JP3166586B2 - 超耐熱Ｍｏ基合金およびその製造方法 - Google Patents
超耐熱Ｍｏ基合金およびその製造方法Info
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- JP3166586B2 JP3166586B2 JP27598495A JP27598495A JP3166586B2 JP 3166586 B2 JP3166586 B2 JP 3166586B2 JP 27598495 A JP27598495 A JP 27598495A JP 27598495 A JP27598495 A JP 27598495A JP 3166586 B2 JP3166586 B2 JP 3166586B2
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C27/00—Alloys based on rhenium or a refractory metal not mentioned in groups C22C14/00 or C22C16/00
- C22C27/04—Alloys based on tungsten or molybdenum
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- Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、Mo基合金、特に耐
熱性に優れた、例えば、高温液体アルカリ取扱用構造
材、ＮａおよびＬｉ取扱技術開発用の各種試験装置用構
造材、ＮａおよびＬｉ冷却高速炉用構造材、可搬型炉用
構造材、さらには核燃料サイクル分野におけるガラス固
化技術用電極材、ＭＯＸ焼結皿、再処理装置用の高温部
材、加速器用ターゲット材、その他各種高温部材として
その使用が期待される超耐熱性Mo基合金とその製造方法
に関する。
熱性に優れた、例えば、高温液体アルカリ取扱用構造
材、ＮａおよびＬｉ取扱技術開発用の各種試験装置用構
造材、ＮａおよびＬｉ冷却高速炉用構造材、可搬型炉用
構造材、さらには核燃料サイクル分野におけるガラス固
化技術用電極材、ＭＯＸ焼結皿、再処理装置用の高温部
材、加速器用ターゲット材、その他各種高温部材として
その使用が期待される超耐熱性Mo基合金とその製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】現在の高速炉の構造材に用いられている
材料は、オーステナイト系ステンレス鋼およびフェライ
ト鋼などのFe基合金である。今後、高速炉の高性能・高
効率化が進むにつれて冷却材である液体ナトリウムの使
用温度も高くなる。また、可搬型炉などのように一層の
高効率化を目指した原子炉の冷却材には、液体リチウム
の利用が有望である。しかしながら、それらの過酷な条
件に耐えうる材料はこれまでにない。
材料は、オーステナイト系ステンレス鋼およびフェライ
ト鋼などのFe基合金である。今後、高速炉の高性能・高
効率化が進むにつれて冷却材である液体ナトリウムの使
用温度も高くなる。また、可搬型炉などのように一層の
高効率化を目指した原子炉の冷却材には、液体リチウム
の利用が有望である。しかしながら、それらの過酷な条
件に耐えうる材料はこれまでにない。
【０００３】一方、核燃料サイクル分野でガラス固化技
術用電極材や加速器のターゲット材など超高温で用いら
れる部材では、これまでより長寿命かつ高効率化に有効
な材料が求められている。さらに、近年のエネルギー産
業や航空宇宙産業の発展とともに、高温部材が増加し、
それに耐えうる材料が求められている。
術用電極材や加速器のターゲット材など超高温で用いら
れる部材では、これまでより長寿命かつ高効率化に有効
な材料が求められている。さらに、近年のエネルギー産
業や航空宇宙産業の発展とともに、高温部材が増加し、
それに耐えうる材料が求められている。
【０００４】しかしながら、現在これらの環境に耐えう
る材料はない。そのため、新しい材料の開発が急務であ
る。しかも、これまで超高温用の合金は粉末冶金法で製
造されていることが多い。粉末冶金法で製造する場合、
内部に欠陥等が残留し諸特性に悪影響を及ぼす場合があ
る。そのため、構造材として使用する場合は溶解法によ
って製造する材料が望ましい。
る材料はない。そのため、新しい材料の開発が急務であ
る。しかも、これまで超高温用の合金は粉末冶金法で製
造されていることが多い。粉末冶金法で製造する場合、
内部に欠陥等が残留し諸特性に悪影響を及ぼす場合があ
る。そのため、構造材として使用する場合は溶解法によ
