JPH01119650A - 原子炉燃料集合体用チヤンネルボツクスの製造方法 - 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、原子炉燃料集合体に係り、特に、原子炉内で
長時間使用に好適なチャンネルボックスの製造方法に関
する。

〔従来の技術〕

ＢＷＲ燃料集合体は、第２図に示すように、多数の燃料
棒１とそれらを相互に所定の間隔で保持するスペーサ２
．更に、それらを収納する角筒のチャンネルボックス３
、燃料被覆管内に燃料ペレットが入った燃料棒１の両端
を保持する上部タイプレート４、及び、下部タイプレー
ト５、並びに。

全体を搬送するためのハンドルから構成される。

また、これら燃料集合体の製造に際しては複雑な製造工
程を経ており、各構造共に溶接で組立てられる。

燃料チャンネルボックスは燃料スペーサで組込まれた燃
料棒を内部に収納し、上部タイプレート４と下部タイプ
レート５で燃料棒を固定した状態で使用される。第３図
は燃料チャンネルボックスを拡大した図を示すが、二分
割した板加工材を溶接１０で接合した角筒形状を呈する
。この部材はプラント運転時に燃料棒で発生した高温水
及び蒸気を強制的に上部へ導く働きをさせるものであり
、角筒が外側に広がる応力が常時負荷される状態で長時
１間使用される。

燃料集合体チャンネルボックスは使用中に高温高圧の炉
水にさらされ、かつ、中性子照射を受ける。また、角筒
内部の圧力が外部に比べて高いため、内圧を受ける。そ
の結果、高温高圧環境下での耐食性、中性子照射下での
高いクリープ変形抵抗が要求される。

ジルコニウム基合金は、一般に、耐食性が高く。

中性子吸収断面積が小さい。これら特性は原子炉用燃料
集合体用材料として適しており、燃料集合体を構成する
燃料被覆管、チャンネルボックス、スペーサ等に使用さ
れている。これらの用途に使用されるジルコニウム基合
金には、ジルカロイ−２（Ｓｎ１．２〜１．７　　ｗｔ
％、Ｆｅ０．０７〜０．２ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜０．
１５ｗｔ％、ＮｉＯ，０３〜０．０８　　ｗｔ％、残Ｚ
ｒ）、ジルカロイ−４（Ｓｎ１．２〜１．７　　ｗｔ％
、Ｆｅ０．１８〜０．２４ｗｔ％、Ｃｒ’０．０５〜０
．１５　　ｗｔ％、残Ｚｒ）　、Ｚｒ−１ｗｔ％Ｎｂ−
合金、Ｚｒ−３，５ｗｔ％５ｎ−０，８ｗｔ％Ｎｂ−０
，８ｗｔ％Ｍｏ合金（Ｅｘｃｅ１合金）、Ｚｒ−１ｗｔ
％Ｓｎ−１ｗｔ％Ｎｂ−０，５ｗｔ％Ｆｅ合金Ｚｒ−Ｎ
ｂ（０，５〜５．０ｗｔ％）−８ｎ（０〜３．０ｗｔ％
）−Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔａｔ　　ｐｃｉ、Ｍｏ。

Ｗのいずれか１種（〜２ｗｔ％）合金等がある。

ジルカロイと呼ばれるＺｒ−５ｎ−Ｆｅ−Ｃｒ−（Ｎｉ
）合金は沸騰水型原子炉中で使用されると、局部酸化（
ノジュラ腐食）が発生する。ノジュラ腐食の発生は、部
材の健全部の肉厚を減少させると共に、腐食反応に伴っ
て発生する水素が部材に吸収され、合金部材中に脆い水
素化物が形成されるので強度低下の原因となる。腐食現
象は時間経過と共に進行するので、これら部材を長期間
使用する高燃焼度運転条件下では、部材の腐食が燃料集
合体の寿命を決定する因子となるとの考え方が一般的で
ある。

