JP3993344B2 - 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
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 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3993344B2 JP3993344B2 JP21818599A JP21818599A JP3993344B2 JP 3993344 B2 JP3993344 B2 JP 3993344B2 JP 21818599 A JP21818599 A JP 21818599A JP 21818599 A JP21818599 A JP 21818599A JP 3993344 B2 JP3993344 B2 JP 3993344B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- powder
- neutron absorption
- composite material
- aluminum
- jis
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Images
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
Description
【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Ａｌ−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５９−５０１６７２、特開昭６１−２３５５２３、特開昭６２−７０７９９、特開昭６２−２３５４３７、特開昭６２−２４３７３３、特開昭６３−３１２９４３、特開平１−３１２０４３、特開平１−３１２０４４、特開平９−１６５６３７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ＡｌＢ2 及びＡｌＢ12の金属間化合物が存在し、特に、ＡｌＢ12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ＵＳ５７００９６２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、Ｂ4Ｃ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に記載の発明は、平均粒径が５〜１５０μｍのＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系Ａｌ合金粉末に、中性子吸収能を有する平均粒径が１〜６０μｍのＢまたはＢ化合物の粉末のみを全重量に対して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常温伸びが１０％以上のアルミニウム複合材である。
この場合、平均粒径が５〜１５０μｍのＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系Ａｌ合金粉末に含有する中性子吸収能を有する平均粒径が１〜６０μｍのＢまたはＢ化合物の粉末は、全重量に対して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に記載の発明は、平均粒径が５〜１５０μｍのＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系Ａｌ合金粉末に、中性子吸収能を有する平均粒径が１〜６０μｍのＢまたはＢ化合物の粉末のみを全重量に対して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常温伸びが１０％以上のアルミニウム複合材の製造方法である。
【００１０】
この場合、ＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系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（Ｂ４Ｃ）粒子を使用するのが好ましい。そして、ＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系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Ｂ４ Ｃ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 ２ｘｘｘ系）、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金（ＪＩＳ ５ｘｘｘ系）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金（ＪＩＳ 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、１０2 ℃／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３０ｍｍ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▲１▼：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▲２▼：標準組成（重量％）がＡｌ−０．６Ｓｉ−０．２５Ｃｕ−１．０Ｍｇ−０．２５Ｃｒ（ＪＩＳ ６０６１）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、「６０６１Ａｌ（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）」と呼ぶ。
ベース▲３▼：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、「２２１９Ａｌ（Ａｌ−Ｃｕ系）」と呼ぶ。
ベース▲４▼：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Ａｌ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（▲１▼〜▲４▼）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４８０℃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５００ｔｏｎ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）〜２９１ＭＰａ（試料Ｇ）の範囲にあり、２５０℃の高温では３２ＭＰａ（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、２５０℃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、２５０℃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（ＭＰａ）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２５０℃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（ＭＰａ）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（１８〜４９％）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２７０ＭＰａ、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３７０ＭＰａ、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ＪＩＳ６Ｎ０１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４５μｍ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６Ｎ０１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．％ ｘ ２．５１／２．７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Ｂ4Ｃ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Ｂ4Ｃ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，Ｎｏ．１５では局部的な凝集が生じていた。また、平均５μｍ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２００℃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４８ｍｍｘ１２ｍｍ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Ａｌ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、Ｂ4Ｃ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。
平均粒径が５〜１５０μｍのＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系Ａｌ合金粉末に、中性子吸収能を有する平均粒径が１〜６０μｍのＢまたはＢ化合物の粉末のみ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常温伸びが１０％以上の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４８〜１８５ＭＰａ、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Ｇｄ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。
【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Ａｌ−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５９−５０１６７２、特開昭６１−２３５５２３、特開昭６２−７０７９９、特開昭６２−２３５４３７、特開昭６２−２４３７３３、特開昭６３−３１２９４３、特開平１−３１２０４３、特開平１−３１２０４４、特開平９−１６５６３７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ＡｌＢ2 及びＡｌＢ12の金属間化合物が存在し、特に、ＡｌＢ12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ＵＳ５７００９６２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、Ｂ4Ｃ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に記載の発明は、平均粒径が５〜１５０μｍのＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系Ａｌ合金粉末に、中性子吸収能を有する平均粒径が１〜６０μｍのＢまたはＢ化合物の粉末のみを全重量に対して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常温伸びが１０％以上のアルミニウム複合材である。
