JP7412432B2

JP7412432B2 - 原子炉用燃料棒のためのクラッド管

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Publication number: JP7412432B2
Application number: JP2021540050A
Authority: JP
Inventors: ラース－エリックビエルケ; ゴランエンブリング; コニーランパ; テルアンダーソン
Original assignee: ウェスティングハウスエレクトリックスウェーデンアーベー
Priority date: 2019-01-14
Filing date: 2019-12-18
Publication date: 2024-01-12
Anticipated expiration: 2039-12-18
Also published as: EP3680917C0; JP2022517000A; EP3680917B1; US20220102017A1; WO2020148061A1; EP3680917A1

Description

本発明は、原子炉用、例えば沸騰水型原子炉（ＢＷＲ）及び加圧水型原子炉（ＰＷＲ）等の軽水炉を含む水冷式原子炉用の燃料棒のためのクラッド管に関する。

特に、本発明は、原子炉用燃料棒のためのクラッド管（被覆管）であって、核燃料を収容するための内部空間を画定する管状基材と、この管状基材上に設けられた表面層とを含むクラッド管に関する。この管状基材は、ジルコニウム基合金から作製され、第１の熱膨張係数を有する。表面層は合金からなる。この合金は
Ｃｒ並びにＮｂ及びＦｅのうちの少なくとも１つを含む大部分の主要元素、
少量部分のジルコニウム、並びに
場合によっては残余部分の間充元素
からなる。

本発明は、クラッド管を含む燃料棒、及び燃料棒を含む燃料集合体にも関する。

水冷式原子炉用の燃料棒は、典型的には、長さが数メートルであってもよいクラッド管に封入された、酸化物、窒化物若しくはケイ化物のペレットの形のウラン、プルトニウム及び／又はトリウムの核燃料を含む。クラッド管の直径は約１ｃｍであり、ジルカロイ（Ｚｉｒｃａｌｏｙ）－２、ジルカロイ－４、ＺＩＲＬＯ、ＺｒＳｎ、Ｍ５、Ｅ１１０等のジルコニウム基合金から作製されていることが多い。

ジルコニウム基合金は、典型的には、少なくとも９８重量％のジルコニウム濃度を有し、良好な機械的特性及び中性子経済特性を有する。しかしながら、ジルコニウム基合金は非常に高い温度に弱く、蒸気又は空気と接触すると発熱的に酸化する可能性があり、例えば深刻な原子力事故が発生した場合には、その可能性がある。ジルコニウム基合金に水素が拡散すると、水和が生じ、クラッド管の強度が低下する可能性がある。既存の燃料棒では、通常運転時と事故時の両方において、二酸化ジルコニウムの表面層を介した水素の拡散により、有害な水素化物が形成される可能性がある。

ジルコニウム基合金のこれらの問題を改善又は軽減するために、燃料棒のクラッド管にそのクラッド管の外側表面に設けられる表面層を備えることが提案されている。

米国特許出願公開第２０１５／００５０５２１号明細書は、多層コーティングで覆ったジルコニウムベースの基材を含む多層材料を開示しており、この多層コーティングは、クロム、クロム合金、又はＮｂ－Ｃｒ－Ｔｉ系の三元合金から選ばれた同一又は異なる物質で構成された金属層を含む。このような材料は、原子炉の事故条件における耐酸化性が向上している。

米国特許出願公開第２０１５／００５０５２１号明細書

本発明の目的は、核燃料棒の高温特性を改善することである。より正確には、本発明は、少なくとも１３００℃までの特性を改善することを目的としており、特に、いわゆる事故耐性燃料（ＡｃｃｉｄｅｎｔＴｏｌｅｒａｎｔＦｕｅｌ、ＡＴＦ）を目的としている。

この目的は、最初に規定したクラッド管によって達成され、このクラッド管は、上記合金が第２の熱膨張係数を有し、この第２の熱膨張係数が２０℃から少なくとも１３００℃まで第１の熱膨張係数よりも大きいように主要元素の濃度が選択されることを特徴とする。

例えば事故の場合にクラッド管が高温に加熱されると、熱膨張率の差によって表面層に圧縮応力が発生し、この圧縮応力によって管状基材に対する表面層の接合性や密着性が向上し、クラッド管の応力や耐食性も改善される。

表面層は、管状基材のジルコニウム基合金を酸素及び水蒸気との接触から保護し、従って腐食及び水和を防ぐのに効率的に寄与する。表面層は、機械的な摩耗やフレッティング（ｆｒｅｔｔｉｎｇ）からもクラッド管を保護する可能性がある。

このようにして、当該クラッド管は事故耐性燃料（ＡＴＦ）の候補となりうる。

大部分の主要元素は、Ｃｒ、並びにＮｂ及びＦｅのうちの１つを含むか、又はＣｒ、並びにＮｂ及びＦｅのうちの１つからなる。この合金は、体心立方格子（ＢＣＣ）構造を有していてもよい。ＢＣＣ構造は、管状基材のジルコニウム基合金への水素の拡散を最小限に抑えることに寄与する。

大部分の主要元素は、典型的には表面層の合金の少なくとも９４重量％、好ましくは表面層の合金の少なくとも９５重量％、より好ましくは表面層の合金の少なくとも９６重量％、さらにより好ましくは表面層の合金の少なくとも９７重量％、さらに好ましくは、表面層の合金の少なくとも９８重量％、最も好ましくは表面層の合金の少なくとも９９重量％を構成していてもよい。

Ｃｒは、耐食性や耐水和性が高いため、上記合金の大部分の主要元素として有利である。Ｎｂ及びＦｅも、良好な保護特性を有し、それぞれ、管状基材のジルコニウム基合金の第１の熱膨張係数よりも有意に大きい７．３１×１０^－６／℃及び１１．７６×１０^－６／℃という比較的高い熱膨張係数を有するという利点がある。

本発明の一実施形態によれば、ジルコニウム基合金は、少なくとも９８重量％のＺｒの濃度を有していてもよい。従って、ジルコニウム基合金は、例えば、ジルカロイ－２、ジルカロイ－４、ＺＩＲＬＯ、ＺｒＳｎ、Ｍ５及びＥ１１０のうちの１つを含んでもよい。

表面層におけるジルコニウムの存在により、管状基材のジルコニウム基合金への表面層の接合性及び密着性が改善されうる。

上記少量部分のジルコニウムは、基材層への表面層の付与（設置）に関連して、表面層へのジルコニウムの添加によって、特に主要元素の粉末へのジルコニウムの粉末の添加によって得られてもよい。あるいは、少量部分のジルコニウムは、特に管状基材への表面層の付与に関連して、管状基材のジルコニウム基合金から表面層へジルコニウムが移行することを許容することによって得られてもよい。

本発明の一実施形態によれば、第２の熱膨張係数は、２０℃から少なくとも１３００℃までの間で第１の熱膨張係数よりも少なくとも１％大きい。

本発明の一実施形態によれば、第２の熱膨張係数は、２０℃から少なくとも１３００℃までの間で第１の熱膨張係数よりも少なくとも２％大きい。

本発明の一実施形態によれば、表面層の合金の熱膨張率は、１３００℃において第１の熱膨張率よりも最大で２０％、好ましくは最大で１０％大きい。

本発明の一実施形態によれば、表面層の少量部分のジルコニウムは、表面層の合金の０．１～５重量％を占める。

本発明の一実施形態によれば、表面層の合金中のジルコニウムの濃度は、管状基材に向かって増加し、表面層の合金中の主要元素の濃度は、管状基材に向かって減少する。このようにして、合金の主要元素及びＺｒの両方からなる融合部が形成されることになる。このような融合部は、管状基材への表面層の接合性及び密着性を改善する可能性がある。

本発明の一実施形態によれば、表面層の大部分の主要元素は、Ｃｒ及びＮｂからなる。

この実施形態では、Ｃｒは、合金中に４８～５４重量％、例えば５１重量％の濃度で存在してもよく、Ｎｂは、合金中に４４～５０重量％、例えば４７重量％の濃度で存在してもよい。この実施形態の合金は、中性子断面積２．１バーン（２．１×１０^－２８ｍ^２）、及び線熱膨張率６．７×１０^－６／℃を有していてもよい。

本発明の一実施形態によれば、表面層の大部分の主要元素は、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｂからなる。

この実施形態では、Ｃｒは、合金中に２０～２６重量％、例えば２３重量％の濃度で存在してもよく、Ｎｂは、合金中に５２～５８重量％、例えば５５重量％の濃度で存在してもよく、Ｍｏは、合金中に１６～２２重量％、例えば１９重量％の濃度で存在してもよい。この実施形態の合金は、１．９バーン（１．９×１０^－２８ｍ^２）の中性子断面積、及び６．６×１０^－６／℃の線熱膨張率を有していてもよい。

Ｍｏは、管状基材の特定のジルコニウム合金に合わせて、合金の熱膨張率のバランスをとるのに有利である。Ｍｏは、４．９×１０^－６／℃の熱膨張率を有する。

本発明の一実施形態によれば、表面層の大部分の主要元素は、Ｃｒ、Ｍｏ及びＦｅからなる。

この実施形態では、Ｃｒは、合金中に２６～３２重量％、例えば２９重量％の濃度で存在していてもよく、Ｍｏは、合金中に４５～５１重量％、例えば４８重量％の濃度で存在していてもよく、Ｆｅは、合金中に１７～２３重量％、例えば２０重量％の濃度で存在していてもよい。この実施形態の合金は、２．７バーン（２．７×１０^－２８ｍ^２）の中性子断面積、及び６．７×１０^－６／℃の線熱膨張率を有していてもよい。

本発明の一実施形態によれば、表面層は、最大で０．１ｍｍの厚さを有する。熱中性子の吸収を許容可能なレベルに保ち、燃料棒の中性子経済の表面層の影響を最小限に抑えるためには、表面層の厚さを低く、すなわち０．１ｍｍ未満に保つことが重要である。

本発明の一実施形態によれば、表面層は、少なくとも０．００３ｍｍ、少なくとも０．００５ｍｍ、又は少なくとも０．０１ｍｍの厚さを有する。表面層のこの最小の厚さは、基材への確実な接合と満足できる保護特性を得るために選択されている。

本発明の一実施形態によれば、表面層はレーザー堆積（蒸着）され、融着によって管状基材に結合される。レーザー堆積により、表面層は管状基材のジルコニウム基合金に融着接合され、原子炉の通常運転時に、周囲の冷却水への燃料棒の熱対流を改善する表面テクスチャを作成することができる。

冷間圧延により、レーザー堆積前の管状基材のテクスチャに対応する、又は実質的に対応する管状基材のテクスチャが達成されてもよい。冷間圧延は、表面層の所望の薄い厚さを達成することにも寄与してもよい。

本発明の一実施形態によれば、表面層の残余部分の間充元素は、ＡＬＡＲＡ（アララ）の原則（ＡｓＬｏｗＡｓＲｅａｓｏｎａｂｌｙＡｃｈｉｅｖａｂｌｅ、合理的に達成可能な限り被ばく量を減らして放射線を利用するという原則）のレベルの濃度で、合金中に存在する。間充元素の合計濃度は、０．５重量％未満、好ましくは０．４重量％未満、より好ましくは０．３重量％未満、さらに好ましくは０．２重量％未満、最も好ましくは０．１重量％未満であってもよい。

上記目的は、上述のようなクラッド管と、このクラッド管に封入された核燃料、とりわけ核燃料ペレットの形態の核燃料とを含む燃料棒によっても達成される。

さらには、上記目的は、複数の上述のような燃料棒を含む燃料集合体によって達成される。この燃料集合体は、軽水炉、とりわけ沸騰水型原子炉、加圧水型原子炉、又はロシア型加圧水型原子炉に挿入されるように構成されていてもよい。

次に、本発明が、様々な実施形態の説明を通して、及び添付の図面を参照して、より詳しく説明される。

図１は、原子炉用燃料集合体の縦断面図を模式的に開示する。図２は、図１の燃料集合体の燃料棒の縦断面図を模式的に開示する。図３は、図２の燃料棒のうち、管状基材と表面層とを含む部分の拡大縦断面図を模式的に開示する。図４は、管状基材及び表面層の熱膨張係数を模式的に示す図を開示する。図５Ａは、表面層の外側表面からの距離に応じた表面層の元素の濃度を模式的に示す図を開示する。図５Ｂは、表面層の外側表面からの距離に応じた表面層の元素の濃度を模式的に示す図を開示する。図５Ｃは、表面層の外側表面からの距離に応じた表面層の元素の濃度を模式的に示す図を開示する。

図１は、核分裂炉、特に沸騰水型原子炉（ＢＷＲ）や加圧水型原子炉（ＰＷＲ）等の軽水炉（ＬＷＲ）で使用されるように構成された燃料集合体１を開示する。

燃料集合体１は、ボトム部材２と、トップ部材３と、ボトム部材２とトップ部材３との間に延びる複数の細長い燃料棒４とを含む。燃料棒４は、複数のスペーサー５によって、その位置が維持されている。

さらには、燃料集合体１は、例えばＢＷＲで使用される場合には、破線６で示され、燃料棒４を取り囲む流路又は燃料ボックスを含んでいてもよい。

図２は、図１の燃料集合体１の燃料棒４の１つを開示する。燃料棒４は、例えば複数の焼結核燃料ペレット１０の形をした核燃料と、この核燃料（この場合は核燃料ペレット１０）を封入するクラッド管１１とを含む。燃料棒４は、クラッド管１１の下端を封止する底部プラグ１２と、クラッド管１１の上端を封止する上部プラグ１３とを含む。核燃料ペレット１０は、クラッド管１１の内部空間１４にパイル状に（重ねて）配置されている。クラッド管１１は、内部空間１４に燃料ペレット１０及びガスを封入している。

ばね１５は、パイル状の核燃料ペレット１０と上部プラグ１３との間の内部空間１４の上部プレナム１６に配置されている。ばね１５は、パイル状の核燃料ペレット１０を底部プラグ１２に押し付ける。

図３に見られるように、クラッド管１１は、管状基材２０と、管状基材２０上に付与（設置）された表面層２１とを含む。好ましくは、表面層２１は、燃料棒４の周囲に円周方向に延在する燃料棒４の外側表面層４’を形成する。

管状基材２０は、核燃料ペレット１０を収容する内部空間１４を画定する。管状基材２０は、Ｚｒを少なくとも９８重量％含んでいてもよいジルコニウム基合金、例えば、ジルカロイ－２、ジルカロイ－４、ＺＩＲＬＯ、ＺｒＳｎ、Ｅ１１０、及びＭ５から作製されている。

管状基材２０は、図４に模式的に示された第１の熱膨張係数Ｃ１を有する。見てわかるように、第１の熱膨張係数Ｃ_１は完全な線形ではない。これは、α相からβ相への相変態に起因する。相変態が起こる温度範囲は、様々なジルコニウム基合金によって異なってもよい。

表面層２１は、大部分の主要元素と、少量部分のジルコニウムと、場合によっては残余部分の間充元素とからなる合金で構成されている。表面層２１の合金は、第２の熱膨張係数Ｃ_２を有する。

表面層２１の合金の大部分の主要元素は、Ｃｒ、並びにＮｂ及びＦｅのうちの少なくとも１つを含むか、又はＣｒ、Ｍｏ、並びにＮｂ及びＦｅのうちの少なくとも１つからなる。

表面層２１の少量部分のジルコニウムは、表面層２１の合金の０．１～５重量％を占めていてもよい。この濃度は、表面層２１の合金中のＺｒの平均濃度であってもよい。好ましくは、表面層２１の合金中のジルコニウムの濃度は、管状基材２０に向かって増加してもよく、従って、表面層２１の合金中の主要元素の濃度は、管状基材２０に向かって減少してもよい。これは、図５Ａ～５Ｃに模式的に示されている。

場合によっては表面層２１の残余部分となる間充元素は、表面層２１の合金中に、ＡＬＡＲＡ（アララ）の原則（ＡｓＬｏｗＡｓＲｅａｓｏｎａｂｌｙＡｃｈｉｅｖａｂｌｅ、合理的に達成可能な限り被ばく量を減らして放射線を利用するという原則）のレベルの濃度で存在する。このため、間充元素の合計濃度は、０．５重量％未満、好ましくは０．４重量％未満、より好ましくは０．３重量％未満、さらに好ましくは０．２重量％未満、最も好ましくは０．１重量％未満であってもよい。

このように、間充元素は、上記で定義された元素及び物質、すなわちＣｒ、Ｆｅ、Ｎｂ、Ｍｏ及びＺｒ以外のさらなる元素及び物質の不純物及び痕跡を、少量又は非常に少量含んでいてもよい。例えば、Ｚｒ以外の元素、例えば、Ｓｎ、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｏ等が、基材２０のジルコニウム基合金から表面層２１に移行してもよい。

表面層２１の合金の主要元素の濃度は、２０℃から少なくとも１３００℃までの間で、第２の熱膨張係数Ｃ_２が第１の熱膨張係数Ｃ_１よりも大きいように選択される。

好ましくは、第２の熱膨張係数Ｃ_２は、２０℃から少なくとも１３００℃までの間で、第１の熱膨張係数Ｃ_１よりも少なくとも１％大きくてもよい。

より好ましくは、第２の熱膨張係数Ｃ_２は、２０℃から少なくとも１３００℃までの間で第１の熱膨張係数Ｃ_１よりも少なくとも２％大きい。

図４に示されているように、第２の熱膨張係数Ｃ_２は、選択された主要元素の濃度に応じて、破線で画定された範囲内で変化してもよい。第２の熱膨張係数Ｃ_２は、線形又はほぼ線形である。

表面層１０は、最大で０．１ｍｍ、少なくとも０．００３ｍｍ、少なくとも０．００５ｍｍ、又は少なくとも０．０１ｍｍの厚さを有していてもよい。

表面層２１は、レーザー堆積され、融着によって管状基材２０に結合されてもよい。表面層２１によって含まれるべき主要元素、及び場合によってはＺｒは、粉末状で提供されてもよい。主要元素、及び場合によってはＺｒの粉末の混合物が管状基材２０に塗工（付着）され、レーザーによって表面層２１を形成してもよい。

主要元素、及び場合によってはＺｒのこのレーザー堆積によって、上述した管状基材２０に向けたジルコニウムの濃度の増加、及び管状基材２０に向けた主要元素の濃度の減少が達成されてもよい。

表面層２１の融着は、主要元素の濃度が減少し、Ｚｒの濃度が増加する融合部２２によって規定される。融合部２２は、図５Ａ～図５Ｃにほぼ図示されており、図５Ａ～図５Ｃの破線の間に位置している。

表面層２１及び融合部２２におけるＺｒの濃度の増加は、Ｚｒがどのように添加されたかに関係なく、すなわち、レーザー堆積される粉末の成分としての場合であっても、又はＺｒ原子が管状基材２０から外部表面４’に向かって移行した場合であっても、主として図５Ａ～図５Ｃの線に従う。

以下では、合金の大部分の主要元素の適切な組み合わせの３つの異なる例が提示される。これらの３つの例は、適切な主要元素の組み合わせの他の例を排除するものと解釈してはならない。

例１
例１では、表面層２１の大部分の主要元素は、ＣｒとＮｂとからなる。Ｃｒは、合金中に５１重量％の濃度で存在していてもよく、Ｎｂは、合金中に４７重量％の濃度で存在していてもよい。Ｚｒは、合金中に２重量％の濃度で存在してもよい。

本例の合金は、中性子断面積が２．１バーン（２．１×１０^－２８ｍ^２）、又は実質的に２．１バーン（２．１×１０^－２８ｍ^２）であり、線熱膨張率が６．７×１０^－６／℃、又は実質的に６．７×１０^－６／℃である。

図５Ａの図は、外側表面４’から管状基材２０までの表面層２１におけるＣｒ、Ｎｂ及びＺｒの濃度の変化を模式的に開示する。

例１から実質的に逸脱することなく、Ｃｒの濃度は４８～５４重量％の範囲にあってもよく、Ｎｂの濃度は４４～５０重量％の範囲にあってもよい。

例２
例２では、表面層の大部分の主要元素は、Ｃｒ、Ｍｏ及びＮｂからなる。この場合、Ｃｒは、合金中に２３重量％の濃度で存在してもよく、Ｍｏは、合金中に１９重量％の濃度で存在してもよく、Ｎｂは、合金中に５５重量％の濃度で存在してもよい。

例２の合金は、中性子断面積が１．９バーン（１．９×１０^－２８ｍ^２）、又は実質的に１．９バーン（１．９×１０^－２８ｍ^２）であってもよく、線熱膨張率が６．６×１０^－６／℃、又は実質的に６．６×１０^－６／℃であってもよい。

図５Ｂの図は、外部表面４’から管状基材２０までの表面層２１におけるＣｒ、Ｍｏ、Ｎｂ及びＺｒの濃度の変化を模式的に開示する。

例２から実質的に逸脱することなく、Ｃｒの濃度は２０～２６重量％の範囲にあってもよく、Ｍｏの濃度は１６～２２重量％の範囲にあってもよく、Ｎｂの濃度は５２～５８重量％の範囲にあってもよい。

例３
例３では、表面層の大部分の主要元素が、Ｃｒ、Ｍｏ及びＦｅからなる。この場合、Ｃｒは、合金中に２９重量％の濃度で存在していてもよく、Ｍｏは、合金中に４８重量％の濃度で存在していてもよく、Ｆｅは、合金中に２０重量％の濃度で存在していてもよい。

例２の合金は、中性子断面積が２．７バーン（２．７×１０^－２８ｍ^２）、又は実質的に２．７バーン（２．７×１０^－２８ｍ^２）であってもよく、線熱膨張率が６．７×１０^－６／℃、又は実質的に６．７×１０^－６／℃であってもよい。

図５Ｃの図は、外側表面４’から管状基材２０までの表面層２１におけるＣｒ、Ｍｏ、Ｆｅ及びＺｒの濃度の変化を模式的に開示する。

例２から実質的に逸脱することなく、Ｃｒの濃度は２６～３２重量％の範囲にあってもよく、Ｍｏの濃度は４５～５１重量％の範囲にあってもよく、Ｆｅの濃度は１７～２３重量％の範囲にあってもよい。

本発明は、開示された実施形態に限定されるものではなく、添付の特許請求の範囲の範囲内で変形及び変更されてもよい。

Claims

原子炉用燃料棒（４）のためのクラッド管（１１）であって、前記クラッド管（１１）は、核燃料を収容するための内部空間（１４）を画定する管状基材（２０）と、前記管状基材（２０）上に設けられた表面層（２１）とを含み、
前記管状基材（２０）は、ジルコニウム基合金から作製されており、第１の熱膨張係数を有し、
前記表面層（２１）は合金からなり、
前記合金は、
Ｃｒ並びにＮｂ及びＦｅのうちの少なくとも１つを含む大部分の主要元素、
少量部分のジルコニウム、並びに
残余部分の間充元素
からなり、
前記大部分の主要元素は、前記表面層の合金の少なくとも９４重量％を構成し、
前記表面層（２１）の前記合金が第２の熱膨張係数を有し、前記第２の熱膨張係数が２０℃から少なくとも１３００℃までの間で前記第１の熱膨張係数よりも少なくとも１％大きいことを特徴とするクラッド管（１１）。
前記第２の熱膨張係数が、２０℃から少なくとも１３００℃までの間で前記第１の熱膨張係数よりも少なくとも２％大きい請求項１に記載のクラッド管（１１）。
前記表面層（２１）の前記少量部分のジルコニウムが、前記表面層の前記合金の０．１～５重量％を占める請求項１または請求項２に記載のクラッド管（１１）。
前記表面層（２１）の前記合金中の前記ジルコニウムの濃度が前記管状基材（２０）に向かって増加し、前記表面層（２１）の前記合金中の主要元素の濃度が前記管状基材（２０）に向かって減少する請求項３に記載のクラッド管（１１）。
前記表面層（２１）の前記大部分の主要元素がＣｒ及びＮｂからなる請求項１から請求項４のいずれか１項に記載のクラッド管（１１）。
前記表面層（２１）の前記大部分の主要元素がＣｒ、Ｍｏ及びＮｂからなる請求項１から請求項５のいずれか１項に記載のクラッド管（１１）。
前記表面層（２１）の前記大部分の主要元素がＣｒ、Ｍｏ及びＦｅからなる請求項１から請求項６のいずれか１項に記載のクラッド管（１１）。
前記表面層（２１）が、最大で０．１ｍｍの厚さを有する請求項１から請求項７のいずれか１項に記載のクラッド管（１１）。
前記表面層（２１）が、少なくとも０．００３ｍｍの厚さを有する請求項１から請求項８のいずれか１項に記載のクラッド管（１１）。
前記表面層（２１）の前記残余部分の間充元素が、ＡｓＬｏｗＡｓＲｅａｓｏｎａｂｌｙＡｃｈｉｅｖａｂｌｅ（ＡＬＡＲＡの原則）のレベルの濃度で、前記合金中に存在する請求項１から請求項９のいずれか１項に記載のクラッド管（１１）。
請求項１から請求項１０のいずれか１項に記載のクラッド管（１１）と、前記クラッド管（１１）に封入された核燃料とを含む燃料棒（４）。
複数の請求項１１に記載の燃料棒（４）を含む燃料集合体（１）。