って製造する材料が望ましい。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は超高温
での優れた機械的特性と高温液体アルカリ金属中での耐
食性に優れた材料とその製造方法を提供することにあ
る。
での優れた機械的特性と高温液体アルカリ金属中での耐
食性に優れた材料とその製造方法を提供することにあ
る。
【０００６】より具体的には、本発明の目的は、従来の
ように粉末冶金法によってではなく、溶解法によって製
造が可能な合金であって、さらに上述のような特性を備
えた合金とその製造方法を提供することにある。
ように粉末冶金法によってではなく、溶解法によって製
造が可能な合金であって、さらに上述のような特性を備
えた合金とその製造方法を提供することにある。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】このような過酷な環境
下に耐えうる材料として、高融点金属であるMo（モリブ
デン) が候補として挙げられる。Moは融点が2623℃と高
く、高温での強度も十分に期待できる。しかしながら、
Moは常温での加工性に大きな問題がある。モリブデンは
延性−脆性遷移温度が常温以上にあり、常温では非常に
脆性的な粒界破壊を起こす。さらに、液体アルカリ中で
の耐食性についても、これまで十分に知られておらず、
液体アルカリ金属に対する耐食性に優れたMo基合金を開
発する必要がある。
下に耐えうる材料として、高融点金属であるMo（モリブ
デン) が候補として挙げられる。Moは融点が2623℃と高
く、高温での強度も十分に期待できる。しかしながら、
Moは常温での加工性に大きな問題がある。モリブデンは
延性−脆性遷移温度が常温以上にあり、常温では非常に
脆性的な粒界破壊を起こす。さらに、液体アルカリ中で
の耐食性についても、これまで十分に知られておらず、
液体アルカリ金属に対する耐食性に優れたMo基合金を開
発する必要がある。
【０００８】したがって、本発明者らは、高温でのクリ
ープ強度などの耐熱性に優れ、常温での加工性に富み、
高温液体リチウム中での耐食性に優れたMo基合金を開発
すべく、1200℃の高温での耐熱性および加工性を重点に
おいて以下の手法での合金製造方法、つまり設計方法を
見い出し、本発明を完成した。
ープ強度などの耐熱性に優れ、常温での加工性に富み、
高温液体リチウム中での耐食性に優れたMo基合金を開発
すべく、1200℃の高温での耐熱性および加工性を重点に
おいて以下の手法での合金製造方法、つまり設計方法を
見い出し、本発明を完成した。
【０００９】本発明にかかる体心立方晶のMo基合金を製
造するには、配合すべき１種類または２種類以上の合金
元素について、まず、ＤＶ−Ｘαクラスター法によって
Ｍｏとの結合次数 (Ｂｏ) およびｄ軌道エネルギーレベ
ル (Ｍｄ) を求め、次いで、下記の(1) 式、(2) 式によ
って組成平均の結合次数 (平均Ｂｏ) およびｄ軌道エネ
ルギーレベル (平均Ｍｄ) を求め、それぞれの値を目的
とする特性に応じて予め決定された範囲内にくるよう
に、添加すべき１種類または２種類以上の合金元素の種
類および含有量を定める。
造するには、配合すべき１種類または２種類以上の合金
元素について、まず、ＤＶ−Ｘαクラスター法によって
Ｍｏとの結合次数 (Ｂｏ) およびｄ軌道エネルギーレベ
ル (Ｍｄ) を求め、次いで、下記の(1) 式、(2) 式によ
って組成平均の結合次数 (平均Ｂｏ) およびｄ軌道エネ
ルギーレベル (平均Ｍｄ) を求め、それぞれの値を目的
とする特性に応じて予め決定された範囲内にくるよう
に、添加すべき１種類または２種類以上の合金元素の種
類および含有量を定める。
【００１０】 平均Ｂｏ ＝ΣＢｏi ・Ｃi ・・・(1) 平均Ｍｄ＝ΣＭｄi ・Ｃi ・・・(2) ただし、Ｂｏi はｉ元素の結合次数、Ｍｄi はｉ元素の
ｄ軌道エネルギーレベル、Ｃi はｉ元素の原子分率をそ
れぞれ示す。
ｄ軌道エネルギーレベル、Ｃi はｉ元素の原子分率をそ
れぞれ示す。
【００１１】ここに、本発明は、ＤＶ−Ｘαクラスター
法によって求められたＭｏとの結合次数 (Ｂｏ) および
ｄ軌道エネルギーレベル (Ｍｄ) から、上述の(1) 式、
(2)式によって求めた組成平均のｄ軌道エネルギーレベ
ル (平均Ｍｄ) および結合次数 (平均Ｂｏ) が、下記
(3) 式を満足し、さらに(4) 式でTm＝2250〜2700℃の範
囲内にくるように選んだ種類および含有量の２種類以上
の合金元素を含有することを特徴とする、液体リチウム
に対する耐食性に優れた３成分以上の超耐熱Mo基合金で
ある。
法によって求められたＭｏとの結合次数 (Ｂｏ) および
ｄ軌道エネルギーレベル (Ｍｄ) から、上述の(1) 式、
