JPS6320904B2 - - Google Patents
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Description
本発明はレーザビーム走査によつてジルコニウ
ム合金体構造物上に一体を成して形成されたβ焼
入れ表面領域に関するものである。 現在、ジルコニウム合金は水によつて冷却およ
び減速を行う沸騰水形および加圧水形原子炉にお
ける被覆材料および構造材料として広く使用され
ている。かかる合金は小さな中性子吸収断面積と
良好な耐食性および適切な機械的性質とをあわせ
持つている。 これまで最も普通に使用されてきたジルコニウ
ム合金はジルカロイ−２およびジルカロイ−４で
ある。これらの合金の公称組成は第１表に示す通
りである。
ム合金体構造物上に一体を成して形成されたβ焼
入れ表面領域に関するものである。 現在、ジルコニウム合金は水によつて冷却およ
び減速を行う沸騰水形および加圧水形原子炉にお
ける被覆材料および構造材料として広く使用され
ている。かかる合金は小さな中性子吸収断面積と
良好な耐食性および適切な機械的性質とをあわせ
持つている。 これまで最も普通に使用されてきたジルコニウ
ム合金はジルカロイ−２およびジルカロイ−４で
ある。これらの合金の公称組成は第１表に示す通
りである。
【表】
ジルカロイ−２およびジルカロイ−４以外に
も、Zr−15％Nb−０〜１％Ｘ合金（通例、Ｘは
遷移金属である）に関して多大の実験研究および
多少の原子力研究が行われてきた。 一般に、これらの材料は原子炉の運転条件下で
適切に使用し得ることが判明している。しかしな
がら、燃料要素設計技術者達は十分な機械的強度
を保ちながら高温下での水による腐食に一層良く
耐えるような被覆材料を要望している。 ジルカロイ製チヤネル部材の製造に際しては、
それの継目が溶接される。このような溶接継目は
溶接を受けないチヤネル部材の残部に比べて加速
結節状腐食に著しくよく耐えることが観察されて
いる。その上、文献中には高温高圧の蒸気環境中
における加速結節状腐食がβ相熱処理によつて抑
制できることを示した研究も見られる。このよう
に、かかるβ相熱処理の効果は溶接直後における
継目のβ相領域を冷却した場合に見られる効果に
類似している。 高温高圧の蒸気環境中での加速結節状腐食に対
する抵抗性がβ焼入れジルカロイにおいて向上す
ることの正確な理由は完全に理解されているわけ
ではない。とは言え、このような耐食性の向上は
β焼入れされたジルカロイ中に微粒状の等軸結晶
構造が存在すること並びに鉄、ニツケルおよびク
ロムの金属間化合物が微細に分散していることに
関係するものと思われる。ジルカロイの金属組織
に対するβ焼入れの効果は、β相が810℃以下で
は不安定なジルカロイの高温層であるという事実
並びに鉄、ニツケルおよびクロムがβ相に対して
優先的に分配されるβ安定剤であるという事実に
由来するものである。 ここで第１図を見ると、ジルコニウムおよびス
ズの平衡状態図が示されている。スズはジルカロ
イの調製に際してジルコニウムに添加される主要
な元素である。問題となる1.2〜1.7（重量）％の
スズ含有範囲では、図示の温度範囲内においてジ
ルカロイは３つの相を有する。すなわち、それら
は六方稠密格子構造のα相、体心立方格子構造の
β相、および液体の１相である。さて、ジルカロ
イ試験片を810〜970℃のα＋β相領域に保持した
場合、ジルカロイはα結晶粒とβ結晶粒との二相
混合物に変化する。また、β安定剤である鉄、ニ
ツケルおよびクロムはβ結晶粒中に偏析する。か
かるジルカロイ試験片をこのような二相領域から
α＋β相とα相の境界を経てα相領域まで冷却す
ると、β相は分解してαジルコニウムの微細な結
晶粒が析出し、また鉄、ニツケルおよびクロムの
金属間化合物は排除されて新たに生成したα結晶
粒の隣接する結晶粒界に集中する。こうして得ら
れたジルカロイの金属組織は、その内部に鉄、ニ
ツケルおよびクロムの金属間化合物が微細に分散
した微粒状のα組織である。同様な金属組織は
970℃以上のβ相領域から直接に急冷することに
よつても達成することができる。このような熱処
理によれば、その内部に鉄、ニツケルおよびクロ
ムの金属間化合物が微細に分散した極めて微粒状
の「バスケツト織り」様α組織が得られる。かか
る熱処理は溶接部の冷却時における熱履歴に近似
