JPH0422982B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH0422982B2 JPH0422982B2 JP61021611A JP2161186A JPH0422982B2 JP H0422982 B2 JPH0422982 B2 JP H0422982B2 JP 61021611 A JP61021611 A JP 61021611A JP 2161186 A JP2161186 A JP 2161186A JP H0422982 B2 JPH0422982 B2 JP H0422982B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- phase
- temperature
- alloy
- based alloy
- heat treatment
- 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
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 25
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 22
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 14
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 12
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 12
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 11
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 claims description 11
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 18
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 18
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 11
- 229910001257 Nb alloy Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910001093 Zr alloy Inorganic materials 0.000 description 9
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 9
- 229910000640 Fe alloy Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 6
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 6
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 5
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 5
- 125000006850 spacer group Chemical group 0.000 description 5
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000005253 cladding Methods 0.000 description 4
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 4
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 4
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 4
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-ZSJDYOACSA-N Heavy water Chemical compound [2H]O[2H] XLYOFNOQVPJJNP-ZSJDYOACSA-N 0.000 description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000003758 nuclear fuel Substances 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 229910017060 Fe Cr Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910002544 Fe-Cr Inorganic materials 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910020018 Nb Zr Inorganic materials 0.000 description 1
- 101100063942 Neurospora crassa (strain ATCC 24698 / 74-OR23-1A / CBS 708.71 / DSM 1257 / FGSC 987) dot-1 gene Proteins 0.000 description 1
- 229910008933 Sn—Nb Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 230000000712 assembly Effects 0.000 description 1
- 238000000429 assembly Methods 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910002056 binary alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000009835 boiling Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 238000013021 overheating Methods 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 238000010587 phase diagram Methods 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
- Y02E30/30—Nuclear fission reactors
Landscapes
- Powder Metallurgy (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
〔産業上の利用分野〕
本発明は、軽水炉用燃料集合体を構成するジル
コニウム基合金部材の製造法に関する。 〔従来技術とその問題点〕 ジルコニウム基合金は、優れた耐食性と小さい
熱中性子吸収断面積（0.18バーン）とを有してい
るため、原子炉燃料集合体を構成する燃料被覆管
ウオータロツド、チヤンネルボツクス、スペーサ
等に利用されている。これらの用途に使用される
ジルコニウム基合金としては、ジルカロイー２
（Sn：1.2〜1.7wt％、Fe：0.07〜0.2wt％、Cr：
0.05〜0.15wt％、Ni：0.03〜0.08wt％、Ｏ：900
〜1400ppm、残Zr）、ジルカロイ−４（Sn：1.2〜
1.70wt％、Fe：0.18〜0.24wt％、Cr：0.07〜
0.13wt％、Ｏ：1000〜1600ppm、残Zr）、Zr−
2.5wt％Nb合金、Zr−3.5wt％Sn−0.8wt％Mo−
0.8wt％Nb合金、Zr−1wt％Sn−1wt％Nb−
0.5wt％Fe合金等がある。 ここでジルカロイと呼ばれるZr−Sn−Fe−Cr
−（Ni）合金は、沸騰水型原子炉中で長時間使用
されると丘疹状の局部腐食（以下、ノジユラ腐食
と言う）が発生する。このノジユラ腐食とは、局
部的に酸化が加速されたものであるため、その部
分は他の部分よりも厚い酸化膜が形成される。こ
のようにノジユラ腐食の発生は、部材の健全部の
肉厚を減少させる欠点があると共に、腐食に伴つ
て発生した水素が部材に吸収されるので強度低下
の原因となる。しかも、厚膜化した酸化膜は剥離
しやすいため、使用により放射化されたこれら剥
離酸化物が原子炉々心底部等に集積することにな
る点からも好しくない。また、厚膜化した酸化膜
が燃料被覆管表面に形成されると熱伝達係数が低
下し局部的に過熱され原子炉の運転に支障をきた
すという問題もある。 Zr−Nb合金は、約1.5wt％のNb添加により前
記ジルカロイより強度は高くなり、前記ノジユラ
腐食も発生しない。しかし、白色腐食（General
Corrosion）が発生し厚い酸化膜が形成される、
特に、中性子の照射量の少い部分及び溶接加工部
でこの傾向が顕著である。燃料被覆管、スペー
サ、チヤンネルボツクス等の各部材はいずれも溶
接加工部を有するため、軽水炉中で使用するに
は、上記白色腐食発生を防止する必要がある。 高強度Zr−Nb合金（例えばZr−2.5Wt％Nb合
金）は、通常、重水炉圧力管用材料として用いら
れており、（α＋β）相あるいはβ相温度範囲よ
り急冷し、約15％の冷間圧延を施した後再結晶温
度以下の温度で時効してトリツクス中にBNb（Nb
−richのNb−Zr固溶体相）を析出させる時効処
理とからなる。β相（体心立方晶）温度範囲から
急冷するとその金属組織はマルテンサイト変態に
より生成した針状のα′相（Nbを過飽和に固溶し
た稠密六方晶）となる。ここで冷却速度が遅い場
合にはウイドマンステーテン状のNb固溶度の少
ないα相とマルテンサイト（α′相）との混合組織
となる。上記組織に約15％冷間圧延と再結晶温度
以下での時効を施すと、針状組織あるいはウイン
ドマンステーテン組織は残留し、かつマルテンサ
イト中に過飽和に固溶したNbがβNb相として析出
し、硬さ及び引張強さを高める。時効温度は、
500℃前後、時効時間は24前後が最も一般的であ
る。これ以上温度を高めても、あるいは時効時間
