(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Nb 0.05〜0.4質量％、Sn 0.3〜0.7質量％、Fe 0.1〜0.4質量％、Cu  0.01〜0.2質量％、Si 80〜120 ppm、O 600〜1400 ppm 及び、残部 Zrの組成を持ち、Nb+Snの添加量が0.35〜1.0質量％であることを特徴とする、優秀な耐蝕性と機械的特性を持つジルコニウム合金。
【請求項２】
Nb 0.2質量％、Sn 0.5質量％、Fe 0.2質量％、Cu 0.1質量％、Si 100 ppm、O 1200 ppm及び残部Zrの組成を持つ請求項１に記載のジルコニウム合金。
【請求項３】
Crを0.05〜0.2質量％さらに含むことを特徴とする請求項１に記載のジルコニウム合金。
【請求項４】
Nb 0.2質量％、Sn 0.5質量％、Fe 0.3質量％、Cr 0.15質量％、Cu 0.1質量％、Si 100 ppm、O 1200 ppm及び残部Zrの組成を持つ請求項３に記載のジルコニウム合金。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ジルコニウム合金およびその製造方法、ならびに優秀な耐蝕性と機械的特性を持つジルコニウム合金核燃料被覆管及びその製造方法に関するものである。具体的には、Nb+Sn添加量が0.35〜1.0質量％であるZr-aNb-bSn-cFe-dCr-eCu（a=0.05〜0.4質量％，b=0.3〜0.7質量％，c=0.1〜0.4質量％，d=0〜0.2質量％及びe=0.01〜0.2質量％）の組成を持つジルコニウム合金及び上記の組成を持つ混合物を溶解して、β-鍛造、β-焼入、熱間押出、ピルガリング（pilgering）、中間焼なまし及び最終焼なましを行い、ジルコニウム合金核燃料被覆管を製造する方法に関するものである。本発明は、軽水炉及び重水炉型原子力発電所の原子炉心内で核燃料被覆管として有用に応用できる。
【０００２】
【従来の技術】
ジルコニウム合金は、核燃料の被覆管、核燃料集合体支持格子及び原子炉内構造物の材料として数十年間、加圧軽水炉（PWR, Pressurized Water Reactor）及び沸騰軽水炉（BWR, Boiling  Water Reactor）原子炉で広く応用されてきた。
【０００３】
現在まで開発されたジルコニウム合金中、Sn、Fe、Cr及びNiを含むジルカロイ-2（Zircaloy-2, Sn 1.20〜1.70質量％, Fe 0.07〜0.20質量％, Cr 0.05〜1.15質量％，Ni 0.03〜0.08質量％，O  900〜1500ppm，Zr残部）及びジルカロイ-4（Zircaloy-4，Sn 1.20〜1.70質量％，Fe 0.18〜0.24質量％，Cr 0.07〜1.13質量％，O 900〜1500 ppm，Ni <0.007質量％，Zr残部）合金が最も広く使用されてきた。
【０００４】
しかし、最近では、原子炉の経済性向上の一環として核燃料の週期費を節減するために高燃焼度核燃料が考慮されているが、既存のジルカロイ-2及びジルカロイ-4を核燃料被覆管材料に使用する場合、腐蝕及び機械的強度等に多くの問題点を惹起させている。したがって、耐蝕性と機械的強度が優秀で高燃焼度核燃料被覆管に使用可能な材料の開発がとても切実な実情である。
【０００５】
そこで、本発明では、ジルコニウム合金の耐蝕性に悪い影響を与えるSnの添加を少なくし、Nbを追加添加して耐蝕性の増加と引張及びクリープ強度の減少を補償し、高燃焼度用の新しいジルコニウム合金核燃料被覆管を開発した。
【０００６】
ジルコニウム合金の耐蝕性と機械的特性は、添加される合金元素の種類と量によってとても大きく変わり、製造工程によって最終製品の諸般の特性が大きく左右されるため、必ず最適の製造工程にしたがって作られなければならない。
【０００７】
従来、Nb及びSnが添加されたジルコニウム合金核燃料被覆管及びその製造方法として、米国特許第6,125,161号には、Sn 0.2〜0.7質量％、Fe 0.18〜0.6質量％、Cr 0.07〜0.4質量％、Nb 0.05〜1.0質量％、N <60 ppm、Zr残部で構成された合金及びSn 0.2〜0.7質量％、Fe 0.18〜0.6質量％、Cr 0.07〜0.4質量％、Nb 0.05〜1.0質量％、Ta 0.01〜0.1質量％、N <60 ppm、Zr残部で構成された合金の製造方法を言及している。
【０００８】
