JP2701986B2 - ジルコニウムベースド物質，同物質から製造される原子炉炉心に用いるための製品及びこのような製品の製造方法 - Google Patents
ジルコニウムベースド物質，同物質から製造される原子炉炉心に用いるための製品及びこのような製品の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 技術分野 本発明は一般に原子炉の活性炉心の構成物質として用
いられる耐食性合金製の製品又は物体に関し、さらに詳
しくは、ジルコニウムに基づく物質、原子炉の活性炉心
（active core）に用いられる製品、及びこのような製
品の製造方法に関する。
いられる耐食性合金製の製品又は物体に関し、さらに詳
しくは、ジルコニウムに基づく物質、原子炉の活性炉心
（active core）に用いられる製品、及びこのような製
品の製造方法に関する。
背景技術 上記物質と、それから製造される製品は、強度特徴、
水中及び高温水蒸気中の耐食性、耐水素化性、及び放射
線成長（radiation growth）とクリープとに対する耐性
に関する非常に多くの必要条件を満たさなければならな
い。この物質は例えば燃料クラッディング用薄壁管、ス
ペーサーグリッド及び原子炉炉心の他の構成要素を製造
を目的した、高い加工特性を有する。
水中及び高温水蒸気中の耐食性、耐水素化性、及び放射
線成長（radiation growth）とクリープとに対する耐性
に関する非常に多くの必要条件を満たさなければならな
い。この物質は例えば燃料クラッディング用薄壁管、ス
ペーサーグリッド及び原子炉炉心の他の構成要素を製造
を目的した、高い加工特性を有する。
上記目的に最も適するのは、Nb 0.5〜1.5重量％と、
Sn 0.9〜1.5重量％と、Fe 0.3〜0.6重量％と、Cr 0.
2重量％までとを含有するジルコニウムベースド物質で
ある。前記物質は、第３成分の最大含量が0.28重量％を
越えない合金に比べた場合に、高い耐ノジュラー腐食
（nodular corrosion）性と放射線成長とクリープとに
対する高い耐性とを含めた、高い耐食性を特徴とする。
Sn 0.9〜1.5重量％と、Fe 0.3〜0.6重量％と、Cr 0.
2重量％までとを含有するジルコニウムベースド物質で
ある。前記物質は、第３成分の最大含量が0.28重量％を
越えない合金に比べた場合に、高い耐ノジュラー腐食
（nodular corrosion）性と放射線成長とクリープとに
対する高い耐性とを含めた、高い耐食性を特徴とする。
本質的に下記成分（重量％基準）： Sn:0.9〜1.2 Fe:0.3〜0.6 Nb:0.5〜1.1 Zr:残部 から成るジルコニウム合金が技術上公知である（ソ連特
許Al,第1,751,222号）。
許Al,第1,751,222号）。
上記合金はかなり高い耐食性と機械的性質：引張り強
さ490〜580MPaまで（20℃）と275〜365MPa（350℃）；
降伏点345〜390MPa（20℃）と185〜245MPa（350℃）；
流速量（fluence）3.7・1024m2（34時間）と１・1025m
-2（7840時間）を形成するまでの300℃の水蒸気−水混
合物の作用に暴露されたときの耐食性、重量増分とし
て、それぞれ30〜40mg/dm2及び80〜95mg/dm2;及び350
℃、100MPaの荷重下のクリープ速度（1.3〜3.6）10-5％
／時を特徴とする。
さ490〜580MPaまで（20℃）と275〜365MPa（350℃）；
降伏点345〜390MPa（20℃）と185〜245MPa（350℃）；
流速量（fluence）3.7・1024m2（34時間）と１・1025m
-2（7840時間）を形成するまでの300℃の水蒸気−水混
合物の作用に暴露されたときの耐食性、重量増分とし
て、それぞれ30〜40mg/dm2及び80〜95mg/dm2;及び350
℃、100MPaの荷重下のクリープ速度（1.3〜3.6）10-5％
／時を特徴とする。
しかし、問題の合金はインゴット中に、その加工の早
期段階において、鉄を多く含有する（ZrFe3）、かなり
安定なインターメタライド（intermetallide）の大きい
サイズの粒子（1.5μｍまで）の帯状配置を形成しやす
いことを特徴とし、高い圧延比（reduction ratio）で
のこの合金の塑性加工中にこのような粒子の凝集する箇
所に微小亀裂の発生を生ずる。合金の構造中の大きいサ
イズの粒子を除去することは、高温における長い保持時
間によるインゴットのβ処理と、その結果の、大きい厚
さのガス飽和層が除去されることによる大きい金属消耗
とそれによる完成製品の高い価格とを含む。
期段階において、鉄を多く含有する（ZrFe3）、かなり
安定なインターメタライド（intermetallide）の大きい
サイズの粒子（1.5μｍまで）の帯状配置を形成しやす
いことを特徴とし、高い圧延比（reduction ratio）で
のこの合金の塑性加工中にこのような粒子の凝集する箇
所に微小亀裂の発生を生ずる。合金の構造中の大きいサ
イズの粒子を除去することは、高温における長い保持時
間によるインゴットのβ処理と、その結果の、大きい厚
さのガス飽和層が除去されることによる大きい金属消耗
とそれによる完成製品の高い価格とを含む。
さらに、β処理の適用にも拘わらず、前記合金から製
造された完成製品中には、かなり大きい（1.0μｍま
で）粒子の鉄含有インターメタライド（ZrFe3を含む）
が再形成され、その結果、α−ジルコニウムマトリック
ス中の粒子の総密度は顕著に減少する。このことは、前
記合金からの製品の製造時に適用される多重反復冷間ス
トレイニング（multiply repeated cold straining）の
間の再結晶α焼きなましの温度において、このようなイ
ンターメタライドが非常に凝集しやすい傾向があること
によって説明することができる。マトリックス中の分配
密度の減少を特徴とするインターメタライドの存在は、
製品を製造する物質の耐食性と破壊強度特徴とに不利な
影響を与える。
造された完成製品中には、かなり大きい（1.0μｍま
で）粒子の鉄含有インターメタライド（ZrFe3を含む）
が再形成され、その結果、α−ジルコニウムマトリック
ス中の粒子の総密度は顕著に減少する。このことは、前
記合金からの製品の製造時に適用される多重反復冷間ス
トレイニング（multiply repeated cold straining）の
間の再結晶α焼きなましの温度において、このようなイ
ンターメタライドが非常に凝集しやすい傾向があること
によって説明することができる。マトリックス中の分配
密度の減少を特徴とするインターメタライドの存在は、
製品を製造する物質の耐食性と破壊強度特徴とに不利な
影響を与える。
軽水炉の構成要素の製造用ジルコニウム合金と、その
一定のクリープレベルを得るという目的でのその処理方
法とは技術上公知である（米国特許Ａ第5,125,985
号）。
一定のクリープレベルを得るという目的でのその処理方
法とは技術上公知である（米国特許Ａ第5,125,985
号）。
前記合金は本質的に、重量％基準で、下記成分： Nb 0.5〜2.0 Sn 0.7〜1.5 Fe、Ni及びCrを含む元素群から成る群から選択される少
なくとも１種の金属 0.07〜0.28 Ｃ 220mln-1まで Zr 残部 から成る。
なくとも１種の金属 0.07〜0.28 Ｃ 220mln-1まで Zr 残部 から成る。
押出成形後の前記β焼きなまし方法には、製品断面積
の数回の中間縮小及び数回の中間の再結晶α焼きなまし
と、その後の製品断面積の最終的縮小と応力除去のため
のその最終焼きなましが用いられる。この方法の本質
は、断面積縮小度と冷間加工の段階におけるこのような
断面縮小後の中間焼きなまし温度との最適組合せを見い
だすことにある。冷間加工後の最終段階ではβ硬化を求
めることができる。
の数回の中間縮小及び数回の中間の再結晶α焼きなまし
と、その後の製品断面積の最終的縮小と応力除去のため
のその最終焼きなましが用いられる。この方法の本質
は、断面積縮小度と冷間加工の段階におけるこのような
断面縮小後の中間焼きなまし温度との最適組合せを見い
だすことにある。冷間加工後の最終段階ではβ硬化を求
めることができる。
この方法は385℃において一定のクリープ率を有する
製品と、それらの断面縮小度10〜190゜を有する製品を
製造することができる。
製品と、それらの断面縮小度10〜190゜を有する製品を
製造することができる。
しかし、前記合金から製造した製品は沸騰水中でのあ
まりにも低い耐ノジュラー腐食性を含めて，耐食性の範
囲が不充分であるという欠点を有する。これは主とし
て、一般にFeである第３成分の比較的低い含量のため
に、高レベルの耐食性と機械的性質との組合せを保証す
る、第２相粒子の明確な、定性的かつ定量的組成とそれ
らの分布の必要な密度とを得ることができないという事
実によると思われ、この理由は、第２相粒子間に主とし
てNbに富んだ粒子範囲がかなり製造されるが、製品の耐
食性と機械的性質とを決定する鉄含有インターメタライ
ドは少量形成されるにすぎず、大きな粒子間距離（0.50
μｍを越える）を特徴とすることによる。
まりにも低い耐ノジュラー腐食性を含めて，耐食性の範
囲が不充分であるという欠点を有する。これは主とし
て、一般にFeである第３成分の比較的低い含量のため
に、高レベルの耐食性と機械的性質との組合せを保証す
る、第２相粒子の明確な、定性的かつ定量的組成とそれ
らの分布の必要な密度とを得ることができないという事
実によると思われ、この理由は、第２相粒子間に主とし
てNbに富んだ粒子範囲がかなり製造されるが、製品の耐
食性と機械的性質とを決定する鉄含有インターメタライ
ドは少量形成されるにすぎず、大きな粒子間距離（0.50
μｍを越える）を特徴とすることによる。
さらに、以前に提案された処理方法を用いる場合に
は、高い鉄含量（すなわち、0.3〜0.6重量％）を有する
合金を含めた製品中に高い耐クリープ性と、耐亀裂性
と、耐食性との組合せを得ることができない。このこと
は、均一に分布した第２相微細粒子（0.1〜0.2μｍ未
満）を含む合金マトリックス粒状構造の高度の均一性を
得ることができないという事実によって説明することが
できる。インゴットの冷間加工段階においてβ硬化なし
に機械的に処理する場合には、合金の充分に高い耐食性
を生ずることができない合金構造中に主として存在する
のは、0.1〜0.4μｍの大きさの第２相粒子である。この
ことを別として、このような処理によっては、凝集した
ときに、物質の靭性と耐亀裂性とに不利な影響を与え
る、ZrFe3型のインターメタライドの、散在する大きい
サイズ（1.5μｍまで）の析出物の存在を避けることが
できない。冷間加工の最終段階におけるβ硬化の適用は
合金構造における大きいインターメタライドの形成を阻
止する；しかし、ワンスースルー（once−through）冷
間ストレイニングと硬化後の焼きなましとは、第２相析
出物の“持ち越し（inherited）”帯状配置（系統）を
除去し、安定な高レベルの耐食性と破壊強度とを特徴と
する、全体としての、均一な微粒状構造を得るために不
充分である。さらに、問題の物質（特にFe含量の高い合
金）は冷間加工の最終段階におけるβ硬化後にテクノロ
ジー塑性の保留が低く、このことは硬化応力によるもの
であり、この硬化応力は冷間加工の最終段階における高
度の冷間ストレイニングの使用を妨害し、冷間加工の最
終段階における高い断面積縮小比を特徴とする製品の製
造方法の実用性を制限する。
は、高い鉄含量（すなわち、0.3〜0.6重量％）を有する
合金を含めた製品中に高い耐クリープ性と、耐亀裂性
と、耐食性との組合せを得ることができない。このこと
は、均一に分布した第２相微細粒子（0.1〜0.2μｍ未
満）を含む合金マトリックス粒状構造の高度の均一性を
得ることができないという事実によって説明することが
できる。インゴットの冷間加工段階においてβ硬化なし
に機械的に処理する場合には、合金の充分に高い耐食性
を生ずることができない合金構造中に主として存在する
のは、0.1〜0.4μｍの大きさの第２相粒子である。この
ことを別として、このような処理によっては、凝集した
ときに、物質の靭性と耐亀裂性とに不利な影響を与え
る、ZrFe3型のインターメタライドの、散在する大きい
サイズ（1.5μｍまで）の析出物の存在を避けることが
できない。冷間加工の最終段階におけるβ硬化の適用は
合金構造における大きいインターメタライドの形成を阻
止する；しかし、ワンスースルー（once−through）冷
間ストレイニングと硬化後の焼きなましとは、第２相析
出物の“持ち越し（inherited）”帯状配置（系統）を
除去し、安定な高レベルの耐食性と破壊強度とを特徴と
する、全体としての、均一な微粒状構造を得るために不
充分である。さらに、問題の物質（特にFe含量の高い合
金）は冷間加工の最終段階におけるβ硬化後にテクノロ
ジー塑性の保留が低く、このことは硬化応力によるもの
であり、この硬化応力は冷間加工の最終段階における高
度の冷間ストレイニングの使用を妨害し、冷間加工の最
終段階における高い断面積縮小比を特徴とする製品の製
造方法の実用性を制限する。
最新技術のジルコニウムベースド物質の１つと、それ
からの物体の製造方法は公知であり、米国特許Ａ第4,64
9,023号に開示されている。この物質は、重量％規模
で、Nb 0.5〜2.0;Sn 0.9〜1.5;Fe、Cr、Mo、Ｖ、Cu、
Ni及びＷから成る群から選択される第３成分 0.09〜0.
11;並びにZr 残部を含む。
からの物体の製造方法は公知であり、米国特許Ａ第4,64
9,023号に開示されている。この物質は、重量％規模
で、Nb 0.5〜2.0;Sn 0.9〜1.5;Fe、Cr、Mo、Ｖ、Cu、
Ni及びＷから成る群から選択される第３成分 0.09〜0.
11;並びにZr 残部を含む。
前記物質からの製品の製造方法は下記段階： ・インゴットを製造し、ブランク又は加工物を製造する
ためにそれを塑性加工する工程と； ・該ブランクをβ処理（硬化）する工程と； ・該ブランクを650℃未満の温度において初期機械的処
理する工程と； ・該ブランクを650℃未満の温度における多重冷間加工
によって機械的処理する工程と； ・冷間加工段階の間で500〜650℃において焼きなましす
る工程と； ・650℃未満の温度において最終的に焼きなましする工
程と を含む。
ためにそれを塑性加工する工程と； ・該ブランクをβ処理（硬化）する工程と； ・該ブランクを650℃未満の温度において初期機械的処
理する工程と； ・該ブランクを650℃未満の温度における多重冷間加工
によって機械的処理する工程と； ・冷間加工段階の間で500〜650℃において焼きなましす
る工程と； ・650℃未満の温度において最終的に焼きなましする工
程と を含む。
検討中のこの方法は物質の微細構造中における800Å
未満の平均サイズの第２相粒子の均一な分布を可能に
し、物質を耐食性にし、原子炉における高温水蒸気の媒
質中での水素飽和に対して耐性にする。
未満の平均サイズの第２相粒子の均一な分布を可能に
し、物質を耐食性にし、原子炉における高温水蒸気の媒
質中での水素飽和に対して耐性にする。
しかし、第２相Fe含有粒子の密度は、前記物質中の第
３成分の含有があまりに低いために、この物質により高
い耐食性を与えるためには不充分である。
３成分の含有があまりに低いために、この物質により高
い耐食性を与えるためには不充分である。
さらに、前記方法は0.25重量％を越えない第３成分を
含むジルコニウムベースド物質からの製品の製造にのみ
適用可能であり、より高い重量％（0.3〜0.6）の第３成
分を含む前記物質からの製品の製造への前記方法の適用
は圧延実施に適用される充分に高い縮小比による第１圧
延操作後に微細亀裂のための不合格品の高い割合を生ず
る。このことは、β焼きなましとその後の、冷間圧延前
に実施される高速冷却とから生ずる物質中の高レベルの
残留硬化応力による物質のテクノロジー塑性の低下によ
って説明することができる。
含むジルコニウムベースド物質からの製品の製造にのみ
適用可能であり、より高い重量％（0.3〜0.6）の第３成
分を含む前記物質からの製品の製造への前記方法の適用
は圧延実施に適用される充分に高い縮小比による第１圧
延操作後に微細亀裂のための不合格品の高い割合を生ず
る。このことは、β焼きなましとその後の、冷間圧延前
に実施される高速冷却とから生ずる物質中の高レベルの
残留硬化応力による物質のテクノロジー塑性の低下によ
って説明することができる。
物質の亀裂形成を恐れた、低い縮小比による第１冷間
圧延操作の実施は、中間焼きなまし操作を伴う、多数回
の冷間加工操作の実施を必要とし、このためにこの方法
はさらに不経済なものになる。さらに、この場合には、
製品の物質中に、0.45〜0.50μｍのオーダーの粒子間距
離を有する第２相粒子の大きい析出物を特徴とする、あ
まり微粒状でなく、あまり均一ではない構造が形成され
るために、耐食性及び機械的性質も損なわれる。このこ
とは、この場合に中間焼きなましが高温において長時間
実施され、究極的にグレインを成長させ、第２相粒子を
成長させるという事実に関係する。
圧延操作の実施は、中間焼きなまし操作を伴う、多数回
の冷間加工操作の実施を必要とし、このためにこの方法
はさらに不経済なものになる。さらに、この場合には、
製品の物質中に、0.45〜0.50μｍのオーダーの粒子間距
離を有する第２相粒子の大きい析出物を特徴とする、あ
まり微粒状でなく、あまり均一ではない構造が形成され
るために、耐食性及び機械的性質も損なわれる。このこ
とは、この場合に中間焼きなましが高温において長時間
実施され、究極的にグレインを成長させ、第２相粒子を
成長させるという事実に関係する。
発明の開示 ジルコニウムベースド物質と、前記物質から製造さ
れ、原子炉炉心に用いられる製品と、製品中の明確な微
細構造の形成のために高度な耐食性、破壊強度及び耐放
射線成長性と耐クリープ性を与えるような、前記製品の
製造方法とを提供することが、本発明の主要な本質的目
的である。
れ、原子炉炉心に用いられる製品と、製品中の明確な微
細構造の形成のために高度な耐食性、破壊強度及び耐放
射線成長性と耐クリープ性を与えるような、前記製品の
製造方法とを提供することが、本発明の主要な本質的目
的である。
上記目的は、第一に、高いFe含有物質がインターメタ
ライドの大きい粒子を形成する傾向を除去することによ
り、第二に、冷間圧延段階を実施する前にテクノロジー
塑性が大きく保留され、冷間加工の初期段階において充
分に高い縮小度の使用が可能になることにより達成可能
になる。したがって、次には、後者の要素が物質の構造
均一性を高め、明確な組成、粒度分布及び合金のジルコ
ニウムマトリックス中の第２相粒子の均一な分布に寄与
し、その結果、高温水蒸気の媒質中での耐食性、破壊強
度及び耐放射線成長性と耐クリープ性を含めた、製造さ
れる製品の高性能特徴が保証される。
ライドの大きい粒子を形成する傾向を除去することによ
り、第二に、冷間圧延段階を実施する前にテクノロジー
塑性が大きく保留され、冷間加工の初期段階において充
分に高い縮小度の使用が可能になることにより達成可能
になる。したがって、次には、後者の要素が物質の構造
均一性を高め、明確な組成、粒度分布及び合金のジルコ
ニウムマトリックス中の第２相粒子の均一な分布に寄与