したもので、その結果として高温高圧の蒸気環境
中での加速結節状腐食に対する抵抗性の向上した
金属組織が得られる。なお、ジルカロイばかりで
なくZr−15％Nb−０〜１％Ｘ合金（Ｘは通常遷
移金属）もまたβ焼入れ状態で耐食性を示す。と
ころで、かかるβ焼入れやα＋β焼入れはジルカ
ロイ部品全体に行なうことについては必ずしも可
能でない。なぜなら、成形作業、所要の機械的性
質、および大きな熱応力や熱ひずみの発生のため
にかかる焼入れ作業が実施できないこともあるか
らである。そのような場合には、高温高圧の蒸気
環境中において起こるジルカロイの加速結節状腐
食を防止するための他の手段を見出すことが必要
となる。 沸騰水形原子炉条件下ではジルカロイ−２およ
びジルカロイ−４の腐食の促進されることが観察
されているが、それは局部的な腐食として開始し
てから側方成長によつてジルカロイ表面に広がつ
ていくように見える。その場合、成長の初期段階
では、薄くて均一な暗色の酸化物層中に厚い淡色
の酸化物塊が島のように出現する。高温高圧の蒸
気環境中で起こるこのような加速腐食過程を金属
学的に抑制するには、ジルカロイを高温下におけ
る体心立方格子構造のβ相状態から焼入れすれば
よい。β焼入れ後のジルカロイは、高温（500℃）
および高圧（100気圧）の蒸気環境中において薄
い密着性の保護酸化皮膜を形成する傾向があり、
従つてβ相熱処理を受けないジルカロイに比べれ
ば原子炉内腐食に対して実質的に良く耐えるので
ある。 しかるに残念ながら、β相熱処理はジルカロイ
の機械的強度を低下させ、しかもひずみ速度を著
しく増大させるために超塑性を表わすようなひず
み速度指数が認められることになる。このように
大きいひずみ速度指数および小さい強度が生じる
のは、β焼入れ後のジルカロイにおいては結晶粒
度が一層小さくなるため、著しく面積の増大した
結晶粒界において滑りが起こるからである。この
ような機械的欠陥のため、全体的なβ焼入れを受
けたジルカロイは水冷式原子炉用の被覆材料およ
び構造材料として特に望ましいとは言えない。 β焼入れがジルカロイの機械的性質に対して有
害な効果を及ぼす可能性があるにもかかわらず、
原子炉用のジルカロイ製チヤネル部材の全体的な
β焼入れはそれによつて得られるジルカロイの耐
食性が優秀であるため既に商業化されている。そ
のような商業的方法に従えば、誘導加熱器に通す
ことによつてジルカロイ製のチヤネル部材がα＋
β相領域にまで加熱される。次いで、高温のチヤ
ネル部材に水を噴霧することによつて急冷が行わ
れる。かかる誘導加熱−水噴霧法はジルカロイ製
チヤネル部材に所望の耐食性を付与するものでは
あるが、幾つかの欠点もまた認められる。 第一に、誘導加熱および急冷に際してジルカロ
イ製チヤネル部材が酸素および水に暴露される結
果、チヤネル部材上には厚い黒色の酸化物が生成
する。かかる酸化物は引続いて除去しなければな
らないから、そのための工程がチヤネル部材の製
造費の増大をもたらす。 第二に、チヤネル部材の表面層を熱処理するだ
けで良いにもかかわらず、現行の商業的方法によ
ればチヤネル部材の全体に熱処理が施される。そ
の結果として長期クリープ条件下におけるチヤネ
ル部材の機械的性質が変化することは望ましくな
い場合もある。 それ故、上記のごとき機械的性質の欠陥、表面
上における黒色スケールの生成、および（また
は）熱ひずみや熱応力の発生をもたらす全体的な
β焼入れを受けたジルカロイの使用が不可能であ
るような環境中において使用し得る新しい種類の
β焼入れジルカロイが得られれば望ましいわけで
ある。 さて本発明に従えば、ジルカロイ−２のごとき
ジルカロイ合金の心部を有する物体が提供され
る。上記の心部はβ焼入れジルカロイ合金の一体
化された外部表面領域によつて包囲されている結
果、かかるジルコニウム合金物体は本来ならば加
速結節状腐食をもたらすような高温高圧の蒸気環
境中においても耐食性を有することになる。 かかる物体の心部の顕微鏡組織は、所定の構造
特性および機械的強度を持つた物体を得るために
必要とされる正規の成形および熱処理作業に由来
した顕微鏡組織である。しかるに、かかる物体の
一体化された外部表面領域は、その内部に鉄、ニ
ツケル，クロムおよび（または）その他バナジウ
ム、タンタル等の遷移金属の金属間化合物が微細