を長くしても、過時効と呼ばれる現象により硬さ
及び引張強さは低下する。 前記加工及び熱処理を施したZr−Nb合金の延
びは低い。その原因は針状あるいはウイドマンス
テーテン組織及び冷間加工組織が残留しているた
めである。 かかる、欠点を改良するために、溶体化処理後
400℃（再結温度以下）で約10分の中間熱処理と
10〜20％の圧延加工とを複数回繰返し各加工度の
合計が断面積減少率で約70〜75％になるように
し、再結晶温度以上の温度で最終時効処理を施す
ことにより、平均粒径が0.1〜0.5μｍのα相再結
晶組織とする方法が提供されている（特開昭51−
32412号公報）。本方法によると、６回〜11回の加
工工程の繰返しが必要である。ジルカロイ被覆管
の製造工程あるいはチヤネルボツクス板材の製造
プロセスでは、冷間加工回数は２〜３回が一般的
であり、６〜11回の冷間加工を繰返すことは実用
上好ましくはない。かかる加工プロセス上の困難
は、400℃、約10分の熱処理では、Zr−Nb合金は
軟化せず強加工が困難であることに起因してい
る。 Zr−Sn−Nb−Fe合金は、Snの添加により前
記白色全面腐食の発生はほとんどないが、従来の
製法でNbが1.0〜1.5wt％であるため、強度はジ
ルカロイと同等で不充分である。 本発明は上記問題に鑑みてなされたもので、従
来の各ジルコニウム基合金が有している欠点であ
るノジユラ腐食（ジルカロイ）、溶接加工部の白
色腐食（Zr−Nb合金）、強度不良（ジルカロイ、
Zr−Sn−Nb（1.0〜1.5wt％）−Fe合金）さらには
延性不良（Zr−Nb合金）のすべてを解消した耐
食性、延性及び強度の高いジルコニウム基合金部
材の製造法を提供するのが目的である。 〔問題点を解決するための手段及び作用〕 本発明のジルコニウム基合金部材の製造法は第
１工程として、Zr−Sn−Nb−Fe合金をその（α
＋β）相温度ありはβ相温度範囲から急冷する熱
処理を施した後、第２工程として少くとも15％以
上の冷間加工を施し、次いで、第３工程として再
結晶温度以上となる共析温度以上の高温α相温度
範囲である680〜800に加熱後、共析を防止する冷
却速度で急冷する中間熱処理をする。このような
中間熱処理を施すことにより共析を防止できるた
め、β−Nbの析出しない、歪みのないα相の形
成及び成長が促進される。従つて、この中間熱処
理をすることにより前記合金を軟化させることが
できるため、すなわち、β−Nbが析出せず固溶
されているため転移の動きが容易と成り、次の冷
間加工が容易となる。このような第２工程の冷間
強加工と第３工程の中間熱処理とを繰返すことに
よりマルテンサイト組織あるいは、ウイドマンス
テーテン組織が残留しない粒状の再結晶組織が得
られる。次いで第４工程として最終の冷間強加工
を施し、第５工程として再結晶とβ−Nbの析出
とが同時に起る共析温度以下の低温α相温度範囲
で時効することにより、β−Nbを析出させ且つ
微細結晶粒を生じさせる。このβ−Nbの析出に
より硬さ及び強度が上昇し、歪の少い微細なα−
Zr粒の生成により延性が向上する。かかるZr−
Sn−Nb−Fe合金は、Sn及びFeを含有しており
ジルカロイの性質も兼備している。即ち溶接加工
部においてもその耐食性は高く、Zr−Nb2元合金
のように白色全面腐食を発生しない。 〔発明の実施例〕 以下、図面より本発明を詳細に説明する。第１
図乃至第４図は、Zr−Nb−Snの940℃、850℃、
500℃及び725℃の各温度における３元平衡状態図
を示す。合金組成としてZr−2.0wt％Nb−1.0wt
％Snを考える。合金の組成は、図中の１の点で
示してある。この合金を940℃に加熱すると、
Nb、Sn及びFeを固溶したβ−Zr単相となる（第
１図参照）。この温度から急冷する（第１工程）
とβ−Zr相はマルテンサイト変態し、Nb、Sn及
びFeを過飽和に固溶したα′相の単相（稠密六方
晶、針状組織）となる。ここで冷却速度が低下す
るとNbの固溶量の低いα−Zr相が放射状あるい
は板状に生成したウインドマンステーテン組織と
なる。この組織においては微細なβ−Nb相も析
出する。前記の針状α′相の単相の組織を得る冷却
速度は、約100℃／Ｓ以上であると推定される。 850℃においては（第２図）、本合金はSnを固
溶した粒状のα−Zr相とSn及びNbを固溶しβ−
Zr相の２相となる。この（α＋β）相温度範囲
の下限は約840℃であり上限は約930℃であると推
定される。この温度範囲から急冷する（第１工
程）と、粒状のα−Zr相とβ−Zr相対がマルテ
ンサイト変態したα′相となり、針状組織とα粒と
の混合組織となる。α′相（針状組織部分）はNb、
Sn及びFeを過飽和に固溶している。 上記溶体化処理を施した合金を冷間加工する
（第２工程）と、多数の転位が導入され硬化する。
約60％の冷間圧延が可能でありこれ以上になると
割れが発生する。硬化した組織は引き続き冷間加
工出来ないので、熱処理により軟化させる必要が
ある。再結晶温度以上となる共析温度以上の高温
α相温度範囲に加熱し（第３工程）、歪のないα
相の核形成及び成長を促進することにより軟化さ
せることができる。しかし、共析温度以下の低温
α相温度範囲では、β−Nb相がα′相より微細析
出し、転位の運動を阻止する。その結果、材料は
軟化せず、むしろ析出硬化と呼ばれる現像により
硬化する。第３図は、500℃ではα相中における
Nbの固溶度が低くβ−Nb相が析出することを示
している。α相中におけるNbの固溶度は、熱処
理温度の低下に伴い減少するので、低温度長時間
の熱処理を施すと析出硬化が顕著になる。第４図
は725℃における平衡状態図を示す。高温α相温
度範囲ではα相中のNb固溶量は高く、725℃では
β−Nb相の析出がないことがわかる。この温度
で熱処理とするα′相は歪のない粒状の相となり著
しく軟化する。冷却過程で冷却速度の遅い除冷
（例えば炉中冷却）をすると温度低下に伴いα相
中のNbの固溶度が低下し、β−Nbが析出するの
で、少なくとも５℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却す
る必要がある（第３工程）。α相中におけるNbの
固溶度は、620℃で最大値を示し約2.5wt％であ
る。このことから、Nbの添加量の上限は2.5wt％
であることがわかる。第３工程における中間熱処
理温度がさらに高くなるとα相中のNb固溶量は
低下し、β−Zr相が生成する。このβ−Zr相は
急冷すると針状あるいはウイドマンステーテン状
の組織となり好ましくない。また相対に高温とな
るα相温度範囲では、粗大化したα粒が生成す
る。このことから、冷間加工後の中間熱処理温度
は680℃〜800℃が好ましく、時間は10分〜２時間
の範囲が好ましい。共析温度は610℃前後にある。
この中間熱処理を施すことにより再び冷間強加工
が可能となり、１回〜２回の15％以上の冷間加工
（第２工程）と中間熱処理（第３工程）により
（α＋β）相あるいはβ相より急冷（第１工程）
することにより発生した針状組織あるいはウイン
ドマンステーテン組織は完全に消失する。 第４工程の最終冷間加工後、共析温度以下の低
温α相温度範囲すなわち、β−Nbの析出が起る
温度で時効することによりZrの微細α粒の粒内
及び粒界に微細にβ−Nbが析出した金属組織を
得ることが出来る。最終時効温度は500℃以下が
好ましく、時間は５時間〜30時間の範囲が好まし
い。尚、合金中の酸素（Ｏ）含有量は700〜
2000ppmであることが望ましい。 実施例 １ 表１は、溶解したインゴツトの合金組成を示
す。
コニウム基合金部材の製造法に関する。 〔従来技術とその問題点〕 ジルコニウム基合金は、優れた耐食性と小さい
熱中性子吸収断面積（0.18バーン）とを有してい
るため、原子炉燃料集合体を構成する燃料被覆管
ウオータロツド、チヤンネルボツクス、スペーサ
等に利用されている。これらの用途に使用される
ジルコニウム基合金としては、ジルカロイー２
（Sn：1.2〜1.7wt％、Fe：0.07〜0.2wt％、Cr：
0.05〜0.15wt％、Ni：0.03〜0.08wt％、Ｏ：900
〜1400ppm、残Zr）、ジルカロイ−４（Sn：1.2〜
1.70wt％、Fe：0.18〜0.24wt％、Cr：0.07〜
0.13wt％、Ｏ：1000〜1600ppm、残Zr）、Zr−
2.5wt％Nb合金、Zr−3.5wt％Sn−0.8wt％Mo−
0.8wt％Nb合金、Zr−1wt％Sn−1wt％Nb−
0.5wt％Fe合金等がある。 ここでジルカロイと呼ばれるZr−Sn−Fe−Cr
−（Ni）合金は、沸騰水型原子炉中で長時間使用
されると丘疹状の局部腐食（以下、ノジユラ腐食
と言う）が発生する。このノジユラ腐食とは、局
部的に酸化が加速されたものであるため、その部
分は他の部分よりも厚い酸化膜が形成される。こ
のようにノジユラ腐食の発生は、部材の健全部の
肉厚を減少させる欠点があると共に、腐食に伴つ
て発生した水素が部材に吸収されるので強度低下
の原因となる。しかも、厚膜化した酸化膜は剥離
しやすいため、使用により放射化されたこれら剥
離酸化物が原子炉々心底部等に集積することにな
る点からも好しくない。また、厚膜化した酸化膜
が燃料被覆管表面に形成されると熱伝達係数が低
下し局部的に過熱され原子炉の運転に支障をきた
すという問題もある。 Zr−Nb合金は、約1.5wt％のNb添加により前
記ジルカロイより強度は高くなり、前記ノジユラ
腐食も発生しない。しかし、白色腐食（General
Corrosion）が発生し厚い酸化膜が形成される、
特に、中性子の照射量の少い部分及び溶接加工部
でこの傾向が顕著である。燃料被覆管、スペー
サ、チヤンネルボツクス等の各部材はいずれも溶
接加工部を有するため、軽水炉中で使用するに
は、上記白色腐食発生を防止する必要がある。 高強度Zr−Nb合金（例えばZr−2.5Wt％Nb合
金）は、通常、重水炉圧力管用材料として用いら
れており、（α＋β）相あるいはβ相温度範囲よ
り急冷し、約15％の冷間圧延を施した後再結晶温
度以下の温度で時効してトリツクス中にBNb（Nb
−richのNb−Zr固溶体相）を析出させる時効処
理とからなる。β相（体心立方晶）温度範囲から
急冷するとその金属組織はマルテンサイト変態に
より生成した針状のα′相（Nbを過飽和に固溶し
た稠密六方晶）となる。ここで冷却速度が遅い場
合にはウイドマンステーテン状のNb固溶度の少
ないα相とマルテンサイト（α′相）との混合組織