(2)式によって求めた組成平均のｄ軌道エネルギーレベ
ル (平均Ｍｄ) および結合次数 (平均Ｂｏ) が、下記
(3) 式を満足し、さらに(4) 式でTm＝2250〜2700℃の範
囲内にくるように選んだ種類および含有量の２種類以上
の合金元素を含有することを特徴とする、液体リチウム
に対する耐食性に優れた３成分以上の超耐熱Mo基合金で
ある。
【００１２】 1.718 ≦平均Ｍｄ≦1.881 ・・・(3) Ｔm(℃) ＝ (平均Ｂｏ−0.165・平均Ｍｄ−4.899)／9.279・10-5・・(4) 本発明はその好適態様によれば、上記(3) 、(4) 式を満
足し、かつ原子パーセントで、Re：２〜40％、Zr：0.01
〜1.0 ％、Mo：残部および不可避的不純物元素からな
る、液体リチウムに対する耐食性に優れた溶製された超
耐熱Mo基合金である。本発明の上記好適態様にあって
は、さらに、原子パーセントで、Hf：10％未満を含有し
ていてもよい。
足し、かつ原子パーセントで、Re：２〜40％、Zr：0.01
〜1.0 ％、Mo：残部および不可避的不純物元素からな
る、液体リチウムに対する耐食性に優れた溶製された超
耐熱Mo基合金である。本発明の上記好適態様にあって
は、さらに、原子パーセントで、Hf：10％未満を含有し
ていてもよい。
【００１３】
【発明の実施の形態】このように、本発明方法の最大の
特徴は、分子軌道計算法の一つであるＤＶ−Ｘαクラス
ター法を用いて体心立方格子 (以下、ＢＣＣと記す) の
Mo基合金中の各種元素の合金パラメータを導出し、その
合金パラメータにより、合金元素の特徴を解明して、所
望の特性を持つMo基合金にふさわしい合金元素およびそ
の含有量の選定を行うことにある。また、上記のパラメ
ータを用いれば、Mo基合金の理論的な評価が可能であ
り、その評価結果を新しいMo基合金の開発に役立てるこ
とができる。
特徴は、分子軌道計算法の一つであるＤＶ−Ｘαクラス
ター法を用いて体心立方格子 (以下、ＢＣＣと記す) の
Mo基合金中の各種元素の合金パラメータを導出し、その
合金パラメータにより、合金元素の特徴を解明して、所
望の特性を持つMo基合金にふさわしい合金元素およびそ
の含有量の選定を行うことにある。また、上記のパラメ
ータを用いれば、Mo基合金の理論的な評価が可能であ
り、その評価結果を新しいMo基合金の開発に役立てるこ
とができる。
【００１４】なお、以下の説明にあっては、本発明にか
かるMo基合金の「所望特性」として耐熱性、加工性、そ
して高温液体リチウムに対する耐食性を挙げ、それに基
づいて合金設計を行う場合を例にとっている。本発明方
法の基本原理について順次説明する。
かるMo基合金の「所望特性」として耐熱性、加工性、そ
して高温液体リチウムに対する耐食性を挙げ、それに基
づいて合金設計を行う場合を例にとっている。本発明方
法の基本原理について順次説明する。
【００１５】(I) 分子軌道計算法によるＭｏ基合金の合
金パラメータの決定 図１はＢＣＣMo基合金の電子構造の計算に用いたクラス
ターモデルを示す模式図である。このモデルでは、中心
にある任意の合金元素Ｍがその第１および第２近接位置
にある14個のMo原子に囲まれた構造になっている。クラ
スター内の原子間距離を純Moの格子定数0.31469 nmを基
に設定し、中心の原子を各種合金元素Ｍに置き換えたと
きの電子構造を分子軌道計算法の一つであるＤＶ−Ｘα
クラスター法(Discrete-Variational-Ｘαクラスター
法、詳しくは、例えば、三共出版「量子材料化学入門」
参照) により計算した。
金パラメータの決定 図１はＢＣＣMo基合金の電子構造の計算に用いたクラス
ターモデルを示す模式図である。このモデルでは、中心
にある任意の合金元素Ｍがその第１および第２近接位置
にある14個のMo原子に囲まれた構造になっている。クラ
スター内の原子間距離を純Moの格子定数0.31469 nmを基
に設定し、中心の原子を各種合金元素Ｍに置き換えたと
きの電子構造を分子軌道計算法の一つであるＤＶ−Ｘα
クラスター法(Discrete-Variational-Ｘαクラスター
法、詳しくは、例えば、三共出版「量子材料化学入門」
参照) により計算した。
【００１６】表１に各種合金元素について上述の計算に
よって得られた２つの合金パラメータ(Bo 、Md) の値を
示す。本発明にあって、これらの合金パラメータのうち
の一つは、Mo−Ｘ原子間の電子雲の重なり度合いを表す
結合次数 (Bond Order: Ｂｏと略記する) である。この
Ｂｏが大きいほど原子間の結合は強い。
よって得られた２つの合金パラメータ(Bo 、Md) の値を
示す。本発明にあって、これらの合金パラメータのうち