この場合、平均粒径が５〜１５０μｍのＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系Ａｌ合金粉末に含有する中性子吸収能を有する平均粒径が１〜６０μｍのＢまたはＢ化合物の粉末は、全重量に対して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に記載の発明は、平均粒径が５〜１５０μｍのＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系Ａｌ合金粉末に、中性子吸収能を有する平均粒径が１〜６０μｍのＢまたはＢ化合物の粉末のみを全重量に対して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常温伸びが１０％以上のアルミニウム複合材の製造方法である。
【００１０】
この場合、ＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系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（Ｂ４Ｃ）粒子を使用するのが好ましい。そして、ＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系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Ｂ４ Ｃ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 ２ｘｘｘ系）、Ａｌ−Ｍｇ系アルミニウム合金（ＪＩＳ ５ｘｘｘ系）、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系アルミニウム合金（ＪＩＳ 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、１０2 ℃／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３０ｍｍ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▲１▼：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▲２▼：標準組成（重量％）がＡｌ−０．６Ｓｉ−０．２５Ｃｕ−１．０Ｍｇ−０．２５Ｃｒ（ＪＩＳ ６０６１）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、「６０６１Ａｌ（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系）」と呼ぶ。
ベース▲３▼：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、「２２１９Ａｌ（Ａｌ−Ｃｕ系）」と呼ぶ。
ベース▲４▼：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】
【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Ａｌ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（▲１▼〜▲４▼）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】
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４８０℃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５００ｔｏｎ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。
（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】
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）〜２９１ＭＰａ（試料Ｇ）の範囲にあり、２５０℃の高温では３２ＭＰａ（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、２５０℃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、２５０℃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（ＭＰａ）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２５０℃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（ＭＰａ）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】
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（１８〜４９％）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２７０ＭＰａ、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３７０ＭＰａ、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ＪＩＳ６Ｎ０１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】
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４５μｍ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６Ｎ０１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】
＜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．％ ｘ ２．５１／２．７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Ｂ4Ｃ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】
本発明の合金においては、何れも良好なＢ4Ｃ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，Ｎｏ．１５では局部的な凝集が生じていた。また、平均５μｍ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】
【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２００℃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４８ｍｍｘ１２ｍｍ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】
＜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】
【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Ａｌ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、Ｂ4Ｃ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。
平均粒径が５〜１５０μｍのＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系Ａｌ合金粉末に、中性子吸収能を有する平均粒径が１〜６０μｍのＢまたはＢ化合物の粉末のみ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常温伸びが１０％以上の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４８〜１８５ＭＰａ、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Ｇｄ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。
Claims (7)
- 平均粒径が５〜１５０μｍのＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系Ａｌ合金粉末に、中性子吸収能を有する平均粒径が１〜６０μｍのＢまたはＢ化合物の粉末のみを全重量に対して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常温伸びが１０％以上のアルミニウム複合材。
- 平均粒径が５〜１５０μｍのＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系Ａｌ合金粉末に、中性子吸収能を有する平均粒径が１〜６０μｍのＢまたはＢ化合物の粉末のみを全重量に対して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常温伸びが１０％以上のアルミニウム複合材の製造方法。
- 前記ＪＩＳ ６０６１またはＪＩＳ ６Ｎ０１あるいはアルミ−鉄系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。
- 前記Ｂ化合物粉末として、炭化ホウ素（Ｂ４ Ｃ）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。
- 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４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。
- 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５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。
- 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。
Priority Applications (9)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP21818599A JP3993344B2 (ja) | 1999-05-27 | 1999-07-30 | 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 |
| DE60030834T DE60030834T2 (de) | 1999-07-30 | 2000-07-27 | Neutronenabsorbierendes aluminiumhaltiges verbundmaterial |
| PCT/JP2000/005021 WO2001009903A1 (fr) | 1999-07-30 | 2000-07-27 | Materiau composite a base d'aluminium capable d'absorber les neutrons |
| US09/787,912 US6602314B1 (en) | 1999-07-30 | 2000-07-27 | Aluminum composite material having neutron-absorbing ability |
