JPH0379745A - 冷間加工性に優れたＺｒ板の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、冷間加工性、特に曲げ加工性に優れたＺｒ（
ジルコニウム）板の製造方法に関する。

（従来の技術） Ｚｒ、　Ｚｒ基合金（以下、Ｚｒと総称する）は耐食性
が非常に優れた素材であり、また、熱中性子吸収断面積
が小さいことから、耐食・耐熱合金として用いられ、ま
た原子炉用材料としても最近多用されるようになってき
た。このような用途に用いられるＺｒの板材は、使用に
際して曲げ加工等の冷間力■工を受けることが多く、冷
間加工性の良否はＺｒ板の重要な品質特性の一つとなっ
ている。

上記の用途に使用されるＺｒの板は、従来、板厚が厚い
場合は、ジルコニウム鋳塊から鍛造または分塊圧延によ
り得られたスラブを熱間圧延し、これを約７００℃で３
Ａ鈍して板材とし、板厚が薄い場合は、この焼鈍後の材
料の表面脱スケールを行い、引き続き冷間圧延にて目的
の板厚に仕」二げた後約７００℃で焼鈍することにより
製造していた。しかし、このような方法で製造されたＺ
ｒ板は、冷間加工性、特に曲げ特性が十分ではなく、Ｊ
ＩＳ　Ｚ　２２４８やＡＳＴＭ　Ｂ　５５１に規定され
るＵ字面げ試験において５ｔＲ（曲げ半径Ｒが板厚の５
倍）の曲げ試験には合格するものの、最近要望されてい
る３ｔＲ以下の曲げを満足できるような曲げ特性を有し
てはいない。

これに対して、８１０℃以上で加熱し、８１０“Ｃ〜β
変態点間で熱間圧延し、急冷後焼鈍して熱間圧延と同じ
方向に冷間圧延を１テい、曲げ加工性を改善する方法（
特公昭６２−４４６３号公報）、冷間加工後の焼鈍を５
００〜６３０℃の温度で行うことにより曲げ加工性を改
善する方法（特開昭６３−１３７１４９号公報）等の改
良方法が提案されている。

（発明が解決しようとする課題） しかしながら、これらの改良方法においては、熱間圧延
完了後に急冷十焼鈍＋冷間加工を行い、あるいは冷間加
工後に焼鈍を行う等、必ず冷間加工と熱処理を組み合わ
せた方法を採用しており、工程が多いだけにコスト高に
なる。また、一般に曲げ試験は薄板より厚板に関する場
合の方が厳しく、前述の改良方法は薄板に関するもので
あって、厚板に適用するのは困難であった。

本発明は、上記のような冷間加工と熱処理とを組み合わ
せた方法を採らずに、熱間圧延後、単に焼鈍処理を行っ
て冷間加工性、特に曲げ加工性の良好なＺｒ板の厚板に
も適用できる安価な製造方法を提供することを目的とす
る。

（課題を解決するための手段） 上記の目的を達成するため、本発明者等は従来のＺｒ板
の冷間加工性、特に曲げ加工性が良くない原因を明らか
にすべく検討を重ねた結果、以下の知見を得た。即ち、 （１）　　冷間加工（曲げ加工）性と（０００２）極点
図の関係を調べたどころ、稠密六方晶の底面の板面に対
する傾きが大きいほど、すなわち六方晶のＣ軸力科反面
に対して垂直ではなく、板幅方向に傾いた方が加工性が
良いことがわかった。これは繊維状集合組織が板面に対
して直交する方向に並ぶと、曲げ応力に対する抵抗とな
るためと考えられる。

（２）　　ジルコニウム原料の中に含まれるＦｅ、　Ｃ
ｒは金属間化合物ＺｒＦｅｚ、ＺｒＣｒ１として析出す
るが、析出形態が粗大であったり、圧延工程において紐
状になった場合には、冷間加工（曲げ加工）性を悪化さ
せる原因となる。