の一つは、Mo−Ｘ原子間の電子雲の重なり度合いを表す
結合次数 (Bond Order: Ｂｏと略記する) である。この
Ｂｏが大きいほど原子間の結合は強い。
【００１７】もう一つは合金元素Ｍのｄ軌道エネルギー
レベル (Ｍｄと略記する) である。分子軌道はクラスタ
ーを構成する各原子の原子軌道で構成される。分子軌道
の中でも合金元素Ｍのｄ軌道を主成分とするものは、フ
ェルミレベルの近傍にいくつか現れる。この合金パラメ
ータＭｄは合金元素Ｍのｄ軌道により構成されている分
子軌道のエネルギーの重み付き平均の値である。詳しく
は、J.Phys.; Condens. Matter. 6(1994)5081-5096. を
参照されたい。なお、このＭｄは、電気陰性度や原子半
径と相関のあるパラメータである。Ｍｄの単位はエレク
トロン・ボルト(ｅＶ) であるが、簡単のため以下の説
明では単位を省略する。なお、表１中に記載されていな
い元素のＢｏおよびＭｄはともにMoの値と同一とする。
レベル (Ｍｄと略記する) である。分子軌道はクラスタ
ーを構成する各原子の原子軌道で構成される。分子軌道
の中でも合金元素Ｍのｄ軌道を主成分とするものは、フ
ェルミレベルの近傍にいくつか現れる。この合金パラメ
ータＭｄは合金元素Ｍのｄ軌道により構成されている分
子軌道のエネルギーの重み付き平均の値である。詳しく
は、J.Phys.; Condens. Matter. 6(1994)5081-5096. を
参照されたい。なお、このＭｄは、電気陰性度や原子半
径と相関のあるパラメータである。Ｍｄの単位はエレク
トロン・ボルト(ｅＶ) であるが、簡単のため以下の説
明では単位を省略する。なお、表１中に記載されていな
い元素のＢｏおよびＭｄはともにMoの値と同一とする。
【００１８】まず、本発明にあっては、上述の方法にし
たがって、各合金元素の結合次数およびｄ軌道エネルギ
ーレベルを求め、次いで前述の(1) 、(2) 式を用いて組
成平均の平均Ｂｏ、および平均Ｍｄを計算により求め
る。なお、合金の平均Ｂｏおよび平均Ｍｄを計算する場
合、本明細書にあっては小数点４桁以下は切り捨てとす
る。次に、これらの合金パラメータを用いてMo基合金を
設計する。
たがって、各合金元素の結合次数およびｄ軌道エネルギ
ーレベルを求め、次いで前述の(1) 、(2) 式を用いて組
成平均の平均Ｂｏ、および平均Ｍｄを計算により求め
る。なお、合金の平均Ｂｏおよび平均Ｍｄを計算する場
合、本明細書にあっては小数点４桁以下は切り捨てとす
る。次に、これらの合金パラメータを用いてMo基合金を
設計する。
【００１９】(II)合金パラメータによるＭｏ基合金の設
計と製造方法 Mo基合金は融点が高く、高温でのクリープ強度等の機械
的特性は十分に優れている。粉末冶金法ではなく溶製法
で製造されるMo基合金は常温での加工性が非常に乏しい
ことが知られている。合金パラメータの一つである平均
Ｍｄは加工性を評価する際にも利用できるパラメータで
ある。そこで、本発明にあってはまずこのパラメータを
用いて良好な加工性を示す平均Ｍｄの範囲を設定する。
計と製造方法 Mo基合金は融点が高く、高温でのクリープ強度等の機械
的特性は十分に優れている。粉末冶金法ではなく溶製法
で製造されるMo基合金は常温での加工性が非常に乏しい
ことが知られている。合金パラメータの一つである平均
Ｍｄは加工性を評価する際にも利用できるパラメータで
ある。そこで、本発明にあってはまずこのパラメータを
用いて良好な加工性を示す平均Ｍｄの範囲を設定する。
【００２０】平均Ｍｄの範囲設定には３点曲げ試験の結
果から決定した。図２には、３点曲げ試験の曲げ角度と
平均Ｍｄの関係を示す。この図からＲｅを含む２元系お
よび多元系で平均Ｍｄが1.718 〜1.881 に入る合金は良
好な加工性を示すことがわかる。平均ＭｄがＲe(レニウ
ム) の添加量にほぼ相関しているのが分かる。この範囲
に入る合金であれば、良好な加工性を有すると考え、本
発明合金の平均Ｍｄを前述の(3) 式の範囲とした。図３
は、これらの関係をBo−Mdのグラフ上にまとめて示す。
直線PQおよび直線P'Q'に挟まれた領域＋で示す範囲
が上述(3) 式の範囲である。
果から決定した。図２には、３点曲げ試験の曲げ角度と
平均Ｍｄの関係を示す。この図からＲｅを含む２元系お
よび多元系で平均Ｍｄが1.718 〜1.881 に入る合金は良
好な加工性を示すことがわかる。平均ＭｄがＲe(レニウ
ム) の添加量にほぼ相関しているのが分かる。この範囲
に入る合金であれば、良好な加工性を有すると考え、本
発明合金の平均Ｍｄを前述の(3) 式の範囲とした。図３
は、これらの関係をBo−Mdのグラフ上にまとめて示す。
