ熱
間加工温度を用いて、熱間圧延して、３／４インチ（１９．０５ｍｍ）厚みの
プレートにした。熱間圧延は、パス間の２０〜３０分の再加熱を伴った１／８
インチ（３．１７５ｍｍ）インクリメント／パスで実施した。３／４インチ（１
９．０５ｍｍ）厚みのプレート材にしたことに続いて、各ヒートを次のように
焼なましした。ヒート０４６，０４７，８８１，８６６を、１時間、１９２２°
Ｆ（１０５０℃）で加熱し、次いで、水焼き入れした。ヒート０４８〜０５０
とヒート８６８〜８７０を、１時間、２０１２°Ｆ（１１００℃）で加熱し、
水焼き入れした。

鋳造されたＶＩＭヒート０４６，０４８，０４９及び０５０の全てに、鍛造
中に顕著な熱間割れが生じた。熱間圧延によってプレートにしたことに続いて、
同ヒートには更に顕著な熱間割れが生じた。特に、ヒート０５０は第一の熱間
圧延パス中に壊れ、ヒート４９の熱間割れは、機械的試験及び腐食試験のため
のブランク（ｂｌａｎｋ）を確保することができない程度に顕著になった。ヒ
ート０４７は首尾よく鍛造され、熱間圧延された。しかしながら、その結果は、
微細構造中にフェライトが存在することに起因する。従って、ヒート０４７は
本当のオーステナイト等級のものとは認められない。粉末冶金ヒート８８１，
８６６，８６８，８６９及び８７０の全てが首尾よく鍛造され、熱間圧延され
た。また、ヒート８６６は、二相（オーステナイト＋フェライト）微細構造（ｄ
ｕｐｌｅｘ（ａｕｓｔｅｎｉｔｅ＋ｆｅｒｒｉｔｅ）ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔ
ｕｒｅ）を有していた。

三つのノッチ引張試験試料，三つの平滑引張試験試料及び三つのシャルピー
Ｖノッチ試験試料を、そのような試験の試料のための標準条件に従って各ヒー
トのプレート材料からカットし、機械加工した。ノッチ引張試験試料は、８．
０Ｋｔの応力集中係数を用いて用意した。全ての引張試験試料及びシャルピーＶ
ノッチ試験試料は、基準ＡＳＴＭ条件に従って室温で試験した。

曲げ試験のためのブランクについては、プレート材料の縦軸に沿って切断し
て、１／４インチ×３／４インチ×３−１／４インチ（６．３５ｍｍ×１９．
０５ｍｍ×８２．５５ｍｍ）の三つのブランクを形成し、その後に上述したよ
うに標準的なストラウスクーポンに作り上げた。三回の曲げ試験を、１，２０
０ｐｓｉ（８．２７４ＭＰａ）の水圧ラムで試料を１−９／１６インチ（３９．
７ｍｍ）のスロットに曲げる３／８インチ（９．５３ｍｍ）のマンドレルを用
いて実施した。試験が完了した時に、ベンドアングルを測定した。

各々が３／１６インチ×３／４インチ×１−５／８インチ（４．７６ｍｍ×
１９．０５ｍｍ×４１．２７５ｍｍ）寸法の六つのＨｕｅｙ腐食ブランクを用
意した。次に、これらブランクを標準的なＨｕｅｙ腐食クーポンに作り上げた。
ＡＳＴＭＡ２６２−Ｃ（Ｈｕｅｙ試験）の条件毎に５度の４８時間周期の間、
沸騰６５％硝酸中において三度の試験を実施した。一つの試験しなかったクー
ポンについて、腐食度の計算を促進させるために、室温でのＡＳＴＭＢ３１
１を通じた浸漬密度の試験を実施した。