（３）　　Ｚｒ板の曲げ加工性には結晶粒径が大きく影
響する。圧延圧下率を４８％以上とし、その後焼鈍する
ことにより微細で均一な組織とすれば、良好な曲げ加工
性が得られる。

本発明は上記知見に基づいてなされたものであって、そ
の要旨は ｒｌｌｏｏ℃を上限とするβ単相温度域から１℃／ｓｅ
ｃ以上の冷却速度で溶体化処理を行い、次いで７００℃
を下限とするα単相温度域で圧下率４８〜９５％の仕上
熱間圧延を同一方向に行い、その後５００〜７５０’Ｃ
で焼鈍処理を行う、冷間加工性に優れたＺｒ板の製造方
法」にある。

本発明の対象としているＺｒとは、工業的に使用される
ｉ＠Ｚｒおよびジルカロイ−２、ジルカロイ−４等のＺ
ｒ合金をいう。

前記のβ単相温度域とは、β変態完了温度以上のβ相の
みが安定して存在し得る温度領域（β領域）であり、α
単相温度域とは、β変態開始温度より低いα相のみが安
定して存在し得る温度領域（α領域〉である。

（作用） β溶体化処理は、それまでの圧延履歴で生じた繊維集合
組織を解消させ、金属間化合物ＺｒＦｅｚ、ＺｒＣｒｚ
として析出するＦｅ５Ｃｒを材料全体に均一に分散固溶
させるために行うもので、完全にβ単相となる温度以上
に加熱し、５００℃以下に急冷する必要がある。もしα
＋β二相状態から溶体化処理を行った場合は、加熱時に
β相であった部分におけるＦｅ５Ｃｒの固溶量が多いの
で、以後の工程における加熱時にＺｒＦｅ！、ＺｒＣｒ
１が多量に析出し、粗大な金属間化合物や紐状金属間化
合物が生成する原因となるからである。しかし、加熱温
度が１１００℃を超えるとＺｒの水素吸収量が多くなり
、水素化物が析出し、Ｚｒ板の靭性値が悪化するので上
限を１１００℃とする。

β溶体化処理における冷却速度は１℃／ｓｅｃ以上とす
る必要がある。これは、１″（：　／ｓｅｃに満たない
冷却速度で冷却した場合、冷却中にＦｅ、　Ｃｒの移動
がおこり、溶体化処理によるＦｅ、　Ｃｒ等の分散効果
が十分に得られないからである。

次に、仕上熱間圧延を７００℃以上のα単相温度域で行
うのは、β溶体化処理でＦｅ、　Ｃｒを分散固溶させた
状態を保つと共に曲げ加工性を悪化させないためである
。即ち、仕上熱間圧延時の加熱温度の上限をα単相温度
域の上限の温度としたのは、もしα＋β領域まで加熱し
た場合、β相におけるＦｅ、　Ｃｒの固溶量が多く、Ｆ
ｅ、　Ｃｒの濃度の高い部分ができ、後の工程における
冷却中β相からα相に変態する際に、旧β相結晶粒界の
まわりに多くの金属間化合物が析出して粗大な金属間化
合物が生じたり、この化合物が圧延によって引き延ばさ
れて紐状金属間化合物となって析出するからである。

望ましい上限温度は、α相からα＋β二相に変態する温
度（β変態開始温度）より２０’Ｃ低い温度である。

仕上熱間圧延時の加熱温度の下限を７００℃としたのは
、７００℃に達しない加熱温度で圧延を行った場合は、
圧延集合組織が発達し、Ｚｒ六方晶のＣ軸が板面の垂直
方向に多く配向した状態となり、曲げ加工性が悪化する
からである。