上記の発明では、Taが添加されていない合金に対して焼なまし変数（accumulated annealing parameter，ΣA）を添加されるNbの含量（0.5質量％）を基準に異なって設定している。つまり、0.05質量％<Nb<0.5質量％の時は、-20<logΣAi<-15及び-18-10XNb<logΣAi<-15-3.75（XNb-0.2）に制限している。Nb>0.5質量％の時は、-20<logΣAi<-18-2（XNb-0.5）に制限している。
【０００９】
米国特許第5,838,753号には、Nb 0.5〜3.25質量％、Sn 0.3〜1.8質量％を含むマルテンサイト（martensite）構造のジルコニウム合金を形成するために950℃以上のβ領域でα+βからα相変態温度以下に急冷する工程と600℃以下で押出して中空ビレット（hollow billet）を製造し、押出されたビレットを590℃以下で焼なまし後、ピルガリング（pilgering）と中間焼なまし（annealing）を行い、核燃料被覆管を製造する方法を含んでいる。その時、590℃で最終焼なましし、ベースメタル内β-Nb第2相析出物を結晶粒の粒界及び粒内に均質に分布させ、高いフルーエンス（fluence）の放射照射環境で合金の腐蝕抵抗性を向上させようとした。
【００１０】
また、β-焼入工程は、250℃以下まで冷却速度を300 K/sec 以上で行った。第2相の平均大きさを80 nmに制限している。この特許では、Si 150ppm以下、C 50〜200ppm及びO 400〜1000ppmが追加で添加された合金の場合に第2相の大きさを60 nmと提示した。
【００１１】
欧州特許第0 198 570 B1号には、Nb  1.0〜2.5質量％添加されCu、Fe、Mo、Ni、W、V、Cr等の第3の元素が選択的に添加されたジルコニウム合金で、厚み1mm以下の薄い管財を製造する製造工程に関して言及している。β-焼入（β-quenching）が導入され、β-焼入後 650 ℃で押出され、チューブシェル（tube shell）を製造後、数回の冷間圧延と650℃以下で中間焼なましを行った。最終焼なましは、600℃以下で行い、Nbを含有した析出物の大きさを80nm以下に維持しながら均質に分布するようにした。
【００１２】
この特許では、Nbだけ1〜2.5質量％添加された合金に対しては、押出し後焼なまし温度を500〜600℃で実施した。望ましくは、524℃で7.5時間実施した。最終焼なましを500℃で実施し、望ましくは427℃で4時間実施することを提案している。また、押出し後、チューブシェルを850〜1050℃でβ焼なまし後、急冷することを含んでいる。
【００１３】
米国特許第5,230,758号には、Nb  0.5〜2.0質量％、Sn  0.7〜1.5質量％、Fe  0.07〜0.14質量％、Cr 0.025〜0.08質量％、Cr-Ni  321ppm以下、CrまたはNi中、少なくとも一つ0.03〜0.14質量％、Fe+Cr+Ni  0.12質量％以上、C 220ppm以下で構成されたジルコニウム合金で核燃料被覆管を製造する工程中で押出し後焼なまし及び加工工程に対して叙述している。中間焼なまし温度は、645〜704℃で、最終工程2段階前にβ焼なまし工程が導入された。
【００１４】
上記の先行技術においても分かるように、従来Nb及びSnを含んでいるジルコニウム合金において、添加元素の種類と量を変化させたり、加工条件と焼なまし条件を変化させ、腐蝕抵抗性及び強度が向上した高燃焼度用ジルコニウム合金核燃料被覆管を得ようと研究が継続されている。
【００１５】
そこで、本発明者らは、腐蝕抵抗性及び機械的特性が優秀なジルコニウム合金を開発するために努力した結果、Nb+Snを0.35〜1.0質量％添加後Fe、Cu及びCrを添加したジルコニウム合金及びその製造方法を開発した。そして、耐蝕性及び機械的特性を向上させられたことを調べて本発明を完成した。
【００１６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、優秀な耐蝕性と機械的特性を持つジルコニウム合金およびジルコニウム合金核燃料被覆管を提供することにある。
【００１８】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明は、Nb 0.05〜0.40質量％、Sn 0.3〜0.7質量％、Fe 0.1〜0.4質量％、Cu 0.01〜0.2質量％、Si 80〜120ppm、O 600〜1400ppm及び残部Zr（但し、Nb+Sn 0.35〜1.0質量％）の組成を持つジルコニウム合金を提供する。
