JPS62290854A - 原子炉用チヤンネルボツクスの製造法 - Google Patents
原子炉用チヤンネルボツクスの製造法Info
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Landscapes
- Arc Welding In General (AREA)
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。
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〕
本発明は新規な燃料集合体Zr合金に係わり、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
耐食性と高温強度を有する原子炉用燃料チャンネルボッ
クスの製造法に関する。
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
耐食性と高温強度を有する原子炉用燃料チャンネルボッ
クスの製造法に関する。
燃料チャンネルボックスは第4図に示したように通常ス
ラブ材より熱間圧延及び冷間圧延によって約2 、5
matの薄板にし、その後、コ型に曲げ加工を施こし、
第2図に示すように2分割した成形板を溶接で接合して
角筒形状にする。また円筒の圧延管から成形によって角
筒を製造する技術もある。
ラブ材より熱間圧延及び冷間圧延によって約2 、5
matの薄板にし、その後、コ型に曲げ加工を施こし、
第2図に示すように2分割した成形板を溶接で接合して
角筒形状にする。また円筒の圧延管から成形によって角
筒を製造する技術もある。
当部材はプラント運転時に燃料棒で発生した高温水及び
蒸気を上部へ強制的に導く働きをすること、並びに燃料
棒の外的負荷に対し保護する機能を有する。したがって
運転時には角筒が外側に広がる応力と、燃料取替時には
衝撃等の応力に耐えるものでなければならない。
蒸気を上部へ強制的に導く働きをすること、並びに燃料
棒の外的負荷に対し保護する機能を有する。したがって
運転時には角筒が外側に広がる応力と、燃料取替時には
衝撃等の応力に耐えるものでなければならない。
一方、部材は炉水に接することからノジュラ腐食が発生
する懸念があり、また腐食反応の際に水素が発生も(Z
r+2HzO−+Zr0z+2Hz )し、このH2が
部材に取り込まれ部材強度を低下させる懸念がある。
する懸念があり、また腐食反応の際に水素が発生も(Z
r+2HzO−+Zr0z+2Hz )し、このH2が
部材に取り込まれ部材強度を低下させる懸念がある。
以上示した様に燃料チャンネルボックス並びにスペーサ
用材料には、主として高強度でかつ耐食性並びに耐水素
脆化性が要求される。
用材料には、主として高強度でかつ耐食性並びに耐水素
脆化性が要求される。
従来、燃料チャンネルボックス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(1,5w
t%Sn e 0 、2wt%F e p O、l v
t%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部材製造法の改善(β及びα+
β焼入処理)などにより、その機能を果している。
点からSnを含むZr合金のジルカロイ−4(1,5w
t%Sn e 0 、2wt%F e p O、l v
t%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部材製造法の改善(β及びα+
β焼入処理)などにより、その機能を果している。
しかしながら、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)がな
されると、更に過酷な使用条件が加わると予測される。
転期間の長期化(または燃料棒の大幅高燃焼度化)がな
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
かつ耐食性並びに耐水素性にすぐれたZr基合金が望ま
れている。
かつ耐食性並びに耐水素性にすぐれたZr基合金が望ま
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。今後の部材ではこれら
腐食の発生を抑える必要がある。また従来材、では腐食
に伴う水素吸収による脆化が懸念される。また長期間使
用に対しての強度は従来のジルカロイでは不十分と思わ
れる。
−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。今後の部材ではこれら
腐食の発生を抑える必要がある。また従来材、では腐食
に伴う水素吸収による脆化が懸念される。また長期間使
用に対しての強度は従来のジルカロイでは不十分と思わ
れる。
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−Nb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Zr 2.5w