に分散した六方稠密格子構造の極めて微細な結晶
粒の「バスケツト織り」様組織から成るβ焼入れ
組織を有している。 また、β焼入れジルカロイ合金の一体化された
外部表面領域の物理的構造は互いに部分的に重な
り合つた一連の扇（scallop）形領域から成つて
いる。かかるβ焼入れ表面領域は典型的には約
1.25×10-1cmの最小厚さと最高10mmまでの厚さを
有し得る。 以下、添付の図面を参照しながら本発明を一層
詳しく説明しよう。 本発明の一実施態様に従えば、ジルカロイ製物
体の表面をレーザビームで走査することによつて
表面に隣接した薄層がβ相の形成される温度範囲
にまで加熱される。次いで、それを急速に自己冷
却させれば、表面にβ焼入れジルカロイの障壁が
形成されることになる。 ここで第２図を見ると、レーザによるβ焼入れ
を受けつつあるジルカロイ製の板状物体１０が示
されている。レーザビーム４０が物体１０の表面
１２を衝撃する結果、区域２２はジルカロイのβ
結晶粒の核生成および成長が起こる温度範囲にま
で加熱される。レーザビーム４０は物体１０の表
面１２に沿いながら速度Ｖで移動する。移動する
加熱区域の後方ではジルカロイが直ちに自己冷却
するため、ジルカロイ製物体１０の表面１２を横
切つてβ焼入れジルカロイの軌跡２０が形成され
ることになる。 本発明の実施に際しては電子ビームや火炎を使
用することもできるが、好適な方法はレーザビー
ムの使用である。現在のところ、それは上記の各
種方法のうちで最も経済的であり、しかも真空室
を使用する必要がない。 目的の結果を得るためには部分的に重なり合い
ながら物体１０の表面１２を横切つてレーザビー
ム４０を何回も走査させる必要があるが、そのた
めには各種の方法が使用できる。所要の相対的な
平行移動を達成するためには、物体１０、レーザ
ビーム４０またはそれらの両方をＸ−Ｙ軸方向に
移動させればよい。また、光学系の使用により、
物体１０の表面１２を所望に応じて走査すること
もできる。 レーザビーム４０の出力は、所定のレーザビー
ム走査速度Ｖにおいて、所望深さの区域２２をβ
結晶粒が形成される温度範囲にまで加熱するのに
十分なものとする。こうしてβ焼入れを受けた物
体１０の表面領域２０は高温高圧の蒸気環境中に
おける加速結節状腐食によく耐える。 加熱領域２２がβ結晶粒を形成するためには、
β結晶粒の核生成および成長が起こるのに十分な
時間にわたつて高温を維持しなければならない。
速度Ｖで移動するレーザビーム４０直下の加熱区
域２２の半径をδとすれば、表面領域を加熱すべ
き時間τは次式で表わされる。 τ＝2δ／Ｖ (1) 他方、β結晶粒の核生成のために要する時間を
τNとし、かつそれらのβ結晶粒が成長速度VGで
粒度Ｌに到達するために要する時間をτGとすれ
ば、次式が成り立つ。 τtptal＝τN＋τG ＝τN＋Ｌ／VG (2) 式(1)および(2)並びにτ＞τtptalという条件から、
β焼入れを可能にする最大レーザ走査速度Vnax
は次式で表わされる。 Vnax≦2VGδ／（VGτN＋Ｌ） (3) VG＝２×10-3cm／sec、δ＝２cm、Ｌ＝10-4cm、
およびτN＝10-1secの値を代入すれば、ジルカロ
イ製物体１０の表面領域のβ焼入れを可能にする
最大レーザ走査速度は加熱区域２２の半径が２cm
の場合に26cm／secとなる。Ｌ、VGおよびτNはジ
ルカロイに固有の特性であつて変えることはでき
ない。しかるに、加熱区域２２の半径δはレーザ
ビーム４０の幅Ｗを変えることによつて随意に変
えられる。また、レーザビーム４０の幅Ｗを変え
ることによつて最大レーザ走査速度Vnaxを変え
ることもできる。 上記の通り、それを越えれば加熱区域２２中に
β結晶粒がもはや形成されないような最大臨界レ
ーザ走査速度が存在する。他方、それに達しなけ
れば（冷却速度が遅過ぎるため）ジルカロイの所
望の金属組織が得られないような最小臨界レーザ
走査速度Vnioも存在する。最大レーザ走査速度限
界の物理的成因は、加熱区域２２中においてβ結
晶粒の核生成および成長が起こるために要する時
間であつた。それに対し、最小レーザ走査速度限
界の物理的成因は、高温高圧の蒸気環境中での加
速結節状腐食によく耐えるジルカロイのβ焼入れ
金属組織を得るために要する最小の冷却速度であ
る。 移動するレーザビーム４０の後方の表面領域２