| ES00949924T ES2270858T3 (es) | 1999-07-30 | 2000-07-27 | Material compuesto de aluminio que tiene potencia para absorber neutrones. |
| KR10-2001-7004028A KR100414958B1 (ko) | 1999-07-30 | 2000-07-27 | 중성자 흡수성능을 구비한 알루미늄 복합재 및 그 제조방법 |
| EP00949924A EP1119006B1 (en) | 1999-07-30 | 2000-07-27 | Aluminum composite material having neutron-absorbing ability |
| AT00949924T ATE340407T1 (de) | 1999-07-30 | 2000-07-27 | Neutronenabsorbierendes aluminiumhaltiges verbundmaterial |
| TW89115144A TW470971B (en) | 1999-05-27 | 2000-07-28 | Aluminum composite with neutron absorption ability and its manufacture |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11-148378 | 1999-05-27 | ||
| JP14837899 | 1999-05-27 | ||
| JP21818599A JP3993344B2 (ja) | 1999-05-27 | 1999-07-30 | 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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001042089A JP2001042089A (ja) | 2001-02-16 |
| JP3993344B2 true JP3993344B2 (ja) | 2007-10-17 |
Family
ID=26478601
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP21818599A Expired - Lifetime JP3993344B2 (ja) | 1999-05-27 | 1999-07-30 | 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 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3993344B2 (ja) |
| TW (1) | TW470971B (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3122436B1 (ja) | 1999-09-09 | 2001-01-09 | 三菱重工業株式会社 | アルミニウム複合材およびその製造方法、並びにそれを用いたバスケットおよびキャスク |
| JP3553520B2 (ja) * | 2001-04-19 | 2004-08-11 | 三菱重工業株式会社 | 放射性物質貯蔵部材の製造方法および押出成形用ビレット |
| JPWO2004102586A1 (ja) * | 2003-05-13 | 2006-07-13 | 日本軽金属株式会社 | アルミニウム系中性子吸収材及びその製造方法 |
| WO2008063708A2 (en) | 2006-10-27 | 2008-05-29 | Metamic, Llc | Atomized picoscale composite aluminum alloy and method therefor |
| CN102560168A (zh) * | 2010-12-23 | 2012-07-11 | 中国核动力研究设计院 | 一种高密度中子吸收板的制备方法 |
| JP5829997B2 (ja) | 2012-10-17 | 2015-12-09 | 株式会社神戸製鋼所 | ボロン含有アルミニウム材およびその製造方法 |
| US20140225039A1 (en) * | 2013-02-11 | 2014-08-14 | Industrial Technology Research Institute | Radiation shielding composite material including radiation absorbing material and method for preparing the same |
-
1999
- 1999-07-30 JP JP21818599A patent/JP3993344B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
2000
- 2000-07-28 TW TW89115144A patent/TW470971B/zh not_active IP Right Cessation
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001042089A (ja) | 2001-02-16 |
| TW470971B (en) | 2002-01-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100422208B1 (ko) | 알루미늄 복합재 및 그 제조 방법과 그것을 이용한 바스켓및 캐스크 | |
| KR100414958B1 (ko) | 중성자 흡수성능을 구비한 알루미늄 복합재 및 그 제조방법 | |
| JP4461080B2 (ja) | 中性子吸収用アルミニウム粉末合金複合材及びその製造方法並びにそれで製造されたバスケット | |
| US20170120393A1 (en) | Aluminum alloy products, and methods of making the same | |
| JP4541969B2 (ja) | 中性子吸収用アルミニウム粉末合金複合材及びその製造方法並びにそれで製造されたバスケット | |
| JP6685222B2 (ja) | 向上した高温機械特性を有するアルミニウム合金複合材 | |
| JPWO2004102586A1 (ja) | アルミニウム系中性子吸収材及びその製造方法 | |
| EP1956107B1 (en) | Aluminum powder alloy composite material for absorbing neutrons, process of production thereof and basket made thereof | |
| JPS6056040A (ja) | 分散強化され機械的合金化されたアルミニウム−マグネシウム−リチウム合金 | |
| JP3993344B2 (ja) | 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 | |
| JPH0143012B2 (ja) | ||
| JP3207840B1 (ja) | アルミニウム合金材およびその製造方法、それを用いたバスケットおよびキャスク | |
| JP2018529025A (ja) | 高温で向上した機械的特性を有する複合材料 | |
| JP2018127708A (ja) | 鋳造用アルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物製品およびアルミニウム合金鋳物製品の製造方法 | |
| CN109475932B (zh) | 镁合金的晶粒细化剂及其制备方法以及镁合金的晶粒细化方法 | |
| CN113862529A (zh) | 一种铝合金及其制备方法 | |
| JPH0368941B2 (ja) | ||
| US20240189894A1 (en) | Oxidation resistant al-mg high strength die casting foundry alloys | |
| JPH0379738A (ja) | 高力Ａｌ合金材 | |
| JPH11302807A (ja) | コンプレッサーベーン用アルミニウム合金の製造方法 | |
| KR102296952B1 (ko) | 내부식성이 향상된 알루미늄-탄소나노튜브 이종복합재료 압출재의 제조방법 및 이에 의해 제조된 알루미늄-탄소나노튜브 이종복합재료 압출재 | |
| CN118127385A (zh) | 一种稀土铝合金材料及其制备方法和应用 | |
| JPH07331356A (ja) | Ａｌ３Ｆｅ分散強化アルミニウム合金と粉末およびそれらの製造方法 | |
| Kajihara et al. | Development of Enriched Borated Aluminum Alloy for Basket Material of Cask for Spent Nuclear Fuel | |
| BE806705A (fr) | Metaux renforces par une dispersion |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040413 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20061121 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070122 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20070123 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070417 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070611 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20070703 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20070726 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3993344 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100803 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100803 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110803 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110803 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120803 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130803 Year of fee payment: 6 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |