JPH02247346A

JPH02247346A - 均質腐食及びノジュラー腐食に対して耐食性の管、バー、シート又はストリップ、及びその製造方法

Info

Publication number: JPH02247346A
Application number: JP1050951A
Authority: JP
Inventors: Schalke Daniel; ダニエル・シヤルケ
Original assignee: Compagnie Europeenne du Zirconium Cezus SA
Current assignee: Compagnie Europeenne du Zirconium Cezus SA
Priority date: 1987-12-07
Filing date: 1989-03-02
Publication date: 1990-10-03
Anticipated expiration: 2013-03-25
Also published as: JP2731414B2; FR2624136B1; FR2624136A1; US4981527A

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】本発明は、加圧水型原子炉即ちＰＷＲ及び沸騰水型原子
炉即ち１３ＷＨのいずれにおいても特に高い耐食性を有
するジルコニウム合金から形成される管、バー、シート
又はスペーサ用ストリップ、及びその製造方法に係る。

管なる用語はブランクがら完成品としての管（例えば被
覆管）に至るまであらゆる管状製品を意味するものと理
解されたい。

仏国特許第２１６５２７０号（１９７３）は、ｏ、２５
〜１，５０重量％のＦｅ及び０．１〜０．６重量％の■
、好ましくは０．４〜０．９重量％のＦｅ及び０．１５
〜０．５重量％のＶを含有するＺｒ−Ｆｅ−Ｖ合金につ
いて記載している。該文献によると、これらの合金は３
００℃の加圧水中で数年間耐えることができ、より短期
間ではあるが５００°Ｃの水−蒸気混合物及び過熱蒸気
中でも使用することができる。

このような合金は現状では使用されておらず、本出願人
の知見によると、Ｆｅ＋Ｖの含有量が約０．８％を越え
るような合金は被覆管、構造管、バー又はシートに加工
するには常温変形能が不十分であった。

本出願人は、ＰＷＲ及びＢＷＲ型の既存のいずれの原子
炉においても非常に良好な耐食性を有する工業用合金を
開発するべく鋭意研究した。

実際の運転条件を表すと見なされる参考腐食試験は以下
の通りである。

ＰＨＲ：　１０．３ＭＰａの圧力下の水蒸気中で４００
℃で１４日間の試験、即ち均質腐食（ｕｎｉｆｏｒｍ　
ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ）条件に対応する試験であり、実際
の運転条件では、典型的には１５〜Ｌ６ＭＰａ及び３２
５℃の加圧水中でジャケットの温度は３４０〜３５０℃
になる。

ＢＷＲ：　１０．ａＮＰ＆の水蒸気中で５００℃で２４
時間の試験、即ちノジュラー腐食（ｎｏｄｕｌａｒ　ｃ
ｏｒｒｏｓｉｏｎ）条件に対応する試験であり、この試
験では重量増加が約１１００ｚ／ｄｍ２を越えるとノジ
ュールが現れる。実際の運転条件では、典型的には７Ｍ
Ｐａの加圧下で２８５〜２９０℃の水及び加圧蒸気の混
合物中でジャケットの温度は３０５℃になる。

後者の試験では、約５０ｘｇ／ｄｍ２の重量増加が良好
であると見なされ、前者の試験（均質腐食）では−最に
ジルカロイ−４対照が使用される。

Ｐ１４Ｒ及びＢＷＲ型原子炉の炉心のジャケット及び構
造部材の有効寿命を延ばし、可能であるならば、該原子
炉の実際の運転条件下でこの寿命を倍増することが目下
要請されている。出願人が取り組んだ問題は、この要請
に応えると共に、２種類の型め原子炉に低温で容易に加
工可能な単一の合金を使用できないかという要請に応え
ることである。

本発明はまず第１に、同時に均質腐食及びノジュラー腐
食に対して特に高い耐食性を有しており、０．１〜０．
３５重量％のＦｅ、０．０７〜０．４重量％のＶ、０．
０５〜０．３重量％の０．０，２５重１％以下のＳｎ、
０，２５重量％以下のＮｂ、残部のＺｒ及び不可避的不
純物の組成を有する製品（管、バー、シート又はストリ
ップ）に係る。沸騰水型原子炉で使用されるボックス用
シート又はチャネル管は典型的には１．２〜３１の厚さ
を有しており、燃料エレメントのスペーサの製造に使用
されるストリップは典型的には０．４〜０．８１の厚さ
を有している。