Ｎｂを含むジルコニウム−ニオブ合金は、強度が高く、
クリープ特性に優れ、水素吸収率が低いことが知られて
いる。ノジュラ腐食と呼ばれる局部腐食も発生しない。

これらは、燃料集合体部材用材料として好ましい特性で
あるが、溶接部及び熱影響部の腐食が加速され剥離性の
厚い白色酸化物が形成される問題がある。

なお、ニオブ−ジルコニウム系多元合金として、特開昭
６１−１７０５５２号公報には、０　、５〜２　、　Ｏ
ｗ　ｔ％のＮｂと、１．５重量％までのＳｎと、Ｆｅ。

Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＷからなる群から選択
された０、２５　　ｗｔ％までの第三合金元素を含むジ
ルコニウム合金が示され、高温蒸気環境内で耐食性を付
与する特殊なミクロ構造をもつことが開示されている。

しかし、実際に例示された合金は、Ｚｒ−Ｎｂ−８ｎ−
Ｆｅ合金だけであり、溶接部の白色腐食についても全熱
開示されていない。

米国特許３，１２１，０３４号にはＺｒベースの二元合
金（Ｚｒ−０，５〜５ｗｔ％Ｎｂ）　、三元合金（Ｚｒ
−０，５〜５ｗｔ％Ｎ　ｂ　−０〜３　ｗ　ｔ％Ｓｎ）
または四元合金（Ｚｒ−０，５〜５ｗｔ％Ｎｂ−ｏ〜３
ｗｔ％５ｎ−Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｔａ。

Ｐｄ、Ｍｏ、Ｗのいずれか１種をＯ〜２　ｗ　ｔ％）に
おいて、冷間圧延（加工度：５０〜６０％）後５５０〜
６００℃、１〜２４０時間焼なましく、空気中冷却）す
ることによって高耐食性が増すことが開示されている。

しかし、溶接構造部材では、溶接後、数十％の強加工を
溶接部に施すことは困難である。

ここに開示された技術は、溶接構造となる原子炉用燃料
集合体には適用できない。

〔発明が解決しようとする問題点〕

経済性の高い高燃焼度炉心に適用されるチャンネルボッ
クスは、以下に記す特性を具備する必要がある。

第一は、耐食性が高く、運転期間が長期化しても腐食に
よる健全部の肉厚減少が少な、く、かつ。

水素吸収に伴う材料劣下が少ないことである。

第二は、肉厚が従来のチャンネルボックスより薄くても
充分な強度をもち、かつ、クリープ変形抵抗が高いこと
である。厚いチャンネルボックスは、中性子経済性を低
下させるからである。

第三は、製造が容易であり、特殊な製造設備を必要とせ
ず、従来の製造設備を用いて製造できることである。

従来技術を高燃焼度炉心用スペーサに適用しようとする
と種々の問題点がある。ジルカロイ−２及びジルカロイ
−４は、ノジュラ腐食が発生し、かつ１強度はＺｒ−Ｎ
ｂ系合金に比べて低い。

Ｚｒ−Ｎｂ系合金は高強度で高いクリープ変形抵抗をも
っているが、溶接部、及び、その熱影響部に剥離性の白
色腐食が発生し、適用できない。さらにＺｒ−Ｎｂ系合
金は、高強度をもつため、その加工性が低く、加工性を
改善するために、種々の熱処理を施すと、耐食性、ある
いは、強度特性が劣下するという問題点があった。

この問題点を解決し、上記第一ないし第三の特性をもつ
スペーサの製造法を提供することが本発明の目的である
。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は、合金組成、並びに、製造プロセスにおける熱
処理温度、加工温度を限定することにより、前記問題点
を解決したものである。即ち、Ｎｂ　：　０．５〜２．
５　　ｗｔ％、Ｓｎ：０．５〜２、０ｗｔ％、Ｍｏ　：
　０．１　〜１．０ｗｔ％を含有するＺｒ合金を使用し
、第１図の製造プロセスに゛おいて熱間圧°延温度二６
５０℃〜７５０’Ｃ１冷間加工と冷間加工との間の焼な
まし温度：５５０℃〜６５０℃、最終冷間加工前の焼入
れ温度：α＋β相温度範囲、溶接組立て後の熱処理温度
二５００〜６５０℃とすることにより、スペーサの耐食
性、引張特性、クリープ変形特性、及び、その製造性の
最適化を図った。

〔作用〕

Ｚｒ−Ｎｂ系合金よりなるスペーサの溶接部、及び、そ
の熱影響部に白色腐食が生じるのは、金属組織中に非平
衡相が現われるためである。

ジルコニウムーニオブニ元合金の平衡状態図における平
衡相は、Ｎｂを約１重要％前後固溶した六方晶α相Ｚｒ
と、Ｚｒを１５重量％（以下、ｗｔ％とも言う）以下固
溶したβ相Ｎｂである。

ニオブ量を増減することによって、これらの平衡相が単
独で存在したり、或いは、混在するようになる。

これら平衡相（α相Ｚｒ及びβ−Ｎｂ相）からなる金属
組織を溶接すると、冷却過程で平衡状態図には現われな
い非平衡相が発生する。この非平衡相は針状に生成して
おり、Ｎｂを過飽和に固溶したマルテンサイト相（α′
相）、Ｎｂを多量に固溶したβ−Ｚｒ相及びα相からな
る複雑な組織である。白色腐食発生防止には、これに非
平衡相の量を低減させるか、あるいは、Ｎｂ固溶量を低
減させるのが有効である０合金中にＳｎを添加した理由
は、Ｓｎ添加により非平衡相の生成量を大幅に低減でき
るためである。Ｍｏを添加した理由は、Ｍｏを含む微細
な金属間化合物相を核として非平衡相中に固溶している
Ｎｂが金属間化合物として析出し、固溶したＮｂ量を低
減させ、かつ、非平衡相の分解（α相ＺｒとＺｒ−Ｎｂ
−Ｍｏ析出相とに分解）を促進する効果をもっためであ
る。

同時に、これら微細析出物は、合金の静的引張強度、及
び、クリープ変形抵抗を高めるのに極めて有効である。

このような理由により、ＺｒＺｒ−Ｎｂ−８ｎ−合金を
チャンネルボックス用材料として、Ｎｂ　：　０．５〜
２．５　　ｗｔ％、Ｓｎ：０．５〜２．ｏ　ｗｔ％、Ｍ
ｏ　：　０．１〜１．０ｗｔ％を含むＺｒ合金を選定し
た。

熱間塑性加工とは、再結晶温度（５３０℃）以上での加
工を意味し１本発明では、板材の熱間圧延、及び、管材
の熱間押出し加工を意味する。熱間加工により、大幅な
板厚減少が可能であり、鍛造材を薄肉化するのに有効で
ある。第４図は本発明において使用するＺｒＺｒ−Ｎｂ
−８ｎ−合金の各温度における変形抵抗とジルカロイ−
４材の変形抵抗とを比較して示す。従来材であるジルカ
ロイ−４材の熱間圧延、あるいは、熱間押出しは６００
℃前後で行われてきた。本発明材の６００℃における変
形抵抗はジルカロイ−４材に比べて約１００　Ｍ　Ｐ　
ａ変形抵抗が高く、この温度で加工するためには、熱間
圧延機の容量を大きくする必要があることを意味し、製
造コストが上昇する。

ＺｒＺｒ−Ｎｂ−８ｎ−合金において、ジルカロイ−４
の変形抵抗と同等の変形抵抗となるのは６５０”Ｃ以上
での温度である。よって、６５０℃以上の温度でＺｒＺ
ｒ−Ｎｂ−５ｎ−合金の熱間塑性加工を行うと、従来と
同一容量の圧延機が使用できる。