となる。上記組織に約15％冷間圧延と再結晶温度
以下での時効を施すと、針状組織あるいはウイン
ドマンステーテン組織は残留し、かつマルテンサ
イト中に過飽和に固溶したNbがβNb相として析出
し、硬さ及び引張強さを高める。時効温度は、
500℃前後、時効時間は24前後が最も一般的であ
る。これ以上温度を高めても、あるいは時効時間
を長くしても、過時効と呼ばれる現象により硬さ
及び引張強さは低下する。 前記加工及び熱処理を施したZr−Nb合金の延
びは低い。その原因は針状あるいはウイドマンス
テーテン組織及び冷間加工組織が残留しているた
めである。 かかる、欠点を改良するために、溶体化処理後
400℃（再結温度以下）で約10分の中間熱処理と
10〜20％の圧延加工とを複数回繰返し各加工度の
合計が断面積減少率で約70〜75％になるように
し、再結晶温度以上の温度で最終時効処理を施す
ことにより、平均粒径が0.1〜0.5μｍのα相再結
晶組織とする方法が提供されている（特開昭51−
32412号公報）。本方法によると、６回〜11回の加
工工程の繰返しが必要である。ジルカロイ被覆管
の製造工程あるいはチヤネルボツクス板材の製造
プロセスでは、冷間加工回数は２〜３回が一般的
であり、６〜11回の冷間加工を繰返すことは実用
上好ましくはない。かかる加工プロセス上の困難
は、400℃、約10分の熱処理では、Zr−Nb合金は
軟化せず強加工が困難であることに起因してい
る。 Zr−Sn−Nb−Fe合金は、Snの添加により前
記白色全面腐食の発生はほとんどないが、従来の
製法でNbが1.0〜1.5wt％であるため、強度はジ
ルカロイと同等で不充分である。 本発明は上記問題に鑑みてなされたもので、従
来の各ジルコニウム基合金が有している欠点であ
るノジユラ腐食（ジルカロイ）、溶接加工部の白
色腐食（Zr−Nb合金）、強度不良（ジルカロイ、
Zr−Sn−Nb（1.0〜1.5wt％）−Fe合金）さらには
延性不良（Zr−Nb合金）のすべてを解消した耐
食性、延性及び強度の高いジルコニウム基合金部
材の製造法を提供するのが目的である。 〔問題点を解決するための手段及び作用〕 本発明のジルコニウム基合金部材の製造法は第
１工程として、Zr−Sn−Nb−Fe合金をその（α
＋β）相温度ありはβ相温度範囲から急冷する熱
処理を施した後、第２工程として少くとも15％以
上の冷間加工を施し、次いで、第３工程として再
結晶温度以上となる共析温度以上の高温α相温度
範囲である680〜800に加熱後、共析を防止する冷
却速度で急冷する中間熱処理をする。このような
中間熱処理を施すことにより共析を防止できるた
め、β−Nbの析出しない、歪みのないα相の形
成及び成長が促進される。従つて、この中間熱処
理をすることにより前記合金を軟化させることが
できるため、すなわち、β−Nbが析出せず固溶
されているため転移の動きが容易と成り、次の冷
間加工が容易となる。このような第２工程の冷間
強加工と第３工程の中間熱処理とを繰返すことに
よりマルテンサイト組織あるいは、ウイドマンス
テーテン組織が残留しない粒状の再結晶組織が得
られる。次いで第４工程として最終の冷間強加工
を施し、第５工程として再結晶とβ−Nbの析出
とが同時に起る共析温度以下の低温α相温度範囲
で時効することにより、β−Nbを析出させ且つ
微細結晶粒を生じさせる。このβ−Nbの析出に
より硬さ及び強度が上昇し、歪の少い微細なα−
Zr粒の生成により延性が向上する。かかるZr−
Sn−Nb−Fe合金は、Sn及びFeを含有しており
ジルカロイの性質も兼備している。即ち溶接加工
部においてもその耐食性は高く、Zr−Nb2元合金
のように白色全面腐食を発生しない。 〔発明の実施例〕 以下、図面より本発明を詳細に説明する。第１
図乃至第４図は、Zr−Nb−Snの940℃、850℃、
500℃及び725℃の各温度における３元平衡状態図
を示す。合金組成としてZr−2.0wt％Nb−1.0wt
％Snを考える。合金の組成は、図中の１の点で
示してある。この合金を940℃に加熱すると、
Nb、Sn及びFeを固溶したβ−Zr単相となる（第
１図参照）。この温度から急冷する（第１工程）
とβ−Zr相はマルテンサイト変態し、Nb、Sn及
びFeを過飽和に固溶したα′相の単相（稠密六方
晶、針状組織）となる。ここで冷却速度が低下す
るとNbの固溶量の低いα−Zr相が放射状あるい
は板状に生成したウインドマンステーテン組織と
なる。この組織においては微細なβ−Nb相も析
出する。前記の針状α′相の単相の組織を得る冷却
速度は、約100℃／Ｓ以上であると推定される。 850℃においては（第２図）、本合金はSnを固
溶した粒状のα−Zr相とSn及びNbを固溶しβ−
Zr相の２相となる。この（α＋β）相温度範囲
の下限は約840℃であり上限は約930℃であると推
定される。この温度範囲から急冷する（第１工
程）と、粒状のα−Zr相とβ−Zr相対がマルテ
ンサイト変態したα′相となり、針状組織とα粒と
の混合組織となる。α′相（針状組織部分）はNb、
Sn及びFeを過飽和に固溶している。 上記溶体化処理を施した合金を冷間加工する
（第２工程）と、多数の転位が導入され硬化する。
約60％の冷間圧延が可能でありこれ以上になると