上記のＦｅ及び■の組成範囲は文献ＦＲ２１６５２７０
の組成範囲と部分的に一致し、該文献によるとＦｅの含
有量は合金の常温変形能を改良するために０．３５％よ
り大であり、Ｆｅ＋Ｖは最大で０．７５％である。Ｓｎ
及びＮｂ含有量は両者の組み合わせとして限定されてお
り、実施される腐食試験の結果に従って問題を解決する
のに重要である。酸素含有量は硬度及び耐クリープ性の
改良に関与する６酸素含有量は０．１５％を越えるよう
にすると有用であり、この値はジルカロイ−２又は４の
場合にしばしば特定される最大値であるが、この酸素含
有量は耐食性に影響しない。

このように規定される合金は、例えば被覆管又はチャネ
ル管用シートの製造に非常に適しており、同一の冶金状
態で均質腐食及びノジュラー腐食に対して同時に非常に
高い耐食性を有しており、これらの耐食性は冷間硬化状
態（ｃｏｌｄ−ｈａｒｄｅｎｅｄｓｔａｔｅ）からアニ
ーリングによる再結晶状態まで経過する間にほとんど又
は全く変わらないことが確認された。これに対して、均
質腐食（４００℃の腐食試験）に対して良好な耐食性を
得るようにジルカロイ−４の製造範囲を選択するならば
、ノジュラー腐食（５００℃の試験）に対する耐性が不
良となり、ノジュラー腐食に対して良好な耐食性を得る
ように選択するならば、均質腐食に対する耐食性が不良
になる。

顕微鏡観察により、驚くべき結果の一部を解明すること
ができる。

Ｆｅを単独で添加すると１ｒｓＦｅ型の沈澱が生じ、こ
の沈澱は比較的迅速に凝結（２〜３１１ｆｆｌの直径の
凝結沈澱）シ、従って合金は弾性限界及び常温成形に望
ましくない比較的大きい粒子で凝固するので、Ｆｅを単
独で添加すると不利である。

■を単独で添加するとＺｒＶｚ型の沈澱が生じ、耐食性
が不良になる。

Ｖ＋Ｆｅの添加は、ＺｒＶｚ中のＶの一部をＦｅに置換
する効果があり、典型的には０．５μｍ以下の微細な沈
澱である（ＺｒＶ−Ｆｅ２−Ｘ）型の組成の沈澱が生じ
、このような沈澱の結果、より微細な粒子の合金が得ら
れる。これらの粒子の微細度、及び沈澱の性質や形態は
、確認される耐食性の改良に影響があると思われる。

Ｚｒ＝Ｆｅの沈澱は避けるべきであり、従って、好まし
くは■及びＦｅはＶ／Ｆｅが１／２より大となるように
選択すべきである。

このように、本発明の製品では添加成分Ｆｅ及びＶの含
有量が低いにも拘わらず顕著な耐食性が得られる。好ま
しくは、Ｆｅ及びＶの含有量の範囲は別々に又は同時に
次のように限定される。

Ｆｅ＝　０．１２〜０．２４％であり、Ｆｅの含有量が
０．１２％よりも低いと、ノジュラー腐食に対して並の
耐食性しか得られず、含有量が０．２４％を越えると、
■を加えても常温変形能は所期の製造に不十分である。

他方、Ｆｅ含有量を０．２４％に限定すると、原子炉を
離れる燃料エレメントのジャケット及びスペーシング用
格子の危険な脱化を避けることができる。

特に合金が冷間硬化されるか又は単に使用状態（被覆管
及びスペーサ）に戻される場合、均質腐食（４００℃の
試験）に対して良好な耐食性を得るためにはＦｅの最小
含有量を０．１６％にする。

上記限定と同時に又はこれとは別にＶ＝　０．１３〜０
．３％とするが、■含有量が０．１％より以下であると
ノジュラー腐食に対する耐食性が不十分になると同時に
、長期均質腐食に対する耐食性も多少不良になる（第２
表の試験０２〜０４）ので、この点では最小値を０．１
３％にすることが好ましい。試験０３．０４及び１０か
ら明らかなように、少なくともＳｎカ約０．２５％のレ
ベルで存在するとき、■含有量が０．２％よりも増加す
ると長期均質腐食に対する耐食性がや不利になるので、
■の最大含有量は０．３％とする。

従って、上記のＳｎ及び８１）含有量の制限は、−船釣
（０，４％）又は好適範囲（０，３％）のＶの最大含有
量に重要な関係がある。

Ｖ＝　０．１３〜０．３％でＦｅ＝０．１〜０．３５％
のとき、Ｖ／Ｆｅは好ましくは１／２よりも大とすべき
である。

Ｓｎ及びＮｂは夫々０．２５％のレベルでは均質腐食（
４００°Ｃの試験）に対する耐食性に望ましくない効果
があり、この含有量のＮｂはノジヱラー腐食に対する耐
食性にも不利である。これらの効果は原子炉における実
際の使用期間（＠食試験の実施時間）には許容可能であ
る。寿命を延ばすためには、好適条件即ちＳｎ＜０．１
５％及びＮｂ＜０．１．５％の一方及び／又は他方を考
慮してこれらのＳｎ及び、−Ｎ　ｂ含有量を減少するこ
とが重要である。

所望の硬度及び耐クリープ性に従って、合金の酸素含有
量を０．０７〜０．１５％（ジルカロイ−２又は４の通
常の製造要件に対応）に制限することも必要であり得る
。

最後に、本発明の管、バー、シート又はストリップから
得られるスペーシング用格子は、均質腐食及びノジュラ
ー腐食の両方に対して耐食性であり、これは上述のよう
にジルカロイ′−２及び４の挙動に比較すると驚くべき
違いであり、しかもこの耐食性は冶金状態の如何を問わ
ず、燃料棒を被覆する被覆管は典型的には最終冷間圧延
後に再結晶せずに復元され、スペーシング用格子は典型
的には冷間硬化され、案内管及びボックスのシート又は
「チャネル管」は従来通り再結晶を伴うアニール状態で
ある。

本発明は更に、ＰＷＲ及びＢ１４Ｒ原子炉の運転条件（
４００℃及び５００℃の腐食試験により表される条件）
の各々で非常に良好な耐食性をもたらす製造方法に係る
。この方法によると、ａ）０．１２’−０，２４重量％のＦｅ、　０．１３〜
０．３重景％０■、０．０５〜０．３重量％の０．０，
２５重量％以下のＳｎ、０．２５重量％以下のＮｂ、残
部のＺｒ及び不可避的不純物の組成を有するインゴット
を製造する段階と、ｂ）該インゴットを熱間荒延べ（ｈ
ｏｔ　ｒｏｕｇｈｉｎｇ）する段階と、Ｃ）得られたブランクをβ温度の範囲で加熱後、急冷す
ることにより熱調質（ｔｃｖｐｅｒｉｎｇ）する段階と
、ｄ）こうして熱調質したブランクを場合によってα範
囲で熱間変形する段階と、ｅ）変形したブランクを場合によってα範囲でアニール
する段階と、ｒ）次に、少なくとも管又はシートの場合、１又は複数
のα範囲のアニール工程を挟みながら連続冷間硬化（ｃ
ｏｌｄ　ｈａｒｄｅｎｉｎｇ）する段階と、ｇ）好まし
くは製品の冶金経歴の影響から解放され、容易に再現可
能な状態を得るために、６００〜７００℃の温度のα範
囲で最終的にアニールする。

インゴットの製造にあたっては、製品について上述した
好適組成条件を別々又はランダムに組み合わせて適用す
る。

本発明の利点を以下に述べる。

ＰＷＲ型原子炉の実際の条件でジルカロイ−４から構成
される同様の製品よりも著しく良好な耐食性を有する被
覆又は構造製品が得られ、使用期間は現状通りか又は著
しく増加する。

ジルカロイ−２及び４の場合と異なり、同一の製造工程
から得られる同一の製品を使用しながら、この良好なＰ
ＷＲ耐食性と同時にＢＷＲの条件下でも良好な耐食性が
得られ、使用期間も増加する。

本発明の製品の冶金状態（冷間硬化又はアニールしたも
の）は、上記条件の耐食性にほとんど又は全く影響がな
い。

従って、製品は使用条件（温度、圧力、水又は蒸気）の
変化に対して例外的な許容能力を有する。

特にＦｅ、　Ｖ、　Ｆｅ十Ｖ含有量の制限により、良好
な常温変形能が得られる。

腐食中に原子炉への水素の吸収が制限されるので、燃料
工ルメントが原子炉を離れた後に脆化するのを阻止する
ことができる。

本発明の被覆製品は典型的には２又は３層を有する複合
被覆管の外部被覆としても使用され得る。

本発明は更に、好ましくは酸素含有量が８００〜２００
０ｐｐｍのジルカロイ−２又は４から成る少なくとも１
つのコア及び本発明のＺｒ−Ｆｅ−Ｖ合金から成る外部
被覆を有する複合管に係る。

ジルカロイ−２又は４から成るコアは有利には、特にＳ
ｎの最大値が５０ｐｐｍ、　Ｆｅの最大値が１５００ｐ
ｐｍの＾ＳＴＭ−８３５１標準グレード６０００１に従
う組成を有する原子炉用の非合金ジルコニウムで内側を
被覆され得る。この内部被覆のＦｅ含有量は、本願出願
人名義のＦＲ−＾−２５７９１２２＝　ＤＥ−＾−３６
０９０７４　＝　ＣＢ−＾−２１７２７３７から周知の
ように好ましくは２５０ｐｐｎ＋より大１．好ましくは
２５０〜１１０００ｐｐの範囲であり、このＦｅ含有量
の条件はβ範囲から非合金Ｚｒのブランクを水焼入れし
た後、α範囲で熱鍛及び熱処理する工程に結び付けられ
、こうして最終的に非常に微細で損傷のない粒子を有す
る非合金Ｚｒの内部被覆が得られる。得られる複合管の
外部及び内部被覆は、被覆の密閉及びａｉｔａ的特徴の
間に良好な妥協が得られるように、好ましくはいずれの
場合も全厚の５〜１５％の範囲であり、被覆管の厚さは
典型的には約０．６又は０．７ｍ＋＊である。

ＴｒｉｐＩｅｘ管と呼称される３層複合管の製造方法は
、好適条件で少なくとも次の段階を有する。

ａ）本発明のＺｒ−Ｆｅ−Ｖ合金から成る外部被覆、ジ
ルカロイから成るコア及び鉄含有量が好ましくは２５０
〜１１０００ｐｐの非合金２ｒから成る内部被覆を形成
するな、めの３つの管状ブランクの各々を熱間加工及び
機械加工により作成し、各ブランク間の間隙が０．２〜
０．５ｎ＋ｍとなるように配置する。被覆用ブランクの
熱間加工は、荒延べ後、穿孔したビレットをα範囲で押
出又はα範囲で逆引き抜きする段階を含んでおり、前者
の方法は非合金Ｚｒのブランクに好適であり、後者の方
法は直径の大きｕｌＺｒ−Ｆｅ■のブランクに好適であ
る。

ｂ）相互間に直径０．２〜０．５ｍｍの間隙を設けて典
型的には３つのブランクを電子ボンバードにより組み合
わせる。真空にすると、３つの間隙はビレット間のスペ
ースを十分に脱ガスすることができ、従って溶接による
局所汚染を阻止し、眉間に結合欠陥が生じないようにで
きることが判明した。他のアセンブリ型、例えば機械的
アセンブリを使用することも可能である。

Ｃ）β範囲から各ブランクを別々に焼入れ（ｔｅｍｐｅ
ｒｉｎｇ）せずに、こうして結合された複合ブランクを
存在する３つのブランクに共通のβ温度範囲、好ましく
は９２０〜１０５０℃で予熱後に、水焼入れ（ｗａｔｅ
ｒｔｅｍｐｅｒｉｎｇ）すると、更に有利である。

ｄ）複合管状ブランクをα範囲で押出す。

ｅ）次にブランクを冷間圧延し、中間的（即ち場合によ
って押出工程と最初の冷間圧延工程との間、又は複数の
冷間圧延工程の間）又は場合によっては最終的にα範囲
で熱処理する。最終アニーリングは通常のアニーリング
であるが、本発明の合金は冶金状態にほとんど依存しな
い耐食性レベルを有するので、より良好な機械的特徴を
有する複合ジャケットを得るためには最終的に部分的ア
ニーリングを採用するほうが多くの場合は有利である。

