JPH01116057A - 原子炉用スペーサの製造法 - 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、複数本の燃
料棒をスペーサで間を仕切って筒内に収納した構造をも
つ原子炉燃料スペーサの製造方法に関する。

〔従来の技術〕

ＢＷＲ燃料集合体は、第１５図の断面概略図に示すよう
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、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。

スペーサは、第１６図に平面図で示すような格子状の枠
体であり、スペーサバー６とスペーサ板ばね７とよりな
り、燃料棒１はスペーサの各格子の中に挿入される。そ
して、ＢＷＲ燃料集合体では長手方向に沿って七個新設
けられ、多数の燃料棒を所定の間隔に保ち、かつ、固定
しており、燃料棒１の横振動、長手方向の曲がりなどを
防止している。第１７図はスペーサの側面図を示してお
り、燃料棒１の燃料被覆管１ａはスペーサバー６をスペ
ーサ板ばね７によって固定する。なお、スペーサは燃料
棒からの応力が負荷された状態で使用される。また、同
部材は炉水に接する。符号８は溶接個所を示す。

高温高圧水は、ＢＷＲの場合、たとえば２８８℃、８５
ｋｇ／ｃａｔにもなる。加圧水型原子炉の場合は、これ
よりも更に高温高圧となる。

従って、燃料集合体を構成する燃料被覆管、スペーサ、
並びに、チャンネルボックス用材料にはこれらの高温高
圧水の環境下で耐食性、及び、耐水素脆性をもつことが
要求される。又、引張強さが大きいことも必要である。

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は、ジルカロイ−２（Ｓｎ１．２
〜１．７ｗｔ％、Ｆｅ０．０７〜０．２ｗｔ％、Ｃｒ０
．０５〜０．１５ｗｔ％、ＮｉＯ，０３〜０．０８ｗｔ
％、残Ｚｒ）、ジルカロイ−４（Ｓｎ１．２〜１．７ｗ
ｔ％、Ｆｅ０．１８〜０．２４ｗｔ％、Ｃｒ０．０５〜
０．１５ｗｔ％。

残Ｚｒ）　、Ｚｒ−１ｗｔ％Ｎｂ合金、Ｚｒ−２，５ｗ
ｔ％Ｎｂ合金、Ｚｒ−３，５ｗｔ％５ｎ−０，８ｗｔ％
Ｎｂ−０，８ｗｔ％Ｍｏ合金（Ｅｘｃｅ１合金）、Ｚｒ
−１ｗｔ％Ｓ　ｎ　−１ｗ　ｔ％Ｎｂ−０，５ｗｔ％Ｆ
ｅ合金、Ｚｒ−Ｎｂ　（０，５〜５．０ｗｔ％）−８ｎ
　（０〜３．０ｗｔ％）−Ｆｅ、Ｎｉ、Ｃｒ。

Ｔａ、Ｐｄ、Ｍｏ、Ｗのいずれか一種（〜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、湯部酸化（
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、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。腐食は時間の
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、０．５〜２．０
ｗｔ％のＮｂと、１．５重量％までのＳｎと、Ｆｅ。

Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉ及びＷからなる群がら選択
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、溶接部の自責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％Ｎｂ−０〜３ｗｔ％Ｓｎ）または四
元合金（Ｚｒ−０，５〜５ｗｔ％Ｎｂ−０〜３ｗｔ％Ｓ
　ｎ　　Ｆ　ｅ　ｔ　Ｎ　ｘ　ｔ　Ｃｒ　ｒ　Ｔ　ａ　
ｔＰｄ、Ｍｏ、Ｗのいずれか１種を０〜２ｗｔ％）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を改善する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
を溶接部に施こ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スペーサは、以
下に記す特性を具備する必要がある。

すなわち、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、肉厚が従来のスペーサより薄くても、充分な強
度をもつことである。厚いスペーサ部材は循環炉水流路
の障害となり、圧力損失を招くからである。スペーサ部
材の厚さは、０．５　閣を以下であることが好ましく、
従来材の板厚０．７９ｍに対し、約０．３　ｍ薄い。そ
の結果、強度は従来材の約１．６倍必要となる。

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、強度は、Ｚｒ−Ｎ
ｂ系合金に比べて低い。

Ｚｒ−Ｎｂ系合金は、高強度であるが溶接部、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
理を施こすと、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。