第５図は、熱間加工後の限界冷間圧延加工度に及ぼす、
熱間塑性加工温度の影響を示す。温度が高くなるに従っ
て限界冷間圧延加工度も上昇し。

６５０℃以上の熱間加工温度を選択することにより、５
０％以上の冷間圧延加工が可能になることがわかる。熱
間圧延温度を７５０℃以上にすると金属組織の粗大化を
ひきおこし好ましくない。よって熱間塑性加工温度は６
５０〜７５０℃が適切である。この温度範囲を選定する
ことにより、すぐれた冷間加工性及び熱間加工性が得ら
れる。

第６図は、５０％の冷間圧延したジルカロイ−４材及び
Ｚｒ　　Ｎｂ　　Ｓｎ−Ｍｏ合金の伸びに及ぼす焼なま
し温度の影響を示す。５５０℃以上の焼なましを施こす
ことにより、伸びが回復する。

よって、中間腕なまし温度を５５０℃以上とすることに
より、すぐれた冷間加工性が得られることがわかる。６
５０℃以上に温度を高くしても伸びは高くならず、結晶
粒の粗大化をひきおこすので好ましくない。よって中間
腕なまし温度は５５０〜６５０℃の範囲が適切である。

熱間塑性加工、冷間加工、中間腕なましにより金属組織
中の析出物は粗大化し、強度は低下する。

製造プロセス下流での焼入れ処理は、粗大化した析出物
を微細化させ、強度を、再び、高めることを目的とした
熱処理である。

第７図は強度及び伸びに及ぼす焼入れ温度の並びに焼入
れ後の熱処理温度の影響を示す。β相温度より焼入れし
た材料の強度は高くなるが、延性が著しく低下し、破断
形能も不安定となり好ましくない。α＋β温度からの焼
入れ材は高延性で強度も比較的高い。この優れた特性は
、微細析出が生じた部分と延性の高い微細析出がほとん
どないα−Ｚｒ相の結晶粒が混在するためにもたらされ
る。第８図は腐食増量と焼入温度の関係を示す。

当材の腐食はいずれの焼入温度でも白色腐食は生じない
が８８０℃以上で腐食増量が増大する傾向にある。また
、焼入温度は次工程の冷間加工性にも影響を及ぼし、８
５０℃付近を越えると加工性が著しく低下する（第９図
）。

よって焼入れ温度はα＋β相温度範囲（７９０〜８７０
℃）が適切であり、８３０〜８７０℃が好ましい。

また、焼入後の冷間圧延は従来のＺｒ−Ｎｂ合金では、
１０％程度（以後の時効処理で再結晶が生じない範囲）
で行うのが通常の方法である。これは冷間圧延によって
強化することを目的としている。本製造工程ではＭｏ添
加によって強化されているため必ずしも冷間圧延を組み
入れる必要はない。

最終熱処理は、α＋β焼入れにより固溶したＮｂを微細
析出させて１強度及び耐食性を改善するために行う。

溶接１組立工程後の最終熱処理は、α相の４００〜６５
０℃で実施する。第１０図に示すように引張強さは４０
０〜５００℃で時効効果による強化が生じ、最大強度が
得られる。伸びは２０％前後でやや低く、高延性を出す
には６００〜６５０’Ｃで実施するのがよい。

当合金の強度については、従来材のＺｒ−２，５ｗｔ％
Ｎｂに比べ高温度の焼なましでも十分な高強度が得られ
、かつ、高延性である。これはＭｏ添加によってＺｒ（
Ｍｏ）の金属間化合物が微細に析出するためである。最
終熱処理は耐食にも大きく影響を及ぼす。処理は前工程
のα＋β焼入で生成した非平衡相組織（β−Ｚｒ及びω
相）及び、溶接時の熱サイクルで生じた溶接金属、及び
、溶接熱影響部の非平衡相組織（β−Ｚｒ相。

ω相を含む）を低減させ、耐食性を改善させる効果があ
る。第１１図は母材及び溶接部の耐食性に及ぼす最終熱
処理温度の影響を示す。α＋β焼入れ、あるいは溶接に
より低下した耐食性は４００℃以上の温度での最終熱処
理により回復し、再び、高い耐食性が得られる。