え１昨友ＬＬＩＬ第１図及び第２図は、夫々Ｓｎ含有量及びＮｂ含有量を
変化させた場合、４００℃の腐食試験の実施時間の関数
としてサンプルの重量増加の変化を示している。

第１表は、５００℃で２４時間及び４００°Ｃで１４〜
１２７日間の２種類の腐食試験を実施したシートの組成
を示す。試験結果は第２表及び第４表に示し、第３表に
対応する試験結果を第１図、第４　ａ　（Ｚｒ−ＦｅＯ
・２２−Ｖ　Ｏ，２２に基づ（Ｎｂの効果）の一部に対
応する試験結果を第２図に示す。第２表〜第４表及び第
１図及び第２図は、ＰＷＲ型原子炉で現在使用されてい
る合金であるジルカロイ−４から成る工業用シートの対
照サンプルの結果も示している。

試験サンプル０１〜１３は、アルゴン雰囲気下でアーク
で融解した３０ｇの単位重量のボタンを出発材料とし、
１０５０℃で予熱してから水焼入れし、７００℃で４〜
５１１１＋１１の厚さに圧延し、６７０〜３８０℃で９
０分間再結晶アニールし、厚さ３ＩＩ１１１に冷間圧延
し、６７０〜６８０°Ｃで再びアニールし、厚さ２ＩＩ
１ｍに冷間圧延し、６７０〜３８０℃で９０分間最終ア
ニールすることにより作成した２ＩＩ１ｍの厚さのシー
トを３０　Ｘ　２０ｍ＋ｎに切断したシートである。

次にサンプルを切断し、窒素フッ素（ｎｉｔｒｏｆｌｕ
ｏｒｉｃ）浴中で表面を酸洗いした後、オートクレーブ
中で腐食試験を実施した。

ジルカロイ−４のサンプルは、β範囲（１０５０℃）か
ら焼入れする前に冷鍛し、「冷間圧延／アニーリング」
サイクルを使用した以外は、同様に作成した工業用シー
トから得た。

第２表に示した結果から次のように結論することができ
る。

Ｓｎ＝　０．２２〜０．２５％（サンプル０１〜０１）
の場合、■の含有量が０．０４〜０．１４％になるとノ
ジュラー腐食に対する耐食性は著しく改良されるが、長
期間（８４〜１２７日間）の均質腐食に対する耐食性は
非常に僅かではあるが低下するように思われる。

合金中にＳｎが存在せず（サンプル１０）、Ｖ＝０．２
３％及びＦｅ＝０．２１％の場合、試験の継続時間に関
係なく均質腐食に対する耐食性は従来の合金に比較して
改良される。

Ｓｎ及びＮｂ含有量が比較的高く（サンプル０８及び０
９）■を配合しない場合、Ｆｅ＝０．１３％からノジュ
ラー腐食に対する耐食性の改良が現れる。

合金０３．０４及び１０の３種はいずれもノジュラー腐
食に対する耐食性及び均質腐食に対する耐食性のどちら
もＺｙ−４より優れており、ノジュラー腐食に対する耐
食性は非常に良好であり３種とも同程度であり、均質腐
食に対する耐食性は時間によって異なり、合金１０が最
良である。

Ｆｅ＝　０．２１〜０．２４％及びＶ＝　０．２２〜０
．２４％のレベルのＳｎの含有量の影響は第３表及び第
１図に明示され、第１図は均質腐食試験（４００℃）の
場合の結果を示している。Ｓｎは含有量が０．２５％を
越えると均質腐食に対する耐食性に不利な不純物とみな
され、０．４７％を越えるとノジュラー腐食に対する耐
食性に不利な不純物とみなされる。第３表及び第１図か
ら明らかなように、Ｓｎによる劣化は４００℃で５６時
間腐食後に著しく増加し、従って、Ｓｎ含有量は原子炉
で長期間使用するには０．２５％以下、好ましくは０．
１５％、更に好ましくは０．１０％以下に厳密に制限す
べきである。

上記の場合と同一のＺｒ−Ｆｅ−Ｖ型、の合金中のＮｂ
の影響は、第４表（サンプル１０．１２及び１３）及び
第２図に明示される。　Ｎｂが０．２２％の合金１２の
結果はＳｎが０．２５％の合金の結果に匹敵し、Ｎｂ含
有量が０・４９％の合金１３では特に長期間使用する場
合に均質ノジュラー腐食の劣化が非常に顕著であり、こ
の場合、合金はジルカロイ−４よりも劣っている。