し、その結果、高温水蒸気の媒質中での耐食性、破壊強
度及び耐放射線成長性と耐クリープ性を含めた、製造さ
れる製品の高性能特徴が保証される。
上記目的はNb、Sn、Fe、Cr、Ｃ、Ｏ及びSiを含み、ス
ズ含有かつ鉄含有インターメタライドの粒子を含む微細
構造を有するジルコニウムベースド物質を提供すること
によって達成され、本発明によると、前記物質は本質的
に、重量％基準で、下記成分： Nb 0.5〜1.5、 Sn 0.9〜1.5、 Fe 0.3〜0.6、 Cr 0.005〜0.2、 Ｃ 0.005〜0.04、 Ｏ 0.05〜0.15、 Si 0.005〜0.15、及び Zr 残部 から成り、この物質の前記微細構造はZr（Nb、Fe）２、
Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型の鉄含有インター
メタライドの粒子を含み、この粒子の合計は鉄含有イン
ターメタライドの総含量の60容量％に等しいか又は60容
量％より過剰であり、粒子間距離は0.20〜0.40mであ
る。
ズ含有かつ鉄含有インターメタライドの粒子を含む微細
構造を有するジルコニウムベースド物質を提供すること
によって達成され、本発明によると、前記物質は本質的
に、重量％基準で、下記成分： Nb 0.5〜1.5、 Sn 0.9〜1.5、 Fe 0.3〜0.6、 Cr 0.005〜0.2、 Ｃ 0.005〜0.04、 Ｏ 0.05〜0.15、 Si 0.005〜0.15、及び Zr 残部 から成り、この物質の前記微細構造はZr（Nb、Fe）２、
Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型の鉄含有インター
メタライドの粒子を含み、この粒子の合計は鉄含有イン
ターメタライドの総含量の60容量％に等しいか又は60容
量％より過剰であり、粒子間距離は0.20〜0.40mであ
る。
前記量での前記成分の存在は、前記物質からの製品の
製造過程において、α−ジルコニウムマトリックス中に
下記インターメタライド:Zr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、C
r、Fe）、（Zr、Nb）3Feの第２相粒子の形成を可能に
し、これらの粒子が完成製品の高い耐食性と機械的性質
を決定する。この場合に、第２相の鉄含有析出物の総量
中のこのような粒子の割合は60容量％以上であり、前記
粒子間の距離は0.20〜0.40μｍである。
製造過程において、α−ジルコニウムマトリックス中に
下記インターメタライド:Zr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、C
r、Fe）、（Zr、Nb）3Feの第２相粒子の形成を可能に
し、これらの粒子が完成製品の高い耐食性と機械的性質
を決定する。この場合に、第２相の鉄含有析出物の総量
中のこのような粒子の割合は60容量％以上であり、前記
粒子間の距離は0.20〜0.40μｍである。
0.3〜0.6重量％のFe含量を含む物質へのCrのドー（do
pe）は、インゴット構造中のインターメライド粒子のサ
イズ縮小を結果として生じ、この物質の加工の早期段階
においてFeのかなりの割合がZr、Fe及びCrを含むインタ
ーメタライドに結合するために、これらの粒子はCrの不
存在下で物質中に形成されるZrFe3型の粒子よりもサイ
ズが非常に小さい。この結果、β処理の過程における長
時間の高温維持は不必要である。物質の高いFe含量は完
成製品に、製品の高い耐食性と機械的性質を決定する鉄
含有インターメタライド:Zr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、C
r、Fe）、（Zr、Nb）3Feの必要な組成と量とを与える。
SiとＣはさらにグレインのサイズ縮小に寄与し、物質の
構造の均一性を高める。酸素も構造グレインのサイズを
縮小し、固溶体強化剤としても用いられる。
pe）は、インゴット構造中のインターメライド粒子のサ
イズ縮小を結果として生じ、この物質の加工の早期段階
においてFeのかなりの割合がZr、Fe及びCrを含むインタ
ーメタライドに結合するために、これらの粒子はCrの不
存在下で物質中に形成されるZrFe3型の粒子よりもサイ
ズが非常に小さい。この結果、β処理の過程における長
時間の高温維持は不必要である。物質の高いFe含量は完
成製品に、製品の高い耐食性と機械的性質を決定する鉄
含有インターメタライド:Zr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、C
r、Fe）、（Zr、Nb）3Feの必要な組成と量とを与える。
SiとＣはさらにグレインのサイズ縮小に寄与し、物質の
構造の均一性を高める。酸素も構造グレインのサイズを
縮小し、固溶体強化剤としても用いられる。
原子炉の炉心に用いるための製品の、提案物質からの
本発明による製造に関係する上記要素の全ては、大部分
が0.1m未満の大きさであり、粒子間距離が0.20〜0.40m
であり、粒子の総数の60容量％以上がZr（Nb、Fe）２、
Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型のインターメタラ
イドである、均一に分配された鉄含有インターメタライ
ド粒子を特徴とする完成製品中の均一な微粒状のα−ジ
ルコニウムマトリックスの形成を促進する。
本発明による製造に関係する上記要素の全ては、大部分
が0.1m未満の大きさであり、粒子間距離が0.20〜0.40m
であり、粒子の総数の60容量％以上がZr（Nb、Fe）２、
Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型のインターメタラ
イドである、均一に分配された鉄含有インターメタライ
ド粒子を特徴とする完成製品中の均一な微粒状のα−ジ
ルコニウムマトリックスの形成を促進する。
特定の合金から製造した製品中のこのような構造の存
在は、該製品に高い耐ノジュラー腐食性を含めた高い耐
食性、高い塑性、破壊強度及び耐放射線成長性と耐クリ
ープ性を与える。
在は、該製品に高い耐ノジュラー腐食性を含めた高い耐
食性、高い塑性、破壊強度及び耐放射線成長性と耐クリ
ープ性を与える。
上記目的は、Nb、Sn、Fe、Cr、Ｃ、Ｏ及びSiをも含む
ジルコニウムベースド物質から原子炉の炉心に用いる製
品の製造方法であって、インゴットを製造し、該インゴ
ットを予備的にβ処理し、α−ジルコニウム存在温度に
おいて熱間インゴット成形によってブランクを製造し、
α−ジルコニウム存在温度における中間焼きなましを含
めて、ブランクを冷間成形し、ブランクを最終製品にす
る工程を含む方法によって達成され、この方法では、本
発明によると、下記成分（重量％基準）： Nb 0.5〜1.5、 Sn 0.9〜1.5、 Fe 0.3〜0.6、 Cr 0.005〜0.2、 Ｃ 0.005〜0.04、 Ｏ 0.05〜0.15、 Si 0.005〜0.15、及び Zr 残部 から成る物質が用いられ、α−ジルコニウム存在温度に
おける前記熱間インゴット成形の後に、該ブランクを38
0〜650℃において焼きなましする。
ジルコニウムベースド物質から原子炉の炉心に用いる製
品の製造方法であって、インゴットを製造し、該インゴ
ットを予備的にβ処理し、α−ジルコニウム存在温度に
おいて熱間インゴット成形によってブランクを製造し、
α−ジルコニウム存在温度における中間焼きなましを含
めて、ブランクを冷間成形し、ブランクを最終製品にす
る工程を含む方法によって達成され、この方法では、本
発明によると、下記成分（重量％基準）： Nb 0.5〜1.5、 Sn 0.9〜1.5、 Fe 0.3〜0.6、 Cr 0.005〜0.2、 Ｃ 0.005〜0.04、 Ｏ 0.05〜0.15、 Si 0.005〜0.15、及び Zr 残部 から成る物質が用いられ、α−ジルコニウム存在温度に
おける前記熱間インゴット成形の後に、該ブランクを38
0〜650℃において焼きなましする。
ここで提供する方法の実際の適用は、前記α−焼きな
ましの過程において、より大きな平衡と再結晶の観点か
らより高度に均質であることと、転位の低い密度とを特
徴とするマトリックス構造を確立することによる、物質
のテクノロジー塑性の保留の増加を可能にする。α−ジ
ルコニウムマトリックス再結晶ピロセスと同時に、Zr
（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型の
第２相粒子の形成が開始する。このことは初期段階にお
いて大きい縮小量を含む冷間ブランク成形の実施を可能
にする。冷間加工の第１段階における金属の大きい縮小
量は、冷間加工プロセス中に蓄積される活性化エネルギ
ー量の増加のために、その後の中間焼きなまし中の粒状
構造の初期再結晶の温度低下に寄与する。このような状
況は冷間加工工程の間の中間焼きなましをより低温にお
いて実施することを可能にし、この焼きなましプロセス
中の他の種類（例えば、ZrFe3）の第２相粒子の成長を
減速する。このことも鉄含有インターメタライドの総量
の60容量％以上の量でのZr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、
Fe）、（Zr、Nb）3Fe型の第２相粒子の形成と、製品の
容積全体にわたる第２相粒子のより分散した分布とを生
ずる。これは次に、例えば耐食性、塑性及び破壊強度の
ような、製品の性能特徴に有利に影響する。
ましの過程において、より大きな平衡と再結晶の観点か
らより高度に均質であることと、転位の低い密度とを特
徴とするマトリックス構造を確立することによる、物質
のテクノロジー塑性の保留の増加を可能にする。α−ジ