このような問題点を解決し、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、前述の問題
点を解決したものである。即ち、Ｎｂ　：　０．５〜２
．５ｗｔ％、　　Ｓ　ｎ　：　０．５〜２．Ｏｗｔ％、
Ｍｏ：０．１〜１．０ｗｔ％を含有するＺｒ合金を使用
し、第１図の製造プロセスで熱間圧延温度：６５０℃〜
７５０℃、冷間加工と冷間加工との間の焼なまし温度：
５５０’Ｃ〜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＝４５０
〜５５０℃とすることにより、スペーサの耐食性、引張
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重量％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Ｗ相からな
る複雑な組織である。白色腐食発生防止には、これら非
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。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、合金の強度を高めるのに
極めて有効である。この理由により、Ｚｒ−Ｎ　ｂ　−
Ｓ　ｎ　−Ｍ　ｏ合金をスペーサ用材料として、Ｎｂ　
：　０．５〜２．５ｗｔ％、　Ｓ　ｎ　：　０．５〜２
．０ｗｔ％、Ｍｏ　：　０．１〜１．０ｗｔ％を含むＺ
ｒ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２図は本発明において使用するＺｒＺｒ−Ｎｂ
−５ｎ−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１００ＭＰａ変形
抵抗（約３０％）が高く、この温度で加工するためには
、熱間圧延機あるいは熱間押出し機の容量を大きくする
必要があり、製造コストが上昇する。ＺｒＺｒ−Ｎｂ−
５ｎ−合金で、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℃以上での温度である。よって、
６５０℃以上の温度でＺｒＺｒ−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３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。６００℃の温度が高く
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５０％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
て好ましくない。よって熱間塑性加工温度は６５０〜７
５０℃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４図は、５０％の冷間圧延したジルカロイ−４材及び
ＺｒＺｒ−Ｎｂ−８ｎ−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、中間焼なまし温度を５
５０℃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。６５０”Ｃ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、中間焼なまし温度は５５０〜６
５０℃の範囲が適切である。

熱間塑性加工、冷間加工、中間焼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５図は強度及び伸びに及ぼす焼入れ強度の並びに焼入
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
態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６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８５０℃付近を
越えると加工性が著しく低下する（第７図）傾向が見ら
れる。

よって、焼入れ温度はα＋β相温度範囲（７９０〜８７
０℃）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）
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ことから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、強度及び耐食性を改善するために行う。

溶接２組立工程後の最終熱処理は、α相の４００〜６５
０℃で実施する。第８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℃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Ｍ。

添加によってＺｒ（Ｍｏ）の金属間化合物が微細に析出
するための効果である。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Ｗ相）、及び、溶接時の熱サイ
クルで生じた溶接金属、及び、溶接熱影響部はの非平衡
相組織（β−Ｚｒ相。

Ｗ相を含む）を低減させ、耐食性を改善させる効果があ
る。第９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焼入れと、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’Ｃ，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。

以上の製造法は５第１図に示すように、平板より組立て
られる格子型の燃料スペーサ製造及びリング状のスペー
サバーで構成する丸セル型の燃料スペーサのいずれにも
適用できる。即ち、前者は熱間塑性加工を熱間圧延ロー
ルで行い、冷間塑性加工では冷間圧延ロールで逐次、薄
板に加工する。

後者は鍛造品を孔抜き加工し、その後、熱間押出し加工
で管材にし、冷間圧延加工ではピルガミルを用いて薄肉
管の製造を行う。

〔実施例〕

以下本発明を実施例により更に具体的に説明するが１本
発明はこれら実施例に限定されるものではない。

〈実施例！〉 表１は合金の化学組成を示す。

表１　合金の化学組成 二回繰返しの真空アーク溶解インゴットをβ鍛造（１０
２０℃）し、１０００℃で溶体化処理した。７００℃±
２０℃で熱間圧延を繰返すことにより、厚さ３園の板材
とした。冷間圧延（板厚減少率約４０％）と６００℃の
焼なましく保持時間〜２ｈ）とを交互に繰返すことによ
り、厚さ０．７ｍの板材とした。この板材を８７０℃に
加熱し、約−時間保持した後、平均冷却速度５０℃／ｓ
ｅｃで室温まで冷却した。板材を最終冷間加工にて約０
．５＋＋ａｔのスペーサ用材とした。第１０図は主にス
ペーサ用材以降の製造プロセスを示し、第１１図の（ａ
）及び（ｂ）はスペーサの形状、第１２図は第８図のス
ペーサをＹ矢印方向から見た図を示す。スペーサは第１
２図、に示したように板材よりスペーサバンド１１とス
ペーサデバイダ９を打抜きし、それぞれ成形加工（デン
プル加工１０及び曲げ加工）を施こし、スペーサ板バネ
７を組込んで格子点、及び、スペーサバーとスペーサバ
ンドを１１ｇ溶接でスポット溶接し、スペーサを組立て
た１組立て終了後、５００℃、２４ｈの最終熱処理（時
効処理）を施こした。その後。

完成スペーサから特性評価試験用試験片を切出し、各種
試験に供した。表２は評価試験結果を示す。

表２　スペーサ材の特性評価 本発明スペーサの溶接部を含む、継手引張強さは室温で
８５０〜１０２０　Ｍ　Ｐ　ａですぐれた高強度を示し
た。耐食性は高温蒸気中、腐食試験（５３０℃、１０．
３　ＭＰａ、２０ｈ）でノジュラ腐食性、高温水中腐食
試験（３００℃、８．３ＭＰ　ａ　、　６００　ｈ）で
白色腐食性を評価した。その結果、本発明材はノジュラ
腐食性並びに白色腐食が発生せず、すぐれた耐食性を発
揮することがわかった。その材料中に吸収された水素量
を測定したところ ２ＨｚＯ＋Ｚｒ→Ｚｒｏｚ＋２Ｈｚ の反応に伴い、発生する水素の２〜１０％しか吸収して
おらず、低い水素吸収率であることがわかった。すなわ
ち、使用中に水素脆化を起こし難い。

溶接部の金属組織ＷＡ察の結果、本発明材では、いずれ
のスペーサでもα相Ｚｒ、β相Ｎｂ。

ＭｏｚＺｒの平衡相であり、非平衡相（β相Ｚｒ。

Ｗ相、α′相Ｚｒなど）は含まれていない。

〈実施例■〉 第１２図は丸セル型のスペーサの形状を示す。

このスペーサは格子型のスペーサバー６で燃料棒を固定
するに対し、丸セル１２で固定する構造であり、丸セル
同士及びスペーサバンド１１と丸セルとスポット溶接さ
れている。

材料はＺｒ−１，５ｗｔ％Ｎｂ−１ｗｔ％５ｎ−０，５
ｗｔ％ＭＯ合金を用いた。スペーサバー用薄板（実施例
！で製造したスペーサ用板を用いたもの）では熱間鍛造
→溶体化処理→熱間圧延（二回繰返し）→冷間圧延と焼
なましとの繰返しで約０．７　ｍ厚さとした。その後、
８７０℃焼入し、冷間加工を経た材料である。これを打
抜き加工、及び、デインプル加工を施して所定の形状に
加工した。一方、丸セル用チューブはインゴット鍛造−
溶体化処理一熱間押出一α＋β焼入−焼なまし１冷間圧
延と焼なましの繰返しで薄肉管にした。その後、所定の
寸法に切断し、板バネを取付は丸セルに加工し、前述の
スペーサバーにＴｉｇ溶接で組立てた。組立終了後５０
０℃、２４時間の最終熱処理（時期処理）を施した。こ
のスペーサを実施例ｉと同様な腐食試験に供したところ
白色腐食は発生せず、高い耐食性を示した。

〈実施例■〉 材料は実施例Ｉの中で溶製したＮ５Ｍ−Ｈ２（Ｚｒ−２
，Ｏｗｔ％Ｎｂ−１，０ｗｔ％５ｎ−０，２ｗ　ｔ％Ｍ
　ｏ　）インゴットを分割して用いた。

第１３図はスペーサの製造工程を示す。板材の製造は熱
間鍛造、溶体化処理、及び、熱間圧延ともに実施例Ｉと
同じ方法によった。熱間圧延材（３ｍ　ｔ　）を８７０
℃、−時間アルゴンガス中で加熱した後、水焼入処理し
た。その後、６００″Ｃ焼なましと冷間圧延の繰返しで
Ｑ、５ｍｍ’ｔのスペーサ用材とした。スペーサの組立
ては実施例Ｉとほぼ同じ方法によったもので、溶接後の
最終熱処理も５００℃、２４ｈとした。