割れが発生する。硬化した組織は引き続き冷間加
工出来ないので、熱処理により軟化させる必要が
ある。再結晶温度以上となる共析温度以上の高温
α相温度範囲に加熱し（第３工程）、歪のないα
相の核形成及び成長を促進することにより軟化さ
せることができる。しかし、共析温度以下の低温
α相温度範囲では、β−Nb相がα′相より微細析
出し、転位の運動を阻止する。その結果、材料は
軟化せず、むしろ析出硬化と呼ばれる現像により
硬化する。第３図は、500℃ではα相中における
Nbの固溶度が低くβ−Nb相が析出することを示
している。α相中におけるNbの固溶度は、熱処
理温度の低下に伴い減少するので、低温度長時間
の熱処理を施すと析出硬化が顕著になる。第４図
は725℃における平衡状態図を示す。高温α相温
度範囲ではα相中のNb固溶量は高く、725℃では
β−Nb相の析出がないことがわかる。この温度
で熱処理とするα′相は歪のない粒状の相となり著
しく軟化する。冷却過程で冷却速度の遅い除冷
（例えば炉中冷却）をすると温度低下に伴いα相
中のNbの固溶度が低下し、β−Nbが析出するの
で、少なくとも５℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却す
る必要がある（第３工程）。α相中におけるNbの
固溶度は、620℃で最大値を示し約2.5wt％であ
る。このことから、Nbの添加量の上限は2.5wt％
であることがわかる。第３工程における中間熱処
理温度がさらに高くなるとα相中のNb固溶量は
低下し、β−Zr相が生成する。このβ−Zr相は
急冷すると針状あるいはウイドマンステーテン状
の組織となり好ましくない。また相対に高温とな
るα相温度範囲では、粗大化したα粒が生成す
る。このことから、冷間加工後の中間熱処理温度
は680℃〜800℃が好ましく、時間は10分〜２時間
の範囲が好ましい。共析温度は610℃前後にある。
この中間熱処理を施すことにより再び冷間強加工
が可能となり、１回〜２回の15％以上の冷間加工
（第２工程）と中間熱処理（第３工程）により
（α＋β）相あるいはβ相より急冷（第１工程）
することにより発生した針状組織あるいはウイン
ドマンステーテン組織は完全に消失する。 第４工程の最終冷間加工後、共析温度以下の低
温α相温度範囲すなわち、β−Nbの析出が起る
温度で時効することによりZrの微細α粒の粒内
及び粒界に微細にβ−Nbが析出した金属組織を
得ることが出来る。最終時効温度は500℃以下が
好ましく、時間は５時間〜30時間の範囲が好まし
い。尚、合金中の酸素（Ｏ）含有量は700〜
2000ppmであることが望ましい。 実施例 １ 表１は、溶解したインゴツトの合金組成を示
す。
【表】
溶解後950℃で鍛造し、600℃で熱間圧延するこ
とにより板厚10mmの板材にした。冷間圧延により
厚さ９mmとした後、第１工程として940℃で30分
保持し水冷する溶体化処理を施した。溶体化処理
した部材に40％の冷間圧延（第２工程）と680℃、
20分加熱後空冷する中間熱処理（第３工程）とを
交互に２回繰返し、厚さ3.2mmの板材とした。第
４工程の最終冷間圧延により厚さを２mmとし、
460℃、20時間加熱する時効処理（第５工程）を
施した。この時効処理後の組織は、いずれも粒径
1μｍ前後の微細なα粒と数100〜数1000〓のβ−
Nb析出相と0.1μｍ前後のZrFe2金属間化合物相と
からなる金属組織を呈していた。尚、比較例とし
てのN1においてはZrFe2金属間化合物相は存在し
ない。このN1合金については、第１工程の溶体
化処理後に15％の冷間圧延（第２工程）と中間熱
処理（第３工程）と460℃、20時間の時効処理
（第４工程、第５工程）を施したサンプルを作成
した。 表２は、各サンプルから引張試験片を切り出し
室温及び300℃での引張特性を調べた結果を示す。
N1の下欄は従来の製造法により製造した合金で
ある。
とにより板厚10mmの板材にした。冷間圧延により
厚さ９mmとした後、第１工程として940℃で30分
保持し水冷する溶体化処理を施した。溶体化処理
した部材に40％の冷間圧延（第２工程）と680℃、
20分加熱後空冷する中間熱処理（第３工程）とを
交互に２回繰返し、厚さ3.2mmの板材とした。第
４工程の最終冷間圧延により厚さを２mmとし、
460℃、20時間加熱する時効処理（第５工程）を
施した。この時効処理後の組織は、いずれも粒径
1μｍ前後の微細なα粒と数100〜数1000〓のβ−
Nb析出相と0.1μｍ前後のZrFe2金属間化合物相と
からなる金属組織を呈していた。尚、比較例とし
てのN1においてはZrFe2金属間化合物相は存在し
ない。このN1合金については、第１工程の溶体
化処理後に15％の冷間圧延（第２工程）と中間熱
処理（第３工程）と460℃、20時間の時効処理
（第４工程、第５工程）を施したサンプルを作成
した。 表２は、各サンプルから引張試験片を切り出し
室温及び300℃での引張特性を調べた結果を示す。
N1の下欄は従来の製造法により製造した合金で
ある。
本発明によれば、Zr−Sn−Nb−Fe合金をその
（α＋β）相温度又はβ相温度から急冷する第１
工程の後に、第２工程の冷間加工と第３工程の共