ルコニウムマトリックス再結晶ピロセスと同時に、Zr
（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型の
第２相粒子の形成が開始する。このことは初期段階にお
いて大きい縮小量を含む冷間ブランク成形の実施を可能
にする。冷間加工の第１段階における金属の大きい縮小
量は、冷間加工プロセス中に蓄積される活性化エネルギ
ー量の増加のために、その後の中間焼きなまし中の粒状
構造の初期再結晶の温度低下に寄与する。このような状
況は冷間加工工程の間の中間焼きなましをより低温にお
いて実施することを可能にし、この焼きなましプロセス
中の他の種類（例えば、ZrFe3）の第２相粒子の成長を
減速する。このことも鉄含有インターメタライドの総量
の60容量％以上の量でのZr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、
Fe）、（Zr、Nb）3Fe型の第２相粒子の形成と、製品の
容積全体にわたる第２相粒子のより分散した分布とを生
ずる。これは次に、例えば耐食性、塑性及び破壊強度の
ような、製品の性能特徴に有利に影響する。
さらに、ビレットの冷間加工の初期段階における大き
い縮小度はプロセスの生産効率を高め、プロセスを経済
的にすることによって、このプロセスを広範囲なジルコ
ニウムベースド物質とそれから製造される製品とに適用
可能にする。
い縮小度はプロセスの生産効率を高め、プロセスを経済
的にすることによって、このプロセスを広範囲なジルコ
ニウムベースド物質とそれから製造される製品とに適用
可能にする。
β−処理に通した後のビレットを380〜650℃において
焼きなましてから、熱間縮小させることが望ましい。こ
のような焼きなましは硬化応力を除去し、ビレット断面
積全体にわたって転位密度を減じ、均等にして、物質を
より大きな平衡状態にし、その塑性保留と靭性とを高め
る。このような焼きなましの結果として、熱間縮小プロ
セスは高度の圧伸によって低温において実施することが
できる。上記焼きなましの適用は、0.1重量％の物質のF
e含量の増加がα＋β構造からα構造への転移の温度を
約15℃だけ低下させるので、0.3〜0.6重量％の鉄含量を
有する物質にとって重要である。これが、β−処理後の
提案焼きなましが低温における高い圧伸度による高温縮
小を可能にし、提案方法をより用途範囲の広いものにす
る理由である。
焼きなましてから、熱間縮小させることが望ましい。こ
のような焼きなましは硬化応力を除去し、ビレット断面
積全体にわたって転位密度を減じ、均等にして、物質を
より大きな平衡状態にし、その塑性保留と靭性とを高め
る。このような焼きなましの結果として、熱間縮小プロ
セスは高度の圧伸によって低温において実施することが
できる。上記焼きなましの適用は、0.1重量％の物質のF
e含量の増加がα＋β構造からα構造への転移の温度を
約15℃だけ低下させるので、0.3〜0.6重量％の鉄含量を
有する物質にとって重要である。これが、β−処理後の
提案焼きなましが低温における高い圧伸度による高温縮
小を可能にし、提案方法をより用途範囲の広いものにす
る理由である。
熱間縮小を実施した後のビレットを900〜1100℃の温
度におけるβ硬化をさらしてから、380〜520℃における
α−焼きなましを実施することが好都合である。
度におけるβ硬化をさらしてから、380〜520℃における
α−焼きなましを実施することが好都合である。
熱間縮小後のβ硬化とα−焼きなましとのこのような
組合せによって、物質のテクノロジー塑性の高い保留が
達成される。さらに、初期段階におけるブランクの冷間
縮小を高い縮小度によって実施することができる。冷間
ブランク縮小前のα焼きなましを伴う前記β硬化の使用
はブランクマトリックス中の第２相粒子のより微細に分
散した分布を生ずる。これは、β硬化が冷間圧延プロセ
スの早期段階に形成されたインターメタライドと他の第
２相粒子とを完全に溶解したという事実によって達成さ
れる。この後に続く380〜520℃におけるα−焼きなまし
が硬化応力を除去し、ポリゴニゼーション（polygoniza
tion）プロセスの結果としてマトリックス中の転位密度
を減じるが、硬化したマルテンサイト型構造のプレート
の間に挿入されたβ−ジルコニウム（betal−circoniu
m）中間層から、インターメタライドとその他の第２相
粒子との再形成を生じない。これらの中間層はそれらの
形状を保持し、充分な塑性を保留し、それらの微細構造
のみを改質する。このような硬化し、焼きなました積層
構造はα−焼きなましにβ−硬化した後に得られた構造
に比べて、靭性の実質的により大きい保留を有し、これ
が大きい縮小量による冷間ブランク縮小を可能にする。
冷間縮小の結果として、物質の硬化し、焼きなました構
造のβ−ジルコニウム中間層は圧延方向に伸び、薄くな
り、最も大きい応力にさらされた領域において部分的に
裂けて、断片になる。その後に続く焼きなましは、前記
薄い中間層から、主としてZr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、C
r、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型のより微細な第２相粒子を多
数（in a greated number）形成する。冷間縮小比が大
きくなればなるほど、得ることができる層は薄くなり、
使用可能な焼きなまし温度は低くなり、粒子成長は避け
られる。したがって、完成製品は鉄含有第２相粒子の総
量の60容量％以上の量で、完成製品中に高い密度で均一
に分布した微細粒子を特徴とする。このような微細構造
は高い塑性、破壊強度及び耐食性を有する。
組合せによって、物質のテクノロジー塑性の高い保留が
達成される。さらに、初期段階におけるブランクの冷間
縮小を高い縮小度によって実施することができる。冷間
ブランク縮小前のα焼きなましを伴う前記β硬化の使用
はブランクマトリックス中の第２相粒子のより微細に分
散した分布を生ずる。これは、β硬化が冷間圧延プロセ
スの早期段階に形成されたインターメタライドと他の第
２相粒子とを完全に溶解したという事実によって達成さ
れる。この後に続く380〜520℃におけるα−焼きなまし
が硬化応力を除去し、ポリゴニゼーション（polygoniza
tion）プロセスの結果としてマトリックス中の転位密度
を減じるが、硬化したマルテンサイト型構造のプレート
の間に挿入されたβ−ジルコニウム（betal−circoniu
m）中間層から、インターメタライドとその他の第２相
粒子との再形成を生じない。これらの中間層はそれらの
形状を保持し、充分な塑性を保留し、それらの微細構造
のみを改質する。このような硬化し、焼きなました積層
構造はα−焼きなましにβ−硬化した後に得られた構造
に比べて、靭性の実質的により大きい保留を有し、これ
が大きい縮小量による冷間ブランク縮小を可能にする。
冷間縮小の結果として、物質の硬化し、焼きなました構
造のβ−ジルコニウム中間層は圧延方向に伸び、薄くな
り、最も大きい応力にさらされた領域において部分的に
裂けて、断片になる。その後に続く焼きなましは、前記
薄い中間層から、主としてZr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、C
r、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型のより微細な第２相粒子を多
数（in a greated number）形成する。冷間縮小比が大
きくなればなるほど、得ることができる層は薄くなり、
使用可能な焼きなまし温度は低くなり、粒子成長は避け
られる。したがって、完成製品は鉄含有第２相粒子の総
量の60容量％以上の量で、完成製品中に高い密度で均一
に分布した微細粒子を特徴とする。このような微細構造
は高い塑性、破壊強度及び耐食性を有する。
60℃／秒〜1000℃／秒の速度でβ−硬化を実施するこ
とも好ましい。この場合には、非平衡α−ジルコニウム
層の狭い（narrow）プレートを特徴とするより微細に分
散した構造が形成され、このプレートの間には、β−ジ
ルコニウム相の薄い中間相が挿入され、これから、中間
焼きなまし操作を含む次の冷間加工操作中にインターメ
タライドと他の第２相粒子とが形成される。プレートが
小さければ小さいほど、また中間層が薄ければ薄いほ
ど、形成される第２相粒子が小さく、粒子間距離が短
く、そのためこのような粒子の密度が大きくなる。完成
製品中の微細に分散し、均一に分配された第２相粒子は
高い塑性、破壊強度及び耐食性をもたらす。
とも好ましい。この場合には、非平衡α−ジルコニウム
層の狭い（narrow）プレートを特徴とするより微細に分
散した構造が形成され、このプレートの間には、β−ジ
ルコニウム相の薄い中間相が挿入され、これから、中間
焼きなまし操作を含む次の冷間加工操作中にインターメ
タライドと他の第２相粒子とが形成される。プレートが
小さければ小さいほど、また中間層が薄ければ薄いほ
ど、形成される第２相粒子が小さく、粒子間距離が短
く、そのためこのような粒子の密度が大きくなる。完成
製品中の微細に分散し、均一に分配された第２相粒子は
高い塑性、破壊強度及び耐食性をもたらす。
発明を実施するための最良の方法 ジルコニウムベースド物質からの、例えば、原子炉の
炉心に用いられる管のような製品の製造方法は次のよう
に実施される： 下記成分（重量％）:Nb 0.5〜1.5、Sn 0.9〜1.5、F
e 0.3〜0.6、Cr 0.005〜0.2、Ｃ 0.005〜0.04、Ｏ
0.05〜0.15、Si 0.005〜0.13及びZr 残部を含む物質
からインゴットを例えば真空アーク再溶融方法によって
製造する。
炉心に用いられる管のような製品の製造方法は次のよう
に実施される： 下記成分（重量％）:Nb 0.5〜1.5、Sn 0.9〜1.5、F
e 0.3〜0.6、Cr 0.005〜0.2、Ｃ 0.005〜0.04、Ｏ
0.05〜0.15、Si 0.005〜0.13及びZr 残部を含む物質
からインゴットを例えば真空アーク再溶融方法によって
製造する。
前記比で用いられる前記成分の存在は、製造される製
品に、高い耐食性、高い塑性、破壊強度及び耐放射線成
長性と耐クリープ性を与える。この物質のベースとして
はZrが用いられ、Zrは低い中性子捕捉（neutron−captu
re）断面を有し、それ故、原子力工学において非常に広
範囲な用途を見い出している。
品に、高い耐食性、高い塑性、破壊強度及び耐放射線成
長性と耐クリープ性を与える。この物質のベースとして
はZrが用いられ、Zrは低い中性子捕捉（neutron−captu
re）断面を有し、それ故、原子力工学において非常に広
範囲な用途を見い出している。
SnはZrの耐食性を高め、主として、必要なレベルの破
壊強度、耐クリープ性及び他の性能特徴をZrに与える。
壊強度、耐クリープ性及び他の性能特徴をZrに与える。
製品の高いFe含量は、製品の高い耐食性と機械的性質
とを決定する、例えばZr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、F
e）、（Zr、Nb）3Feのような、鉄含有インターメタライ
ドの必要な組成と量とを与える。
とを決定する、例えばZr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、F
e）、（Zr、Nb）3Feのような、鉄含有インターメタライ
ドの必要な組成と量とを与える。
Fe含量の大きい物質へのCrの添加は、その加工の早期
段階において、インゴット構造中のインターメタライド
粒子のサイズ縮小に寄与する。その結果、β−処理中の
長時間の高温保持は不必要になる。
段階において、インゴット構造中のインターメタライド
粒子のサイズ縮小に寄与する。その結果、β−処理中の
長時間の高温保持は不必要になる。
SiとＣは粒子のサイズ縮小に寄与し、物質の構造の均
一性を高める。
一性を高める。
酸素は物質の微細構造に寄与し、固溶体強化剤として
も用いられる。
も用いられる。
NbはZrの強度特徴を高め、Zr及びFeと共に、Zrマトリ
ックス中に微細な第２相粒子を形成して、Zrの耐食性を
高める。
ックス中に微細な第２相粒子を形成して、Zrの耐食性を
高める。
物質のNb含量が0.5重量％未満、Fe含量が0.3重量％未
満及びCr含量が0.005重量％未満である場合には、最終
製品中のα−ジルコニウムマトリックス中のZr（Nb、F
e）２、Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型のインター
メタライドの総割合は第２相鉄含有粒子の総量の実質的
に60容量％未満であり、その結果、物質の耐食性は不利
に影響される。物質のNb含量が1.5重量％を越える場合
には、多数のβ−ニオブ相の大サイズ粒子が物質中に形
成され、このことも物質の耐食性を減ずる。
満及びCr含量が0.005重量％未満である場合には、最終
製品中のα−ジルコニウムマトリックス中のZr（Nb、F
e）２、Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型のインター
メタライドの総割合は第２相鉄含有粒子の総量の実質的
に60容量％未満であり、その結果、物質の耐食性は不利
に影響される。物質のNb含量が1.5重量％を越える場合
には、多数のβ−ニオブ相の大サイズ粒子が物質中に形
成され、このことも物質の耐食性を減ずる。
物質の0.6重量％を越えるFe含量はZrFe3型のインター
メタライドの大サイズ粒子の凝塊の形成と、0.20m未満
の粒子間距離での他の鉄含有第２相粒子の不必要な凝集
とを生ずる。この結果、物質は冷間加工プロセス中に低
い加工可能性になり、最終製品中に低い破壊強度を示す
ようになる。
メタライドの大サイズ粒子の凝塊の形成と、0.20m未満
の粒子間距離での他の鉄含有第２相粒子の不必要な凝集
とを生ずる。この結果、物質は冷間加工プロセス中に低
い加工可能性になり、最終製品中に低い破壊強度を示す
ようになる。
物質の0.2重量％を越えるCr含量によっては、物質中
に二成分系Zr−Crインターメタライドの形成を生じ、こ
れが物質の加工可能性と破壊強度とに不利な影響を与え
る。
に二成分系Zr−Crインターメタライドの形成を生じ、こ
れが物質の加工可能性と破壊強度とに不利な影響を与え
る。
物質のあまりに低いSn含量（0.9重量％未満）は物質
の短時間及び長時間の両方の破壊強度に影響を与える。
さらに、このような低いSn含量は物質の耐食性に対する
可能なＮ混合物（N admisture）の有害な影響を大きく
抑制しない。物質のSn含量が1.5重量％より過剰である
場合には、このことは熱間及び特に冷間圧縮加工に対す
る物質の反応性（amenability）に顕著に影響を与え
る。
の短時間及び長時間の両方の破壊強度に影響を与える。
さらに、このような低いSn含量は物質の耐食性に対する
可能なＮ混合物（N admisture）の有害な影響を大きく
抑制しない。物質のSn含量が1.5重量％より過剰である
場合には、このことは熱間及び特に冷間圧縮加工に対す
る物質の反応性（amenability）に顕著に影響を与え
る。
物質のあまりに低い酸素含量（0.005重量％未満）は
実際に、α−ジルコニウムマトリックスを強化する固溶
体を形成することができず、0.15重量％を越える酸素含
量は物質の加工可能性に影響を与える。
実際に、α−ジルコニウムマトリックスを強化する固溶
体を形成することができず、0.15重量％を越える酸素含
量は物質の加工可能性に影響を与える。
物質の0.005重量％未満のSi含量は、この場合には、
粗大積層（coarselaminated）構造が大抵形成され、最
終製品の耐食性と機械的性質とに不利に影響を与えるの
で、物質を分散させ、物質のキャスト（cast）構造の均
一性を高めるために不充分である。Si含量が0.15重量％
を越える場合には、Siインターメタライドが物質中に形
成され、これが最終製品の物質の加工可能性と、耐亀裂
性及び耐食性特徴に不利な影響を与える。
粗大積層（coarselaminated）構造が大抵形成され、最
終製品の耐食性と機械的性質とに不利に影響を与えるの
で、物質を分散させ、物質のキャスト（cast）構造の均
一性を高めるために不充分である。Si含量が0.15重量％
を越える場合には、Siインターメタライドが物質中に形
成され、これが最終製品の物質の加工可能性と、耐亀裂
性及び耐食性特徴に不利な影響を与える。
物質のあまりに低いＣ含量（0.005重量％未満）は物
質の耐食性を減ずるが、0.04重量％を越えるＣ含量は過
剰な炭化ジルコニウムの形成を生じ、これはSiインター
メタライドと同様に、物質の加工可能性と耐食性とに影
響を与える。
質の耐食性を減ずるが、0.04重量％を越えるＣ含量は過
剰な炭化ジルコニウムの形成を生じ、これはSiインター
メタライドと同様に、物質の加工可能性と耐食性とに影
響を与える。
インゴットに、ひと度溶解したならば、例えば加圧
下、1070〜900℃において機械的β−処理を実施して、
インゴット直径を約1/5に縮小させる。次に、この塑性
加工したインゴットを例えば1050℃に加熱して、水で急
冷する。ブランクのガス飽和表面層が除去されたなら
ば、ブランクを380〜650℃において焼きなます。この焼
きなましは硬化応力の除去のために硬化ブランクの衝撃
強さ（impact toughness）を約２倍の大きさにし、ブラ
ンクの断面積全体にわたる転位密度の減少と均一化（eq
ualized）を生じ、積層構造を部分的に変形させて、α
−ジルコニウム相の細長いポリゴナイズドグレイン（po
lygonized grain）の領域を生ずる。マトリックス金属
のこの構造変化と同時に、Zr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、C
r、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型粒子を含めて、残留β−ジル
コニウム相の中間層から形成されたインターメタライド
粒子のラインが出現する。
下、1070〜900℃において機械的β−処理を実施して、
インゴット直径を約1/5に縮小させる。次に、この塑性
加工したインゴットを例えば1050℃に加熱して、水で急
冷する。ブランクのガス飽和表面層が除去されたなら
ば、ブランクを380〜650℃において焼きなます。この焼
きなましは硬化応力の除去のために硬化ブランクの衝撃
強さ（impact toughness）を約２倍の大きさにし、ブラ
ンクの断面積全体にわたる転位密度の減少と均一化（eq
ualized）を生じ、積層構造を部分的に変形させて、α
−ジルコニウム相の細長いポリゴナイズドグレイン（po
lygonized grain）の領域を生ずる。マトリックス金属
のこの構造変化と同時に、Zr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、C
r、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型粒子を含めて、残留β−ジル
コニウム相の中間層から形成されたインターメタライド
粒子のラインが出現する。
380℃未満の温度における焼きなましは、テクノロジ
ー塑性の保留の必要な増大を目的として、合金を実質的
に構造変化させるために不充分であり;650℃を超える温
度における焼きなましは、α＋β構造の領域に入る理由
から、合金中に第３成分（例えばFe）の含量の大きい残
留β−ジルコニウム相をさらに生成し、大きいインター
メタライド粒子を形成することになり、製品の製造原料
である物質の塑性、破壊強度及び耐食性を劣化させる。
ー塑性の保留の必要な増大を目的として、合金を実質的
に構造変化させるために不充分であり;650℃を超える温
度における焼きなましは、α＋β構造の領域に入る理由
から、合金中に第３成分（例えばFe）の含量の大きい残
留β−ジルコニウム相をさらに生成し、大きいインター
メタライド粒子を形成することになり、製品の製造原料
である物質の塑性、破壊強度及び耐食性を劣化させる。
この焼きなましたブランクに対して、次に、圧伸を伴
う、α−ジルコニウム存在温度（例えば620℃）におけ
る熱間加工（例えば圧縮加工）を５〜12回実施して、管
ビレットを製造する。
う、α−ジルコニウム存在温度（例えば620℃）におけ
る熱間加工（例えば圧縮加工）を５〜12回実施して、管
ビレットを製造する。
次いで、この圧縮加工した管ビレットに900〜1100℃
の温度において60℃／秒〜1000℃／秒の急冷速度でのβ
−硬化を実施する。β−硬化の結果として、0.4〜0.5μ
ｍ幅の非平衡（nonequilibrium）α−ジルコニウム相の
プレートと0.1μｍまでの横断寸法を有する残留β−ジ
ルコニウム相の狭い中間層とを有するマルテンサイト構
造が形成されるが、早期に形成されたインターメタライ
ド粒子は加熱時に溶解し、硬化まで保持される。β−硬
化から生ずるこのような積層構造は80〜120kJ/m2の範囲
内の衝撃強さを特徴とする。
の温度において60℃／秒〜1000℃／秒の急冷速度でのβ
−硬化を実施する。β−硬化の結果として、0.4〜0.5μ
ｍ幅の非平衡（nonequilibrium）α−ジルコニウム相の
プレートと0.1μｍまでの横断寸法を有する残留β−ジ
ルコニウム相の狭い中間層とを有するマルテンサイト構
造が形成されるが、早期に形成されたインターメタライ
ド粒子は加熱時に溶解し、硬化まで保持される。β−硬
化から生ずるこのような積層構造は80〜120kJ/m2の範囲
内の衝撃強さを特徴とする。
900℃未満の温度からの硬化は、この場合には合金が
α＋β構造を有するので、均質な微細構造を形成するこ
とができない、然るに硬化前の1000℃を超える温度での
加熱はβ−ジルコニウム相グレインを過剰に成長させ
て、これは焼きなましを伴う硬化後の合金の加工可能性
に顕著に影響を及ぼす。さらに、高温加熱は特別な電力
消費を必要とするので、プロセスを不経済的にする。
α＋β構造を有するので、均質な微細構造を形成するこ
とができない、然るに硬化前の1000℃を超える温度での
加熱はβ−ジルコニウム相グレインを過剰に成長させ
て、これは焼きなましを伴う硬化後の合金の加工可能性
に顕著に影響を及ぼす。さらに、高温加熱は特別な電力
消費を必要とするので、プロセスを不経済的にする。
60℃未満の速度での硬化は残留β−ジルコニウム相の
粗大中間相を含む非平衡α−ジルコニウム相のあまり微
細でない積層構造を生ずる、さらに、中間層の一部は断
片化する機会を有し、インターメタライドのラインを形
成し、これはその後の焼きなまし操作時に粗大化して、
合金の性質に影響を与える。他方では、超高硬化速度
（1000℃／秒を超える）は構造をもはやサイズ縮小する
ことができず、この理由から、プロセスの経済的実施可
能性の見地から、このような速度での急冷は不適当であ
り、殆ど実施不可能である。
粗大中間相を含む非平衡α−ジルコニウム相のあまり微
細でない積層構造を生ずる、さらに、中間層の一部は断
片化する機会を有し、インターメタライドのラインを形
成し、これはその後の焼きなまし操作時に粗大化して、
合金の性質に影響を与える。他方では、超高硬化速度
（1000℃／秒を超える）は構造をもはやサイズ縮小する
ことができず、この理由から、プロセスの経済的実施可
能性の見地から、このような速度での急冷は不適当であ
り、殆ど実施不可能である。
次に、380℃〜520℃の温度での焼きなましを実施し
て、硬化した物質の衝撃強度値を200〜250kJ/m2までに
高め、物質の強度特徴に不利な影響を与えるが、物質の
塑性を高める。この焼きなましの後に、非平衡α−ジル
コニウム相の結晶（ラミナ）の一部に多角形構造が形成
される。前記α−ジルコニウム相の初期の細長いラミナ
と、拡散した微粒状構造を有する一部領域とが観察され
る。ラミナ間の残留β−ジルコニウム相の中間層は不明
瞭な輪郭になり、あたかも拡散しているように見え、一
部の個別の場所では不連続になる。このような焼きなま
しの場合には、インターメタライドが形成されない。
て、硬化した物質の衝撃強度値を200〜250kJ/m2までに
高め、物質の強度特徴に不利な影響を与えるが、物質の
塑性を高める。この焼きなましの後に、非平衡α−ジル
コニウム相の結晶（ラミナ）の一部に多角形構造が形成
される。前記α−ジルコニウム相の初期の細長いラミナ
と、拡散した微粒状構造を有する一部領域とが観察され
る。ラミナ間の残留β−ジルコニウム相の中間層は不明
瞭な輪郭になり、あたかも拡散しているように見え、一
部の個別の場所では不連続になる。このような焼きなま
しの場合には、インターメタライドが形成されない。
380℃未満の温度における焼きなましは硬化した合金
のテクノロジー塑性の保留を適当に増加させることがで
きず、520℃を超える温度での焼きなましはβ−ジルコ
ニウム相中間層の断片化とその代わりのインターメタラ
イドの細長いラインの形成とを惹起させ、高い比での冷
間縮小の条件下で微細亀裂を生ずる。
のテクノロジー塑性の保留を適当に増加させることがで
きず、520℃を超える温度での焼きなましはβ−ジルコ
ニウム相中間層の断片化とその代わりのインターメタラ
イドの細長いラインの形成とを惹起させ、高い比での冷
間縮小の条件下で微細亀裂を生ずる。
次に、このように焼きなましたビレットに約1.5〜2.5
倍の圧押比（）及び30〜60の縮小率（）によるワンスー
スルー冷間塑性加工を実施する。その後により微細に分
散した構造を得るために、前記冷間縮小を最大縮小比で
実施することが好ましい。
倍の圧押比（）及び30〜60の縮小率（）によるワンスー
スルー冷間塑性加工を実施する。その後により微細に分
散した構造を得るために、前記冷間縮小を最大縮小比で
実施することが好ましい。
ビレットの前記ワンスースルー冷間塑性加工の後に、
一般に540〜640℃における中間再結晶α−焼きなましを
実施する。歪みを受けた（strained）マトリックス中で
粒状構造の再結晶プロセスと、インターメタライド粒子
と他の第２相析出物との形成とが生ずるのは、このよう
なα−焼きなまし中である。前歪み度（the degree of
prestrain）が大きければ大きいほど、より低温のα−
焼きなましにおいても前記プロセスの両方がより強度に
進行する。この結果は、β−ジルコニウム相のオリジナ
ルの中間層の代わりに主としてライン状に配置された、
微細な第２相粒子を含む微粒状α−ジルコニウムマトリ
ックスの形成である。
一般に540〜640℃における中間再結晶α−焼きなましを
実施する。歪みを受けた（strained）マトリックス中で
粒状構造の再結晶プロセスと、インターメタライド粒子
と他の第２相析出物との形成とが生ずるのは、このよう
なα−焼きなまし中である。前歪み度（the degree of
prestrain）が大きければ大きいほど、より低温のα−
焼きなましにおいても前記プロセスの両方がより強度に
進行する。この結果は、β−ジルコニウム相のオリジナ
ルの中間層の代わりに主としてライン状に配置された、
微細な第２相粒子を含む微粒状α−ジルコニウムマトリ
ックスの形成である。
冷間縮小操作とα−焼きなまし操作とは、製造される
製品の範囲に依存して３乃至４回連続して反復する。物
質のα−ジルコニウムマトリックスがより微粒状にな
り、第２相粒子の線状（帯状）配置が除去されるのは、
縮小と再結晶との反復実施のためである。
製品の範囲に依存して３乃至４回連続して反復する。物
質のα−ジルコニウムマトリックスがより微粒状にな
り、第２相粒子の線状（帯状）配置が除去されるのは、
縮小と再結晶との反復実施のためである。
したがって、最終製品は主として３〜５μｍの範囲内
のグレインサイズを有し、その中に均一に分散した主と
して0.1μｍ未満のサイズの鉄含有インターメタライド
粒子を粒子間距離0.20〜0.40μｍと密度15〜25m-2で特
徴とするα−ジルコニウムマトリックスの完全再結晶構
造を有し、Zr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、
Nb）3Fe型インターメタライドが前記粒子の総量の60容
量％より以上を占める。
のグレインサイズを有し、その中に均一に分散した主と
して0.1μｍ未満のサイズの鉄含有インターメタライド
粒子を粒子間距離0.20〜0.40μｍと密度15〜25m-2で特
徴とするα−ジルコニウムマトリックスの完全再結晶構
造を有し、Zr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、
Nb）3Fe型インターメタライドが前記粒子の総量の60容
量％より以上を占める。
このような均一で、微細に分散した構造が原子炉の炉
心に用いられる製品の物質の高レベルの塑性、破壊強度
及び耐食性の原因となる。
心に用いられる製品の物質の高レベルの塑性、破壊強度
及び耐食性の原因となる。
第２相粒子の総量中のZr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、
Fe）、（Zr、Nb）3Fe型インターメタライドの割合は60
容量％未満である場合には、好ましくない相の多数の粒
子が例えばZrFe3のような物質の構造又は大きいサイズ
であるβ−ニオブ相中に含まれる。その結果、第２相の
鉄含有粒子は全体としてα−ジルコニウムマトリックス
中に0.40μｍを超える粒子間距離で分布され、それによ
って物質の耐食性は不利に影響される。
Fe）、（Zr、Nb）3Fe型インターメタライドの割合は60
容量％未満である場合には、好ましくない相の多数の粒
子が例えばZrFe3のような物質の構造又は大きいサイズ
であるβ−ニオブ相中に含まれる。その結果、第２相の
鉄含有粒子は全体としてα−ジルコニウムマトリックス
中に0.40μｍを超える粒子間距離で分布され、それによ
って物質の耐食性は不利に影響される。
0.40μｍを超える粒子間距離での分布は、物質が0.3
重量％未満の量のFeと合金化される場合に生ずる。
重量％未満の量のFeと合金化される場合に生ずる。
提案物質の前記成分の含有の上限を超えるNb、Fe及び
CrによってZrを合金化する場合には、提案方法によって
製造した製品の物質の粒子間距離は0.20μｍ未満である
が、このような構造を有する製品は塑性、破壊強度及び
クリープの特徴の劣化を受ける。
CrによってZrを合金化する場合には、提案方法によって
製造した製品の物質の粒子間距離は0.20μｍ未満である
が、このような構造を有する製品は塑性、破壊強度及び
クリープの特徴の劣化を受ける。
本発明の理解を容易にするために、本発明の特定の具
体的実施例の幾つかを以下に述べる。
体的実施例の幾つかを以下に述べる。
実施例１ 重量％基準で、下記成分:Nb 1.5;Sn 0.9;Fe 0.5;C
r 0.005;C 0.007;O 0.06;Si 0.009;及びZr 残部を
含む物質から、真空溶融プロセスを用いてインゴットを
製造する。このインゴットを1070〜900℃の温度におい
て鋳造して、直径を1/5に縮小する。この鍛造したブラ
ンクを次に1050℃までに加熱し、水で急冷する。表面ガ
ス飽和層が除去されたならば、硬化したブランクを指定
長さに切断し、それらに孔を穿孔し、ブランクを620℃
において焼きなます。この後に、穿孔した指定長さのブ
ランクに対して620℃において圧縮成形を実施して、10
倍に圧伸して、5.5mmの肉厚と33mmの外径とを特徴とす
る管ビレットを得る。次に、この圧縮成形した管ビレッ
トを950℃の温度から約100℃／秒の速度で硬化させ、42
5℃において焼きなます。焼きなましたビレットに対し
て最初とその後の圧延パスにおける総縮小率約50％（肉
厚と直径に関して）により、620℃における中間焼きな
まし操作を含む、５回パス縮小圧延スケジュールを用い
て冷間加工を実施する。冷間圧延後の最終焼きなましは
580℃において実施する。仕上げ操作後に、外径9.15mm
及び肉厚0.65mmを有する完成管が得られる。
r 0.005;C 0.007;O 0.06;Si 0.009;及びZr 残部を
含む物質から、真空溶融プロセスを用いてインゴットを
製造する。このインゴットを1070〜900℃の温度におい
て鋳造して、直径を1/5に縮小する。この鍛造したブラ
ンクを次に1050℃までに加熱し、水で急冷する。表面ガ
ス飽和層が除去されたならば、硬化したブランクを指定
長さに切断し、それらに孔を穿孔し、ブランクを620℃
において焼きなます。この後に、穿孔した指定長さのブ
ランクに対して620℃において圧縮成形を実施して、10
倍に圧伸して、5.5mmの肉厚と33mmの外径とを特徴とす
る管ビレットを得る。次に、この圧縮成形した管ビレッ
トを950℃の温度から約100℃／秒の速度で硬化させ、42
5℃において焼きなます。焼きなましたビレットに対し
て最初とその後の圧延パスにおける総縮小率約50％（肉
厚と直径に関して）により、620℃における中間焼きな
まし操作を含む、５回パス縮小圧延スケジュールを用い
て冷間加工を実施する。冷間圧延後の最終焼きなましは
580℃において実施する。仕上げ操作後に、外径9.15mm
及び肉厚0.65mmを有する完成管が得られる。
実施例２ 物質が重量％基準でNb 0.8;Sn 1.0;Fe 0.6;及びCr
0.01を含み、熱間圧縮前の焼きなましを650℃におい
て実施し、圧縮成形した管ビレットのβ−硬化を900℃
から500℃／秒の速度で実施し、焼きなましを380℃にお
いて実施すること以外は、プロセスを実施例１と同様に
実施する。
0.01を含み、熱間圧縮前の焼きなましを650℃におい
て実施し、圧縮成形した管ビレットのβ−硬化を900℃
から500℃／秒の速度で実施し、焼きなましを380℃にお
いて実施すること以外は、プロセスを実施例１と同様に
実施する。
実施例３ 物質が重量％基準でNb 1.0;Fe 0.3;C 0.04及びSi
0.007を含み、熱間圧縮前の焼きなましを520℃におい
て実施し、圧縮成形した管ビレットのβ−硬化を1100℃
から1000℃／秒の速度で実施し、焼きなましを520℃に
おいて実施すること以外は、プロセスを実施例２と同様
に実施する。
0.007を含み、熱間圧縮前の焼きなましを520℃におい
て実施し、圧縮成形した管ビレットのβ−硬化を1100℃
から1000℃／秒の速度で実施し、焼きなましを520℃に
おいて実施すること以外は、プロセスを実施例２と同様
に実施する。
実施例４ 物質が重量％基準でSn 1.5;Cr 0.15;及びＣ 0.06
を含み、熱間圧縮前の焼きなましを380℃において実施
し、β−硬化を1000℃から60℃／秒の速度で実施し、焼
きなましを450℃において実施すること以外は、プロセ
スを実施例３と同様に実施する。
を含み、熱間圧縮前の焼きなましを380℃において実施
し、β−硬化を1000℃から60℃／秒の速度で実施し、焼
きなましを450℃において実施すること以外は、プロセ
スを実施例３と同様に実施する。
実施例５ 物質が重量％基準でSn 1.3;Cr 0.005;Si 0.005;及
びＯ 0.01を含み、熱間圧縮前の焼きなましを620℃に
おいて実施し、圧縮成形した管ビレットのβ−硬化を行
わず、同管ビレットを650℃において焼きなましするこ
と以外は、プロセスを実施例４と同様に実施する。
びＯ 0.01を含み、熱間圧縮前の焼きなましを620℃に
おいて実施し、圧縮成形した管ビレットのβ−硬化を行
わず、同管ビレットを650℃において焼きなましするこ
と以外は、プロセスを実施例４と同様に実施する。
実施例６ 物質が重量％基準でSn 1.2;Fe 0.4;Cr 0.005;C
0.050;及びSi 0.15を含み、熱間圧縮前の焼きなましを
実施しないこと以外は、プロセスを実施例４と同様に実
施する。
0.050;及びSi 0.15を含み、熱間圧縮前の焼きなましを
実施しないこと以外は、プロセスを実施例４と同様に実
施する。
実施例７ 物質がSi 0.05重量％を含み、圧縮成形した管ビレッ
トのβ−硬化を行わず、同管ビレットを520℃において
焼きなましすること以外は、プロセスを実施例６と同様
に実施する。
トのβ−硬化を行わず、同管ビレットを520℃において
焼きなましすること以外は、プロセスを実施例６と同様
に実施する。
実施例８ 物質が重量％基準でNb 0.5;Sn 1.0;Fe 0.3;Cr 0.
2;C 0.01;及びＯ 0.150を含み、圧縮成形した管ビレ
ットの硬化を380℃において実施すること以外は、プロ
セスを実施例７と同様に実施する。
2;C 0.01;及びＯ 0.150を含み、圧縮成形した管ビレ
ットの硬化を380℃において実施すること以外は、プロ
セスを実施例７と同様に実施する。
上記実施例の全てに関して提案方法の成分含量と操作
条件とに関するデータは表１に要約し、半完成製品と完
成パイプ及び管との構造的及び性能的特徴は表２に記載
する。破壊強度は第１冷間圧延操作前の物質の衝撃強さ
値と、物質のテクノロジー塑性の保留の特徴でもある、
その後の微小亀裂の存在とに関して評価する。
条件とに関するデータは表１に要約し、半完成製品と完
成パイプ及び管との構造的及び性能的特徴は表２に記載
する。破壊強度は第１冷間圧延操作前の物質の衝撃強さ
値と、物質のテクノロジー塑性の保留の特徴でもある、
その後の微小亀裂の存在とに関して評価する。
完成製品の物質の微細構造は第２相粒子（インターメ
タライド）の主要な割合のサイズと、平均粒子間距離
と、第２相鉄含有粒子の総量におけるZr（Nb、Fe）２、
Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型粒子の割合とに関
して評価した。完成管状製品の性質は、伸びと、400℃
の温度に72時間及び350℃の温度に3000時間暴露させた
ダイジェスターの水中での試験片の重量増加とに関して
試験した延性（比伸び）値と、350℃の温度と100MPaの
荷重下での3000時間のクリープ速度とによって、及び5.
4・1026m-2（Ｅ 0.1MeV）の流束量が形成されるまでの
放射線に対する試験片の暴露から生ずるグレイン放射線
成長歪みに関して、判断した。
タライド）の主要な割合のサイズと、平均粒子間距離
と、第２相鉄含有粒子の総量におけるZr（Nb、Fe）２、
Zr（Nb、Cr、Fe）、（Zr、Nb）3Fe型粒子の割合とに関
して評価した。完成管状製品の性質は、伸びと、400℃
の温度に72時間及び350℃の温度に3000時間暴露させた
ダイジェスターの水中での試験片の重量増加とに関して
試験した延性（比伸び）値と、350℃の温度と100MPaの
荷重下での3000時間のクリープ速度とによって、及び5.
