JPH0652307B2 - 原子炉用分散強化型フェライト鋼被覆管及びその製造方法 - Google Patents
原子炉用分散強化型フェライト鋼被覆管及びその製造方法Info
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- JPH0652307B2 JPH0652307B2 JP63293202A JP29320288A JPH0652307B2 JP H0652307 B2 JPH0652307 B2 JP H0652307B2 JP 63293202 A JP63293202 A JP 63293202A JP 29320288 A JP29320288 A JP 29320288A JP H0652307 B2 JPH0652307 B2 JP H0652307B2
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明は、優れた高温強度と耐スエリング性を有し、且
つＵ、Pu混合酸化物燃料との共存性（以下、「燃料共存
性」という）に優れた原子炉用分散強化型フェライト鋼
被覆管に係り、更に詳細には、高速増殖炉の燃料被覆管
で、燃料長寿命化のために必要な被覆管内面の燃料共存
性を大幅なコストアップなしに改善した分散強化型フェ
ライト鋼被覆管とその製造方法に関するものである。
つＵ、Pu混合酸化物燃料との共存性（以下、「燃料共存
性」という）に優れた原子炉用分散強化型フェライト鋼
被覆管に係り、更に詳細には、高速増殖炉の燃料被覆管
で、燃料長寿命化のために必要な被覆管内面の燃料共存
性を大幅なコストアップなしに改善した分散強化型フェ
ライト鋼被覆管とその製造方法に関するものである。
（従来の技術） 高速増殖炉の燃料被覆管は、６５０℃前後の高温、高速
中性子照射下で核分裂生成ガスによる内圧に耐え、内部
のＵ、Pu混合酸化物燃料を保護する役目を有し、優れた
高温強度や、高速中性子照射によるふくれに対する抵抗
性（耐スエリング性）並びに燃料共存性が特に重要な要
求性能となる。
中性子照射下で核分裂生成ガスによる内圧に耐え、内部
のＵ、Pu混合酸化物燃料を保護する役目を有し、優れた
高温強度や、高速中性子照射によるふくれに対する抵抗
性（耐スエリング性）並びに燃料共存性が特に重要な要
求性能となる。
原子炉プラントの経済性向上のためには燃料を長期間燃
焼させる必要があり、このためには長期間の使用に耐え
る高性能の燃料被覆管の開発が要望されている。
焼させる必要があり、このためには長期間の使用に耐え
る高性能の燃料被覆管の開発が要望されている。
従来、かゝる被覆管材料として、高温強度の優れた３１
６鋼等のオーステナイト系ステンレス鋼が用いられてき
たが、耐スエリング性が劣るため長期間の使用に耐えな
いことが明らかになった。一方、オーステナイト系ステ
ンレス鋼に比べ、フェライト系ステンレス鋼は格段に優
れた耐スエリング性を有する反面、高温強度が低いとい
う欠点があった。
６鋼等のオーステナイト系ステンレス鋼が用いられてき
たが、耐スエリング性が劣るため長期間の使用に耐えな
いことが明らかになった。一方、オーステナイト系ステ
ンレス鋼に比べ、フェライト系ステンレス鋼は格段に優
れた耐スエリング性を有する反面、高温強度が低いとい
う欠点があった。
この点、フェライト系ステンレス鋼の高温強度改善方法
の一つとして、機械的合金化法のような粉末治金を利用
して金属中に熱安定性を優れたＹ２Ｏ３、ＺｒＯ２等の
酸化物微細粒子を分散させて強化する方法が知られてお
り、このような酸化物分散強化型フェライト鋼が将来の
被覆管材料として有望視されている。
の一つとして、機械的合金化法のような粉末治金を利用
して金属中に熱安定性を優れたＹ２Ｏ３、ＺｒＯ２等の
酸化物微細粒子を分散させて強化する方法が知られてお
り、このような酸化物分散強化型フェライト鋼が将来の
被覆管材料として有望視されている。
（発明が解決しようとする課題） しかし乍ら、このような分散強化型フェライト鋼は優れ
た耐スエリング性と高温強度を兼ね備え、長寿命被覆管
材料として有望であるものの、以下のような問題があ
る。
た耐スエリング性と高温強度を兼ね備え、長寿命被覆管
材料として有望であるものの、以下のような問題があ
る。
すなわち、分散強化型フェライト鋼としては、特公昭６
０−８２９６号「高速中性子増殖炉用の分散強化フェラ
イト型合金」の実施例に示されているように、Cr含有量
１６％未満が主体となっている。
０−８２９６号「高速中性子増殖炉用の分散強化フェラ
イト型合金」の実施例に示されているように、Cr含有量
１６％未満が主体となっている。
これは、フェライト系鋼のCr量が多くなると、被覆管の
使用温度範囲の約４００〜７００℃で、周知の通り、４
７５℃脆性とσ相脆性が起き、被覆管の健全性が問題と
なるためであり、これらの脆性を制限するため、Cr量は
約１５％以下が望ましい。
使用温度範囲の約４００〜７００℃で、周知の通り、４
７５℃脆性とσ相脆性が起き、被覆管の健全性が問題と
なるためであり、これらの脆性を制限するため、Cr量は
約１５％以下が望ましい。
また、分散強化型フェライト鋼には、高温強度が圧延方
向に強く、圧延方向と直角方向では弱いという異方性の
問題があり、この特有の異方性を改善するにはマルテン
サイト組織の導入が好ましく、マルテンサイト相を生成
させるためには特にCr量を１３％以下と低くする必要が
あるからである。
向に強く、圧延方向と直角方向では弱いという異方性の
問題があり、この特有の異方性を改善するにはマルテン
サイト組織の導入が好ましく、マルテンサイト相を生成
させるためには特にCr量を１３％以下と低くする必要が
あるからである。
一方、Fe-Crフェライト系鋼の耐食性、特に耐酸化性はC
r量のみに依存するため、Cr量が１３％以下の如く低い
と、酸化現象が主体である燃料共存性がオーステナイト
系ステンレス鋼に比べて劣るという問題がある。このよ
うな燃料共存性、すなわち被覆管内面の腐食は、高温強
度と耐スエリング性の優れた分散強化型フェライト鋼被
覆管において、寿命或いは使用性能を制限する因子とな
るので、この改善が重要な課題である。
r量のみに依存するため、Cr量が１３％以下の如く低い
と、酸化現象が主体である燃料共存性がオーステナイト
系ステンレス鋼に比べて劣るという問題がある。このよ
うな燃料共存性、すなわち被覆管内面の腐食は、高温強
度と耐スエリング性の優れた分散強化型フェライト鋼被
覆管において、寿命或いは使用性能を制限する因子とな
るので、この改善が重要な課題である。
本発明は、上記要請に応えるべくなされたものであり、
優れた燃料共存性を有すると共に高温強度、耐スエリン
グ性を有する原子炉用分散強化型フェライト鋼被覆管を
大幅なコストアップがなく得られる技術を提供すること
を目的とするものである。
優れた燃料共存性を有すると共に高温強度、耐スエリン
グ性を有する原子炉用分散強化型フェライト鋼被覆管を
大幅なコストアップがなく得られる技術を提供すること
を目的とするものである。
（課題を解決するための手段） 前述の如く、従来の分散強化型フェライト鋼はCr量が１
６％未満が主体であり、高温強度、耐スエリング性は良
いものの、Cr量が少ないため燃料共存性に問題があるこ
とに鑑みて、本発明者は、燃料共存性を改善し得る方策
について鋭意研究を重ねた。
６％未満が主体であり、高温強度、耐スエリング性は良
いものの、Cr量が少ないため燃料共存性に問題があるこ
とに鑑みて、本発明者は、燃料共存性を改善し得る方策
について鋭意研究を重ねた。
その結果、Cr量の少ない分散強化型フェライト鋼の利点
（高温強度、耐スエリング性）を利用して燃料管本体を
構成し、その内面に燃料共存性の優れた高Cr量のフェラ
イト鋼をライニングする２層構造の燃料被覆管とするこ
とにより、可能であることを見い出し、ここに本発明を
なしたものである。
（高温強度、耐スエリング性）を利用して燃料管本体を
構成し、その内面に燃料共存性の優れた高Cr量のフェラ
イト鋼をライニングする２層構造の燃料被覆管とするこ
とにより、可能であることを見い出し、ここに本発明を
なしたものである。
すなわち、本発明に係る原子炉用分散強化型フェライト
鋼被覆管は、２層構造を有する原子炉用被覆管であっ
て、被覆管本体はセラミックスを分散させ且つCr：８〜
１３％を含む分散強化型フェライト鋼からなり、該被覆
管本体の内面にCr：１８〜３０％を含むフェライト鋼を
ライニングしたことを特徴とするものである。
鋼被覆管は、２層構造を有する原子炉用被覆管であっ
て、被覆管本体はセラミックスを分散させ且つCr：８〜
１３％を含む分散強化型フェライト鋼からなり、該被覆
管本体の内面にCr：１８〜３０％を含むフェライト鋼を
ライニングしたことを特徴とするものである。
また、その製造方法は、２層構造を有する原子炉用被覆
管を製造するに当たり、管状カプセルの外筒と内筒の間
に、セラミンクスを分散させ且つCr：８〜１３％を含む
フェライト鋼粉末を封入すると共に、該内筒をCr：１８
〜３０％を含むフェライト鋼とし、次いで該管状カプセ
ルを熱間加工して前記粉末と内筒を一体化させることを
特徴とするものである。
管を製造するに当たり、管状カプセルの外筒と内筒の間
に、セラミンクスを分散させ且つCr：８〜１３％を含む
フェライト鋼粉末を封入すると共に、該内筒をCr：１８
〜３０％を含むフェライト鋼とし、次いで該管状カプセ
ルを熱間加工して前記粉末と内筒を一体化させることを
特徴とするものである。
以下に本発明を更に詳細に説明する。
（作用） 燃料共存性で問題となる腐食は、被覆管内の水分及び酸
化物燃料による酸化に基づくもので、酸化速度は核分裂
生成物であるCs、Teにより促進される。そこで、本発明
者は、燃料共存性を模擬した腐食試験として、一般に核
分裂生成物であるTe、Csを含有させた高温蒸気による腐
食試験が行われているのと同様の腐食試験を、Cr量を約
９〜２５％に変化させたFe-Cr鋼について行った。その
試験結果を第１図に示す。なお、模擬燃料条件として核
分裂生成物であるCs、Teを含有せしめた５００〜７００
℃の高温蒸気中に５０hr浸漬し、腐食による重量変化を
求めた。試験材はFe-Cr鋼でCr量を約９、１４、２０、
２５％と変化させたものを用いた。
化物燃料による酸化に基づくもので、酸化速度は核分裂
生成物であるCs、Teにより促進される。そこで、本発明
者は、燃料共存性を模擬した腐食試験として、一般に核
分裂生成物であるTe、Csを含有させた高温蒸気による腐
食試験が行われているのと同様の腐食試験を、Cr量を約
９〜２５％に変化させたFe-Cr鋼について行った。その
試験結果を第１図に示す。なお、模擬燃料条件として核
分裂生成物であるCs、Teを含有せしめた５００〜７００
℃の高温蒸気中に５０hr浸漬し、腐食による重量変化を
求めた。試験材はFe-Cr鋼でCr量を約９、１４、２０、
２５％と変化させたものを用いた。
第１図より、Cr量の増加と共に腐食量は減少し、Cr量１
４％の場合に比べ、Cr量約１８％以上のものでは腐食量
が約半分以下となることがわかる。したがって、燃料共
存性の改善のためには分散強化型フェライト鋼被覆管の
Cr量を増せばよいのであるが、Cr量の増加は前述の如く
脆化と組織選定の観点から問題となる。
４％の場合に比べ、Cr量約１８％以上のものでは腐食量
が約半分以下となることがわかる。したがって、燃料共
存性の改善のためには分散強化型フェライト鋼被覆管の
Cr量を増せばよいのであるが、Cr量の増加は前述の如く
脆化と組織選定の観点から問題となる。
そこで、強度部材である被覆管本体とは別に、この被覆
管（分散強化型フェライト鋼）の内側に高Crフェライト
鋼の薄肉管を内張りすることにより、被覆管の特性を損
なうことなく燃料共存性を改善しようとするのが本発明
のポイントの１つである。
管（分散強化型フェライト鋼）の内側に高Crフェライト
鋼の薄肉管を内張りすることにより、被覆管の特性を損
なうことなく燃料共存性を改善しようとするのが本発明
のポイントの１つである。
被覆管本体の内張り材（内筒） 内張り材（内筒）に要求される主要な特性は、以下〜
の通りである。
の通りである。
Cr量が高いこと。強度は被覆管本体が分担するので、
脆化は問題とならない。
脆化は問題とならない。
スエリング性が被覆管本体と同等であること。被覆管
本体よりスエリングが大きい場合には、内圧に重畳する
応力を被覆管本体に加えることになる。
本体よりスエリングが大きい場合には、内圧に重畳する
応力を被覆管本体に加えることになる。
被覆管本体と共に加工されるので、加工性がよいこ
と。
と。
熱伝導性から被覆管本体との密着性が優れているこ
と。
と。
上記、、の要求特性から、内張り材としては、C
r：１８〜３０％を含むフェライト鋼で本質的にＢＣＣ
構造を有するフェライト系鋼である必要がある。Ｃ：0.
2％以下、Cr：１８〜３０％を含有し、残部Fe及び不可
避的不純物からなる組成が好ましい。
r：１８〜３０％を含むフェライト鋼で本質的にＢＣＣ
構造を有するフェライト系鋼である必要がある。Ｃ：0.
2％以下、Cr：１８〜３０％を含有し、残部Fe及び不可
避的不純物からなる組成が好ましい。
Crは、燃料共存性の改善のポイントとなる成分であり、
第１図に示したように１８％までCr量と共に腐食量も急
激に減少し、それ以上ではCr増量による腐食軽減の効果
はゆるやかになる傾向がみられること、またCr量が３０
％を超えると加工性が劣化することから、Crの適正含有
量は１８〜３０％の範囲である。
第１図に示したように１８％までCr量と共に腐食量も急
激に減少し、それ以上ではCr増量による腐食軽減の効果
はゆるやかになる傾向がみられること、またCr量が３０
％を超えると加工性が劣化することから、Crの適正含有
量は１８〜３０％の範囲である。
内張り材は強度部材ではないので、Ｃの添加は不要であ
るが、Ti、Nb等の添加と組合わせて少量の炭化物を析出
させ、結晶粒を微細化させて加工性を改善しようとする
場合には、少量のＣ添加も望ましい。しかし、Ｃは、約
0.2％を超えると著しく硬化して加工性を損なうため、
0.2％以下が好ましい。
るが、Ti、Nb等の添加と組合わせて少量の炭化物を析出
させ、結晶粒を微細化させて加工性を改善しようとする
場合には、少量のＣ添加も望ましい。しかし、Ｃは、約
0.2％を超えると著しく硬化して加工性を損なうため、
0.2％以下が好ましい。
上記成分以外に、加工性、燃料共存性の改善のためにT
i、Nb、V、Zrをそれぞれ２％以下の範囲で１種又は２種以
上を必要に応じて更に加えてもよい。
i、Nb、V、Zrをそれぞれ２％以下の範囲で１種又は２種以
上を必要に応じて更に加えてもよい。
被覆管本体 被覆管本体は、セラミックスを分散させ且つCr：８〜１
３％を含む分散強化型フェライト鋼により構成し、高温
強度と優れた耐スエリング性を確保する。なお、基地材
としてフェライトにマルテイサイト組織を導入した組織
のものも含まれ、この場合には、熱処理による延性の向
上及び異方性の減少を改善することができる。
３％を含む分散強化型フェライト鋼により構成し、高温
強度と優れた耐スエリング性を確保する。なお、基地材
としてフェライトにマルテイサイト組織を導入した組織
のものも含まれ、この場合には、熱処理による延性の向
上及び異方性の減少を改善することができる。
Crは耐食性、脱炭抵抗性を向上させるこめに不可欠な成
分であり、そのためには８％以上が必要である。しか
し、１３％を超えると、被覆管の使用温度範囲（約４０
０〜７００℃）でδ−フェライト量の増加による４７５
℃脆性やσ相脆性が生じ、強度と靱性を損なうことにな
り、またマルテンサイト相を生成させたい場合には不可
能となる。したがって、Cr量は８〜１３％の範囲とす
る。
分であり、そのためには８％以上が必要である。しか
し、１３％を超えると、被覆管の使用温度範囲（約４０
０〜７００℃）でδ−フェライト量の増加による４７５
℃脆性やσ相脆性が生じ、強度と靱性を損なうことにな
り、またマルテンサイト相を生成させたい場合には不可
能となる。したがって、Cr量は８〜１３％の範囲とす
る。
基地材は上記Crを必須成分とするが、必要に応じて、以
下に示す種々の元素の１種又は２種以上を適量で含有さ
せることができる。含有させる場合、各元素の望ましい
添加量、作用等について以下に説明する。
下に示す種々の元素の１種又は２種以上を適量で含有さ
せることができる。含有させる場合、各元素の望ましい
添加量、作用等について以下に説明する。
Ｃはオーステナイト安定化元素であり、マルテンサイト
組織を安定化する。更に、合金元素Nb、V、Cr等と結合
し、微細炭化物を形成してクリープ破断強度を改善す
る。しかし、0.04％未満ではその効果は不十分であり、
δ−フェライト量の増加により著しく強度と靱性を損な
い、また0.2％を超えると炭化物が増加して鋼が硬化
し、その加工性、溶接性を損なう。したがって、Ｃ量は
0.04〜0.2％の範囲とする。
組織を安定化する。更に、合金元素Nb、V、Cr等と結合
し、微細炭化物を形成してクリープ破断強度を改善す
る。しかし、0.04％未満ではその効果は不十分であり、
δ−フェライト量の増加により著しく強度と靱性を損な
い、また0.2％を超えると炭化物が増加して鋼が硬化
し、その加工性、溶接性を損なう。したがって、Ｃ量は
0.04〜0.2％の範囲とする。
Siは、脱酸剤として添加され、酸化物の分散性も制御す
るが、0.3％を超えると高温加熱中の脆化が著しくな
る。したがって、Si量は0.3％以下、好ましくは0.1％以
下にすることにより、靱性改善効果が大きくなる。
るが、0.3％を超えると高温加熱中の脆化が著しくな
る。したがって、Si量は0.3％以下、好ましくは0.1％以
下にすることにより、靱性改善効果が大きくなる。
Mnは、熱間加工性を改善し、組織の安定化に有効である
が、1.5％を超えると硬化相を形成し、靱性、加工性を
損なうので、1.5％以下とする。
が、1.5％を超えると硬化相を形成し、靱性、加工性を
損なうので、1.5％以下とする。
Niは、オーステナイト安定化元素としてマルテンサイト
組織を安定にする成分であり、δ−フェライト量を調整
して強度、靱性、加工性を付与する場合には0.1％以上
を含有させる。しかし、１％を超えるとクリープ強度を
損ない、更に変態点が低くなりすぎて熱処理性及び加工
性を損なう。したがって、Ni量は0.1〜１％の範囲とす
る。
組織を安定にする成分であり、δ−フェライト量を調整
して強度、靱性、加工性を付与する場合には0.1％以上
を含有させる。しかし、１％を超えるとクリープ強度を
損ない、更に変態点が低くなりすぎて熱処理性及び加工
性を損なう。したがって、Ni量は0.1〜１％の範囲とす
る。
Mo、Ｗはともに固溶強化元素であり、且つ炭化物、金属
間化合物の構成元素としてクリープ強度の向上に寄与す
る。しかし、Mo、Ｗともそれぞれ0.1％未満ではその効
果は得られず、またMoが2.5％を超える場合、Ｗが４％
を超える場合には、δ−フェライト量が増加して靱性を
損なうばかりか、更に高温中で多量の金属間化合物が析
出して脆化する。したがって、Mo量は0.1〜2.5％、Ｗ量
は0.1〜４％の範囲とする。
間化合物の構成元素としてクリープ強度の向上に寄与す
る。しかし、Mo、Ｗともそれぞれ0.1％未満ではその効
果は得られず、またMoが2.5％を超える場合、Ｗが４％
を超える場合には、δ−フェライト量が増加して靱性を
損なうばかりか、更に高温中で多量の金属間化合物が析
出して脆化する。したがって、Mo量は0.1〜2.5％、Ｗ量
は0.1〜４％の範囲とする。
ＶはＣ、Ｎと結合してＶ（Ｃ、Ｎ）の微細析出物を形成
し、クリープ強度の向上に寄与する。また酸化物の分散
性を制御する。しかし、0.1％未満では十分な効果が得
られず、0.4％を超えると却って強度を損なう。したが
って、Ｖ量は0.1〜0.4％の範囲とする。
し、クリープ強度の向上に寄与する。また酸化物の分散
性を制御する。しかし、0.1％未満では十分な効果が得
られず、0.4％を超えると却って強度を損なう。したが
って、Ｖ量は0.1〜0.4％の範囲とする。
Nbは、Ｖと同様に、Ｃ、Ｎと結合してNb（Ｃ、Ｎ）の微
細析出物を形成し、クリープ強度の向上に寄与し、酸化
物の分離性をも制御する。また組織を微細化して靱性を
改善するにも有効である。しかし、0.01％未満では効果
が得られず、一方、0.2％を超えると熱処理中に未固溶
析出物が多量に残存し、クリープ強度を損なう。したが
って、Nb量は0.01〜0.2％の範囲とする。
細析出物を形成し、クリープ強度の向上に寄与し、酸化
物の分離性をも制御する。また組織を微細化して靱性を
改善するにも有効である。しかし、0.01％未満では効果
が得られず、一方、0.2％を超えると熱処理中に未固溶
析出物が多量に残存し、クリープ強度を損なう。したが
って、Nb量は0.01〜0.2％の範囲とする。
Ａｌは、脱酸剤として添加できるが、0.03％を超えると
クリープ強度を損なうので、0.03％以下とする。
クリープ強度を損なうので、0.03％以下とする。
Ｎは、Ｖ、Nbと結合し、窒化物を形成してクリープ強度
向上に寄与する。しかし、0.01％未満ではその効果がな
く、0.08％を超えると加工性、靱性及び溶接性を低下さ
せる。したがって、Ｎ量は0.01〜0.08％の範囲とする。
向上に寄与する。しかし、0.01％未満ではその効果がな
く、0.08％を超えると加工性、靱性及び溶接性を低下さ
せる。したがって、Ｎ量は0.01〜0.08％の範囲とする。
Ｂは、微量添加により炭化物を分散、安定化させ、クリ
ープ強度向上に寄与するが、0.001％未満では効果がな
く、0.01％を超えると加工性及び溶接性を低下させる。
したがって、Ｂ量は0.001〜0.01％の範囲とする。
ープ強度向上に寄与するが、0.001％未満では効果がな
く、0.01％を超えると加工性及び溶接性を低下させる。
したがって、Ｂ量は0.001〜0.01％の範囲とする。
Zr、La、Ce、Caは、単独或いは複合で微量添加すると、介
在物の形態制御と靱性に有害な不純物中のＰ、Ｓの清浄
化作用がある。また酸化物の分散性を制御する。これら
の元素の総計含有量が0.05％未満では上記効果が得られ
ず、また0.3％を超えると靱性及び加工性に有害とな
る。したがって、これらの元素は単独添加或いは複合添
加で総計が0.05〜0.3％の範囲で添加する。
在物の形態制御と靱性に有害な不純物中のＰ、Ｓの清浄
化作用がある。また酸化物の分散性を制御する。これら
の元素の総計含有量が0.05％未満では上記効果が得られ
ず、また0.3％を超えると靱性及び加工性に有害とな
る。したがって、これらの元素は単独添加或いは複合添
加で総計が0.05〜0.3％の範囲で添加する。
Tiは、Ｙ２Ｏ３粉末等の酸化物分散粒子と反応してより
安定な分散粒子を形成し、クリープ強度の向上に寄与す
る。しかし、0.3％未満では十分な効果が得られず、２
％を超えると却って強度を損なう。したがって、Ti量は
0.3〜２％の範囲とする。
安定な分散粒子を形成し、クリープ強度の向上に寄与す
る。しかし、0.3％未満では十分な効果が得られず、２
％を超えると却って強度を損なう。したがって、Ti量は
0.3〜２％の範囲とする。
上記成分を有する組成の一例を挙げるならば、Ｃ：0.04
〜0.2％、Si：0.3％以下、Mn：1.5％以下、Cr：８〜１
３％、Ａｌ：0.03％以下を含み、残部がFe及び不可避的
不純物からなるものが望ましい。また、これをベースと
し、Ni、Ｎ、Ｂ、Ti、並びにZr、La、Ce、Caの群等のう
ち、１種又は２種以上を適宜含有させた組成も挙げられ
る。更に、上記ベースに、Mo、Ｗの１種以上を含有させ
た組成や、Ｖ、Nbの１種以上を含有させた組成等も挙げ
られる。
〜0.2％、Si：0.3％以下、Mn：1.5％以下、Cr：８〜１
３％、Ａｌ：0.03％以下を含み、残部がFe及び不可避的
不純物からなるものが望ましい。また、これをベースと
し、Ni、Ｎ、Ｂ、Ti、並びにZr、La、Ce、Caの群等のう
ち、１種又は２種以上を適宜含有させた組成も挙げられ
る。更に、上記ベースに、Mo、Ｗの１種以上を含有させ
た組成や、Ｖ、Nbの１種以上を含有させた組成等も挙げ
られる。
次に、基地材に均一に分散させるセラミックスについて
説明する。
説明する。
そのためのセラミックスとしては、Ｙ２Ｏ３粉末、Zr
O2、Al2O3、MgO等々が適当であり、これらの１種又は２種
以上を添加する。平均粉末粒径が３０００Åよりも大き
いと強度向上効果が小さいので、３０００Å以下のもの
が望ましい。また、これらの酸化物粉末の総計含有量が
0.05％未満では上記効果が得られず、1.5％を超えると
靱性及び加工性に有害となるので、0.05〜1.5％の範囲
で含有させるのが望ましい。
O2、Al2O3、MgO等々が適当であり、これらの１種又は２種
以上を添加する。平均粉末粒径が３０００Åよりも大き
いと強度向上効果が小さいので、３０００Å以下のもの
が望ましい。また、これらの酸化物粉末の総計含有量が
0.05％未満では上記効果が得られず、1.5％を超えると
靱性及び加工性に有害となるので、0.05〜1.5％の範囲
で含有させるのが望ましい。
このようなセラミックスを機械的合金化法のような粉末
治金的方法により基地材に均一に分散させることによ
り、クリープ強度を向上することができる。
治金的方法により基地材に均一に分散させることによ
り、クリープ強度を向上することができる。
被覆管の製造工程 本発明の第２のポイントは、前述の要求特性に関し、
密着性に優れ、コストアップを抑えた内張り付被覆管の
製造方法にある。
密着性に優れ、コストアップを抑えた内張り付被覆管の
製造方法にある。
一般に金属粉末を固化、成形し、管、板、棒状製品を作
るためには、まず粉末をカプセルに充填し、脱気、密封
後、ＨＩＰ或いは熱間押出等の熱間加工により固化し、
次いで、カプセル材を切削又は酸洗等により除去した
後、二次加工される。管の場合は中空のカプセルが用い
られる。
るためには、まず粉末をカプセルに充填し、脱気、密封
後、ＨＩＰ或いは熱間押出等の熱間加工により固化し、
次いで、カプセル材を切削又は酸洗等により除去した
後、二次加工される。管の場合は中空のカプセルが用い
られる。
本発明においては、上記粉末治金的方法により燃料被覆
管を製造する。その場合、カプセルとして管状のカプセ
ルを用い、この管状カプセルの中に内筒（内張り材）を
配置し、管状カプセルと内筒との間に被覆管本体となる
金属粉末とセラミックス粉末との混合粉末を充填し、内
筒に前述の内張り材の継目無管或いは溶接管を使用して
熱間加工を行う。なお、基地材の金属粉末は元素粉或い
は合金粉のいずれでもよい。加工後は、内筒を除去せ
ず、そのまま二次加工し、最終製品まで仕上げることに
よって内張り付被覆管が得られる。
管を製造する。その場合、カプセルとして管状のカプセ
ルを用い、この管状カプセルの中に内筒（内張り材）を
配置し、管状カプセルと内筒との間に被覆管本体となる
金属粉末とセラミックス粉末との混合粉末を充填し、内
筒に前述の内張り材の継目無管或いは溶接管を使用して
熱間加工を行う。なお、基地材の金属粉末は元素粉或い
は合金粉のいずれでもよい。加工後は、内筒を除去せ
ず、そのまま二次加工し、最終製品まで仕上げることに
よって内張り付被覆管が得られる。
この方法は、粉末治金による分散強化型フェライト鋼被
覆管の通常の製造工程であるため、コストアップはほと
んどなく、また粉末固化時の高温高圧下で内筒が被覆管
本体の分散強化型フェライト鋼と接合されるので、内張
り材の密着性も極めて優れたものが得られる。
覆管の通常の製造工程であるため、コストアップはほと
んどなく、また粉末固化時の高温高圧下で内筒が被覆管
本体の分散強化型フェライト鋼と接合されるので、内張
り材の密着性も極めて優れたものが得られる。
内張り材の厚さは、燃料共存性改善のための有効性と被
覆管全肉厚の制限から約１０〜１００μｍが適当であ
り、その厚さはカプセル内筒の肉厚と被覆管までの全加
工率によって制御できる。
覆管全肉厚の制限から約１０〜１００μｍが適当であ
り、その厚さはカプセル内筒の肉厚と被覆管までの全加
工率によって制御できる。
次に本発明の実施例を示す。
（実施例） 本発明の分散強化型フェライト鋼被覆管の製造性を具体
的に確認するため、第２図に示すカプセルを用いて試験
を行った。
的に確認するため、第２図に示すカプセルを用いて試験
を行った。
第２図のカプセルは熱間押出用の中空カプセルであり、
内筒３と外筒４を有し、底部５と脱気パイプ１を取付け
た頭部２とを有する構造のものである。内筒としては第
１表に示す２０％Crフェライト鋼の内張り材を用い、こ
の内筒３と外筒４の間には、第２表に示す組成となるよ
うに平均粉末粒径５００μｍ以下の基地材（金属粉末）
と酸化物微細粉末を配合し、アトライターでAr雰囲気中
で混合し機械的合金化処理を行った粉末６を用いた。ア
トライターの回転数は２００〜２５０rpm、撹拌時間は
２４〜４８hrである。また脱気パイプ１、頭部２、外筒
４、底部５には軟鋼を用いた。
内筒３と外筒４を有し、底部５と脱気パイプ１を取付け
た頭部２とを有する構造のものである。内筒としては第
１表に示す２０％Crフェライト鋼の内張り材を用い、こ
の内筒３と外筒４の間には、第２表に示す組成となるよ
うに平均粉末粒径５００μｍ以下の基地材（金属粉末）
と酸化物微細粉末を配合し、アトライターでAr雰囲気中
で混合し機械的合金化処理を行った粉末６を用いた。ア
トライターの回転数は２００〜２５０rpm、撹拌時間は
２４〜４８hrである。また脱気パイプ１、頭部２、外筒
４、底部５には軟鋼を用いた。
カプセルの組立て手順は以下の通りである。
まず、脱気パイプ１を接合した頭部２に内筒３を取付け
る（溶接部）。次いで、外筒４を頭部２に取付ける
（溶接部）。内筒３と外筒４の間に混合粉末６を充填
した後、底部５を取付け、外筒４及び内筒３と溶接する
（、）。組立後のカプセルを４００℃に加熱しなが
ら脱気パイプ１より真空ポンプにて１０−４Torr程度ま
で脱気し、脱気パイプ１をカシメ、溶接して密封した。
る（溶接部）。次いで、外筒４を頭部２に取付ける
（溶接部）。内筒３と外筒４の間に混合粉末６を充填
した後、底部５を取付け、外筒４及び内筒３と溶接する
（、）。組立後のカプセルを４００℃に加熱しなが
ら脱気パイプ１より真空ポンプにて１０−４Torr程度ま
で脱気し、脱気パイプ１をカシメ、溶接して密封した。
密封した管状カプセルを１１００℃×１hr加熱して押出
プレスにより熱間押出（押出比は８〜１５：１）を行
い、素管を製作した。素管の頭部、底部を切断し、曲が
り矯正した後、外筒を切削により除去した。次いでこれ
を温間圧延及び温間抽伸工程により、所定厚さの内張り
付分散強化型フェライト鋼被覆管を製作した。
プレスにより熱間押出（押出比は８〜１５：１）を行
い、素管を製作した。素管の頭部、底部を切断し、曲が
り矯正した後、外筒を切削により除去した。次いでこれ
を温間圧延及び温間抽伸工程により、所定厚さの内張り
付分散強化型フェライト鋼被覆管を製作した。
第３表に、被覆管本体について常温引張試験、６５０℃
引張試験及び６５０℃クリープ破断試験を行った結果を
示す。なお、供試材は被覆管に９５０〜１０５０℃焼き
ならし、７５０〜８００℃焼き戻し熱処理を施したもの
であり、引張試験片はこの供試片から６mmφ×３０mmＧ
Ｌの丸棒引張試験片を圧延方向（Ｌ方向）及びそれに垂
直な方向（Ｔ方向）で採取した。
引張試験及び６５０℃クリープ破断試験を行った結果を
示す。なお、供試材は被覆管に９５０〜１０５０℃焼き
ならし、７５０〜８００℃焼き戻し熱処理を施したもの
であり、引張試験片はこの供試片から６mmφ×３０mmＧ
Ｌの丸棒引張試験片を圧延方向（Ｌ方向）及びそれに垂
直な方向（Ｔ方向）で採取した。
第３表より明らかなとおり、本発明の被覆管本体は、６
５０℃×１０４hrクリープ破断強度において8.0kgf/mm2
を超え、既存の鋼を遥かに凌いでおり、また延性及び６
５０℃×１０４hrクリープ破断強度の異方性が既存鋼に
比べて非常に少ない。
５０℃×１０４hrクリープ破断強度において8.0kgf/mm2
を超え、既存の鋼を遥かに凌いでおり、また延性及び６
５０℃×１０４hrクリープ破断強度の異方性が既存鋼に
比べて非常に少ない。
また、燃料共存性について調査したところ、第１図に示
したCr量２０％の場合と同じ結果が得られ、優れた燃料
共存性を備えていることが確認された。更に耐スエリン
グ性についても調査した結果、良好であることが別途確
認された。
したCr量２０％の場合と同じ結果が得られ、優れた燃料
共存性を備えていることが確認された。更に耐スエリン
グ性についても調査した結果、良好であることが別途確
認された。
（発明の効果） 以上詳述したように、本発明によれば、特定材料にて２
層構造の燃料被覆管を構成したので、優れた燃料共存性
を有し、且つ高温強度、耐スエリング性を有する分散強
化型フェライト鋼被覆管を得ることができ、また異方性
も改善可能である。更には通常の粉末治金的方法により
製造できるので大幅なコストアップなく得ることができ
る。したがって、高速増殖炉の長寿命燃料被覆管として
好適であり、原子炉プラントの経済性向上に貢献する効
果は大きい。
層構造の燃料被覆管を構成したので、優れた燃料共存性
を有し、且つ高温強度、耐スエリング性を有する分散強
化型フェライト鋼被覆管を得ることができ、また異方性
も改善可能である。更には通常の粉末治金的方法により
製造できるので大幅なコストアップなく得ることができ
る。したがって、高速増殖炉の長寿命燃料被覆管として
好適であり、原子炉プラントの経済性向上に貢献する効
果は大きい。
第１図は模擬燃料条件下におけるFe-Cr鋼の腐食特性をC
r含有量との関係で示す図、 第２図は分散強化型フェライト鋼被覆管を製造するため
の熱間押出用カプセルを示す断面図である。 １…脱気パイプ、２…頭部、３…内筒、４…外筒、５…
底部、６…粉末、〜…溶接部。
r含有量との関係で示す図、 第２図は分散強化型フェライト鋼被覆管を製造するため
の熱間押出用カプセルを示す断面図である。 １…脱気パイプ、２…頭部、３…内筒、４…外筒、５…
底部、６…粉末、〜…溶接部。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 野村 茂雄 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 柴原 格 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 立石 嘉徳 茨城県東茨城郡大洗町成田町4002 動力 炉・核燃料開発事業団大洗工学センター内 (72)発明者 平野 奨 大阪府大阪市東区北浜５丁目15番地 住友 金属工業株式会社内 (72)発明者 寺西 洋志 大阪府大阪市東区北浜５丁目15番地 住友 金属工業株式会社内 (72)発明者 藤原 優行 兵庫県神戸市灘区高徳町１丁目４―11 (72)発明者 西田 俊夫 兵庫県神戸市灘区篠原伯母野山町２―３― １
Claims (2)
- 【請求項１】２層構造を有する原子炉用被覆管であっ
て、被覆管本体はセラミックスを分散させ且つCr：８〜
１３％（重量％、以下同じ）を含む分散強化型フェライ
ト鋼からなり、該被覆管本体の内面にCr：１８〜３０％
を含むフェライト鋼をライニングしたことを特徴とする
原子炉用分散強化型フェライト鋼被覆管。 - 【請求項２】２層構造を有する原子炉用被覆管を製造す
るに当たり、管状カプセルの外筒と内筒の間に、セラミ
ックスを分散させ且つCr：８〜１３％を含むフェライト
鋼粉末を封入すると共に、該内筒をCr：１８〜３０％を
含むフェライト鋼とし、次いで該管状カプセルを熱間加
工して前記粉末と内筒を一体化させることを特徴とする
原子炉用分散強化型フェライト鋼被覆管の製造方法。
Priority Applications (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63293202A JPH0652307B2 (ja) | 1988-11-19 | 1988-11-19 | 原子炉用分散強化型フェライト鋼被覆管及びその製造方法 |
| US07/436,785 US4960562A (en) | 1988-11-19 | 1989-11-15 | Dispersion strengthened ferritic steel cladding tube for nuclear reactor and its production method |
| FR8915109A FR2639462B1 (fr) | 1988-11-19 | 1989-11-17 | Tube de gainage en acier ferritique renforce par dispersion |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63293202A JPH0652307B2 (ja) | 1988-11-19 | 1988-11-19 | 原子炉用分散強化型フェライト鋼被覆管及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02140688A JPH02140688A (ja) | 1990-05-30 |
| JPH0652307B2 true JPH0652307B2 (ja) | 1994-07-06 |
Family
ID=17791745
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63293202A Expired - Lifetime JPH0652307B2 (ja) | 1988-11-19 | 1988-11-19 | 原子炉用分散強化型フェライト鋼被覆管及びその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4960562A (ja) |
| JP (1) | JPH0652307B2 (ja) |
| FR (1) | FR2639462B1 (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2282478B (en) * | 1993-10-01 | 1997-08-13 | Us Energy | Method of fabricating 99Mo production targets using low enriched uranium |
| JP3127759B2 (ja) * | 1995-02-17 | 2001-01-29 | 核燃料サイクル開発機構 | 再結晶組織を有する酸化物分散強化型フェライト鋼とその製造方法 |
| FR2777020B1 (fr) | 1998-04-07 | 2000-05-05 | Commissariat Energie Atomique | Procede de fabrication d'un alliage ferritique - martensitique renforce par dispersion d'oxydes |
| US7842434B2 (en) | 2005-06-15 | 2010-11-30 | Ati Properties, Inc. | Interconnects for solid oxide fuel cells and ferritic stainless steels adapted for use with solid oxide fuel cells |
| US8158057B2 (en) | 2005-06-15 | 2012-04-17 | Ati Properties, Inc. | Interconnects for solid oxide fuel cells and ferritic stainless steels adapted for use with solid oxide fuel cells |
| US7981561B2 (en) | 2005-06-15 | 2011-07-19 | Ati Properties, Inc. | Interconnects for solid oxide fuel cells and ferritic stainless steels adapted for use with solid oxide fuel cells |
| JP3672903B2 (ja) * | 2002-10-11 | 2005-07-20 | 核燃料サイクル開発機構 | 酸化物分散強化型フェライト鋼管の製造方法 |
| US20050058851A1 (en) * | 2003-09-15 | 2005-03-17 | Smith Gaylord D. | Composite tube for ethylene pyrolysis furnace and methods of manufacture and joining same |
| RU2262753C2 (ru) * | 2003-10-06 | 2005-10-20 | Российская Федерация, от имени которой выступает Министерство Российской Федерации по атомной энергии | Твэл реактора на быстрых нейтронах (варианты) и оболочка для его изготовления |