０におけるジルカロイの冷却速度∂T／∂tは次式によ つて与えられる。 ∂T／∂t＝・▽ (4) ただし、▽はジルカロイ中の温度勾配であ
る。レーザビーム４０がＸ軸方向へ移動している
ものとすれば、次元解析により、温度Ｔを有する
ジルカロイ製物体中の一点における時間平均温度
勾配dT／dXは次式で表わされる。 dT／dX＝VX／DTＴ (5) ただし、Ｖはレーザ走査速度、Ｔは温度、そし
てDTはジルカロイの熱拡散率である。式(4)およ
び(5)をまとめて得られる方程式を解けば、所要の
最小冷却速度（∂T／∂t）nioを与える最小臨界レーザ 走査速度Vnioを求めることができる。すなわち Vnio≧［2DT／TB（−∂T／∂t）nio］1/2 ただし、TBはジルカロイのα相とα＋β相と
の境界における温度である。TB＝810℃、DT＝
0.6cm2／sec、および（−∂T／∂t）nio＝15℃／secの
値 を代入すれば、ジルカロイのβ焼入れのための最
小臨界レーザ走査速度Vnioは約1.4×10-1cm／sec
となる。レーザビームの直下にβ結晶粒を形成す
るために必要とされる26cm／secの最大臨界レー
ザ走査速度と比べてみると、高温高圧の蒸気環境
中での加速結節状腐食によく耐えるようにするた
めレーザ表面加熱によつてジルカロイのβ焼入れ
を行う場合に適合するレーザ走査速度の範囲は僅
か２桁の範囲に過ぎないことがわかる。 次に第３図を見ると、上面１２、下面１６およ
び側面２８を有するジルカロイ製物体１０のレー
ザ表面加熱によるβ焼入れ後の状態が示されてい
る。かかるジルカロイ製物体１０の表面領域２０
の顕微鏡組織は、その内部に鉄、ニツケルおよび
クロムの金属間化合物が微細に分散した微粒状の
「バスケツト織り」様α組織である。なお、表面
領域２０は最高10mmまでの厚さを有し得る。他
方、物体１０の内部領域はそれより大きいα結晶
粒およびそれより不均一に分布した金属間化合物
から成る元来の金属組織を保有している。物体１
０の内部領域のかかる金属組織は、原子炉内にお
ける使用にとつて最良の構造特性および機械的性
質が得られるように当業者が選んだものである。
それに対し、β焼入れを受けた表面領域２０は主
として高温高圧の蒸気環境中における加速結節状
腐食によく耐えるように形成されたものである。
従つて、β焼入れ済みの表面領域２０および未加
熱の内部領域から成るジルカロイ製物体は、優れ
た構造特性、機械的性質および耐食性をあわせ持
つ複合金属組織を示すことになる。
も、Zr−15％Nb−０〜１％Ｘ合金（通例、Ｘは
遷移金属である）に関して多大の実験研究および
多少の原子力研究が行われてきた。 一般に、これらの材料は原子炉の運転条件下で
適切に使用し得ることが判明している。しかしな
がら、燃料要素設計技術者達は十分な機械的強度
を保ちながら高温下での水による腐食に一層良く
耐えるような被覆材料を要望している。 ジルカロイ製チヤネル部材の製造に際しては、
それの継目が溶接される。このような溶接継目は
溶接を受けないチヤネル部材の残部に比べて加速
結節状腐食に著しくよく耐えることが観察されて
いる。その上、文献中には高温高圧の蒸気環境中
における加速結節状腐食がβ相熱処理によつて抑
制できることを示した研究も見られる。このよう
に、かかるβ相熱処理の効果は溶接直後における
継目のβ相領域を冷却した場合に見られる効果に
類似している。 高温高圧の蒸気環境中での加速結節状腐食に対
する抵抗性がβ焼入れジルカロイにおいて向上す
ることの正確な理由は完全に理解されているわけ
ではない。とは言え、このような耐食性の向上は
β焼入れされたジルカロイ中に微粒状の等軸結晶
構造が存在すること並びに鉄、ニツケルおよびク
ロムの金属間化合物が微細に分散していることに
関係するものと思われる。ジルカロイの金属組織
に対するβ焼入れの効果は、β相が810℃以下で
は不安定なジルカロイの高温層であるという事実
並びに鉄、ニツケルおよびクロムがβ相に対して
優先的に分配されるβ安定剤であるという事実に
由来するものである。 ここで第１図を見ると、ジルコニウムおよびス
ズの平衡状態図が示されている。スズはジルカロ
イの調製に際してジルコニウムに添加される主要
な元素である。問題となる1.2〜1.7（重量）％の
スズ含有範囲では、図示の温度範囲内においてジ
ルカロイは３つの相を有する。すなわち、それら