【００１９】
また、本発明は、上記のジルコニウム合金を製造する方法であって、
上記の組成を持つ混合物を溶解してインゴット（ingot）を製造する段階（段階1）、
上記のインゴットをβ領域で鍛造（forging）する段階（段階2）、
溶体化焼なましを行った後、冷却させるβ-焼入（β-quenching）段階（段階3）、
押出しする熱間押出（hot-extrusion）段階（段階 4）、
3〜5回にわたるピルガリング（pilgering）とピルガリングの間に行われる中間真空焼なまし（intermediate vacuum annealing）を反復実施する段階（段階 5）、及び
最終真空焼なまし（final annealing）する段階（段階 6）で構成される製造方法を提供する。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明をさらに詳細に説明する。
【００２１】
I.ジルコニウム合金
本発明では、下記の表1に示したジルコニウム合金を設計し、合金インゴットを溶解した。実験合金1は、標準合金であり、実験合金2〜6は、Nbを微量変化させるためのものであり、実験合金7〜10は、Snの添加量を変化させた場合である。
【００２２】
また、実験合金11〜13は、Feの微量変化を、実験合金14〜16は、Cuの微量変化を考察するためのものであり、実験合金17〜20は、Crが追加添加された合金に対するものであり、Crの微量添加効果を調べるためのものである。
【００２３】
【表１】
0003950651.tif 000002
【００２４】
Snは、強度増加の側面で重要な元素で、あまり多く添加すると耐蝕性が減少すると知られており、本発明では、Snの添加量を0.3〜0.7質量％範囲に制限し、強度値が大きく減少することなしに耐蝕性を向上させようとした。
【００２５】
Nbは、析出強化を起こし引張強度とクリープ強度を向上させ、耐蝕性及び水素吸収抵抗性を高めるのに卓越した効果があると知られている。特に、本発明では、Nbの添加量を0.05〜0.4質量％に制限し、Sn減少による強度減少を補い、LiOH耐蝕性を向上させ水素吸収分率を減少させようとした。
【００２６】
つまり、Sn+Nbの全体添加量を1質量％以内に制限し、非常に卓越した耐蝕性の向上を図ることができた。
【００２７】
Fe、Cr及びCuは、析出物を形成し耐蝕性向上に大きく寄与し、クリープ強度を増加させる役割を果たすため必ず微量添加しなければならない元素である。
【００２８】
本発明では、Fe  0.1〜0.4質量％、Cr 0.05〜0.2質量％、Cu 0.01〜0.2質量％に各々添加範囲を制限して、耐蝕性を大きく増加させることができた。しかし、Fe、Cr、Cu添加量が上記の範囲より少ないと、その添加元素の影響がとても微微であり、あまり多く添加すると耐蝕性は、かえって悪くなり、加工性が急激に減少した。
【００２９】
Siは、腐蝕速度の遷移始点を低めて水素吸収量を減少させる元素で、本発明では添加されるSiの範囲を80〜120ppmに制限した。その時、卓越した効果が見られた。
【００３０】
酸素は、引張り及びクリープ強度を向上させる目的で添加した。600ppm以下では、その効果がほとんど現れず、1400ppm以上では、加工性の問題点を発生させた。したがって、本発明では、添加される酸素の範囲は、600〜1400ppmに制限した。
【００３１】
本発明で使用するNbを含んだジルコニウム合金は、Nb 0.05〜0.40％、Sn 0.3〜0.7％、Fe 0.1〜0.4％、Cu 0.01〜0.20％、Si  80〜120ppm、O 600〜1400ppm及びZr残部で構成されることが望ましい。但し、Nb+Sn 0.35〜1.0質量％である。
【００３２】
また、Nb 0.05〜0.40％、Sn 0.3〜0.7％、Fe 0.1〜0.4％、Cr 0.05〜0.20％、Cu 0.01〜0.20％、Si 80〜120ppm、O 600〜1400ppm及びZr残部で構成されることが望ましい。ただし、Nb+Sn 0.35〜1.0質量％である。
【００３３】
さらに望ましいのは、Nb 0.2％、Sn 0.5％、Fe 0.2％、Cu 0.1％、Si 100ppm、O 1200 ppm 及び Zr残部、または、Nb 0.2％、 Sn 0.5 ％、 Fe 0.3％、Cr 0.15％、Cu 0.1％、Si 100ppm、O  1200ppm及びZr残部で構成されたジルコニウム合金が核燃料被覆管に適合する。
【００３４】
II．ジルコニウム合金の製造方法
上記のジルコニウム合金を製造する方法は、上記の組成を持つ混合物を溶解してインゴットを製造する段階（段階1）、上記のインゴットをβ領域で鍛造する段階（段階 2）、1015〜1075℃で溶体化焼なましを行った後、冷却させるβ-焼入段階（段階 3）、600〜650℃で押出しする熱間押出段階（段階 4）、3〜5回にわたるピルガリング（pilgering）とピルガリングの間に行われる中間真空焼なましを550〜640℃温度範囲で反復実施する段階（段階 5）、及び460〜540℃で最終真空焼なましする段階（段階 6）で構成されている。
【００３５】
段階1は、NbをはじめとするSn、Fe、Cr、Cu、Si、O等の合金元素を混合後、溶解（ingot melting）してインゴット（鋳塊）を製造する。
【００３６】
段階2は、インゴット内の組織を破壊するために上記のインゴットを1000〜1200℃のβ領域で鍛造(forging)を行う。
【００３７】
段階3は、β-焼入（β-quenching）で合金組成を均質化するために1015〜1075℃のβ領域で溶体化焼なましを行った後、急冷してマルテンサイト（martensite）組織及びウィドマンステッテン（widmanstatten）組織を得る。このようなβ-焼入工程は、ベースメタル内の析出物の大きさを均一に分布させ大きさを制御するために行われる。
【００３８】
段階4は、上記のβ-焼入された材料を中空ビレット（hollow billet）に加工後、熱間押出（hot extrusion）してピルガリング（pilgering）（ピルガーミルによる加工（圧延加工）、管材圧延）に適合した押出体（extruded shell）を製造する。この時、望ましい焼なまし温度は、600〜650℃で、さらに望ましいのは、630℃である。
【００３９】
段階5は、上記の押出体を1次ピルガリング後、TREX（Tube Reduced Extrusion）を製造した後、中間真空焼なまし（intermediate vacuum annealing）を行う。中間真空焼なましされたTREXは、2〜4回のピルガリングを行い、核燃料被覆管に加工する。全体3〜5回にわたるピルガリングとピルガリングの間の中間真空焼なまし（intermediate vacuum annealing）を行うのは、再結晶組織を作ることが目的で、中間真空焼なましは、550〜650℃で2〜3時間真空で行うことが望ましい。
【００４０】
段階6は、核燃料被覆管の耐蝕性及び機械的性能を大きく変化させる最終真空焼なまし（final vacuum annealing）を行う。本発明による合金では、最終焼なまし温度の範囲は、460〜540℃の温度範囲で行ってこそ、腐蝕抵抗性と機械的特性が優秀であった。さらに望ましいのは、470〜520℃で2.5時間行うことである。
【００４１】
以下、本発明の実施例によって、より詳細に説明する。
しかし、本発明が実施例によって限定されるものではない。
【００４２】
＜実施例＞ジルコニウム合金核燃料被覆管の製造
上記の表1に示したように、ジルコニウム合金に添加される元素の微量添加効果を確認するために、Zr-aNb-bSn-cFe-dCr-eCu（a=0.05〜0.4質量％、b=0.3〜0.7質量％、c=0.1〜0.4質量％、d=0〜0.2質量％、e=0.01〜0.2質量％、但し、a+b=0.35〜1.0質量％）でできている混合物から真空アーク溶解炉を利用してインゴットを製造した。インゴット内の組織を破壊するために1200℃のβ領域で鍛造を行った。
【００４３】
もう一度、1050℃で溶体化焼なましを行い、合金元素をさらに均一に分布させた後、急冷するβ-焼入工程を経てマルテンサイト（martensite）または、ウィドマンステッテン（widmanstatten）組織を得た。β-焼入された材料は、630℃で熱間加工して冷間加工に適合した押出体（extruded shell）を製造した。押出体は、1次ピルガリング（pilgering）を行って、TREX（Tube Reduced Extrusion）を製造した後、真空焼なましを580〜640℃で行った。
【００４４】
その時、焼なまし時間は、0.5〜3時間だった。真空焼なましされたTREXは、2〜4回のピルガリングを行い外径95mm、厚み0.57mmの核燃料被覆管を加工した