仕上熱間圧延時の圧下率の範囲を４８〜９５％としたの
は、圧延により生じる圧延集合＆！Ｉ織をコントロール
して曲げ加工性の悪化を防ぐためである。

即ち、圧下率が４８％に満たないと前記のβ溶体化処理
による結晶粒の粗大化の影響で伸び、絞りが低下する。

一方、圧下率が９５％を超えると圧延集合組織が、Ｚｒ
六方晶のＣ軸が板面垂直方向に多く配向した状態となり
、曲げ加工性が悪化する。より好ましい圧下率の範囲は
７０〜９４％、さらに好ましい範囲は８０〜９３％であ
る。

仕上熱間圧延時の圧延方向を一方向に限定したのは、ク
ロス圧延を行うと圧延集合組織が、Ｚｒ六方晶のＣ軸が
板面垂直方向に多く配向した状態となり、曲げ加工性が
悪化するからである。

前記の熱間圧延完了後の焼鈍処理の温度の下限を５００
’Ｃに限定したのは、材料の温度を再結晶温度以上とす
るためである。また、上限を７５０’Ｃとしたのは、７
５０℃を超える温度で長時間加熱すると再結晶粒の粗大
化が起こり、伸び、絞りが低下するからである。

（実施例） ＶＡＲ（真空中消耗を極式二重溶解法）により、第１表
に示す成分組成のインゴット（６トン）を溶製し、加熱
温度９５０℃で厚さ２８０ｍｍまで鍛造加工を行った。

その後、第２表の１ｍ　１−１８に示す厚さの板材を切
り出し、これらの素材について、β溶体化処理、仕上熱
間圧延および焼鈍処理を行って最終の仕上厚さを８．８
園−とした、これらの表面を研削して８■厚の板とし、
引張試験を行い、かつ、Ｒ値、集合＆ｆＩ織（ＦＭＤ値
）、曲げ性質および金属間化合物の析出状況を調査した
。なお、Ｎ［１１はβ溶体化処理を省略した例である。

第１表に示した供試材のβ変態開始温度は８００℃、β
変態完了温度は９８０℃である。従って、この供試材の
場合は８００℃未満の温度域がα単相温度域、９８０℃
以上がβ単相温度域である。

第２表において、Ｎａ１Ｏ−１８は本発明の製造方法、
Ｎα１〜９は車印を付した点で本発明の条件から外れた
製造方法である。

前記の機械的性質に関する試験項目のうち、最小曲げ可
能半径は、下記のように作製した曲げ試験片を用い、Ｊ
ｔＳ　Ｚ　２２４Ｂに準じた方法でローラーを用いた押
し曲げにより曲げ試験を行い、求めたものである。

曲げ試験片の作製： 厚み８．８■の板材を厚み８．０問まで研削し、表面を
１２４０のペーパーで研摩仕上した後、曲げ中央部が二
軸引張応力状態になるように幅／板厚−２０、即ち幅１
６０ｍｍとし、圧延方向に対し平行および直角に切り出
した。

金属間化合物の析出状況は、仕上熱間圧延後の板材のＬ
方向（圧延方向）断面の金属組織を５００倍で観察し、
下記の基準により判定した。

■紐状金属間化合物は、２０μ−以上の長さのものが存
在する場合を×と判定する。

■粗大金属間化合物は、直径５μ激以上のものが存在す
る場合を×と判定する。

調査結果を第３表および第１図〜第３図に示す。

第３表において、Ｌ方向とは圧延（！＆終圧延）方向、
下方向とは板面内でＬ方向と直交する幅方向を示す。

第３表からＮ１１Ｌ１（従来法）、随２〜４（比較法）
の方法においては、いずれも紐状あるいは粗大な金属間
化合物が観察され、最小曲げ可能半径も３．ＯｔＲを超
えており、あまり良好ではない、また、圧下率の大きい
Ｎａ５（比較法〉、クロス圧延を行った磁８および９（
比較法）では最小曲げ可能半径が大きく、圧下率の小さ
い隘６および７（比較法）では最小曲げ可能半径が大き
く、伸び、絞りも悪化していることがわかる。これに対
してＮＱＩＯ〜１８（本発明方法）では金属間化合物の
析出はみられず、最小曲げ可能半径が３．０以下と小さ
く、良好であった。