直線PQおよび直線P'Q'に挟まれた領域＋で示す範囲
が上述(3) 式の範囲である。
【００２１】次に、一般に耐熱合金の高温でのクリープ
破断寿命は融点と相関があり、融点が高いほどクリープ
破断寿命が長いことが知られている。この関係から高温
での特性を左右する融点(Tm)を合金パラメータを用いて
予測するのである。最初に平均Ｂｏおよび平均Ｍｄの２
つの合金パラメータを用いて各種合金の融点を整理した
ところ、図４に示す結果を得た。これらの結果から、平
均Ｍｄおよび平均Ｂｏで規定するMo基合金の組成よりそ
の合金の融点を予測する前述の(4) 式が得られる。
破断寿命は融点と相関があり、融点が高いほどクリープ
破断寿命が長いことが知られている。この関係から高温
での特性を左右する融点(Tm)を合金パラメータを用いて
予測するのである。最初に平均Ｂｏおよび平均Ｍｄの２
つの合金パラメータを用いて各種合金の融点を整理した
ところ、図４に示す結果を得た。これらの結果から、平
均Ｍｄおよび平均Ｂｏで規定するMo基合金の組成よりそ
の合金の融点を予測する前述の(4) 式が得られる。
【００２２】ところで、本発明で対象としているMo基合
金の使用温度は最高1200℃である。合金の再結晶温度
(0.50〜0.60Ｔm)を使用温度であるとすると、合金の融
点は2250℃から2700℃に設定すればよいといえる。した
がって、本発明にあっては融点が2250℃から2700℃の範
囲に入る合金を設計するものとする。ただし、ここで述
べる融点は前述の(1) 、(2) 、(4) 式を用いて計算した
値とする。
金の使用温度は最高1200℃である。合金の再結晶温度
(0.50〜0.60Ｔm)を使用温度であるとすると、合金の融
点は2250℃から2700℃に設定すればよいといえる。した
がって、本発明にあっては融点が2250℃から2700℃の範
囲に入る合金を設計するものとする。ただし、ここで述
べる融点は前述の(1) 、(2) 、(4) 式を用いて計算した
値とする。
【００２３】このとき得られる平均Ｍｄおよび平均Ｂｏ
の範囲は、前述の図３において直線RSおよび直線R'S'に
挟まれた領域＋として平均Ｂｏ−平均Ｍｄ図上にそ
の範囲を示す。
の範囲は、前述の図３において直線RSおよび直線R'S'に
挟まれた領域＋として平均Ｂｏ−平均Ｍｄ図上にそ
の範囲を示す。
【００２４】以上より、良好な加工性およびクリープ破
断寿命を有する本発明にかかる合金は図３の領域＋
および領域＋の両方が重なった領域の四角形ＡＢ
ＣＤの範囲となる。ただし、この平均Ｂｏ−平均Ｍｄ図
上の本発明合金は、３成分系以上の合金系を対象とす
る。
断寿命を有する本発明にかかる合金は図３の領域＋
および領域＋の両方が重なった領域の四角形ＡＢ
ＣＤの範囲となる。ただし、この平均Ｂｏ−平均Ｍｄ図
上の本発明合金は、３成分系以上の合金系を対象とす
る。
【００２５】なお、参考までに、他の従来合金で本発明
と合金組成に近い組成割合をもつものをＲ1(特許No.128
6096号明細書) 、Ｒ2(特開平６−220566号公報) および
Ｒ3(特開平４−116133号公報) として同図中に示す。
と合金組成に近い組成割合をもつものをＲ1(特許No.128
6096号明細書) 、Ｒ2(特開平６−220566号公報) および
Ｒ3(特開平４−116133号公報) として同図中に示す。
【００２６】さらに、本発明にかかる合金組成の好まし
い範囲として、純Moの耐熱性は十分であるため、合金の
融点を2700℃から2623℃に限定するとともに、本発明合
金の融点の下限値も2400℃以上とすることにより、図３
においてより小さな四角形ＥＦＧＨが設定される。各点
の平均Ｂｏ、平均Ｍｄ値は図中の表に示す。
い範囲として、純Moの耐熱性は十分であるため、合金の
融点を2700℃から2623℃に限定するとともに、本発明合
金の融点の下限値も2400℃以上とすることにより、図３
においてより小さな四角形ＥＦＧＨが設定される。各点
の平均Ｂｏ、平均Ｍｄ値は図中の表に示す。
【００２７】(III) 合金の組成範囲 より具体的には、本発明にかかる超耐熱Mo基合金の組成
は、Re：２〜40at％、好ましくは５〜25at％、Zr：0.01
〜1.0 at％、好ましくは0.05〜0.30at％、Mo：残部およ
び不可避的不純物元素からなる。
は、Re：２〜40at％、好ましくは５〜25at％、Zr：0.01
〜1.0 at％、好ましくは0.05〜0.30at％、Mo：残部およ
び不可避的不純物元素からなる。
【００２８】さらに本発明にかかる超耐熱性Mo基合金
は、一層の耐食性向上のために、Re：２〜40at％、好ま
しくは５〜25at％、Zr：0.01〜1.0 at％、好ましくは0.
05〜0.30at％、Hf：10at％未満、好ましくは0.1 〜５at
％、Mo：残部および不可避的不純物元素からなる。ここ
で、本発明において具体的合金組成を上述のように限定
した理由を説明する。
は、一層の耐食性向上のために、Re：２〜40at％、好ま
しくは５〜25at％、Zr：0.01〜1.0 at％、好ましくは0.
05〜0.30at％、Hf：10at％未満、好ましくは0.1 〜５at
％、Mo：残部および不可避的不純物元素からなる。ここ
で、本発明において具体的合金組成を上述のように限定
した理由を説明する。
【００２９】純Moは高融点金属であるため高温での強度
特性は優れている。しかしながら、溶製合金の場合、常
温における加工性は十分とはいえない。純MoにReを添加
することにより、延性−脆性遷移温度 (ＤＢＴＴ）が低
下し加工性が向上することが知られている。そこで、本
発明合金には常温での加工性向上のために、Reを添加す
ることとする。その範囲は２〜40at％とし、好ましくは
５〜25at％とする。
特性は優れている。しかしながら、溶製合金の場合、常
温における加工性は十分とはいえない。純MoにReを添加
することにより、延性−脆性遷移温度 (ＤＢＴＴ）が低
下し加工性が向上することが知られている。そこで、本
発明合金には常温での加工性向上のために、Reを添加す
ることとする。その範囲は２〜40at％とし、好ましくは
５〜25at％とする。
【００３０】さらに、1200℃の高温液体リチウム中での
腐食試験を行ったところ、純Moの耐食性は、他の金属に
比べ大変良好であることが明らかになった。その結果を
表２に示す。
腐食試験を行ったところ、純Moの耐食性は、他の金属に
比べ大変良好であることが明らかになった。その結果を
表２に示す。
【００３１】そこで、かかるMoの良好な特性をより確実
に得るようにするため、Mo中の不純物元素をスキャベン
ジングする目的でZr (ジルコニウム) を微量添加する。
しかしながら、Zrの多量添加は加工性を低下させる。
に得るようにするため、Mo中の不純物元素をスキャベン
ジングする目的でZr (ジルコニウム) を微量添加する。
しかしながら、Zrの多量添加は加工性を低下させる。
【００３２】このことは図５に示す３点曲げ実験の結果
より明らかである。すなわち、図５からZr添加量が0.1
at％よりも0.5 at％の方が曲がり角度が小さくなってい
ることがわかる。そのため、本発明においてZr添加量は
0.01〜1.0 at％とし、さらに良好な加工性を得るために
は0.05〜0.30at％の範囲とする。以上の合金元素をMoに
添加することにより、加工性と強度に優れ、高温液体リ
チウム中で優れた腐食特性を持つMo基合金が得られる。
より明らかである。すなわち、図５からZr添加量が0.1
at％よりも0.5 at％の方が曲がり角度が小さくなってい
ることがわかる。そのため、本発明においてZr添加量は
0.01〜1.0 at％とし、さらに良好な加工性を得るために
は0.05〜0.30at％の範囲とする。以上の合金元素をMoに
添加することにより、加工性と強度に優れ、高温液体リ
チウム中で優れた腐食特性を持つMo基合金が得られる。
【００３３】次に、各種２元系Mo基合金について1200℃
の液体リチウム中で腐食試験を行った。その結果を図６
に示す。これらの結果より、Hf添加合金の重量変化は最
も小さく、Hf添加は液体リチウム中での耐食性を著しく
向上させることがわかった。
の液体リチウム中で腐食試験を行った。その結果を図６
に示す。これらの結果より、Hf添加合金の重量変化は最
も小さく、Hf添加は液体リチウム中での耐食性を著しく
向上させることがわかった。
【００３４】したがって、本発明にあっても、その好適
態様にあっては液体リチウム中での耐食性をさらに向上
させるためにHfを添加する、その添加量は10at％未満と
する。さらに、好ましくはHf：0.1 〜5.0 at％とする。
態様にあっては液体リチウム中での耐食性をさらに向上
させるためにHfを添加する、その添加量は10at％未満と
する。さらに、好ましくはHf：0.1 〜5.0 at％とする。
【００３５】かくして本発明によれば、以上の各合金元
素をMoに添加することにより、高温での強度、常温での
加工性が良好で、液体リチウム中でさらに優れた腐食特
性を有するMo基合金が得られる。
素をMoに添加することにより、高温での強度、常温での
加工性が良好で、液体リチウム中でさらに優れた腐食特
性を有するMo基合金が得られる。
【００３６】図７は本発明にかかる各種合金をその平均
Ｂｏおよび平均Ｍｄによって整理し、それぞれ平均Ｂｏ
−平均Ｍｄ図上に示したものである。参考までに後述す
る実施例で使用した合金についても示してある。
Ｂｏおよび平均Ｍｄによって整理し、それぞれ平均Ｂｏ
−平均Ｍｄ図上に示したものである。参考までに後述す
る実施例で使用した合金についても示してある。
【００３７】
【実施例】本発明の方法にしたがって合金設計したMo−
Re−Zr(Hf)系合金の７種の合金について溶製法で調製す
るとともに、それぞれについて融点、曲がり角度そして
1200℃のリチウム溶液中に300 時間浸漬したときの腐食
量を求めた。
Re−Zr(Hf)系合金の７種の合金について溶製法で調製す
るとともに、それぞれについて融点、曲がり角度そして
1200℃のリチウム溶液中に300 時間浸漬したときの腐食
量を求めた。
【００３８】これらの結果を表３に示す。参考までに従
来合金としてＴＺＭについての特性も併せて示す。これ
らの結果より、本発明にかかる合金は実用合金であるＴ
ＺＭと同等の融点と加工性を有し、それよりもはるかに