は六方稠密格子構造のα相、体心立方格子構造の
β相、および液体の１相である。さて、ジルカロ
イ試験片を810〜970℃のα＋β相領域に保持した
場合、ジルカロイはα結晶粒とβ結晶粒との二相
混合物に変化する。また、β安定剤である鉄、ニ
ツケルおよびクロムはβ結晶粒中に偏析する。か
かるジルカロイ試験片をこのような二相領域から
α＋β相とα相の境界を経てα相領域まで冷却す
ると、β相は分解してαジルコニウムの微細な結
晶粒が析出し、また鉄、ニツケルおよびクロムの
金属間化合物は排除されて新たに生成したα結晶
粒の隣接する結晶粒界に集中する。こうして得ら
れたジルカロイの金属組織は、その内部に鉄、ニ
ツケルおよびクロムの金属間化合物が微細に分散
した微粒状のα組織である。同様な金属組織は
970℃以上のβ相領域から直接に急冷することに
よつても達成することができる。このような熱処
理によれば、その内部に鉄、ニツケルおよびクロ
ムの金属間化合物が微細に分散した極めて微粒状
の「バスケツト織り」様α組織が得られる。かか
る熱処理は溶接部の冷却時における熱履歴に近似
したもので、その結果として高温高圧の蒸気環境
中での加速結節状腐食に対する抵抗性の向上した
金属組織が得られる。なお、ジルカロイばかりで
なくZr−15％Nb−０〜１％Ｘ合金（Ｘは通常遷
移金属）もまたβ焼入れ状態で耐食性を示す。と
ころで、かかるβ焼入れやα＋β焼入れはジルカ
ロイ部品全体に行なうことについては必ずしも可
能でない。なぜなら、成形作業、所要の機械的性
質、および大きな熱応力や熱ひずみの発生のため
にかかる焼入れ作業が実施できないこともあるか
らである。そのような場合には、高温高圧の蒸気
環境中において起こるジルカロイの加速結節状腐
食を防止するための他の手段を見出すことが必要
となる。 沸騰水形原子炉条件下ではジルカロイ−２およ
びジルカロイ−４の腐食の促進されることが観察
されているが、それは局部的な腐食として開始し
てから側方成長によつてジルカロイ表面に広がつ
ていくように見える。その場合、成長の初期段階
では、薄くて均一な暗色の酸化物層中に厚い淡色
の酸化物塊が島のように出現する。高温高圧の蒸
気環境中で起こるこのような加速腐食過程を金属
学的に抑制するには、ジルカロイを高温下におけ
る体心立方格子構造のβ相状態から焼入れすれば
よい。β焼入れ後のジルカロイは、高温（500℃）
および高圧（100気圧）の蒸気環境中において薄
い密着性の保護酸化皮膜を形成する傾向があり、
従つてβ相熱処理を受けないジルカロイに比べれ
ば原子炉内腐食に対して実質的に良く耐えるので
ある。 しかるに残念ながら、β相熱処理はジルカロイ
の機械的強度を低下させ、しかもひずみ速度を著
しく増大させるために超塑性を表わすようなひず
み速度指数が認められることになる。このように
大きいひずみ速度指数および小さい強度が生じる
のは、β焼入れ後のジルカロイにおいては結晶粒
度が一層小さくなるため、著しく面積の増大した
結晶粒界において滑りが起こるからである。この
ような機械的欠陥のため、全体的なβ焼入れを受
けたジルカロイは水冷式原子炉用の被覆材料およ
び構造材料として特に望ましいとは言えない。 β焼入れがジルカロイの機械的性質に対して有
害な効果を及ぼす可能性があるにもかかわらず、
原子炉用のジルカロイ製チヤネル部材の全体的な
β焼入れはそれによつて得られるジルカロイの耐
食性が優秀であるため既に商業化されている。そ
のような商業的方法に従えば、誘導加熱器に通す
ことによつてジルカロイ製のチヤネル部材がα＋
β相領域にまで加熱される。次いで、高温のチヤ
ネル部材に水を噴霧することによつて急冷が行わ
れる。かかる誘導加熱−水噴霧法はジルカロイ製
チヤネル部材に所望の耐食性を付与するものでは
あるが、幾つかの欠点もまた認められる。 第一に、誘導加熱および急冷に際してジルカロ
イ製チヤネル部材が酸素および水に暴露される結
果、チヤネル部材上には厚い黒色の酸化物が生成
する。かかる酸化物は引続いて除去しなければな
らないから、そのための工程がチヤネル部材の製
造費の増大をもたらす。 第二に、チヤネル部材の表面層を熱処理するだ
けで良いにもかかわらず、現行の商業的方法によ
ればチヤネル部材の全体に熱処理が施される。そ
の結果として長期クリープ条件下におけるチヤネ
ル部材の機械的性質が変化することは望ましくな
