JPH024945A - 中性子照射下で高温高圧水にさらされるオーステナイト鋼及びその用途 - 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、沸騰水型、加圧水型原子炉、新型転換炉及び
核融合炉の炉心の部材に係り、特に中性子照射を受ける
炉心部の機器部品及び構造物の耐照射脆化性、耐スウェ
リング性に加えて高温高圧水中での耐応力腐食性を有し
、長寿命の原子炉又は核融合炉に関する。

〔従来の技術〕

炉心部を水で冷却する熱中性子炉や核融合炉に用いられ
るオーステナイトステンレス鋼では、中性子照射と高温
高圧水中での腐食の複合作用による応力腐食割れの発生
が懸念される。

高温水の環境下で生ずる応力腐食割れは、結晶粒界での
Ｃｒ炭化物の析出に伴なうＣｒ欠乏層の生成が主要因と
され、これを防止するために鋼中のＣ含有量を低減した
り、例えば特開昭５５１１０７６１号で示される様にＮ
ｂを添加することによるＣの固定が提案されている。

中性子照射下で懸念される応力腐食割れ要因には、上記
のＣｒ欠乏層の生成以外に、Ｐ、Ｓ。

Ｓｉなどの鋼中に含まれる元素が中性子照射の度合に応
して粒界に非平衡な偏析を生ずることも考えられる。こ
の様な考えに基づくものには例えば、特開昭５８〜１５
３７６０号、同６２−１０７０４８号、同６２−１２０
４６３号、同６２−１０７０４７号などが挙げられる。

中性子照射脆化を軽減したオーステナイト鋼として、例
えば特許第１３２３６１５号ではＮを０．０５〜０．１
５％を添加することが述べられている。

一方、中性子照射によるスウェリングを抑制する方法と
して、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｙなどの元素を添加する方法
が考えられる。これに関するものとして、特公昭５８〜
６７８０号、特開昭６１〜１．９７６５　号などが挙げ
られる。また、中性子照射でのクリープ特性を改善する
方法として、微量の１３やＣｕを添加することが、高速
増殖炉用材料として特開昭６２−８９８４６号、特開昭
６０−１５５６５２号に述べられている。

〔発明が解決しようとする課題〕

従来、Ｐ、Ｓ、Ｓｉの含有量を通常材料より著しく低減
することは、高温高圧水ての耐食性を向１、させる効果
があるといえとも、１０　ｚＯｎｖｔ以−にで生じる材
料の照射脆化やスウェリング（１法変化）を著しく増大
させる点について配慮されていない。照射脆化に関して
は、引張変形時ののびが５％以下になったり、スウェリ
ングに関しては、体積率で３％を越えるスウェリング量
が生じた場合原子炉炉心材料に適用するのは不適当であ
る。

本願発明者らは５ＵＳ３１６ＬまたはＳ　ｔＪ　Ｓ　３
０４Ｌ鋼からＰ　＜　０　、００５％、Ｓ＜０．００５
％＋　Ｓ】〈Ｏ３］　％とした材料において、伸びが５
％以下になるのは１０”ｎｖｔ以」―、スウェリングが
３％以上になるのは１０２２ｎｖｔ以上になることを見
出し、それらの値は、通常材の場合の約１１５であるこ
とを認めた。

本発明のｌ］的は、１．０２０ｎｖｔ以−１〜の高中性
子照射を受けても高温高圧水中で良好な耐応力腐食割れ
性を維持し、かつ照射脆化やスウェリングなどの照射劣
化を発生しにくいオーステナイト鋼及び原子炉炉心又は
核融合炉を提供することにある。

〔課題を解決するための手段〕

本発明４；！、重ｆｔテ、Ｃ０，０２−０，０６％。

Ｓｊｏ、１　　％以下、Ｍｎ１０％以下、Ｃｒ９〜２６
％、Ｎｉ８〜２０％、Ｃｕ０．５〜２．５％。

８１１０．０２％以下と、Ｎ　ｂ　０　、８　％　以−
Ｆ　、　Ｔ　ａｏ、８％以下及びＴｉ０１６％以下の１
種以上と、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ及びＬａの少なくとも１種０
．０１〜０．２　％及び５０％以上のＦｅを有し、全オ
ーステ相からなることを特徴とする中性子照射下で高温
高圧水にさらされるオーステナイト鋼にある。

特に、本発明は重量で、Ｃ０，０３〜０．０５％。

Ｓ　ｉ　０．１　　％以下、Ｍ　ｎ　１〜５％、Ｃｒ１
５〜２２％、Ｎｉ１０〜１４％、Ｃｕ１．−２％、Ｂ０
．５〜２．００５〜０，０１２５％と、Ｎ　ｂ　０　、
２−０　、６％、Ｔａ０．２−０．６　　％及びＴ；０
．１〜Ｑ、４％の１種以上と、Ｚｒ、Ｉ−（ｆ、Ｙ及び
Ｌａの少なくとも１種０．０５〜０．１５％及び５７％
以」ユのドｅを有し、全オーステナイト・相を有するも
のが好ましい。

更に、本発明に係るオーステティ１〜鋼は−ＡＱ０．０
５％以下、Ｍｇ及びＣａを各々０．５％以下の少なくと
も１種を含むことができ、またＭｏ及びＷの少なくとも
１種を３％以下含むことができる。

本発明の組成によれば、３００　’Ｃて、５Ｘ１０２２
ｎ　／　＞＋の電子照射後の室温の引張伸び率が１％以
」−、スエリング量が３％以下及び（粒界のＣｒ＃度／
ｆ８和のＣｒ濃度）比が０．６以上とするものが得られ
る。

本発明は、中性子照射を受け高温高圧水にさらされる軽
水炉又は核融合炉炉心構成部品が全オーステナイト相か
らなるＣｒ−Ｎｉ系オーステナイト鋼によって構成され
、該オーステナイト鋼は５Ｘ　１０”ｎ　／ａ＋１の電
子照射後の引張伸び率が１％以上、スエリング量が３％
以下及び（粒界のＣｒｄｌ１１度／母相のＣｒｌｊＪｊ
度）比が０．６　以−にであることを特徴とする炉心構
成部品にある。

−］−述の軽水炉炉心構成部品は」一部炉心格子、中性
子源パイプ、炉心支持体、中性子計装器用管。

制御捧用パイプ及びシース、シュラウド及び下部炉心格
子の少なくとも１つが前述のオーステナイト鋼によって
構成される。

また、核融合炉炉心構成部品はセラミック層とそれを支
持する金属基体からなる炉壁であり、金属基体が前述の
オーステナイト鋼からなる。

本発明は、圧力容器と、該圧力容器内に収納された上部
炉心格子及び下部炉心格子と、該」一部と下部炉心格子
との間に配置された原子燃料四合体。

制御棒用パイプ及びシース、炉心支持板、炉心シュラウ
ド、中性子源パイプ及び中性子Ｒ」装器用管とを有する
原子炉において、前記圧力容器及び燃料集合体を除く前
記構成部品の少なくとも１つは、重量でＣ０，０２〜０
．０６％、Ｓｉ０．５〜２．１％以下。

Ｍ　ｎ　１０％以下、Ｃｒ９〜２６％、Ｎｉ８〜２０％
、Ｃｕ０．５〜２．５％、Ｂ１１０．０２　　％以下と
、Ｎｂ０．８％以下、−Ｉ”ａｏ、８％以下及びＴｉ０
．６％以下の少なくとも１種と、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ及びＬ
ａの少なくとも１種０．０１〜０．２％及び５０％以上
のＦｅを有し、全オーステナイト相からなるオーステナ
イト鋼によって構成され、前記燃料集合体は原子燃料を
収納する複数本の被覆管と該複数本の被覆管を一体に保
持するスペーサ及びチャンネルボックスとを有し、前記
被覆管は重量で５ｎｌ−３％、Ｆｅ０．０５〜０．５％
及びＣｒＯ１０５〜０．３％又はこれにＮｊ０．５〜２
．Ｏ１〜０．２％を含み、９５％以上のＺｒを有するＺ
ｒ基合金からなり、前記スペーサ及びチャンネルボック
スの少なくとも１つが重量てＮｂ０．５〜３％、　Ｓ　
ｎ　０．５〜２．’５〜１．５　％及びＭ　ｏ　０　、
１〜１％を含み、９５％以上のＺｒを有するＺｒ基合金
からなることを特徴とする原子炉にある。また、前述の
鋼は前述の特性を有するものが好ましい。

前述の被覆管は最終熱間加」１後で最初の冷間塑性加］
ニ前にα＋β相又はβ相から焼入れされたものが高耐食
性が得られることから好ましい。更に被覆管は冷間加工
と焼鈍とが複数回、好ましくは３回以上くり返される。

その焼鈍温度及び時間は被覆管に対して高温高圧水中て
のノジュラー腐食が生しないように析出物の形成を抑制
すべきである。好ましくは６４０’Ｃ以下で行うのが好
ましい。

前述のスペーサ及びチャンネルボックスは溶接によって
構成され、溶接後に時効処理が施される時効温度は４．
５０〜６００℃が好ましい。

原子炉として沸騰水型又は加圧水型原子炉の両方に適用
できる。

本発明は、プラズマ粒子封入用真空容器、該真空容器の
外周に配置された磁場発生用コイル及び前記真空容器の
前記プラズマ粒子にさらされる炉壁を備えたものにおい
て、前記炉壁は分割された多数の耐熱性セラミックタイ
ルと強制的に高温高圧水によって冷却される金属基体と
が冶金的に接合された積層構造をなし、前記金属基体は
重ばて、Ｃ０，０２〜０．０６％、Ｓｉ０．１％以下２
Ｍロ１０％以下、Ｃｒ９〜２６％、Ｎｉ８〜２０％。

Ｃｕ０．５〜２．５％、Ｂ１１０．０２　　％以１ｚと
、Ｎ　ｂ　０．５〜２．８％以下、Ｔａ０．８％以下及
びＴｉ０．６％以下の少なくとも１種と、Ｚｒ、Ｈｆ、
Ｙ及びＬａの少なくとも１種０．０１〜０．２％とを含
有し、５０％以上のＦｅを有する全オーステナイ１へ相
を有するオーステナイト鋼からなることを特徴とする核
融合装置にある。

前記セラミックタイルは黒鉛又は炭化ケイ素。

窒化ケイ素及び窒化アルミニウムの少なくとも１つを主
成分とした焼結体からなり、炭化ケイ素にはＢｅ、ｎｅ
ｏ、ｎｅＮ、Ｂｅ２Ｃ等をＢｅ量で５重量％以下含むも
の、窒化アルミニウムには希土類元素の酸化物を１０重
景％以下含むものが好ましい。

前記セラミックタイルは室温の熱伝導率が０．０５ｃａ
　Ｑ　／　ａｎ−ｓｅｃ・°Ｃ以上及び室温の電気抵抗
率が１０−３Ω’　０１１１以上であり特に前者は０．
２ｃａＱ／Ｃｌ１ｌ・ｓｅｃ・℃以上が好ましい。

前記セラミックタイルは、前記金属基体の室温における
熱膨脹係数より小さい熱膨脹係数を有する炭素繊維を含
む複合金属部材からなる中間体を介して前記金属基体に
接合されているのが好ましく、特に熱膨脹係数を前述の
セラミックスタイルに近似したものにするのが好ましい
。金属としてはＣｕか好ましい。

〔作用〕

中性子照射下での耐食性を改善する目的で通常材よりＰ
、Ｓｉ、Ｓを低減したオーステナイト鋼の照射性につい
て詳細に検討した結果、この月料は照射脆化が著しく、
スウェリングも大きく、さらに照射下での耐食性も十分
でないことを見出した。この材料の耐照射性の悪いのは
主として２つの要因によることを明らかにした。その１
つは、照射脆化やスウェリングを引きおこす照射欠陥集
合体の成長速度が著しく増大するためで、もう１つは、
結晶粒界が不安定で照射中に粒界の移動によるＣｒ欠乏
層の形成や照射誘起マルテンサイ（・変態がしばしば発
生するためである。

Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉを添加するといずれも照射欠陥集合体
の核形成を容易にするが、その成長速度を著しく抑制す
る。これらの元素の添加によるより効果を発揮させるに
は０．１％以上が好ましく、またＮｂ及びＴａは０．８
％、Ｔｉは０．６％を越えると、特にこれらの総量が１
．０　％を越える多量の添加は粗大な析出物を形成し、
逆に耐照射性を害するので好ましくない。特に、Ｎｂ及
び１゛ｄは０．２−０．６％、及びＩ’　ｉはＯ、ｉ　
〜０　、４％がり了ましい。

照射中の結晶粒界の安定性を増すには０．０１５％以下
のＢｌｌとＺｒ、Ｉ（ｆ、Ｙ、丁、ａの１種以上を０．
０１〜０．２％とを複合して添加した」−にさらに０．
５〜２．５％、りＩましくは１〜２％のＣｕを含有させ
ることで、照射中の結晶粒界の安定性を増し照射中の粒
界の移動によるＣｒ欠乏層の形成並びにフエライ１〜相
の形成かなく一゛り著しく高温高圧水中耐応力腐食割れ
性が改善され応力腐食割れが防止される。Ｂ原子は、ス
テンレス鋼の母相の原子径に比較して約５０％も原子径
が小さく、また、Ｚ　ｒ　、　Ｉ（ｆ　、　Ｙ　、　Ｌ
　ａはいずれも２０−３０％も原子径が多きいため、鋼
中にほとんど固溶しない。このため、これらの原子の元
素を添加すると鋼の溶体化処理過程において、結晶粒界
に偏析し、結晶粒界の安定性を増す。しかし、これらの
元素の添加量が多すぎると）φに鋼の溶製後の熱間鍛造
や圧延時に割れが生しる等の問題があり、Ｂ”は０．０
１５％以下好ましくは０．０１％以下、特に０．００２
〜０．０１％が好ましく、また、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｌａ
などは、有効な効果を得る最低限０．０１％以上、最大
０．２％であり、特に０．０５〜０．１５％が好ましい
。ＢはＢＩＯとＢ１１の同位体を含むが、Ｂｌｏは熱中
性子を吸収してＨｅを発生し、Ｈｅ脆化発生の原因とな
るので、（１３１１７Ｂ１０）比が９以上のものが好ま
しい。

Ｂ１０は放射性元素なので、極微量に抑える。

Ｃは、他の合金元素や添加元素Ｃｒ・２Ｍ０２Ｔｉ、Ｎ
ｂ、Ｈｆ、Ｚｒ等と結びついて炭化物を形成し、オース
テナイト鋼の強度や耐久ウニリング性向上に効果がある
。ただしその含有量はＯ、（１２％未満では効果が小さ
く、また逆に０．０６５　　％を越えると熱処理中や原
子炉内で使用中に粗大な炭化物を形成し、上記の効果が
小さくなるばかりか、機械的性質や耐食性の悪化を招き
好ましくない。特に、０．０２〜０．０５％が好ましく
、より０．０３〜０．０５５％が良い。

Ｃｒは、高温水中での耐食性は９％未満では不十分であ
り、２６％をこえろとの相が生成しやすく機械的性質が
劣化するので、９〜２６％とすべきである。より１５〜
２２％が好ましく、特に１７〜２０％が好ましい。

ＮｉとＭｎは、オーステナイト鋼を得るために必要なも
のであり、特にＮｊは最低８％が必要である。Ｍｎは１
０％以下で添加すべきである。特に、Ｎ１と２％を越え
るＭｎとの添加では３０％を越えると強度の低下、脆化
相の析出などが見られ好ましくない。より、Ｍ　ｎ　０
　、５〜５　％及びＮｊ９〜１５％が好ましく、特に、
Ｎｉ１０〜１４％が好ましい。

Ｍｏは、耐食性向上の見地から３％以下含有させても良
い。しかし、３％を越えるとδ相の生成を促進し機械的
性質を著しく損う。特に、１．０〜２．５％が好ましい
。

本発明鋼を核融合炉に適用する場合、低放射化のために
Ｎｂの一部または全部をＴａに、ＭＯの一部または全部
をＷに置きかえることができる。

更に、本発明鋼には製鋼上脱酸剤としてＡＱ０．５〜２
．０５％以下Ｍｇ及びＣａを各々０．５％以下含むこと
ができる。また、本発明に示していない他の元素につい
ても害のないものであれば含有させることができること
は勿論である。

〔実施例〕

［実施例１〕 重量で、Ｃｒ約１８％、Ｎｉ約１２％、Ｃ０．５〜２．
００５〜０．０５　％、Ｓｉ０．００７％、Ｍｎ約０．
０１　％及び残部Ｆｅを基本組成とし、これにＣｕ約１
〜３％、Ｂｏ、００２３−０．０２０％。

Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ及びＬａを各々０．０１〜０．３％を添
加した全オーステナイト相を有するＣｒ−Ｎｉ系オース
テナイト鋼を真空溶解炉にてインゴットを製造し、熱間
鍛造にて板にした後、１０５０℃で３０分加熱後水冷す
る溶体化処理を施し、供試材とした。Ｂは実質的にＢｌ
ｌからなるものを用いた。各供試材について原子炉内中
性子照射と同様な欠陥を形成し得る超高圧電子顕微鏡内
で３００℃において、電子照射を行ない、中性子照射量
換算５　Ｘ　１０”ｎ　／ｃＪ　（＞　Ｉ　Ｍ　ｅ　Ｖ
）まで照射した後、粒界のＣｒ濃度変化をエネルギー２
〇− 一分散型Ｘｍ分析装置（ＥＤＸ）により分析した。

（ｗｔ％） 第 表 第１表〜第７表は第２図〜第５図に用いた試料の化学組
成（重量％）を示すものである。残部は実質的にＦｅで
ある。

第２図は電子照射後の各添加元素と（粒界のＣｒｌｆｉ
度／母相のＣｒ′濃度）との関係を示す線図である。照
射誘起粒界移動及び照射誘起偏析によって粒界でのＣｒ
濃度は、電子照射により母相濃度より減少する。その減
少量は第２図に示した添加元素によって変化する。すな
わち、Ｃｕは第２図（、ｌ）に示す如く１〜２％の範囲
で（粒界のＣｒｆｉ度／母相のＣｒ濃度）比が０．６以
上となり、高温高圧水中での応力腐食割れを生じない。

第２図（ｂ）に示すように、８０．００２５〜０．０１
％で同様に約０．６　付近にあり、割れに対する効果が
ある。

更に、同図（Ｃ）に示すように、Ｚｒ、Ｉ（ｆ、Ｙ及び
Ｌａは○印のＣｕ及びＢを含まないもの、及び△印のＣ
ｕｉ、５％及び＋３０．０１％を含むものに対し、いず
れも０．５〜２．０，１〜０．２％において応力腐食割
れを防止する効果があり、特にＣＯ及びＢを含むものは
前述の照射において（粒界のＣｒ濃度／母相のＣｒ約１
８％度）比が０．６以上であり、軽水炉における高温高
圧水中での応力腐食割れを生じないものである。

粒界腐食を発生しない条件は、 （粒界のＣｒ濃度）／（母相のＣｒ濃度）　＞０．５〜
２．Ｇであるが、上記の添加元素の濃度範囲では、いづ
れもこの条件を十分満足しているとは云えない。

しかし、ＣｕとＢを添加した上にＺｒ・、Ｈｆ、Ｙ。

Ｌａの１種を０．０１〜０．２％の範囲内で含有した供
試材では、（粒界Ｃｒ濃度）／（母相Ｃｒ濃度）をほぼ
０．８以上となり、粒界腐食を発生しないことがわかる
。

第３図〜第５図は前述と同様に、重量でＣ０，００７−
０，０７％、Ｓｉ約０．０５％、Ｍｎ約０．５％。

Ｃｒ約１８％、Ｎｉ約１２％及び残部Ｆｅを基本組成と
し、これにＮｂＯ及び０．４％、及びＴ］０．１〜０．
８％添加したもので、前述と同様の照射後のスウェリン
グ量を測定し、各添加元素との関係を示したものである
。

第３図はスウェリング量とＴｌ量及びＣ量との関係を示
す線図である。図に示す如く、Ｃ量が０．０１　％を越
える含有量てはスウェリングはＴ］のＯｙ１％添加によ
って顕著に抑制されるが、逆にＣ量が０．０７％ではＴ
］のスウェリング抑制効果は見られない。特に、Ｔｉ量
は０．６％　を越えるとスウェリング抑制効果が低くな
ることが分る。

第４図はスウェリング量とｃ４との関係を示す線図であ
る。図からＣ量が０．０２〜０．０６％で最もスウェリ
ング抑制に対するＴｉ及びＮｂ添加の効果が大きいこと
が分る。

第５図はスウェリング量とＮｂ量との関係を示す線図で
ある。Ｎｂの効果はＴｉの効果より若干低、い。

尚、スウェリング量の設計上の許容量は３％以下である
ので、前述の照射量でそれ以下に抑制されるものであれ
ば特に顕著な効果を有すると宕える。

以１〜の結果に基づいて、ＣＩＪ、　Ｂ、Ｎｂ、Ｔｉ。

Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ、Ｌａを含む５ＵＳ３０４系オーステナ
イ１へ鋼に相当する鋼種に種々の添加元素を添加して溶
製の後１０５０°Ｃ×３０分の溶体化処理した供試料を
、３００℃で、軽水炉炉心の約６０年以上の中性子照射
量である４Ｘ１０２２ｎ／ｃｎイ（〉ＩＭｅＶ）を材料
試験炉により照射した。第８表にはその供試材の組成（
重量％）を示す。残部は実質的にＦｅである。Ｂは実質
的に１３１１からなるものを用いた。

第９表は、照射終了後、高温水中応力腐食割れ性試験に
よる応力腐食割れ発生の有無、３００　’Ｃ大気中での
定歪型引張試験による照射脆化試験、及び寸法変化から
算出したスウェリング量を示す。

第　　９　　表 （○割れなし、×割れあり） 試料の大きさは板厚０　、３　ｎｌｎ　、長さ１５　、
５　ｎｖｎ　。

Ｇ　Ｌ　５　、５　ｎｌｎ　、　Ｇ　Ｌ部分の幅２　、
８　ｍｍ　、平行部からつかみ部における半径１訂１で
ある。

高温水中応力腐食割れ試験は歪速度３Ｘ１０”−７Ｉｌ
ＩＩｌ／秒、温度２８８°Ｃ１圧力８５気圧、溶存酸素
量３２ｐｐｍ、の高温純水中にて低歪速度引張試験を行
ったものである。

引張試験はインス１〜ロン型引張試験機にて歪速度Ｉ　
Ｘ　１．　Ｏ”−３／秒、温度２８８℃、大気中にて行
ったものである。

スウェリング量は室温での試料の比重測定によって求め
たものである。

表に示すように本発明材であるＮｏ、　３〜１０は、原
子炉運転」二必要条件とされる、高温水中応力腐食割れ
発生がなく、均一のび率が１％以上、スウェリング量が
３％以下を満足しており、本実施例によれば、本発明材
が中性子照射下での耐応力腐食割れ性、耐照射脆化性及
び耐スウェリング性を兼ね備えたオーステナイト鋼であ
ることが明らかである。

第６図は各試料の照射脆化後の引張伸び率とスウェリン
グ量との関係を示す図である。図に示す如く、本発明材
は引張伸び率が１．０　％以上、スウェリング量が３％
以下である。比較例のＣｕを含有しないＮｏ、　１１で
は伸び率が０．６　　％と低く、Ｔｉを含有しないＮｏ
、　１２はスウェリング量が５％と多いことが分る。特
に、本発明において、Ｎ０７゜Ｎα８のＭｏ、Ｔｉ及び
Ｎｂを含むものが伸び率が２．０　　％以上と高く、ス
ウェリング量が１％以下であり、優れている。また、Ｍ
ＯとＴｉ又はＮｂとＺｒを含むものは伸び率及び耐久ウ
ニリング性ともに優れている。

〔実施例２〕 第１図はＢＷＲ型原子炉炉心部の概略断面図である。図
において、１は中性子源パイプ、２は炉心支持体、３は
中性子計装管、４は制御棒、５はシュラウド、６は上部
格子板、７は下部炉心格子板である。これらの機器部品
は中性子照射量が多く、また炉内は２８３℃、ａｔｇの
高温高圧水に浸されているので２本発明によるオーステ
ナイト鋼で作製される。それにより、１０２３ｎｖｔ、
の中性子照射量まで応力腐食割れが生ぜず、伸び率が１
％以上あり、スウェリング量が３％以下の耐久ウニリン
グ性を継持てきる。第１図に示す機器部品の他に、これ
らの機器部品間に介在する部品に使用することができる
。この他のＢＷＲ圧力容器の内部は、ベントノズル８．
上鏡スプレィノズル９、原子炉圧力容器蓋１０．スタッ
ド］１．ナツ１〜１２　、蒸気乾燥器１３．圧力容器フ
ランジ１４゜計測用ノズル１５．蒸気出口ノズル１６．
気水分離器１７．計測用ノズル１８．スタン１〜パイプ
１９、シュラウドヘッド２０．給水入口ノズル２１、気
水分離器止めボルト２２．給水スパージャ−２３，炉心
スプレィ用ノズル２４．炉心スプレィスパージャ２５．
燃料集合体２６．ジェットポンプノズルアッセンブリ２
７．ジェットポンプ２８、再循環水出口ノズル２９．ポ
イズンカーテン３０．燃料支持台３１．再循環水入口ノ
ズル３２、バッフル板３３．制御棒案内管３４等の主要
部品が備えられている。

前述の中性子源パイプ１．中性子計装器用管３及び制御
棒４用パイプは前述の第８表に示す合金のインゴットを
鍛造し、溶体化処理した後にいずれも熱間押出しによっ
て素管とした後、前述と同様の溶体化処理を施し、冷間
加工及び焼鈍をくり返して所定の寸法のパイプに製造さ
れる。焼鈍によって析出物が実質的に形成されないよう
に行われ、実質的に全オーステナイト組織からなるよう
に製造される。制御棒には８４Ｃ粉末が一般に用いられ
パイプに挿入される。Ｈｆ捧を使用する場合にはパイプ
は不要で、これらはいずれもプラス形状のシースに入れ
られる。

炉心支持体２．シュラウド５．上部格子板６゜下部炉心
格子板７はいずれも所定の厚さに熱間加工が施された後
に溶体化処理され、表面研削して仕上げた後に溶接によ
って組立てられる。溶接はＴＩＧ等によって行われ、溶
接のままで使用される。溶接に際してフィラーを用いる
ときは母材と同一の組成を有する共余材を用いるのが好
ましい本発明において、前述のオーステナイト合金によ
って構成される部品だけを耐応力腐食割れ性及び耐スウ
ェリング性に優れたものを使用しただけでは炉心全体と
して使用寿命を目標のものにすることはできない。特に
、原子炉の燃焼度が高まる方向にあるので、高耐食燃料
集合体２６との組合せが重要である。この燃料集合体は
燃料被覆管、スペーサ及びキャンネルボックスを備え、
これらはいずれもジルコニウム基合金が用いられている
。

これらの材料としてジルカロイ２，４が主に用いられ、
α＋β相又はβ相からの急冷による焼入れ月を適用する
のが好ましい。その処理によって耐食性が向上される。

ジルカロイ２は重量でＳ　ｎ　１〜３％、Ｆ”ｅｏ、０
５〜０．５％及びＣｒ　０．５〜２．０５〜０．３％を
含み、ジルカロイ４はこれにＮｉ０．５〜２．０１〜０
．２％を含み、残部が実質的にＺｒからなるものが好ま
しい。被覆管においては、冷間加工と焼鈍とをくり返し
所定の形状にされるが、最終熱間加工後に前述の焼入れ
を施すことが好ましい。この焼入れを施した後に少なく
とも３回の冷間加工と焼鈍が施される。また、スペーサ
及びチャンネルボックスは最終段階で溶接が施さるが、
最終製品形状で前述の焼入れが施した後、焼鈍が施され
る。これらの部材は溶接されるので、熱影響部が形成さ
れ、耐食性が若干劣ることがらＮｂ０．５〜２．５〜３
％、Ｓｎ０．５〜１．５％、Ｍｏ０．１〜１％を含むＺ
ｒ基合金が特に好ましい。

そしてこの材料の場合、溶接後に時効して用いられる。

溶接後の平衡相が面積率で８５％以上有するものが好ま
しい。このＺｒ基合金の場合にも最終形状でα＋β相又
はβ相で５分以内の短時間加熱後急冷、特に水冷する焼
入れが施され、その後４００〜６００℃で焼鈍して用い
るのが好ましい。

従って、本発明の炉心においては特に−ヒ述の部材に第
８表に示すＮα３又は４に示す合金を用い。

被覆管としてジルカロイ合金のα＋β又はβ焼入れを施
したもの、更にスペーサ及びチャンネルボックスに前述
のＮｂ入りのＺｒ合金を用いたものの組合せが良い。オ
ーステナイト合金としてＣ０１０２〜０．０４％、Ｓｉ
０．１％以下、Ｍｎ１〜３％、Ｃｒ１７−２０％、Ｎｊ
ｌＯ−１５％。

Ｍ　ｏ　１．−３％、Ｃｕ１〜２％、Ｂ１１０．００２
−０．０３％、Ｎｂ０．２〜０．６％又はＴｉ０．１〜
０．３％、　Ｚ　ｒ　０．５〜２．０５〜０，２％及び
残部実質的にＦｅからなり、全オーステナイト組織から
なるものが好ましい。

〔実施例３〕 本実施例は沸騰水型原子炉への適用を述べたものである
が、加圧水型原子炉に対しても同様に本発明に係るオー
ステナイト鋼を適用することができる。即ち、上部炉心
格子板、炉心シュラウド。

中性子源パイプ、中性子計装管、制御棒、燃料支持台、
下部炉心格子板に対して本発明のオーステナイト鋼が適
用される。いずれも、全オーステナイト組織を有し、前
述と同様に燃料集合体との組合せが良い。特に、被覆管
として前述と同様に焼入したジルコニウム基合金が好ま
しく、スペーサ及びチャンネルボックスは溶接によって
製造されるので、前述のＮｂ入りのジコニウム基合金が
好ましい。炉心部は」１下炉心格子板の間にあり、この
部分で最も中性子照射を受けるので、この部分にある部
品を本発明に係るオーステナイＩ・鋼によって構成する
。

〔実施例４〕 第７図は本発明に係るオースティ１〜鋼を炉壁に適用し
た一例を示すトーラス型核融合装置の概略を示す断面図
である。真空容器４１は図示していないが中心線５ｏを
基準にして円環状（１・−ラス）になっており、その周
囲にプラズマ４２を真空容器４上の空間に閉し込め、ド
ーナツ状の磁場を作るためのｌ・ロイダル磁場コイル４
８が真空容器４１に添って所定間隙で配置されている。

この磁場コイル４８は液体Ｈｅによって冷却される超電
導コイルによって構成される。更に１へロイダル磁場コ
イル４８の周囲にはプラズマ４２の位置制御を行うため
のポロイダルコイル４９が複数個配置される。

真空容器４１内は真空排気するために図示していないが
、排気装置が接続される。更に真空容器４１内にはプラ
ズマ４２側に本発明の炉壁４３が設けられ、炉壁４３の
外側に増殖ブラケット４６及び遮へい体４７が設けられ
ている。炉壁４３は増殖ブラケツ１〜４６に沿って設け
られている。炉壁４３は冷媒によって強制的に冷却する
構造の金属基体４５にタイル状のセラミックス化４４が
接合されている。

第８図は前述の炉壁４３の一部分の一実施例を示す斜視
図である。炉壁４３は内部に冷媒が通る流路が設けられ
た冷却構造に有する金属基体４５にタイル状のセラミッ
クス体４４が接合層５１によって接合された構造を有す
る。セラミックタイル４４は互いに間隙５２．５２’　
が設けられる。

この炉壁４３は、ブロック状に形成され、このものを組
合せて第７図に示す構造で円環状の真空容器に沿って一
体のものになる。第８図の各ブロックは金属基体部分で
溶接、又は他の部材にボルト等の手段によって接合され
、第７図の全体構造にされる。第８図のブロックには２
５ケのタイル状のセラミックス化４４が接合されている
が、この数は種々変えられる。間隙５２を設けることに
よって加熱冷却による熱応力を低くてきる。

金属基体４５には、セラミックスタイル４４との間に溝
を縦に一方向に所定の間隙で設けることができる。この
溝は、ろう材によって金属基体４５にタイル状のセラミ
ック体４４を接合する場合、金属基体４５の平面形状と
同じ大きさの１枚のろう材を用いた場合、或はセラミッ
クタイルの大きさに合せたろう材を用いた場合でも、余
分なろうを溝に流れ込むようにすることができる。その
結果、セラミックス間の間隙にろうが流れ込むのを防ぐ
ことができる。更に、使用中の加熱によるタイル状のセ
ラミックス体の膨張を妨げることがないので、熱応力を
低くできる。また、タイル状のセラミックス体同志が流
れ出たろう材によって接合されることがない。