縦方向及び横方向室温引張試験の結果については、表ＩＶ〜ＶＩＩに記載さ
れており、これら表には、ｋｓｉで示した、０．２％オフセット降伏強さ（０．
２％ＹＳ），終局引張強さ（ＵＴＳ）及びノッチ引張強さ（ＮＴＳ）と、ＮＴＳ
／ＵＴＳ比率と、四つの直径のパーセント伸び率（％Ｅｌ．）と、パーセント面
積減少率（％Ｒ．Ａ．）が記載されている。ｆｔ−ｌｂｓで示した室温シャルピ
ーＶノッチ（ＣＶＮ）試験の結果は、表ＶＩＩＩ中に示されている。

表ＩＶ〜表ＶＩＩＩに示したデータの試験は、粉末冶金ヒートの強度と延性
と靭性とが、鋳造／鍛造ヒートの同一の特性よりも一貫して優れていることを
示している。この作用は、図９（０．２％ＹＳ），図１０（ＵＴＳ），図１１（％
Ｅｌ．），図１２（％Ｒ．Ａ．）及び図１３（ＣＶＮ衝撃靭性）においてグラフを
使って表されている。ＣＶＮ靭性対ＵＴＳを示した図表である図１４は、粉末
冶金材料が鋳造／鍛造材料と比較して強度と靭性とを兼ね備えた優れた特性を
有していることを示している。

［表ＩＶ］

［表Ｖ］

［表ＶＩ］

［表ＶＩＩ］

［表ＶＩＩＩ］

［表ＩＸ］

［表Ｘ］

表ＩＸに記載したＨｕｅｙ腐食試験（鋳造／鍛造ヒートとＸ（粉末冶金ヒー
ト））の結果は、二つのタイプの材料の間に明白且つ顕著な相違があることを示
している。全てのケースにおいて、粉末冶金ヒートのＨｕｅｙ腐食率は低く且
つ一層安定している（即ち、継続した５時間試験周期で、腐食率が目立って増
加していない。）。粉末冶金ヒートと鋳造／鍛造ヒートとの間の腐食作用におけ
る顕著な相違は、図１５にグラフを用いて表されている。その相違は全く予想
外であり、その理由は二組のヒートは合金組成の点において明らかに相違して
いないからである。試験することができた三つの鋳造／鍛造ヒートのうちで、
ヒート０４７が最悪のＨｕｅｙ腐食率を示し、その作用が合金のマトリックス
材料中に観察されたフェライトの存在に起因するものであることを銘記すべき
である。図１６〜図２５に示した金属組織学的結果は、鋳造／鍛造ヒート（図
１６Ａ，１６Ｂ，１８，２０Ａ，２０Ｂ，２２Ａ，２２Ｂ及び２４）と粉末冶
金処理されたヒート（図１７，１９，２１，２３及び２５）との間の二次相ホ
ウ化物粒子とガドリナイト粒子の寸法及び分布における相違を定性的に示して
いる。鋳造／鍛造ヒートと比較して、粉末冶金ヒートの焼なましされたミクロ
組織は、顕著な合金偏析がなく、小さく、より均一に分布したホウ化物とガド
リナイトを示している。

本発明の広範な発明思想から逸脱しない範囲内において、上記実施形態に対
して様々な変更及び修正を加えてもよいことが当業者によって認識される。従
って、本発明は、上述した特定の実施形態に限定されるものではなく、上述し
且つ特許請求の範囲に記載した本発明の要旨内での全ての修正及び変更をも含
むものであると理解される。