い場合もある。 それ故、上記のごとき機械的性質の欠陥、表面
上における黒色スケールの生成、および（また
は）熱ひずみや熱応力の発生をもたらす全体的な
β焼入れを受けたジルカロイの使用が不可能であ
るような環境中において使用し得る新しい種類の
β焼入れジルカロイが得られれば望ましいわけで
ある。 さて本発明に従えば、ジルカロイ−２のごとき
ジルカロイ合金の心部を有する物体が提供され
る。上記の心部はβ焼入れジルカロイ合金の一体
化された外部表面領域によつて包囲されている結
果、かかるジルコニウム合金物体は本来ならば加
速結節状腐食をもたらすような高温高圧の蒸気環
境中においても耐食性を有することになる。 かかる物体の心部の顕微鏡組織は、所定の構造
特性および機械的強度を持つた物体を得るために
必要とされる正規の成形および熱処理作業に由来
した顕微鏡組織である。しかるに、かかる物体の
一体化された外部表面領域は、その内部に鉄、ニ
ツケル，クロムおよび（または）その他バナジウ
ム、タンタル等の遷移金属の金属間化合物が微細
に分散した六方稠密格子構造の極めて微細な結晶
粒の「バスケツト織り」様組織から成るβ焼入れ
組織を有している。 また、β焼入れジルカロイ合金の一体化された
外部表面領域の物理的構造は互いに部分的に重な
り合つた一連の扇（scallop）形領域から成つて
いる。かかるβ焼入れ表面領域は典型的には約
1.25×10-1cmの最小厚さと最高10mmまでの厚さを
有し得る。 以下、添付の図面を参照しながら本発明を一層
詳しく説明しよう。 本発明の一実施態様に従えば、ジルカロイ製物
体の表面をレーザビームで走査することによつて
表面に隣接した薄層がβ相の形成される温度範囲
にまで加熱される。次いで、それを急速に自己冷
却させれば、表面にβ焼入れジルカロイの障壁が
形成されることになる。 ここで第２図を見ると、レーザによるβ焼入れ
を受けつつあるジルカロイ製の板状物体１０が示
されている。レーザビーム４０が物体１０の表面
１２を衝撃する結果、区域２２はジルカロイのβ
結晶粒の核生成および成長が起こる温度範囲にま
で加熱される。レーザビーム４０は物体１０の表
面１２に沿いながら速度Ｖで移動する。移動する
加熱区域の後方ではジルカロイが直ちに自己冷却
するため、ジルカロイ製物体１０の表面１２を横
切つてβ焼入れジルカロイの軌跡２０が形成され
ることになる。 本発明の実施に際しては電子ビームや火炎を使
用することもできるが、好適な方法はレーザビー
ムの使用である。現在のところ、それは上記の各
種方法のうちで最も経済的であり、しかも真空室
を使用する必要がない。 目的の結果を得るためには部分的に重なり合い
ながら物体１０の表面１２を横切つてレーザビー
ム４０を何回も走査させる必要があるが、そのた
めには各種の方法が使用できる。所要の相対的な
平行移動を達成するためには、物体１０、レーザ
ビーム４０またはそれらの両方をＸ−Ｙ軸方向に
移動させればよい。また、光学系の使用により、
物体１０の表面１２を所望に応じて走査すること
もできる。 レーザビーム４０の出力は、所定のレーザビー
ム走査速度Ｖにおいて、所望深さの区域２２をβ
結晶粒が形成される温度範囲にまで加熱するのに
十分なものとする。こうしてβ焼入れを受けた物
体１０の表面領域２０は高温高圧の蒸気環境中に
おける加速結節状腐食によく耐える。 加熱領域２２がβ結晶粒を形成するためには、
β結晶粒の核生成および成長が起こるのに十分な
時間にわたつて高温を維持しなければならない。
速度Ｖで移動するレーザビーム４０直下の加熱区
域２２の半径をδとすれば、表面領域を加熱すべ
き時間τは次式で表わされる。 τ＝2δ／Ｖ (1) 他方、β結晶粒の核生成のために要する時間を
τNとし、かつそれらのβ結晶粒が成長速度VGで
粒度Ｌに到達するために要する時間をτGとすれ
ば、次式が成り立つ。 τtptal＝τN＋τG ＝τN＋Ｌ／VG (2) 式(1)および(2)並びにτ＞τtptalという条件から、
β焼入れを可能にする最大レーザ走査速度Vnax
は次式で表わされる。 Vnax≦2VGδ／（VGτN＋Ｌ） (3) VG＝２×10-3cm／sec、δ＝２cm、Ｌ＝10-4cm、
およびτN＝10-1secの値を代入すれば、ジルカロ
イ製物体１０の表面領域のβ焼入れを可能にする
最大レーザ走査速度は加熱区域２２の半径が２cm
