JPS62287059A - 原子炉用スペ−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】 ３、発明の詳細な説明 〔産業上の利用分野〕 本発明は新規なＺｒ基合金製燃料スペーサの製造法に係
わり特にノジュラ腐食、並びに白色状の全面腐食が発生
しないすぐれた耐食性と高強度を有する原子炉用燃料ス
ペーサの製造法に関する。

〔従来の技術〕

燃料スペーサは燃料集合体の長手力に沿っていくつかの
位置で多数の燃料棒を所定の間隔に保ち、かつ固定して
おり、燃料棒の横振動、長手方向の曲がりなどを防止す
る。第１図は燃料スペーサの平面図、第２図はその側面
図を示しており、燃料棒７はスベーサテバイダ３と板バ
ネ５によって固定することになる。なお燃料スペーサは
溶接６で組立られる。このため燃料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
燃料取替時にはある程度の衝撃力に耐える必要もある。

さてこのような応力負荷される燃料スペーサは炉水環境
に接することからノジュラ腐食を生ずる懸念があり、か
つ腐食の酸化反応による水素（Ｚｒ＋２Ｈｚｏ−＊Ｚｒ
ｏｉ＋２Ｈｚ）が部材中に取り込まれ、脆化する懸念も
ある。このスペーサは溶接によって組立てられている。

以下示した様に燃料スペーサ用材料には、主として耐食
性並びに耐水素脆化性が要求される。

従来、燃料スペーサ材として耐食性向上の観点からＳｎ
を含むＺｒ合金のジルカロイ−４（約１．５ｗｔ％Ｓｎ
、０．２ｙｔ％Ｆｅ、０．１ｗｔ％Ｃｒ、残部Ｚｒ）が
用いられている。これらは現状の原子炉の運転条件下で
はその機能を果している。

しかし、今後プラントの経済性向上の観点から運転期間
の長期化（または燃料棒の大幅高燃焼度化）がされると
、更に過酷な使用条件が加わると予測される。このため
の部材の特性は従来材に比べ、さらに高強度でかつ高耐
食性のＺｒ合金及びその製造法の開発が望まれている。

すなわち、従来のジルカロイ−４（あるいはジルカロイ
−２）を用いた。ＢＷＲ燃料チャンネルボックスにおい
ては、ノジュラ腐食と呼ばれる斑点状の灰白色の腐食生
成物が表面に生ずる場合がある。ノジュラ腐食は長期間
使用することにより、腐食が進展した場合には剥離が生
じ肉厚減少をきたす恐れがある。今後の部材では効率向
上の観点から薄肉化があることからこれら腐食の発生を
抑える必要がある。また長期間使用に対しての部材強度
は松来のジルカロイでは不−分と思われ、特に耐水素脆
化性にすぐれることが必要である。

この条件を満す高強度高耐食性の材料のひとつとしてＺ
　ｒ　−Ｎ　ｂ合金があげられる。その中でＺｒ−２，
５ｗｔ％Ｎｂ　合金はカナダの原子カプラントの圧力管
に使用されている。しかし、この合金の溶接部は使環境
下（高温水）でノジュラ腐食とは異なる白色粉状の全面
腐食が発生する可能性がある。したがってＺ　ｒ　−２
、５ｗ　ｔ％Ｎｂ　合金は高強度であるが、燃料スペー
サ製造に不可欠な溶接構造に対し、その溶接部の耐食性
に対する配慮はできていない。また従来材でスカター７
合金（特開昭５４−７４９４など）　、０．５〜１．５
ｗｔ％Ｎｂ−２，５〜４．Ｏｗｔ％５ｎ−０，５〜１．
５ｗｔ％Ｍｏ合金（特開昭５ｌ−１３４３０４）、０ｚ
ｈｅｎｎｉｔｅＯ０５合金（０，１ｗｔ％Ｎｂ−０，２
ｗｔ％５ｎ−０，１ｗｔ％Ｆｅ−０，１ｗｔ％Ｎｉ）及
びＧＥ社のＺｒ−１，０ｗｔ％Ｎｂ−１，０ｗｔ％５ｎ
−０，５ｗｔ％Ｆｅ合金などがある。しかし、これら低
Ｎｂ含有のＺｒ合金では溶接部の白色腐食が生じ難いも
のの高強度を得ることができない。また高Ｎｂ含有のＺ
ｒ合金としてはＺｒ−３ｗｔ％Ｍ　ｂ　−１，ｗ　ｔ％
Ｓｎが知られているが溶接部の白色腐食が懸念される。

〔発明が解決しようとする問題点〕

上記従来技術はプラントの経済性向上の観点から運転期
間の長期化に対する配慮が十分でなく。

使用中のノジュラ腐食による部材の減肉及び劣化の問題
、高強度Ｚｒ−Ｎｂ合金の使用に対する溶接部の白色腐
食発生の可能性がある。

本発明の目的は従来の製造プロセスが適用可能な高強度
、高耐食性（耐ノジュラ腐食、耐白色腐食）のＺｒ合金
からなる燃料スペーサの製造法を提供することにある。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明者らは１　、０〜２　、５　ｗ　ｔ％Ｎｂ、０．
５〜２．５ｗｔ％Ｓ　ｎ　、　０　、１〜１　、　Ｏｗ
　ｔ％Ｍ　、ｏ系及び１　、　Ｏ〜２　、５　ｗ　ｔ％
Ｎ　ｂ　、　０　、５〜２　、５　ｗ　ｔ％Ｓｎ、０．
１〜１．０ｗｔ％Ｍ　ｏ　、　０　、０４〜１　、０ｗ
ｔ％ＦｅでＦ　ｅ　＋　Ｍ　ｏが０．１〜１．Ｏｗｔ％
である合金を用い、焼入処理、溶接の後熱処理を改善す
ることにより、高強度、高耐食性燃料スペーサ製造を可
能にした。

本発明の製造工程の一例を第墨図に示すように燃料スペ
ーサー製造工程において、まずＺｒ−Ｎｂ系の１．０〜
２．５ｗｔ％Ｎｂ、０．５〜２．５ｗｔ％Ｓｎ、０．１
〜１．Ｏｗｔ％Ｍｏ合金及び１　、０〜２　、５　ｗ　
ｔ％Ｎｂ、０．５〜２．５ｗｔ％Ｓｎ、０．１〜１．０
ｗｔ％Ｍ　ｏ　、　０　、０４〜１　、０ｗｔ％Ｆｅで
Ｆ　ｅ　十Ｍ　ｏ　ｈ＜　０　、１〜１　、　Ｏｗ　ｔ
％の合金をアーク溶解し、熱間圧延以後の製造工程に焼
入処理及び溶接後の後熱処理を適時組入れることによっ
て、高強度でかつ耐ノジュラ腐食並びに耐白色腐食性を
顯著に改善できることを見い出した。

〔作用〕

Ｚｒ−Ｎｂ合金（１、０〜２　、５　ｗ　ｔ％Ｎｂ。

０　、５〜２　、５　ｗ　ｔ％Ｓｎ、０．１〜１．Ｏｗ
ｔ％Ｍｏ合金及びｉ　、　Ｏ−２、５ｗ　ｔ％Ｎｂ、０
．５−２．５ｗｔ％Ｓ　ｎ　、　Ｏ、１〜１　、　Ｏｗ
　ｔ％Ｍ　ｏ　。

０　、０４−１　、　Ｏｗ　ｔ％Ｆｅ系）を用いた燃料
スペーサ製造工程において、焼入及び溶接後の後熱処理
を定めたのは次の理由からなる。

焼入処理は急速冷却によるマルテンサイト形成で部材を
強化する。またこの処理はＺｒ中に合金元素を十分に固
溶される重要な熱処理であり、特にＮｂの固溶量はその
処理温度及びその冷却速度で大きく変える。Ｚｒ−Ｎｂ
二元合金ではα相の単相とα＋β相の２相組織となり、
α＋β相の２相組織ではβ相中のＮｂ固溶量が増し、こ
れが耐食性に有害であることがわかった（第４図）。本
改良Ｚ　ｒ　−Ｎ　ｂ合金における焼入処理はＳｎ添加
によるα−Ｚｒ相の安定化とその固溶強化が期待でき、
またα−Ｚｒ相のＮｂの固溶を増すことがらβ相中のＮ
ｂ固溶量を低減できる。一方、Ｍ。