金属基体４５は水冷構造を有し、セラミックスタイル４
４を通して約３００℃程度の高温高圧に加熱される。ま
た、炉心においては前述のＢＶｔ／Ｒ炉心よりも更に大
きな中性子照射に受けるので、前述の本発明に係るオー
ステナイト鋼によって構成される。特に、第８表のＮα
３及び４の系列の組成を有するものが全体の材料バラン
スから最も好ましい。この基体はインボッ１へを熱間加
工によって所定の板厚にされた後、前述と同様の溶体化
処理が施され、全オーステナイト和にされ用いられる。

セラミックスタイル４４にはＳ　ｉ　Ｃ，Ｓ　ｉ３Ｎ４
゜ＡＱＮを主成分とする焼結体、又は黒鉛が用いられる
。これらのタイルを金属基体４５に接合するには金属基
体４５との熱膨脹係数の差による割れを防ぐために熱膨
張差をなくす構造の中間材を介して接合する。この中間
材はＣｕマトリックスに炭素繊維を約４０体積％を含む
複合材からなり、前述のセラミックスタイルの室温の熱
膨脹係数に近似した材料が用いられる。

〔発明の効果〕

本発明によれば、原子炉及び核融合炉炉心部の中性子照
射を受ける機器部品材料の高温水中腐食。

照射脆化、スウェリングを著しく抑制できるので、炉心
の信頼性が向」−シ、機器部品の寿命を向上させること
ができる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明を適用すべき部材の例を示すために沸騰
水型原子炉炉内構造を表わす概略断面図、第２図（ａ）
−（ｃ）は３００℃で５Ｘ１０２２ｎ／ｃｍ２（）ＩＭ
ｅＶ）相当の電子線照射を行ったあとの粒界Ｃｒ濃度と
母相Ｃｒ濃度の比を種々の添加元素の場合について示し
た線図、第３図は３００℃で５　Ｘ　１０２２ｎ／ａｍ
２（＞ＩＭｅＶ）相当の照射を行ったあとのスウェリン
グ量とＴｉ量との関係を示す線図、第４図は同じくＣ量
との関係を示す線図、第５図は同じ＜Ｎｂ量との関係を
示す線図、第６図は伸び率とスウェリング量との関係を
示す線図、第７図は核融合装置の炉心部を示す断面図及
び第８図は核融合炉炉壁構造を示す斜視図である。 １・中性子源パイプ、２・・・炉心支持体、３・・・中
性子計装管、４・制御棒、５・・シュラウド、６　・上
部炉心格子、７・・・下部炉心格子、４３・・炉壁、４
４　セラミックスタイル、４５・・・金属基体。 第 図 ＮｂＣ帰り （どンｆノ ズクエリング量Ｃｙ−）