の場合に26cm／secとなる。Ｌ、VGおよびτNはジ
ルカロイに固有の特性であつて変えることはでき
ない。しかるに、加熱区域２２の半径δはレーザ
ビーム４０の幅Ｗを変えることによつて随意に変
えられる。また、レーザビーム４０の幅Ｗを変え
ることによつて最大レーザ走査速度Vnaxを変え
ることもできる。 上記の通り、それを越えれば加熱区域２２中に
β結晶粒がもはや形成されないような最大臨界レ
ーザ走査速度が存在する。他方、それに達しなけ
れば（冷却速度が遅過ぎるため）ジルカロイの所
望の金属組織が得られないような最小臨界レーザ
走査速度Vnioも存在する。最大レーザ走査速度限
界の物理的成因は、加熱区域２２中においてβ結
晶粒の核生成および成長が起こるために要する時
間であつた。それに対し、最小レーザ走査速度限
界の物理的成因は、高温高圧の蒸気環境中での加
速結節状腐食によく耐えるジルカロイのβ焼入れ
金属組織を得るために要する最小の冷却速度であ
る。 移動するレーザビーム４０の後方の表面領域２
０におけるジルカロイの冷却速度∂T／∂tは次式によ つて与えられる。 ∂T／∂t＝・▽ (4) ただし、▽はジルカロイ中の温度勾配であ
る。レーザビーム４０がＸ軸方向へ移動している
ものとすれば、次元解析により、温度Ｔを有する
ジルカロイ製物体中の一点における時間平均温度
勾配dT／dXは次式で表わされる。 dT／dX＝VX／DTＴ (5) ただし、Ｖはレーザ走査速度、Ｔは温度、そし
てDTはジルカロイの熱拡散率である。式(4)およ
び(5)をまとめて得られる方程式を解けば、所要の
最小冷却速度（∂T／∂t）nioを与える最小臨界レーザ 走査速度Vnioを求めることができる。すなわち Vnio≧［2DT／TB（−∂T／∂t）nio］1/2 ただし、TBはジルカロイのα相とα＋β相と
の境界における温度である。TB＝810℃、DT＝
0.6cm2／sec、および（−∂T／∂t）nio＝15℃／secの
値 を代入すれば、ジルカロイのβ焼入れのための最
小臨界レーザ走査速度Vnioは約1.4×10-1cm／sec
となる。レーザビームの直下にβ結晶粒を形成す
るために必要とされる26cm／secの最大臨界レー
ザ走査速度と比べてみると、高温高圧の蒸気環境
中での加速結節状腐食によく耐えるようにするた
めレーザ表面加熱によつてジルカロイのβ焼入れ
を行う場合に適合するレーザ走査速度の範囲は僅
か２桁の範囲に過ぎないことがわかる。 次に第３図を見ると、上面１２、下面１６およ
び側面２８を有するジルカロイ製物体１０のレー
ザ表面加熱によるβ焼入れ後の状態が示されてい
る。かかるジルカロイ製物体１０の表面領域２０
の顕微鏡組織は、その内部に鉄、ニツケルおよび
クロムの金属間化合物が微細に分散した微粒状の
「バスケツト織り」様α組織である。なお、表面
領域２０は最高10mmまでの厚さを有し得る。他
方、物体１０の内部領域はそれより大きいα結晶
粒およびそれより不均一に分布した金属間化合物
から成る元来の金属組織を保有している。物体１
０の内部領域のかかる金属組織は、原子炉内にお
ける使用にとつて最良の構造特性および機械的性
質が得られるように当業者が選んだものである。
それに対し、β焼入れを受けた表面領域２０は主
として高温高圧の蒸気環境中における加速結節状
腐食によく耐えるように形成されたものである。
従つて、β焼入れ済みの表面領域２０および未加
熱の内部領域から成るジルカロイ製物体は、優れ
た構造特性、機械的性質および耐食性をあわせ持
つ複合金属組織を示すことになる。
第１図はジルコニウムおよびスズの平衡状態
図、第２図はジルカロイ製物体のレーザ加工状態
を示す略図、そして第３図は加熱済みのβ焼入れ
表面領域およびその下方に隣接した未加熱の内部
領域を示すレーザ加工ジルカロイ製物体の略図で
ある。 図中、１０はジルカロイ製物体、１２は表面、
２０はβ焼入れ済みの表面領域、２２は加熱区
域、そして４０はレーザビームを表わす。
図、第２図はジルカロイ製物体のレーザ加工状態
を示す略図、そして第３図は加熱済みのβ焼入れ
表面領域およびその下方に隣接した未加熱の内部
領域を示すレーザ加工ジルカロイ製物体の略図で
ある。 図中、１０はジルカロイ製物体、１２は表面、
２０はβ焼入れ済みの表面領域、２２は加熱区