第２図（（）　、　（０）および（ハ）は、それぞれ弘
１（従来法）、Ｎ［１３（比較法）およびＮｔｘ１３（
本発明方法）の方法で製造した板材の金属ａｍの顕微鏡
写真の例である。この図から、本発明方法では金属間化
合物の少ない良好な組織が得られることがわかる。

第１図は、ｔ５および７（比較法）と、患ｌＯ〜１８（
本発明方法）について、仕上熱間圧延時の圧下率と、Ｔ
方向における最小曲げ可能半径、平均結晶粒径およびＦ
ＮＩＩ値との関係を示すグラフである。

ＦＮＩＩ値とはジルコニウムの集合組織を定量的に表示
する方法としてＨ，Ｓ、ＲＯＳＥＮＢ＾υＭ、Ｊ、Ｅ、
ＬＥＷＩＳ等が定義したＦ値（Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　
Ｎｕｃｌｅａｒ　Ｍａｔｅｒｉａ！、６７（１９７７）
２７３〜２８２）のＮＤ方向（板面に垂直な方向）にお
ける値で、特定の結晶面のＸ線強度を測定することによ
り求められる（０≦ＦＮＤ≦１）、ＦＮＩＩ値はＮＤ方
向にＺｒ六方晶のＣ軸が配位する割合で、ＦＮＩＩ値が
大きいはどＺｒ六方晶のＣ軸が板面に対して垂直に配位
する割合が増加し、曲げ加工性が悪化することをあられ
す。

同図から、圧下率の増大と共に、最小曲げ可能半径の改
善に有効な細粒化と、悪化原因となるＦＮＤ値の増大が
起こることがわかる。最小曲げ可能半径の線図より最小
曲げ可能半径が３ｔＲ以下となる圧下率は４８〜９５％
であることがわかる。

第３図（イ）および（Ｉｌ＋）は、それぞれ一方向に圧
延したＮａ１ｌ　（本発明方法）およびクロス圧延を行
ったＮａ８（比較法）についての（０００２）極点図で
ある。この図から、磁８においては板面に対してＺｒ六
方晶のＣ紬が多数垂直に配位し、曲げに対する抵抗とな
っていることがわかる。

以上の調査結果から明らかなように、本発明によれば、
板幅が十分大きく曲げ部が二軸引張応力状態となっても
３．Ｏ１Ｒ以下の曲げ半径で曲げ加工が可能な、冷間加
工性に優れたＺｒ板を製造することができる。

（以下余白） （発明の効果） β溶体化処理に続いてα単相となる温度域で熱間圧延を
行い、次いで焼鈍処理を行う本発明方法により製造した
Ｚｒ板は、結晶粒が細粒で、金属間化合物が組織中に微
細に分散しており、冷間加工性、特に曲げ加工性に優れ
た特性を有する。この方法を適用することにより、厚板
でも安価に曲げ加工性を改善することができ、Ｚｒ板の
利用分野を更に拡大することが可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、仕上熱間圧延時の圧下率と、最小曲げ可能半
径、平均結晶粒径およびＦＮＩＩ値との関係を示すグラ
フである。 第２図は、従来法、比較法および本発明方法で製造した
Ｚｒ板の金属組織の顕微鏡写真である。 第３図は、一方向圧延およびクロス圧延を行った場合の
（０００２）極点図である。 出層人　住友金属工業株式会社

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. １１００℃を上限とするβ単相温度域から１℃／ｓｅｃ
   以上の冷却速度で溶体化処理を行い、次いで７００℃を
   下限とするα単相温度域で圧下率４８〜９５％の仕上熱
   間圧延を同一方向に行い、その後５００〜７５０℃で焼
   鈍処理を行う、冷間加工性に優れたＺｒ板の製造方法。