優れた液体Ｌｉ耐食性を備えていることが分かる。
来合金としてＴＺＭについての特性も併せて示す。これ
らの結果より、本発明にかかる合金は実用合金であるＴ
ＺＭと同等の融点と加工性を有し、それよりもはるかに
優れた液体Ｌｉ耐食性を備えていることが分かる。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】
【表３】
【００４２】
【発明の効果】本発明によるMo基合金は、超高温での機
械的強度特性、常温における加工性および高温液体アル
カリ金属中で使用する構造材として用いることのできる
耐熱耐食性に優れた合金である。本合金は原子力分野の
みならず、航空宇宙産業や他のエネルギー産業への応用
も期待できる。
械的強度特性、常温における加工性および高温液体アル
カリ金属中で使用する構造材として用いることのできる
耐熱耐食性に優れた合金である。本合金は原子力分野の
みならず、航空宇宙産業や他のエネルギー産業への応用
も期待できる。
【図１】本発明においてＢＣＣMo基合金の電子構造の計
算に用いたクラスターモデルを示す模式図である。
算に用いたクラスターモデルを示す模式図である。
【図２】合金の曲げ角度と平均Ｍｄとの関係グラフであ
る。
る。
【図３】平均Ｂｏ−平均Ｍｄ図上において本発明にかか
る合金の組成範囲を示すグラフである。
る合金の組成範囲を示すグラフである。
【図４】平均Ｂｏ、平均ＭｄとMo基合金の融点との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図５】本発明にかかるMo基合金および比較合金の３点
曲げ試験結果を示すグラフである。
曲げ試験結果を示すグラフである。
【図６】２元系Mo基合金の変化重量を示すグラフであ
る。
る。
【図７】平均Ｂｏ−平均Ｍｄ図上において本発明にかか
る合金の組成範囲を示すグラフである。
る合金の組成範囲を示すグラフである。
フロントページの続き (72)発明者 舘 義昭 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター 内 (72)発明者 加納 茂機 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター 内 (72)発明者 森永 正彦 愛知県豊橋市天伯町雲雀ケ丘１−１ 豊 橋技術科学大学内 (72)発明者 村田 純教 愛知県豊橋市天伯町雲雀ケ丘１−１ 豊 橋技術科学大学内 (72)発明者 井上 聡 愛知県豊橋市天伯町雲雀ケ丘１−１ 豊 橋技術科学大学内 (72)発明者 古井 光明 愛知県豊橋市天伯町雲雀ケ丘１−１ 豊 橋技術科学大学内 (56)参考文献 特開 平９−118939（ＪＰ，Ａ) 特公 昭58−38504（ＪＰ，Ｂ２) 特公 平５−40806（ＪＰ，Ｂ２) 特許2574497（ＪＰ，Ｂ２) 特許2887871（ＪＰ，Ｂ２) ТЮМЕНЦЕВ А Нら”ЗАК ОНОМЕРНОСТИ ВНУТР ЕННЕГО ОКИСЛЕНИЯ В ОДНОФАЗНЫХ СПЛВАХ НА А ОСНОВЕ Мо И Мо−Ｒе”МЕТАЛПОФИЗИК А（1991）Ｖｏｌ．13，Ｎｏ．３Ｐ．85 −91 加藤ら”原子力システム用超耐熱モリ ブデン基合金の設計”日本金属学会誌, 第57巻第２号（1993）Ｐ．233−240 (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 1/02 C22C 27/04 ＪＩＣＳＴファイル（ＪＯＩＳ)
Claims (3)
- 【請求項１】 ＤＶ−Ｘαクラスター法によって求めら
れＭｏとの結合次数(Ｂｏ) およびｄ軌道エネルギーレ
ベル (Ｍｄ) から、下記の(1) 式、(2) 式によって求め
た組成平均の結合次数 (平均Ｂｏ) およびｄ軌道エネル
ギーレベル (平均Ｍｄ) が、下記(3) 式を満足し、さら
に(4) 式で融点がTm＝2250〜2700℃の範囲内にくるよう
に選んだ種類および含有量の２種類以上の合金元素を含
有することを特徴とする、液体リチウムに対する耐食性
に優れた３成分以上の超耐熱Mo基合金の設計方法。 平均Ｂｏ＝ΣＢｏi ・Ｃi ・・・(1) 平均Ｍｄ＝ΣＭｄi ・Ｃi ・・・(2) 1.718 ≦平均Ｍｄ≦1.881 ・・・(3) Ｔm(℃) ＝ (平均Ｂｏ−0.165・平均Ｍｄ−4.899)／9.279・10-5 ・・・(4) ただし、Ｂｏi はｉ元素の結合次数、Ｍｄi はｉ元素の
ｄ軌道エネルギーレベル、Ｃi はｉ元素の原子分率をそ
れぞれ示す。 - 【請求項２】 ＤＶ−Ｘαクラスター法によって求めら
れＭｏとの結合次数(Ｂｏ) およびｄ軌道エネルギーレ
ベル (Ｍｄ) から、下記の(1) 式、(2) 式によって求め
た組成平均の結合次数 (平均Ｂｏ) およびｄ軌道エネル
ギーレベル (平均Ｍｄ) が、下記(3) 式を満足し、さら
に(4) 式で融点がTm＝2250〜2700℃の範囲内にくる、原
子％で、Re：２〜40％、Zr：0.01〜1.0 ％、Mo：残部お
よび不可避的不純物元素からなる溶製された超耐熱Mo基
合金。 平均Ｂｏ＝ΣＢｏi ・Ｃi ・・・(1) 平均Ｍｄ＝ΣＭｄi ・Ｃi ・・・(2) 1.718 ≦平均Ｍｄ≦1.881 ・・・(3) Ｔm(℃) ＝ (平均Ｂｏ−0.165・平均Ｍｄ−4.899)／9.279・10-5 ・・・(4) ただし、Ｂｏi はｉ元素の結合次数、Ｍｄi はｉ元素の
ｄ軌道エネルギーレベル、Ｃi はｉ元素の原子分率をそ
れぞれ示す。平均Ｂｏ、平均Ｍｄの条件を満たす。 - 【請求項３】 さらに、原子パーセントで、Hf：10％未