域、そして４０はレーザビームを表わす。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 強度を決めるα組織の心部と、該心部を1.25
〜10mmの厚さで包囲した表面領域で構成され、該
表面領域の組織は、β相からの焼入れで形成され
た微細粒子になつていて、その中に、遷移金属の
鉄、ニツケル、クロム、バナジウム、タンタルの
少なくとも１つの金属間化合物が均一に分散して
いることを特徴とする複合組織からなる耐食性ジ
ルコニウム合金製品。 ２ 強度を決めるα組織の心部と、該心部を1.25
〜10mmの厚さで包囲した表面領域で構成され、該
表面領域の組織は、β相からの焼入れで形成され
た微細粒子になつていて、その中に、遷移金属の
鉄、ニツケル、クロム、バナジウム、タンタルの
少なくとも１つの金属間化合物が均一に分散して
いることを特徴とする複合組織からなる耐食性ジ
ルコニウム合金製品を製造する方法において、前
記製品の表面領域の加熱が、当該製品又はレーザ
ビームを一方向に又はその両者を互いに移動させ
て行い、レーザビームの出力は、β結晶粒を形成
する温度範囲に一定領域を加熱するに充分なもの
であることを特徴とする方法。 ３ 特許請求の範囲第２項に記載の方法におい
て、互いに隣り合う走査パスが所定量だけ重なり
合うことを特徴とする方法。 ４、 特許請求の範囲第２項に記載の方法におい
て、表面領域の加熱が次の式で表わされる範囲の
走査速度で行われること特徴とする方法。 Vnax≦2VGδ／（VGτN＋Ｌ） Vnio≧［2DT／TB（−∂T／∂t）nio］1/2 但し、δは加熱区域の半径 VGはβ結晶粒の成長速度 τNはβ結晶粒の核生成のために要する時間 Ｌはβ結晶粒の粒度 DTはジルカロイの熱拡散率 TBはジルカロイのα相とα＋β相の境界の温
度 （−∂T／∂t）nioは焼入れのための最小冷却速度。 ５ 特許請求の範囲第２〜４項のいずれかに記載
の方法において、ジルコニウム合金の組成が次の
いずれかである方法。 ａ 1.2〜1.7％Sn、0.007〜0.2％Fe、0.05〜0.15％
Cr、0.03〜0.08％Niおよび残部のジルコニウム ｂ 1.2〜1.7％Sn、0.18〜0.24％Fe、0.07〜0.13％
Cr、および残部のジルコニウム ｃ 15％Nb、１％以下のFe、Ni、Cr、Ｖ、また
はTa、および残部のジルコニウム。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US05/972,388 US4279667A (en) | 1978-12-22 | 1978-12-22 | Zirconium alloys having an integral β-quenched corrosion-resistant surface region |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS55100947A JPS55100947A (en) | 1980-08-01 |
| JPS6320904B2 true JPS6320904B2 (ja) | 1988-05-02 |
Family
ID=25519598
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP16494179A Granted JPS55100947A (en) | 1978-12-22 | 1979-12-20 | Zirconium alloy having oneebodied anticorrosive beta hardened surface zone |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4279667A (ja) |
| JP (1) | JPS55100947A (ja) |
| BE (1) | BE880759A (ja) |
| DE (1) | DE2951096C2 (ja) |
| ES (1) | ES8103430A1 (ja) |
| GB (1) | GB2041973B (ja) |
| IT (1) | IT1127285B (ja) |
| SE (1) | SE7910622L (ja) |
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