耐食性改善効果は４００〜６５０℃、０．５〜３０ｈで
達成できる。４００℃を下まわる温度ではＮｂの析出が
なく非平衡相が残り、高耐食が得られない。６５０℃を
越える温度では非平衡相が消失し、耐食性が向上するも
のの析出物が凝集、粗大化して強度低下を招くので好ま
しくない。

最終焼なまし温度、及び、時間は、転位密度にも影響を
及ぼす。冷間加工により導入された転位は、焼なまし温
度の上昇及び焼なまし時間の増加に伴って消失し、その
密度を減らす。クリープ変形は、初期の転位密度により
異なり、転位密度が低いほどクリープ変形量も小さくな
る。好適な転位密度は３Ｘ１０”ケ／ｄ以下である。こ
のような転位密度とするためには、５００℃以上の温度
では少なくとも一時間以上その温度に保持する必要があ
る。二十四時間程度保持することにより、クリープ変形
抵抗の高チャンネルボックスが得られる。

〔実施例〕 以下、本発明を実施例により、さらに具体的に説明する
。

表１は、合金の化学組成を示す。合金成分及び組成を調
整したブリケットを真空アーク溶解し、第一次インゴッ
トを作製した。このインゴットを表１　合金の化学組成 電極として第二次真空アーク溶解を行いインゴットを作
製した。このインゴットを１０２０℃で鍛造し７５ｍｍ
の断面とした。７００℃で二回熱間圧延し厚さ４ｎＩ＋
の板材とした。即ち、第一熱間圧延で４０ｎｖｎの厚さ
とし、第二次熱間圧延で４ｍｎとした。

その後、冷間圧延と６００℃、二時間の中間焼なましに
より厚さ２．１　ｍの板材とした。この板材を８７０℃
に加熱し約−時間保持後、平均冷却速度５０”Ｃ／Ｓで
室温まで冷却した。この板材をコの字形に曲げ加工し、
曲げ加工した二枚の板材を突き合せ溶接した後、溶接後
ビードを平坦化するため溶接部をロールで圧延した。こ
の内部にステンレス製マンドレルを挿入し、５５０’Ｃ
に十時間保持した。ステンレスの線膨張係数はＺｒ合金
より高いため、チャンネルボックスは拡管され所定の寸
法に整形されると同時に、α＋βクエンチにより固溶し
たＮｂ及びＭＯは析出し、非平衡相は消失した。以上の
方法で製造されたチャンネルボックスの引張強度は、約
８０　ｋｇ／　ｍｍ”以上であり、伸びは約２２％であ
った。転位密度は、ｌＸｌ０”ケ／ｄに減じていた。

このチャンネルボックス溶接部より試験片を切り出し、
２８８℃、圧力８６ｋｇ／ｃｄの高温水中に三百時間浸
漬し、耐食性を調べた。その結果、溶接部にも、母材と
同様な黒色の均一酸化膜が形成され、白色の異常腐食の
発生は認められなかった。