4・1026m-2（Ｅ 0.1MeV）の流束量が形成されるまでの
放射線に対する試験片の暴露から生ずるグレイン放射線
成長歪みに関して、判断した。
上記実施例から知ることができるように、提案物質
と、それからの製品の製造方法との使用は、前記物質中
の第２相粒子の微細に分散した、均一な分布と、前記相
の60容量％より多くがZr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、F
e）、（Zr、Nb）3Fe型インターメタライド粒子であるこ
ととを特徴とする均一な構造の形成を可能にする。この
ような微細構造の形成の結果として、製品の物質は高い
破壊強度、高い塑性と耐食性、高い耐グレイン放射線成
長性及び低いクリープ速度を特徴とする。
と、それからの製品の製造方法との使用は、前記物質中
の第２相粒子の微細に分散した、均一な分布と、前記相
の60容量％より多くがZr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、F
e）、（Zr、Nb）3Fe型インターメタライド粒子であるこ
ととを特徴とする均一な構造の形成を可能にする。この
ような微細構造の形成の結果として、製品の物質は高い
破壊強度、高い塑性と耐食性、高い耐グレイン放射線成
長性及び低いクリープ速度を特徴とする。
比較のために、実施例９と10（表１と２）は公知プロ
セス方法（米国特許Ａ第4,649,023号、原型）によって
実施した管製造プロセスを説明する。実施例９による
と、Fe含量の高い物質がこのような処理を受け、実施例
10では、Fe含量の低い物質がこのような処理を受けた。
セス方法（米国特許Ａ第4,649,023号、原型）によって
実施した管製造プロセスを説明する。実施例９による
と、Fe含量の高い物質がこのような処理を受け、実施例
10では、Fe含量の低い物質がこのような処理を受けた。
Fe含量の高い合金（実施例９）の第１冷間圧延操作の
前に焼きなましを行わないと、微細亀裂の形成が生じ、
このようにして製造した製品の全てが探傷検査時に不合
格となる。実施例10における第２相粒子の特徴、耐食
性、クリープ速度及び放射線成長歪みは、開示方法によ
って処理した提案物質におけるよりも明らかに不良であ
る。
前に焼きなましを行わないと、微細亀裂の形成が生じ、
このようにして製造した製品の全てが探傷検査時に不合
格となる。実施例10における第２相粒子の特徴、耐食
性、クリープ速度及び放射線成長歪みは、開示方法によ
って処理した提案物質におけるよりも明らかに不良であ
る。
産業的適用可能性 本発明は原子炉の炉心に用いられる製品の製造に適用
する場合に、非常に大きな有用性を見い出すことができ
る。さらに、前記物質は化学的及び医学的産業分野で使
用可能であると共に、高度な耐食性、延性、破壊強度。
長時間強度及び高い耐放射線性が要求される、他の幾つ
かの化学工学及びテクノロジー分野においても使用可能
である。
する場合に、非常に大きな有用性を見い出すことができ
る。さらに、前記物質は化学的及び医学的産業分野で使
用可能であると共に、高度な耐食性、延性、破壊強度。
長時間強度及び高い耐放射線性が要求される、他の幾つ
かの化学工学及びテクノロジー分野においても使用可能
である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１ 8719−4Ｋ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６９１Ｂ Ｇ２１Ｃ 3/06 Ｎ (72)発明者 マルケロフ，パヴェル・パヴロヴィッチ ロシア国123098 モスクワ，ウル・マル シャラ・ノヴィコワ，デー２，カーヴェ ー99 (72)発明者 マルケロフ，ウラディミル・アンドレー ヴィッチ ロシア国123308 モスクワ，ウル・ムネ ヴニキ，デー７，カーヴェー287 (72)発明者 ペレグド，ミカイル・ミカイロヴィッチ ロシア国117312 モスクワ，ウル・フェ ルスマナ，デー13，カーヴェー75 (72)発明者 イワノフ，アナトリー・ニコラエヴィッ チ ロシア国123182 モスクワ，ウル・アヴ ィアトシオンナヤ，デー74，コルプ・ ３，カーヴェー61 (72)発明者 シェバルドフ，パヴェル・ワシリエヴィ ッチ ロシア国125080 モスクワ，ウル・アラ ビアナ，デー10，カーヴェー276 (72)発明者 ロシトスキー，アナトリー・フランツェ ヴィッチ ロシア国427600 グラゾフ，ウル・カ ー・マルクサ，デー15アー，カーヴェー 13 (72)発明者 ドゥブロフスキー，ワレリー・アナトリ ーヴィッチ ロシア国427600 グラゾフ，ウル・ドゼ ルツィンスコゴ，デー31，カーヴェー６ (72)発明者 ビビラシェヴィリ，ユリー・コンスタン チノヴィッチ ロシア国125252 モスクワ，ペシャニ ー・ペル，デー４，カーヴェー133 (72)発明者 コトレコフ，ウラディミル・アンドレー ヴィッチ ロシア国427600 グラゾフ，ウル・キロ ワ，デー53，カーヴェー10 (72)発明者 クズメンコ，ニコライ・ワシリーヴィッ チ ロシア国427600 グラゾフ，ウル・トル ストゴ，デー36，カーヴェー19 (72)発明者 グセフ，アナトリー・ユリーヴィッチ ロシア国115533 モスクワ，ウル・ナガ チンスカヤ，デー９，コルプ１，カーヴ ェー59 (72)発明者 ニクリン，セルゲイ・アナトリーヴィッ チ ロシア国115569 モスクワ，ウル・マル シャラ・ザカロワ，デー10，コルプ２, カーヴェー280 (72)発明者 シェヴニン，ユリー・パヴロヴィッチ ロシア国427600 グラゾフ，ウル・プル ヤニコワ，デー33，カーヴェー49 (72)発明者 シャマルジン，ワレンチン・クズミク ロシア国433510 ウルヤノフスカヤ・オ ブル，ディミトロフグラード，ウル・テ アトラルナヤ，デー４ベ，カーヴェー４ (72)発明者 ノボセロフ，アンドレイ・エヴゲニーヴ ィッチ ロシア国433510 ウルヤノフスカヤ・オ ブル，ディミトロフグラード，ウル・レ ニーナ，デー34，カーヴェー26 (72)発明者 ソロニン，ミカイル・イワノヴィッチ ロシア国123458 モスクワ，ウル・タリ ンスカヤ，デー19，コルプ１，カーヴエ ー73
Claims (6)
- 【請求項１】本質的にNb、Sn、Fe、Cr、Ｃ、Ｏ及びSiか
ら成り、鉄含有インターメタロイドの粒子を含む微細構
造を有するジルコニウムベースド物質であって、重量％
基準で、下記成分： Nb 0.5〜1.5、 Sn 0.9〜1.5、 Fe 0.3〜0.6、 Cr 0.005〜0.2、 Ｃ 0.005〜0.04、 Ｏ 0.05〜0.15、 Si 0.005〜0.15、及び Zr 残部 を含み、前記微細構造がZr（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、
Fe）（Zr、Nb）3Fe型の鉄含有インターメタライドの粒
子を含み、この粒子の合計が鉄含有インターメタライド
の総含量の60容量％に等しいか又は60容量％より過剰で
あり、粒子間距離が0.20〜0.40μｍであることを特徴と
する前記物質。 - 【請求項２】Nb、Sn、Fe、Cr、Ｃ、Ｏ及びSiを含み、Zr
が残部であり且つベースであり、スズ含有インターメタ
ライド及び鉄含有インターメタライドからなる微細構造
の結合型粒子を含むジルコニウムベースド物質から製造
される、原子炉の炉心に用いるための製品であって、前
記製品を構成する前記物質が、本質的に、重量％基準
で、下記成分： Nb 0.5〜1.5、 Sn 0.9〜1.5、 Fe 0.3〜0.6、 Cr 0.005〜0.2、 Ｃ 0.005〜0.04、 Ｏ 0.05〜0.15、 Si 0.005〜0.15、及び Zr 残部 から成り、前記製品の前記微細構造がスズ含有インター
メタライド及び鉄含有インターメタライドの粒子によっ
て強化されたジルコニウムマトリックスであり、鉄含有
インターメタライドの総量の少なくとも60容量％がZr
（Nb、Fe）２、Zr（Nb、Cr、Fe）（Zr、Nb）3Fe型のイ
ンターメタライドの粒子であり、粒子間距離が0.20〜0.
40μｍであることを特徴とする前記物質。 - 【請求項３】インゴットを製造し、該インゴットを予め
β−処理し、α−ジルコニウム存在温度における該イン
ゴットの熱間成形によってビレットを製造し、該ビレッ
トを、α−ジルコニウム存在温度における中間焼きなま
しを含めて、冷間成形し、Fe、Cr、Ｃ、Ｏ、Siから成る
ジルコニウムベースド物質からの原子炉の炉心に用いる
ための製品の製造方法であって、本質的に、重量％で、
下記成分： Nb 0.5〜1.5、 Sn 0.9〜1.5、 Fe 0.3〜0.6、 Cr 0.005〜0.2、 Ｃ 0.005〜0.04、 Ｏ 0.05〜0.15、 Si 0.005〜0.15、及び Zr 残部 から成る物質を用いることと、α−ジルコニウム存在温
度における該インゴットの該熱間成形後に、該ビレット
の380〜650℃における焼きなましを実施することを特徴
とする前記方法。 - 【請求項４】β−処理を実施した後に、インゴットを熱
間成形する前に、該ビレットを380〜650℃において焼き
なますことを特徴とする請求項３に記載の方法。 - 【請求項５】熱間成形後で且つ焼きなましの前に、ビレ
ットに900〜1100℃における硬化を実施し、前記焼きな
ましは380〜520℃において実施することを特徴とする請
求項３又は４に記載の方法。 - 【請求項６】焼きなましを60℃／秒から1000℃／秒まで
の速度で実施することを特徴とする請求項５に記載の方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6521961A JP2701986B2 (ja) | 1993-07-28 | 1993-07-28 | ジルコニウムベースド物質，同物質から製造される原子炉炉心に用いるための製品及びこのような製品の製造方法 |
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