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、重量で、Ｃ０．０２〜０．０６５％、Ｓｉ０．１％
   以下、Ｍｎ１０％以下、Ｃｒ９〜２６％、Ｎｉ８〜２０
   ％、Ｃｕ０．５〜２．５％、Ｂ＾１＾１０．０１５％以
   下と、Ｎｂ０．８％以下、Ｔａ０．８％以下及びＴｉ０
   ．６％以下の１種以上と、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ及びＬａの少
   なくとも１種０．０１〜０．２％及び５０％以上のＦｅ
   を有し、全オーステ相からなることを特徴とする中性子
   照射下で高温高圧水にさらされるオーステナイト鋼。 ２、重量で、Ｃ０．０２〜０．０５％、Ｓｉ０．１％以
   下、Ｍｎ０．５〜５％、Ｃｒ１５〜２２％、Ｎｉ９〜１
   ５％、Ｃｕ１〜２％、Ｂ０．００２〜０．０１％と、Ｎ
   ｂ０．２〜０．６％、Ｔａ０．２〜０．６％及びＴｉ０
   ．１〜０．４％の１種以上と、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ及びＬａ
   の少なくとも１種０．０５〜０．１５％及び５７％以上
   のＦｅを有し、全オーステナイト相からなることを特徴
   とする中性子照射下で高温高圧水にさらされるオーステ
   ナイト鋼。 ３、３００℃で、５×１０＾２＾２ｎ／ｃｍ＾２の電子
   照射後の室温の引張伸び率が１％以上、スエリング量が
   ３％以下及び（粒界のＣｒ濃度／母相のＣｒ濃度）比が
   ０．６以上である請求項１又は２に記載の中性子照射下
   で高温高圧水にさらされるオーステナイト鋼。 ４、中性子照射を受け高温高圧水にさらされる軽水炉又
   は核融合炉炉心構成部品が全オーステナイト相からなる
   Ｃｒ−Ｎｉ系オーステナイト鋼によつて構成され、該オ
   ーステナイト鋼は５×１０＾２＾２ｎ／ｃｍ＾２の電子
   照射後の引張伸び率が１％以上、スエリング量が３％以
   下及び（粒界のＣｒ濃度／母相のＣｒ濃度）比が０．６
   以上であることを特徴とする炉心構成部品。 ５、前記軽水炉炉心構成部品は上部炉心格子、中性子源
   パイプ、炉心支持体、中性子計装器用管、制御棒用パイ
   プ及びシース、シユラウド及び下部炉心格子の少なくと
   も１つである請求項４に記載の炉心構成部品。 ６、前記オーステナイト鋼は重量で、Ｃ０．０２〜０．
   ０６％、Ｓｉ０．１％以下、Ｍｎ１０％以下、Ｃｒ９〜
   ２６％、Ｎｉ８〜２０％、Ｃｕ０．５〜２．５％、Ｂ＾
   １＾１０．０１５％以下と、Ｎｂ０．８％以下、Ｔａ０
   ．８％以下及びＴｉ０．６％以下の１種以上と、Ｚｒ、
   Ｈｆ、Ｙ及びＬａの少なくとも１種０．０１〜０．２％
   及び５０％以上のＦｅを有する請求項第４項又は第５項
   に記載の炉心構成部品。 ７、前記核融合炉炉心構成部品はセラミック層とそれを
   支持する金属基体からなる炉壁であり、前記金属基体が
   前記オーステナイト鋼からなる請求項第４項又は第６項
   に記載の炉心構成部品。 ８、圧力容器と、該圧力容器内に収納された上部炉心格
   子及び下部炉心格子と、該上部と下部炉心格子との間に
   配置された原子燃料集合体、制御棒用パイプ及びシース
   、炉心支持板、炉心シユラウド、中性子源パイプ及び中
   性子計装器用管とを有する原子炉において、前記圧力容
   器及び燃料集合体を除く前記構成部品の少なくとも１つ
   は、重量でＣ０．０２〜０．０６％、Ｓｉ０．２％以下
   、Ｍｎ１０％以下、Ｃｒ９〜２６％、Ｎｉ８〜２０％、
   Ｃｕ０．５〜２．５％、Ｂ＾１＾１０．０１５％以下と
   、Ｎｂ０．８％以下、Ｔａ０．８％以下及びＴｉ０．６
   ％以下の少なくとも１種と、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ及びＬａの
   少なくとも１種０．０１〜０．２％及び５０％以上のＦ
   ｅを有し、全オーステナイト相からなるオーステナイト
   鋼によつて構成され、前記燃料集合体は原子燃料を収納
   する複数本の被覆管と該複数本の被覆管を一体に保持す
   るスペーサ及びチャンネルボックスとを有し、前記被覆
   管は重量でＳｎ１〜３％、Ｆｅ０．０５〜０．５％及び
   Ｃｒ０．０５〜０．３％又はこれにＮｉ０．０１〜０．
   ２％を含み、９５％以上のＺｒを有するＺｒ基合金から
   なり、前記スペーサ及びチャンネルボックスの少なくと
   も１つが重量でＮｂ０．５〜３％、Ｓｎ０．５〜１．５
   ％及びＭｏ０．１〜１％を含み、９５％以上のＺｒを有
   するＺｒ基合金からなることを特徴とする原子炉。 ９、前記オーステナイト鋼は、３００℃で５×１０＾２
   ＾２ｎ／ｃｍ＾２の電子線照射後の室温引張伸び率が１
   ％以上、スエリング量が３％以下及び（粒界のＣｒ濃度
   ／母相のＣｒ濃度）比が０．６以上である請求項第８項
   に記載の原子炉。 １０、前記被覆管は最終熱間加工後で最初の冷間塑性加
   工前にα＋β相又はβ相から焼入れされたものである請
   求項第８項に記載の原子炉。 １１、前記スペーサ及びチャンネルボックスは溶接によ
   つて構成され、溶接後に時効処理が施されている請求項
   第８項に記載の原子炉。 １２、前記原子炉は沸騰水型又は加圧水型原子炉である
   請求項第８項〜第１１項のいずれかに記載の原子炉。 １３、プラズマ粒子封入用真空容器、該真空容器の外周
   に配置された磁場発生用コイル及び前記真空容器の前記
   プラズマ粒子にさらされる炉壁を備えたものにおいて、
   前記炉壁は分割された多数の耐熱性セラミックタイルと
   強制的に高温高圧水によつて冷却される金属基体とが冶
   金的に接合された積層構造をなし、前記金属基体は重量
   で、Ｃ０．０２〜０．０６％、Ｓｉ０．２％以下、Ｍｎ
   １０％以下、Ｃｒ９〜２６％、Ｎｉ８〜２０％、Ｃｕ０
   ．５〜２．５％、Ｂ＾１＾１０．０１５％以下と、Ｎｂ
   ０．８％以下、Ｔａ０．８％以下及びＴｉ０．６％以下
   の少なくとも１種と、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｙ及びＬａの少なく
   とも１種０．０１〜０．２％とを含有し、５０％以上の
   Ｆｅを有する全オーステナイト相を有するオーステナイ
   ト鋼からなることを特徴とする核融合装置。 １４、前記セラミックタイルは黒鉛又は炭化ケイ素、窒
   化ケイ素及び窒化アルミニウムの少なくとも１つを主成
   分とした焼結体からなる請求項第１３項に記載の核融合
   装置。 １５、前記セラミックタイルは室温の熱伝導率が０．０
   ５ｃａｌ／ｃｍ・ｓｅｃ・℃以上及び室温の電気抵抗率
   が１０＾−＾３Ω・ｃｍ以上である請求項第１３項又は
   第１４項に記載の核融合装置。 １６、前記セラミックタイルは、前記金属基体の室温に
   おける熱膨脹係数より小さい熱膨脹係数を有する炭素繊
   維を含む複合金属部材からなる中間体を介して前記金属
   基体に接合されている請求項第１３項〜第１５項のいず
   れかに記載の核融合装置。 １７、プラズマ粒子封入用真空容器、該真空容器の外周
   に配置された磁場発生用コイル及び前記真空容器の前記
   プラズマ粒子にさらされる炉壁を備えたものにおいて、
   前記炉壁は分割された多数の耐熱性セラミックタイルと
   強制的に高温高圧水によつて冷却される金属基体とが冶
   金的に接合された積層構造をなし、前記金属基体は３０
   ０℃で、５×１０＾２＾２ｎ／ｃｍ＾２の電子線照射後
   の室温の引張伸び率が１％以上、スエリング量が３％以
   下及び（粒界のＣｒ濃度／母相のＣｒ濃度）比が０．６
   以上である全オーステナイト相を有するＣｒ−Ｎｉ系オ
   ーステナイト鋼からなることを特徴とする核融合装置。