。ピルガリングの間で中間真空焼なましを570〜610℃で2〜3時間ずつ行い、最終真空焼なましは、460〜540℃で2〜3時間行い、ジルコニウム合金核燃料被覆管を製造した。
【００４５】
＜実験例1＞製造工程別、微細組織の変化
実施例で実験合金1（標準合金）の製造工程別微細組織を観察した光学顕微鏡写真を図1に示した。微細組織観察試片は、#2000  SiC研磨紙で研磨後、HF（10質量％）+HNO3（45質量％）+H2O（45質量％）でエッチングして準備した。
【００４６】
微細組織は、偏光顕微鏡を利用して観察した結果、1次中間真空焼なましを590℃で3時間行った時、加工方向に少しつぶれた加工組織を持っており、完全再結晶した組織を示していた。続いて行った2次及び3次中間真空焼なましは、570℃で2時間行ったが、全て再結晶が完成された形態を示していた。加工による結晶粒の伸長（elongation）は、1次後の中間真空焼なまし後の微細組織より減少していた。
【００４７】
実施例で言及した合金に対する中間真空焼なましを550〜640℃温度範囲に設定した時、優秀な耐蝕性及び機械的特性を示した。特に、共析温度以下の560〜590℃で真空焼なましを行った時は、とても優秀な腐蝕及び機械的性質を示した。
【００４８】
＜実験例２＞最終微細組織の観察
上記の実施例で実験合金1（標準合金）を最終ピルガリングした後、最終真空焼なましを応力弛緩焼なまし条件の470℃と部分再結晶条件の520℃で2.5時間行い、上記の実験例1と同一の方法で試片を準備してそれぞれの場合に対する微細組織を観察した。
【００４９】
図2は、上記の場合に対する微細組織を示したものである。二つの組織両方が意図した形態の組織を示しており、この温度範囲（470〜520℃）で最終真空焼なましを行った時、非常に望ましい腐蝕及び機械的特性を得ることができた。
【００５０】
＜実験例３＞腐蝕試験
上記の実施例で実験合金1〜20の腐蝕抵抗性を調べるために、360℃（18.9 MPa）の水、400℃（10.3MPa）水蒸気雰囲気及び360℃の70ppm  LiOH水溶液の3種の条件で450日間腐蝕試験を実施した。管材及び板材は、腐蝕試験片に加工して表面条件を同じにするために、#1200  SiC研磨紙で研磨して、超音波洗浄をした後、HF（5質量％）+HNO3（45質量％）+H2O（50質量％）の混合溶液で酸洗した。腐蝕抵抗性の評価は、オートクレーブ（autoclave）から周期的に試片を取り出して腐蝕による重さの増加量を測定して行った。
【００５１】
図3では、実験合金1及び18に対する各腐蝕試験条件で腐蝕時間による腐蝕挙動を示したものである。比較例のジルカロイ-4被覆管と比較する時、実験合金1と実験合金18は、とても優秀な耐蝕性を示した。
【００５２】
特に、70ppm  LiOHで本発明による合金の耐蝕性を比較例のジルカロイ-4に比べると、とても優秀な特性を示し、最終真空焼なましを460〜540℃温度範囲で行った試片の耐蝕性は、より優秀であった。450日腐蝕試験後、水素吸収分率は、比較例のジルカロイ-4に比べて約1/3程度減少し、7〜10％程度を示した。
【００５３】
図4では、添加される主要合金元素のNbの変化による360℃水で450日腐蝕試験後の影響を示したものである。Zr-aNb-0.5Sn-0.2Fe-0.1Cu-0.01Si-0.12O合金で重さ増加量が最低になるNbの範囲は、0.05〜0.4質量％だった。その範囲以上では、重さの増加量はむしろ増加した。したがって、本発明でNbの添加量を0.05〜0.4質量％範囲で添加したものが最も優秀な耐蝕性を示した。
【００５４】
図5は、Zr-0.2Nb-bSn-0.2Fe-0.1Cu-0.01Si-0.12O合金に添加するSnの含量を変化させ360℃水と70ppm  LiOH水溶液で腐蝕試験を450日行い、腐蝕試験条件による相反した腐蝕挙動を示したものである。360℃水では、Snの添加量が増加すれば耐蝕性は、減少したが、360℃LiOHでは、Snの添加量が増加すれば耐蝕性は、増加した。
【００５５】
つまり、水雰囲気では、Snを0.7質量％以下添加すれば、優秀な耐蝕性を発揮し、LiOH腐蝕雰囲気では、Snを最小限0.3質量％以上含有すれば、耐蝕性が優秀だった。したがって、Zr-0.2Nb-bSn-0.2Fe-0.1Cu-0.01Si-0.12O合金で二つの腐蝕試験条件において全て優秀な耐蝕性を持たせるためには、Snの添加範囲を0.3〜0.7質量％に制限した。