このスペーサを実施例Ｉと同様な引張試験、及び、腐食
試験に供したところ、引張強さは７００〜７３０ＭＰａ
で高強度を示し、ノジュラ腐食及び白色腐食ともに発生
せず、すぐれた特性をもっていた。

〔発明の効果〕

本発明によれば高強度で、耐食性の優れたＺｒＺｒ−Ｎ
ｂ−８ｎ−合金製の燃料スペーサが製造できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明の一実施例を含む燃料スペーサ製造プロ
セスを示す工程図、第２図は変形抵抗と加工温度の関係
図、第３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４図は伸びと焼なまし温度の関係図、第５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６図は腐食増量と焼入温度の関係図、第７図は限界冷
間圧延加工度と焼入温度の関係図、第８図は引張強さと
最終熱処理温度の関係図、第９図は腐食増量と最終熱処
理温度の関係図、第１０図は実施例１の製造プロセス、
第１１図はスペーサの形状を示す平面図及び側面図、第
１２図はスペーサ加工を示す見取図、第１３図は丸セル
スペーサの形状を示す平面図及びその斜視図、第１４図
は実施例■の製造プロセス、第１５図は燃料集合体の断
面図、第１６図はスペーサの平面図、第１７図は第１６
図の側面図である。 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、６・・・スペーサバー、７・・・スペー
サ板バネ、８・・・溶接個所、９・・・スペーサデバイ
ダ−１１０・・・デインプル、１１・・・スペーサバン
ド、１２・・・丸セ算１回 孤釆汰　　　　朱を帽＊汚）　パ朗（λヱ代）￥２ｍ オロエＡ尼　じＣ） 第３図 ｉｆ！′４　：　　Ｚｙ　−１５ｉｖｔ　％　Ｓ’−Ａ
Ｏｗｔ’１Ｓｑ−０とテｗｔ％Ｎａ麿勢冑圧ぶＬ方ロエ
牙１崖　（°す 冨＋図 −Ａ７ｉｔ李（ジ益度（切 ′＄Ｉｆ１２］ 不ｔＪ＋　：；’ｒ−２ｗｔ５１Ｎｂ−１ｗｔ％５ｑ−
Ｑ５　＾信ｇ％。 人を人造ぺ熱入りＩ温７１　（’Ｃ） ￥ｂ口 柱ｆ’ｒ　：　Ｚｒ−ｏ、ｓ〜ｘ、ｏｗｔｚ〜ｂ−／、
σｗＺ％Ｓｑｑ　−ａ、２〜（ｔ、５ｄ　’１Ｍａ焼入
鼻／ｌ（＃Ｃ） ４７圓 ＴＴＴ’ｆ：Ｚｒ−ａｓ−ｙｘｓｗｔｄｂ−ｕｗｔ％ｓ
Ｈ−ｔｙ、２〜ｔｙ、５ｗｔ％Ｍ。 焼ミＦｊｔＡ　（’Ｃ） 葛９　図 最＃熱処理二（度じＣ） 冨１０団 第１１　　図 （α） −ｆ、　ｔ２詔 Ｃα） 葛１３　　図 （（Ｌ） Ｙ！＋殖図

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燃料棒、複
   数本の前記燃料棒を収納する筒、前記筒内の前記燃料棒
   の間を仕切るスペーサ、前記筒と前記スペーサの少なく
   とも一方が溶接構造よりなる原子炉用燃料集合体であつ
   て、前記スペーサはニオブ０．５〜２．５重量％、錫０
   ．５〜２．０重量％、モリブデン０．１〜１．０重量％
   及び残部ジルコニウム合金からなるものにおいて、次の
   工程順に従つて製造することを特徴とする原子炉用スペ
   ーサの製造法。 （１）前記スペーサをβ温度からの溶体化処理後６００
   〜７５０℃の温度範囲で熱間圧延する工程。 （２）冷間加工と５５０〜６５０℃焼なましと冷間加工
   を交互に繰返す工程、 （３）７９０〜８７０℃のα＋β焼入処理を施こす工程
   、 （４）冷間加工を施こし、成形加工を施す工程、 （５）部材の溶接を行い、４００〜６５０℃の温度で最
   終熱処理を施こす。