参考のためにＶを添加せずに０．２２％のＦｅ及び０．
２３％のＳｎのマトリックス（サンプル０５〜０））に
対するＮｂの影響を試験した。ノジュラー腐食に対する
耐食性はＮｂ含有量が増加するとやや改良されたが、均
質腐食に対する耐食性はバナジウム合金１２及び１３の
場合と同様に劣化した。これらの結果は、Ｎｂの影響が
０．１〜０．２％のレベルのＶと同様であることを示し
ている。Ｎｂ含有量はＳｎ含有量と同様に０．２５％以
下に限定する必要があるが、これは全使用時間に適用さ
れる含有量であり、実際にはＮｂ含有量は０．１５％以
下に維持することが好ましい。

第」ｊｌ策λ表策生表の１１表Ｉ　　ｄｔ＊２Ｓｎ量のの　　ｄｎ２Ｎｂ量の区】じし本試験は、再結晶状態よりも耐食性に好ましくない冷間
硬化状態の場合における本発明のＺｒ−ＦｅＶ合金のＦ
ｅ含有量の影響を調べた。上記試験に記載した方法に従
ってアーク融解したボタンから厚さ２１のシートを作成
し、更に品質を確認するために厚さ１．９ｍｍまで酸洗
いし、１１に冷間圧延し、酸洗いし、切断後、再び酸洗
いして３０Ｘ２０Ｘ０．７１の試験片を得た。

Ｓｎ及びＮｂ含有量は夫々５０ｐｐｍ以下とした。第５
表及び第６表は、夫々Ｖ＝約０．２％及びＦｅ＝　０．
０６〜０．２％、Ｆｅ＝０．２％及びＶ＝　０．０７〜
０．４％とし、加圧蒸気中で４００℃で２０日間試験後
の重量増加（ｍｇ／ｄａ２）を示す。

４００℃の策ｊｊ！２０　　　の重量Ｆｅの第５表の結果から明らがなように、特に冷鍛状態の場合
、Ｆｅ含有量は少なくとも約０．１６％の最小値に維持
しなければならない、この値を越えると、重量増加は結
果全体から明らかなように小さい値に維持されるが、鉄
含有量が増えると変形抵抗が大きいのみならず、後述す
るように「バーンアッア」後の脆化の危険が生じるとい
う欠点がある。

４００℃で２０策予ｊ！の重量 ■のプルの分析から得られる水素吸収量と、Ｚｒの酸化反応
：Ｚｒ十ＨｚＯ−ＺｒＯ＋　Ｈ２により放出される水素（その合計量はサンプルの重量増
加から導かれる）との比である。次の結果が得られた。

いずれの場合も腐食後に光沢性白色の酸化物が得られた
。第６表の結果から明らかなように、本発明によるとＦ
ｅが０．１６％を越えるとＶ含有量に関係なく加圧水中
で良好な耐食性が維持される。

５００℃で２４時間の腐食試験後に数個のサンプルの水
素吸収率を試験した。

水素吸収率（％で表す）は、腐食試験前後のサン本発明
のＺｒ−Ｆｅ−Ｖ合金中のＦｅを０．３５％、好ましく
は０．２４％以下に維持することにより、原子炉を離れ
た後の脆化の危険が減少し、これは安全性の点で非常に
重要である。