Claims

合金粉を有する耐食性・熱中性子吸収材料であって、前記合金粉が、重量％
にして、
Ｃ最大０．０８
Ｍｎ３まで
Ｓｉ２まで
Ｐ最大０．０５
Ｓ最大０．０３
Ｃｒ１７〜２７
Ｎｉ１１〜２０
Ｍｏ＋（Ｗ／１．９２）５．２まで
ＢＥｑ０．７８〜１３．０
Ｏ最大０．１
Ｎ０．２まで
Ｙ０．００５よりも少量
を含有したオーステナイト系合金から作られ、該合金が、少なくとも約０．２
５％のホウ素と少なくとも約０．０５％のガドリニウムを含有し、該合金の残
部が、鉄と通常の不純物で、ＢＥｑ＝％ホウ素（４．３５×％ガドリニウム）で
あることを特徴とする耐食性・熱中性子吸収材料。
前記合金粉が、約２．６％以下のガドリニウムを含有している、請求項１に
記載の材料。
前記合金粉が、約２．５％以下のホウ素を含有している、請求項１に記載の
材料。
Ｍｏ＋（Ｗ／１．９２）が少なくとも約２．８％である、請求項１に記載の
材料。
Ｍｏ＋（Ｗ／１．９２）が約０．５％以下である、請求項１に記載の材料。
Ｂが約１．０％よりも多くなく、ＢＥｑが約１２．０％以下である、請求項１
に記載の材料。
前記合金粉が約２．０％以下のホウ素を含有している、請求項１に記載の材
料。
前記合金粉が約０．２５％以下のガドリニウムを含有している、請求項７に
記載の材料。
前記合金粉が少なくとも約０．１２％のガドリニウムを含有している、請求
項１に記載の材料。
前記合金粉が約２．６％以下のガドリニウムを含有している、請求項９に記
載の材料。
前記合金粉が少なくとも約３００ｐｐｍの窒素を含有している、請求項１に
記載の材料。
前記合金粉が約０．０５％以下の炭素を含有している、請求項１に記載の材
料。
良好な機械的特性と耐食性と組み合わさった良好な処理可能性を発揮し、重
量％にして、
Ｃ最大０．０８
Ｍｎ３まで
Ｓｉ２まで
Ｐ最大０．０５
Ｓ最大０．０３
Ｃｒ１７〜２７
Ｎｉ１１〜２０
Ｍｏ＋（Ｗ／１．９２）５．２まで
ＢＥｑ０．７８〜１３．０
Ｏ最大０．１
Ｎ０．１まで
Ｙ０．００５よりも少量
の組成を有する凝固されたオーステナイト系合金粉から作られた製品であって、
前記合金粉が少なくとも約０．２５％のホウ素と少なくとも約０．０５％の
ガドリニウムを含有し、ＢＥｑ＝％Ｂ＋４．３５×％Ｇｄで、前記合金の残部が
鉄と通常の不純物であり、
前記製品が、マトリックスと該マトリックス内に分散した複数のホウ化物粒
子とガドリナイド粒子とを有し、
前記ホウ化物粒子とガドリナイド粒子とが、形態上主としてＭ２Ｂ，Ｍ３Ｂ２，
Ｍ５Ｘ及びＭ３Ｘであり、Ｘがガドリニウム又はガドリニウムとホウ素との組合
せであり、Ｍがケイ素，クロム，ニッケル，モリブデン及び鉄の少なくとも一
つの元素であることを特徴とする製品。
前記合金粉が少なくとも約０．１２％のガドリニウムを含有している、請求
項１３に記載の製品。
前記合金粉が、約２．６％以下のガドリニウムを含有している、請求項１４
に記載の製品。
前記合金粉が約２．０％以下のホウ素を含有している、請求項１３に記載の
製品。
前記合金粉中の％Ｍｏ＋（％Ｗ／１．９２）が、少なくとも約２．８％であ
る、請求項１３に記載の製品。
前記合金粉中の％Ｍｏ＋（％Ｗ／１．９２）が、約０．５％以下である、請
求項１３に記載の製品。
前記合金粉が約１．０％以下のホウ素を含有し、ＢＥｑが約１２．０％以下で
ある、請求項１３に記載の製品。
前記ホウ化物とガドリナイドの平均面積率が約２０％以下である、請求項１
９に記載の製品。
前記ホウ化物とガドリナイドの平均面積率が約２２％以下で、前記合金粉が
約２％以下のホウ素と約０．２５％以下のガドリニウムを含有している、請求
項１３に記載の製品。
前記合金粉が約１．０％以下のホウ素を含有している、請求項１３に記載の
製品。
前記合金粉が少なくとも約０．１２％のガドリニウムを含有している、請求
項２２に記載の製品。
前記合金粉が約２．６％以下のガドリニウムを含有している、請求項２３に
記載の製品。
前記合金粉が約０．０５％以下の炭素を含有している、請求項１３に記載の
製品。