析温度以上の高温α相温度範囲である680〜800℃
に加熱後、共析を防止する冷却速度で急冷する中
間熱処理とを繰り返すため、β−Nb相の微細析
出を防いでジルコニウム合金部材の延性を高める
ことができる。そして、最終の冷間強加工（第４
工程）の後、供析温度以下で時効処理（第５工
程）するので、β−Nbが析出するため硬さ及び
強度が上昇する。すなわち、延性の高いα−Zr
相中にβ−Zrが均一に析出するため、高延性で
かつ高強度な部材となる。更にSn、Feの添加に
よりスペーサ等に使用した場合の溶接部の耐食性
も高い。すなわち、耐食性が優れかつ高延性、高
強度の部材の製造が可能となる。その結果部材の
信頼性が向上し炉内滞在寿命を大幅に長期化でき
るので原子力燃料の高燃焼度化が可能となる。ま
た、高強度であることから、部材の厚さを従来品
よりも薄くすることが可能であり、水流循環路に
おける圧損の低減効果もある。
（α＋β）相温度又はβ相温度から急冷する第１
工程の後に、第２工程の冷間加工と第３工程の共
析温度以上の高温α相温度範囲である680〜800℃
に加熱後、共析を防止する冷却速度で急冷する中
間熱処理とを繰り返すため、β−Nb相の微細析
出を防いでジルコニウム合金部材の延性を高める
ことができる。そして、最終の冷間強加工（第４
工程）の後、供析温度以下で時効処理（第５工
程）するので、β−Nbが析出するため硬さ及び
強度が上昇する。すなわち、延性の高いα−Zr
相中にβ−Zrが均一に析出するため、高延性で
かつ高強度な部材となる。更にSn、Feの添加に
よりスペーサ等に使用した場合の溶接部の耐食性
も高い。すなわち、耐食性が優れかつ高延性、高
強度の部材の製造が可能となる。その結果部材の
信頼性が向上し炉内滞在寿命を大幅に長期化でき
るので原子力燃料の高燃焼度化が可能となる。ま
た、高強度であることから、部材の厚さを従来品
よりも薄くすることが可能であり、水流循環路に
おける圧損の低減効果もある。
第１図乃至第４図はZr−Nb−Snの940℃、850
℃、500℃及び725℃の各温度における３元平衡状
態図であり、第５図はスペーサ製造プロセス図、
第６図はスペーサの断面図、第７図はチヤンネル
ボツクスの製造プロセス図、第８図はチヤンネル
ボツクスの斜視図を示す。
℃、500℃及び725℃の各温度における３元平衡状
態図であり、第５図はスペーサ製造プロセス図、
第６図はスペーサの断面図、第７図はチヤンネル
ボツクスの製造プロセス図、第８図はチヤンネル
ボツクスの斜視図を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Nb、Sn、Feを含むZr基合金を、第１工程で
（α＋β）相あるいはβ相温度範囲から急冷する
溶体化処理を施し、第２工程で冷間加工を施し、
第３工程で共析温度以上の高温α相温度範囲であ
る680〜800℃に加熱後、共析を防止する冷却速度
で急冷する中間熱処理を施し、この第２工程と第
３工程とを繰り返し、第４工程で最終冷間加工を
施し、第５工程で共析温度以下の低温α相温度範
囲で時効処理を施すことを特徴とするジルコニウ
ム基合金部材の製造法。 ２ 特許請求の範囲第１項において、Zr基合金
の組成をNb：0.2〜2.5wt％、Sn：0.5〜2wt％、
Fe：0.1〜0.8wt％としたジルコニウム基合金部材
の製造法。 ３ 特許請求の範囲第１項又は第２項において、
第５工程の時効処理温度を500℃以下としたジル
コニウム基合金部材の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61021611A JPS62180047A (ja) | 1986-02-03 | 1986-02-03 | ジルコニウム基合金部材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61021611A JPS62180047A (ja) | 1986-02-03 | 1986-02-03 | ジルコニウム基合金部材の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62180047A JPS62180047A (ja) | 1987-08-07 |
| JPH0422982B2 true JPH0422982B2 (ja) | 1992-04-21 |
Family
ID=12059834
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61021611A Granted JPS62180047A (ja) | 1986-02-03 | 1986-02-03 | ジルコニウム基合金部材の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS62180047A (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013142602A (ja) * | 2012-01-11 | 2013-07-22 | Hitachi-Ge Nuclear Energy Ltd | 原子炉燃料集合体のチャンネルボックス及びその製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170552A (ja) * | 1985-01-22 | 1986-08-01 | ウエスチングハウス エレクトリック コ−ポレ−ション | スズおよび第３の合金元素を含有するジルコニウムーニオブ合金からなる物品の製造方法 |