添加によりＮｂと同様なマルテンサイト強化が図れ、さ
らにＭｏｚＺｒの析出による強化が加わる。

この効果は結果的に耐食性向上に大きく寄与する。

本合金における焼入は通常の焼入方法で十分な耐食性を
得るが、高強度を加味した場合、９００℃を越える高温
度焼入を行い、Ｎｂを均一化するとより効果的である。

なお製造工程途中における焼入処理は焼入処理後７００
℃を越える高温α相需度範囲に再加熱するとβ−Ｎｂ相
が凝集・粗大化して最終的に強度低下が懸念される。し
たがって高強度を重視する製品に対しては焼な−まし温
度を低目にすること。

並びに焼入は製品近くの工程で行うよう選定する。

溶接後に焼入する製造工程は溶接部を含む製品全体の強
度が均一となり、かつ耐食性改善も十分である。これは
溶接部を一様なβあるいはα十β組織にし、その後の後
熱処理で最適な時効効果が得られるためである。

溶接後の後熱処理は溶接熱サイクルで溶接金属及び溶接
熱影響部に固溶したＮｂをこの処理によって析出させ、
耐食性及び強度を向上させる効果がある。この効果は温
度４００〜７００℃時間３〜３０ｈで達成しつる。４６
０℃以下ではＮｂの析出が望めず、また７００℃以上で
はＮｂの再固溶が生じ、耐食性向上に寄与するＮｂ析出
が得られない。なお処理温度は、高強度を重視する製品
に対しては６００℃以下の範囲で、延性を必要とする製
品に対しては６００℃を越えた範囲で行うのが好適であ
る。従来材のＺｒ−Ｎｂ合合部部材製造法と異なる点は
この温度であり、従来法（５００℃、２４ｈ）より高温
度、で所定の高強度が得られることがわかった（第５図
）。

また焼入後の冷間圧延は従来のＺｒ−Ｎｂ合金では、１
０％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。ただしさ
らに高強度を必要とする製品に対しては圧延加工を行う
のがよく、１０％以」二の加工度でもすぐれた強度特性
となる。

以上は平板より組立られる燃料スペーサ製造に係わるも
のであるが、リング状のスペーサバーで構成する丸セル
型の燃料スペーサ製造にも適用できる。即ち、当合金は
圧延管より加工した丸セル型溶接構造において、その溶
接部の耐食性を向上させることから、複雑な溶接構造で
もすぐれた燃料スペーサ製造が可能となる。

〔実施例〕

実施例１ 材料はＺｒ−１，７０ｗｔ％Ｎｂ−１，，０３ｗｔ％Ｓ
ｎ〜０．４４　ｗ　ｔ％ＭＯ及び不可避の不純物を含む
Ｚｒ合金を溶製した。板の製造は１０２０℃のβ鍛造で
約３５　ｗｎ　ｔのスラブとし、その後１、０００℃水
冷の溶体化処理した。その後第１表の発明：１のプロセ
ス及び第５図に示した工程の流れで熱間圧延を２回行い
、さらに焼なましと冷間圧延の繰返しで板厚０　、７９
　ｍｍ　ｔ　　にした。燃料スペーサは上記薄板を成形
加工においてスペーサバンド＝１にディンプル＝４をプ
レスでつけスペーサバー：２においては打抜によりスペ
ーサデバイダ−＝３を加工、その後板バネ：５を組み込
み各部を溶接：６で組立した。さらに最終工程では５０
０℃、２４ｈと５５０℃、１０ｈの後熱処理を行って特
性評価試験に供した。

評価試験は溶接継手部をベースに腐食試験及び引張試験
用の試験片を取り、それぞれ実施した。

耐食性評価において、蒸気中腐食試験は５３０℃１０５
　ｋｇ／ａ＃蒸気中に１００ｈ浸漬した。また高温水腐
食試験は２８８℃、８５ｋｇ／ａ＃高温水中に約６００
ｈ浸漬した。その後、腐食外観及び腐食増量を計測した
。なお引張試験は室温で行った。