満を含有する請求項２記載の超耐熱Mo基合金。
Priority Applications (4)
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|---|---|---|---|
| JP27598495A JP3166586B2 (ja) | 1995-10-24 | 1995-10-24 | 超耐熱Ｍｏ基合金およびその製造方法 |
| EP96402245A EP0770694B1 (en) | 1995-10-24 | 1996-10-22 | Super heat-resisting Mo-based alloy |
| DE69629160T DE69629160T2 (de) | 1995-10-24 | 1996-10-22 | Superhochtemperatur-Legierung auf Mo-Basis |
| US09/241,316 US6210497B1 (en) | 1995-10-24 | 1999-02-01 | Super heat-resisting Mo-based alloy and method of producing same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27598495A JP3166586B2 (ja) | 1995-10-24 | 1995-10-24 | 超耐熱Ｍｏ基合金およびその製造方法 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09118940A JPH09118940A (ja) | 1997-05-06 |
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Family
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Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27598495A Expired - Fee Related JP3166586B2 (ja) | 1995-10-24 | 1995-10-24 | 超耐熱Ｍｏ基合金およびその製造方法 |
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| WO2015199816A1 (en) | 2014-06-24 | 2015-12-30 | Icon Medical Corp. | Improved metal alloys for medical devices |
| WO2017151548A1 (en) | 2016-03-04 | 2017-09-08 | Mirus Llc | Stent device for spinal fusion |
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| JPH06220566A (ja) | 1993-01-21 | 1994-08-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 異方性の小さいモリブデン基合金と製造方法 |
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- 1995-10-24 JP JP27598495A patent/JP3166586B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
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- 1996-10-22 DE DE69629160T patent/DE69629160T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1996-10-22 EP EP96402245A patent/EP0770694B1/en not_active Expired - Lifetime
-
1999
- 1999-02-01 US US09/241,316 patent/US6210497B1/en not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (2)
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|---|
| ТЮМЕНЦЕВ А Нら"ЗАКОНОМЕРНОСТИ ВНУТР ЕННЕГО ОКИСЛЕНИЯ В ОДНОФАЗНЫХ СПЛВАХ НА А ОСНОВЕ Мо И Мо−Ｒе"МЕТАЛПОФИЗИКА（１９９１）Ｖｏｌ．１３，Ｎｏ．３Ｐ．８５−９１ |
| 加藤ら"原子力システム用超耐熱モリブデン基合金の設計"日本金属学会誌，第５７巻第２号（１９９３）Ｐ．２３３−２４０ |
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| EP0770694B1 (en) | 2003-07-23 |
| DE69629160T2 (de) | 2004-04-22 |
| EP0770694A1 (en) | 1997-05-02 |
| JPH09118940A (ja) | 1997-05-06 |
| US6210497B1 (en) | 2001-04-03 |
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