表２はこれら結果をまとめて示す、水素吸収率も従来材
であるジルカロイ−４材の約１／４〜１１５であり水素
脆化の心配もないことがわかる。

〔発明の効果〕

本発明によれば、高強度で、かつ、耐食性の優れたチャ
ンネルボックスの製造ができるので、原子炉内での長時
間使用にも耐えられる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の一実施例の燃料チャンネルボックス製
造プロセス、第２図は燃料集合体の断面図、第３図はチ
ャンネルボックスの斜視図、第４図は変形抵抗と加工温
度の関係図、第５図は限界冷間圧延加工度と熱間圧延加
工温度の関係図、第６図は伸びと焼なまし温度の関係図
、第７図は引張強さ及び伸びと焼入後の熱処理温度の関
係図、第８図は腐食増量と焼入温度の関係図、第９図は
限界冷間圧延加工度と焼入温度の関係図、第１０は引張
強さと最終熱処理温度の関係図、第１１図は腐食増量と
最終熱処理温度の関係図である。 １・・・燃料棒、２・・・スペーサ、３・・・チャンネ
ルボックス、４・・・上部タイプレート、５・・・下部
タイプレート、１ｏ・・・溶接部。 第　ｌ　の 第　２　口 第　３　阻 第　４　口 カロエ、温度　（”ｃつ 箒　、５　口 ｊｉｆ４−Ｚｒ　−／・Ｓｗｔ　Ｘ　Ｎｂ　−７・０ｗ
ｔ％Ｓ？１−ｏ５ｖｔ％Ｍ。 ＠間圧話切肛農度（’ｃつ 第　６　口 焼なれ温度（°り 第　７　口 ＲＦｌ−：　ｈ　−２ｗｔ％Ｎｂ−１ｗｆ、５Ｓｎ−０
，５ｗｔ４ｒｒ’ｌ。 焼入俊の＠処理温度（°Ｃ） 第　８　目 材＋４　）ｌｒ−ｏ占〜２０ｗｔｉｒＪｂ−１０ｗｔＸ
　ｓ九−ｏ２〜ｏＳｗｔ％Ｍ。 焼入温度（°り 第　９　町 材料：　Ｚｙ　−０！５４５ｗｔ　Ｎｂ　−７・０ｗｔ
１　Ｓ？Ｉ　−０−２〜θ５ｖｖｔ％Ｍ１１）焼入温度
（°Ｃ） 早　１０　の 最終灯処理５１度（°Ｃ） 早　／ｌ　口 条＃熟処理温度（°す

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、燃料ペレットを燃料被覆管内に内蔵したものよりな
   る燃料棒、複数の前記燃料棒を収納するチャンネルボッ
   クス、前記チャンネルボックス内の前記燃料棒の間を仕
   切るスペーサを含む燃料集合体のうち、Ｎｂ：０．５〜
   ２．５ｗｔ％、Ｓｎ：０．５〜２．０ｗｔ％、Ｍｏ：０
   ．１〜１．０ｗｔ％、残部Ｚｒの合金からなる溶接構造
   部材であるチャンネルボックスの製造法において、 （１）溶解インゴットをβ相温度範囲で鍛造する工程 （２）鍛造材を再びβ相温度範囲に加熱し、急冷する溶
   体化処理工程 （３）熱間圧延加工する工程 （４）冷間圧延加工と焼なましとを交互に繰返す工程 （５）α＋β相温度範囲に加熱後急冷する工程（６）冷
   間圧延する工程 （７）曲げ加工を施す工程 （８）溶接により角筒を形成する工程 （９）応力を負荷してα相温度範囲で熱処理する工程 からなる工程をこの順に行うことを特徴とする原子炉燃
   料集合体用チャンネルボックスの製造方法。 ２、特許請求の範囲第１項において、 前記（６）の工程を省略したことを特徴とする原子炉燃
   料集合体用チャンネルボックスの製造方法。 ３、特許請求の範囲第１項または第２項において、前記
   工程（３）の熱間圧延加工の温度が ６００℃〜７５０℃であることを特徴とする原子炉燃料
   集合体用チャンネルボックスの製造方法。 ４、特許請求の範囲第１項または第２項において、前記
   工程（４）の焼なまし温度が５５０℃〜６５０℃である
   ことを特徴とする原子炉燃料集合体用チャンネルボック
   スの製造方法。 ５、特許請求の範囲第１項または第２項において、前記
   工程（５）のα＋β相加熱温度範囲が７９０℃〜８７０
   ℃であることを特徴とする原子炉燃料集合体用チャンネ
   ルボックスの製造方法。 ６、特許請求の範囲第１項または第２項において、前記
   工程（９）の相加熱温度が４００〜６５０℃であること
   を特徴とする原子炉燃料集合体用チャンネルボックスの
   製造方法。 ７、特許請求の範囲第１項または第２項または第５項に
   おいて、 前記工程（９）の合金部材中の転位密度が３×１０＾１
   ＾０ケ／ｃｍ＾３以下となるようにα相温度範囲での加
   熱時間を制御することを特徴とする原子炉燃料集合体用
   チャンネルボックスの製造方法。