| JPS61210166A (ja) * | 1985-01-22 | 1986-09-18 | ウエスチングハウス エレクトリック コ−ポレ−ション | ジルコニウムニオブ合金薄肉管の製造方法 |
-
1986
- 1986-02-03 JP JP61021611A patent/JPS62180047A/ja active Granted
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61170552A (ja) * | 1985-01-22 | 1986-08-01 | ウエスチングハウス エレクトリック コ−ポレ−ション | スズおよび第３の合金元素を含有するジルコニウムーニオブ合金からなる物品の製造方法 |
| JPS61210166A (ja) * | 1985-01-22 | 1986-09-18 | ウエスチングハウス エレクトリック コ−ポレ−ション | ジルコニウムニオブ合金薄肉管の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62180047A (ja) | 1987-08-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3512402B2 (ja) | 優秀な耐蝕性を持ったニオブ含有ジルコニウム合金核燃料被覆管の製造方法 | |
| EP1111623B1 (en) | Zirconium niobium tin alloys for nuclear fuel rods and structural parts for high burnup | |
| KR100441562B1 (ko) | 우수한 내식성과 기계적 특성을 갖는 지르코늄 합금핵연료 피복관 및 그 제조 방법 | |
| JP2941796B2 (ja) | 耐蝕性の原子炉構成部材、核燃料棒被覆管、水性環境に使用するためのジルコニウム合金、および原子炉燃料集成体用構造部材 | |
| EP0899747B1 (en) | Method of manufacturing zirconium tin iron alloys for nuclear fuel rods and structural parts for high burnup | |
| JPH11101887A (ja) | 高いフルエンスに晒される水性雰囲気中での使用のためのジルコニウム合金、耐食性原子炉要素、構造核燃料集成部材および該合金から構成されている原子炉燃料棒被覆材 | |
| JPS6234095A (ja) | 核燃料被覆管 | |
| JPH01119650A (ja) | 原子炉燃料集合体用チヤンネルボツクスの製造方法 | |
| US10221475B2 (en) | Zirconium alloys with improved corrosion/creep resistance | |
| US9725791B2 (en) | Zirconium alloys with improved corrosion/creep resistance due to final heat treatments | |
| EP3064605A1 (en) | Zirconium alloys with improved creep resistance due to final heat treatments | |
| JPS62182258A (ja) | 高延性高耐食ジルコニウム基合金部材の製造法及びその部材 | |
| JPS5822365A (ja) | ジルコニウム基合金の製造方法 | |
| JPH0422982B2 (ja) | ||
| JPS6350453A (ja) | ジルコニウム基合金部材の製造法 | |
| JPS62297449A (ja) | ジルコニウム基合金部材の製造法 | |
| JPH0421746B2 (ja) | ||
| EP0745258B1 (en) | A nuclear fuel element for a pressurized water reactor and a method for manufacturing the same | |
| JPS6026650A (ja) | 原子炉燃料用被覆管 | |
| JPS5822366A (ja) | ジルコニウム基合金の製造法 | |
| JPH07173587A (ja) | ジルコニウム合金溶接部材の製造方法 | |
| JPS59226158A (ja) | 高耐食燃料構造部材の製造法 | |
| JPH1081929A (ja) | ジルコニウム合金および合金管とその製造方法 | |
| JP2001074872A (ja) | 原子炉用ジルコニウム合金の製造方法 | |
| JPH01116057A (ja) | 原子炉用スペーサの製造法 |