【００５６】
図6では、Nb+Snの添加量が耐蝕性におよぼす影響を示している。優秀な耐蝕性を持つためには、二つの合金の重量を合わせて、1.0質量％以下の時だった。それゆえZr-aNb-bSn-0.2Fe-0.1Cu-0.01Si-0.12O合金で優秀な耐蝕性を持たせるためには、Nbは0.05〜0.4質量％で、Snは0.3〜0.7質量％にしなければならず、望ましくは、Nb+Snは0.35〜1.0質量％でなければならない。特に、Nbが0.2質量％で、Snが0.5質量％の時、比較例のジルカロイ-4に比べて、360℃の水での耐蝕性は、2倍以上増加した。
【００５７】
図7は、Fe、Cu、Crの添加量を微量変化させた時の腐蝕特性の影響を示したものである．Feは、0.1〜0.4質量％範囲で添加した時、耐蝕性に良い影響を及ぼし、Cu及びCrは、各々0.01〜0.2質量％及び0.05〜0.2質量％範囲で優秀な耐蝕性を示した。つまり、Fe+Cu+Cr添加量は、最大0.8質量％未満に制限して耐蝕性を向上させられた。
【００５８】
＜実験例４＞引張試験
上記の実施例によって製造された実験合金の引張強度を調べるための引張試験は、常温でそれぞれASTM-E8規格にしたがって10トン容量の万能材料試験機を利用して行った。冷間加工の間の中間真空焼なまし温度と最終真空焼なまし温度を変化させた全ての試験片に対して引張特性を評価した。この時、比較例にジルカロイ-4を使用した。
【００５９】
表2は、最終焼なまし温度による引張強度を示したもので、比較例のジルカロイ-4合金と似た特性を示し、本発明による実施例の合金の引張特性は、比較例のジルカロイ-4合金より優秀だった。
【００６０】
【表２】
0003950651.tif 000003
【００６１】
＜実験例４＞クリープ試験
上記の実施例によって製造された実験合金のクリープ速度を調べるために400℃で試片に150MPaの一定荷重を加えて、240時間クリープ試験を行い、比較例のジルカロイ-4の結果と比較した。正常状態クリープ速度は、上記の実施例のNbを含んだジルコニウム合金のクリープ特性を示すことにより、クリープ抵抗性の分析の尺度に使用した。
【００６２】
表3に示したように、本発明のジルコニウム合金は、比較例のジルカロイ-4に比べてクリープ速度が低く現れ、クリープ抵抗性が優秀なものとして示された。
【００６３】
【表３】
0003950651.tif 000004
【００６４】
【発明の効果】
上述したように、Nb+Snの添加量が0.35〜1.0質量％の本発明のジルコニウム合金は、Fe 0.1〜0.4質量％、Cu 0.01〜0.2質量％及びCr 0.05〜0.2質量％で添加された時は、耐蝕性及び機械的特性は、大きく向上した。また、これらの合金は、本発明で提示された製造工程による最適の焼なまし条件の制御によって、とても優秀な耐蝕性と機械的強度を得ることができ、経済的であり、本発明の製造方法によって製造されたNbを含んだジルコニウム合金は、高燃焼度の運転条件で健全性を維持でき、軽水炉及び重水炉型の原子力発電所原子炉心内で核燃料被覆管等に非常に有用に使用できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  （ａ）は実験合金1の1次中間真空焼なまし後の微細組織を示した図であり、（ｂ）は実験合金1の2次中間真空焼なまし後の微細組織を示した図であり、（ｃ）は実験合金1の3次中間真空焼なまし後の微細組織を示した図である。
【図２】  （ａ）は実験合金1の応力弛緩焼なまし後の微細組織を示した図であり、（ｂ）は実験合金1の部分再結晶焼なまし後の微細組織を示した図である。
【図３】  実験合金1及び実験合金18の腐蝕挙動を示した図である。
【図４】  Nbの添加量の変化による腐蝕特性を示した図である。
【図５】  Snの添加量の変化による腐蝕特性を示した図である。
【図６】  Nb+Snの添加量の変化による腐蝕特性を示した図である。
【図７】  Fe、Cu及びCrの添加量の変化による腐蝕特性を示した図である。
【図１】
0003950651.tif 000005
【図２】
0003950651.tif 000006
【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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