| US7674687B2 (en) * | 2005-07-27 | 2010-03-09 | Silicon Genesis Corporation | Method and structure for fabricating multiple tiled regions onto a plate using a controlled cleaving process |
| US7547358B1 (en) | 2008-03-03 | 2009-06-16 | Shapiro Zalman M | System and method for diamond deposition using a liquid-solvent carbon-transfer mechanism |
| US20140185733A1 (en) * | 2012-12-28 | 2014-07-03 | Gary Povirk | Nuclear fuel element |
| US10994361B2 (en) | 2014-01-24 | 2021-05-04 | Electric Power Research Institute, Inc. | Stepped design weld joint preparation |
| KR20150104348A (ko) * | 2014-03-05 | 2015-09-15 | 한국원자력연구원 | 크리프 저항성이 향상된 페라이트/마르텐사이트계 산화물분산강화 강 및 이의 제조방법 |
| US10883160B2 (en) | 2018-02-23 | 2021-01-05 | Ut-Battelle, Llc | Corrosion and creep resistant high Cr FeCrAl alloys |
| CN113789494B (zh) * | 2021-08-31 | 2023-11-14 | 昆明理工大学 | 一种氧化物弥散强化钢核燃料包壳管的制备方法 |
Family Cites Families (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE2010871A1 (de) * | 1970-03-07 | 1971-10-07 | Kernforschung Gmbh Ges Fuer | Gegen Kernbrennstoff und Reaktorkuhl mittel korrosionsbeständige Brennstoff hülle fur Kernreaktoren |
| BE782079A (fr) * | 1972-04-13 | 1972-07-31 | Centre Rech Metallurgique | Perfectionnements a la fabrication d'elements de reacteurs nucleaires. |
| US4016008A (en) * | 1975-07-31 | 1977-04-05 | The International Nickel Company, Inc. | Clad metal tubes |
| US4075010A (en) * | 1976-02-05 | 1978-02-21 | The International Nickel Company, Inc. | Dispersion strengthened ferritic alloy for use in liquid-metal fast breeder reactors (LMFBRS) |
| JPS5594464A (en) * | 1979-01-11 | 1980-07-17 | Daido Steel Co Ltd | Low-carbon high-manganese steel with high machinability |
| JPS61190007A (ja) * | 1985-02-19 | 1986-08-23 | Sanyo Tokushu Seiko Kk | 粉末冶金法による熱間押出しクラツド金属管の製造方法 |
| GB8616519D0 (en) * | 1986-07-07 | 1986-08-13 | Atomic Energy Authority Uk | Stainless steels |
| JPS6335758A (ja) * | 1986-07-30 | 1988-02-16 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 酸化物分散強化型高マンガンオ−ステナイト鋼 |
| JPS6417806A (en) * | 1987-07-14 | 1989-01-20 | Sumitomo Metal Ind | Stuck double tubes for boiler |
-
1988
- 1988-11-19 JP JP63293202A patent/JPH0652307B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1989
- 1989-11-15 US US07/436,785 patent/US4960562A/en not_active Expired - Lifetime
- 1989-11-17 FR FR8915109A patent/FR2639462B1/fr not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FR2639462A1 (fr) | 1990-05-25 |
| FR2639462B1 (fr) | 1994-02-25 |
| JPH02140688A (ja) | 1990-05-30 |
| US4960562A (en) | 1990-10-02 |
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