【図面の簡単な説明】

第１図及び第２図は夫々Ｓｎ含有量及びＮｂ含有量を変
化させた場合に４００℃の腐食試験の継続時間の関数と
してサンプルの重量増加の変化を示すグラフである。

Claims

【特許請求の範囲】

（１）０．１〜０．３５重量％のＦｅ、０．０７〜０．
４重量％のＶ、０．０５〜０．３重量％のＯ、０．２５
重量％以下のＳｎ、０．２５重量％以下のＨｂ、残部の
Ｚｒ及び不可避的不純物の組成を有する、均質腐食及び
ノジュラー腐食に対して同時に耐食性の管、バー、シー
ト又はストリップ。
（２）Ｖ／Ｆｅが１／２より大きいことを特徴とする請
求項１に記載の管、バー、シート又はストリップ。
（３）Ｆｅが０．１２〜０．２４％であることを特徴と
する請求項１に記載の管、バー、シート又はストリップ
。
（４）Ｆｅが０．１６〜０．２４％であることを特徴と
する請求項１に記載の管、バー、シート又はストリップ
。
（５）Ｖが０．１３〜０．３％であり、且つＶ／Ｆｅが
１／２よりも大きいことを特徴とする請求項１に記載の
管、バー、シート又はストリップ。
（６）Ｖが０．１３〜０．３％であることを特徴とする
請求項３又は４に記載の管、バー、シート又はストリッ
プ。
（７）Ｓｎ及びＮｂの含有量が夫々０．１５％以下であ
ることを特徴とする請求項１から６のいずれかに記載の
管、バー、シート又はストリップ。
（８）Ｏが０．０７〜１５％であることを特徴とする請
求項１から４のいずれかに記載の管、バー、シート又は
ストリップ。
（９）ａ）０．１２〜０．２４重量％のＦｅ、０．１３
〜０．３重量％のＶ、０．０５〜０．３重量％のＯ、０
．２５重量％以下のＳｎ、０．２５重量％以下のＮｂ、
残部のＺｒ及び不可避的不純物の組成を有するインゴッ
トを製造する段階と、ｂ）該インゴットを熱間荒延べする段階と、ｃ）得られ
た熱ブランクを、β温度の範囲で加熱後、急冷すること
により熱調質する段階と、ｄ）こうして熱調質したブランクを場合によってα範囲
で熱間変形する段階と、ｅ）変形したブランクを場合によつてα範囲でアニール
する段階と、ｆ）次に少なくとも管又はシートの場合、１又は複数の
α範囲のアニーリング工程を間に挟みながら連続冷間硬
化する段階とを含む、管、バー、シート又はストリップ
の製造方法。
（１０）段階ｆ）の最終冷間硬化後、６００〜７００℃
に選択された温度でアニールすることを特徴とする請求
項９に記載の方法。
（１１）０．１６〜０．２４％のＦｅを含有するインゴ
ットを製造することを特徴とする請求項９に記載の方法
。
（１２）インゴットのＳｎ及びＮｂ含有量を夫々多くと
も０．１５％に制限することを特徴とする請求項９又は
１１に記載の方法。
（１３）ジルカロイ−２又はジルカロイ−４から成る少
なくとも１つのコアを有する複合管であって、０．１２
〜０．２４重量％のＦｅ、０．１３〜０．３重量％のＶ
、０．０５〜０．３重量％のＯ、０．２５重量％以下の
Ｓｎ、０．２５重量％以下のＮｂ、残部のＺｒ及び不可
避的不純物の組成の合金から成る外部被覆を備えている
ことを特徴とする前記複合管。
（１４）外部被覆が０．１６〜０．２４％のＦｅ、夫々
０．１５％以下のＳｎ及びＮｂを含有していることを特
徴とする請求項１３に記載の複合管。
（１５）更に、２５０〜１０００ｐｐｍのＦｅ含有量の
原子炉用非合金ジルコニウムから成る内部被覆を備えて
いることを特徴とする請求項１３又は１４に記載の複合
管。
（１６）外側被覆及び内部被覆の厚さが夫々全厚の５〜
１５％の範囲であることを特徴とする請求項１５に記載
の複合管。
（１７）ａ）相互間に０．２〜０．５ｍｍの間隙が得ら
れるように、熱間加工及び機械加工により夫々外部被覆
、コア及び内部被覆を形成するための３つの管状ブラン
クの各々を作成する段階と、ｂ）コア用のブランクが外部被覆及び内部被覆用のブラ
ンクの間に間隙を設けて配置されるように、３つの管状
ブランクを同軸状に組み立て、こうして３層の複合ブラ
ンクを得る段階と、ｃ）こうして９２０〜１０５０℃で形成された複合管状
ブランクを予熱し、水焼入れする段階と、ｄ）こうして焼入れされた管状ブランクをα範囲で押し
出す段階と、ｅ）こうして得られた押出管状ブランクを冷間圧延し、
α範囲で中間的、場合によっては最終的に熱処理する段
階とを少なくとも含むことを特徴とする請求項１５又は１６
に記載の複合管の製造方法。