試験の結果は第１表に示す。本発明材はノジュラ腐食並
びに白色腐食が全く発生せず、耐食性にすぐれているこ
とが判った。また引張強さは後熱処理が５００℃と５５
０℃とで大差なく、高強度を有することが明らかである
。

実施例２ 材料は実施例１で使用した３　５　＋ｎｍ　ｔスラブを
用いた。製造工程は第１表の発明：２プロセスと同じく
、１０００℃溶体化処理、７５０℃熱間圧延２回繰返し
し、第２冷間圧延後に９００℃焼入処理を行った。その
後、約１０％冷間圧延、成形加工、溶接の順序で燃料ス
ペーサを製造した。なお後熱処理はアルゴンガス中で５
００℃、２４ｈ実施した。評価試験は、溶接継手部より
腐食試験片を採取し、蒸気中腐食試験（５１０℃、１０
５ｋｇ／ｄ、１００ｈ）でノジュラ腐食発生、高温水腐
食試験（２８８℃、８５ｋｇ／ａＪ、６００ｈ）白色腐
食発生の有無を検討した。その結果、当製造工程で製作
した燃料スペーサは溶接部並びに母材ともにノジュラ腐
食、白色腐食を発生せず、すぐれた耐食性を有すること
が判った。

実施例３ 実施例１の製造工程で組立溶接した燃料スペーサをアル
ゴンガス中で８５０℃、ｌｈ油加熱、その後、アルゴン
ガス噴射によって焼入処理し、さらに５００℃、２４ｈ
の後熱処理をアルゴン雰囲気中で行った（本発明プロセ
ス＝３）。評価試験は溶接継手部より腐食試験片を切出
し、実施例■の腐食試験と同じ条件で実施した。その結
果、当製造プロセスで製作した燃料スペーサは溶接部並
びに母材ともにノジュラ腐食あるいは白色腐食は全く発
生せず、黒色の光沢のある腐食外観を示し、すぐれた耐
食性を示した。

なお継手強度は室温における引張強さが９０）ｃｇ／　
ｍｍ　”を越え、本発明プロセスの中で最も高い値を示
した。

本発明はＢＷＲプラントばかりでなく、ＰＷＲプラント
、さらにＡＴＲプラントや高速転換炉用の燃料構造部の
製造法としても適用できる。また燃料構造部材のみなら
ず高温水及び蒸気が接し、高速中性子（Ｅ＞ＩＭｅｖ）
照射量がｌＸｌ０”ｎ７２以上照射される環境下で使用
される構造部材として適用することが可能である。

［発明の効果〕 本発明によれば耐食性の著しくすぐれたジルコニウム合
金製の燃料スペーサが製造できるので、高経済性の燃料
集合体を製造でき、かつ信頼性の向上が期待できる。

【図面の簡単な説明】

第１図は燃料スペーサの平面図、第２図は同スペーサの
側面図、第３図は従来法及び本発明法の燃料スペーサの
製造工程を示すフロー図、第４図は焼入温度と腐食増量
との関係を示す線図、第５１・・・スペーサバンド、２
・・・スペーサバー、３・・・スペーサデバイダ、４・
・・ディプル、５・・・板バネ、６・・・溶接部、７・
・・燃料棒。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｎｂ：１．０〜２．５ｗｔ％、Ｓｎ：０．５〜２．
   ５ｗｔ、又はこれらにＭｏ：０．１〜１．０ｗｔ％又は
   ／及びＦｅ：０．０４〜１．０ｗｔ％を含み、及び残部
   Ｚｒからなる合金からなるスペーサの製造法において、
   該スペーサの最終成形加工後、４００〜７００℃で熱処
   理し、合金中のβ相を実質的に消失させることを特徴と
   する原子炉用スペーサの製造法。 ２、熱間圧延と最終冷間圧延工程との間に合金のβ、も
   しくはα＋β領域の温度から焼入を１回以上行い、さら
   に溶接後の後熱処理を４００〜７００℃で行う特許請求
   の範囲第１項の原子炉用スペーサの製造法。 ３、スペーサ組立溶接後に合金のβ、もしくはα＋β領
   域の温度から焼入し、次に後熱処理を４００〜７００℃
   で行う特許請求の範囲第１項の原子炉用スペーサの製造
   法。