t%Nb 合金は高強度であるが、その溶接部の耐食性
に対する配慮はなされていない、また従来材でスカメー
ク合金(特開昭54−7494など)、0.5〜1.5
wt%Nb−2,5〜4.Ovt%5n−0.5〜l、
5wt%Mo合金(特開昭5l−134304) 、
0zhennite0 、5合金(Q、1wt%Nb
0.2wt%5n−0,1wt%Fe−0,1wt%
Ni )及びGE社のZr−1,0wt%Nb−1,0
wt%Sn 0.5tzt%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Zr合金としてはZr−3+++t%Nb
71wt%Snが知られているが溶接部の白色腐食が懸
念される。
r−Nb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Zr 2.5w
t%Nb 合金は高強度であるが、その溶接部の耐食性
に対する配慮はなされていない、また従来材でスカメー
ク合金(特開昭54−7494など)、0.5〜1.5
wt%Nb−2,5〜4.Ovt%5n−0.5〜l、
5wt%Mo合金(特開昭5l−134304) 、
0zhennite0 、5合金(Q、1wt%Nb
0.2wt%5n−0,1wt%Fe−0,1wt%
Ni )及びGE社のZr−1,0wt%Nb−1,0
wt%Sn 0.5tzt%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Zr合金としてはZr−3+++t%Nb
71wt%Snが知られているが溶接部の白色腐食が懸
念される。
このように燃料チャンネルボックス用材料として従来開
発されている材料は長期間使用に対する配慮がなされて
いない。
発されている材料は長期間使用に対する配慮がなされて
いない。
上記従来の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。
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の溶接が可能で製作
できる高強度、高耐食性(耐ノジュラ腐食、耐白色腐食
)のジルコニウム合金からなる燃料チャンネルボックス
の製造法を提供することにある。
できる高強度、高耐食性(耐ノジュラ腐食、耐白色腐食
)のジルコニウム合金からなる燃料チャンネルボックス
の製造法を提供することにある。
本発明は、1.0〜2.5すt%Nb、0.5〜2.5
wt%Sn、又は1.0〜2.5wt%Nb、0.5〜
2.5wt%S n * O−1〜1− Ov t%M
o又は/及び0.04〜1.Owt%Fe系合金(F
a + M 。
wt%Sn、又は1.0〜2.5wt%Nb、0.5〜
2.5wt%S n * O−1〜1− Ov t%M
o又は/及び0.04〜1.Owt%Fe系合金(F
a + M 。
0.1〜1.0wt%)を用いた燃料チャンネルボック
スの製造工程において、焼入処理(又は溶体化処理)に
おける固溶Nb量の低減化処理並びに溶接後熱処理によ
ってNbの析出を好適に制御して高強度でかつ耐ノジュ
ラ腐食並びに耐白色腐食性のすぐれた燃料チャンネルボ
ックス製造を可能にした。第4図は、従来法と本発明法
の原子炉用チャンネルボックスの製造工程を示すブロッ
ク図である。
スの製造工程において、焼入処理(又は溶体化処理)に
おける固溶Nb量の低減化処理並びに溶接後熱処理によ
ってNbの析出を好適に制御して高強度でかつ耐ノジュ
ラ腐食並びに耐白色腐食性のすぐれた燃料チャンネルボ
ックス製造を可能にした。第4図は、従来法と本発明法
の原子炉用チャンネルボックスの製造工程を示すブロッ
ク図である。
Zr−Nb合金(1,0〜2.5wt%N b 、 0
.5〜2.5wt%Sn 、0.1〜1.Owt%M
O系及び1.0〜2.5wt%Nb、0.5〜2.5w
t%Sn。
.5〜2.5wt%Sn 、0.1〜1.Owt%M
O系及び1.0〜2.5wt%Nb、0.5〜2.5w
t%Sn。
0.1〜1.Owt%M o + 0.04〜1 、
Ovt%Fe系)を用いた燃料チャンネルボックスの製
造工程において、焼入(溶体化)処理、中間焼なまし処
理及び溶接後の後熱処理を定めたのは次の理由からなる
。
Ovt%Fe系)を用いた燃料チャンネルボックスの製
造工程において、焼入(溶体化)処理、中間焼なまし処
理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。
強化する。
またこの処理はZr中に合金元素を固溶させる重要な熱
処理であり、特にNbの固溶量はその処理温度及び冷却
速度で大きく変る。Zr−Nb二元合金ではこの処理に
よって約880℃以上の温度から急冷すると、β相の単
相と790〜880℃の温度範囲から急冷するとα+β
相の2相組織となる。α+β相組織ではβ相中のNb固
溶量が増すことから耐食性に対し有害となる(第2図)
。
処理であり、特にNbの固溶量はその処理温度及び冷却
速度で大きく変る。Zr−Nb二元合金ではこの処理に
よって約880℃以上の温度から急冷すると、β相の単
相と790〜880℃の温度範囲から急冷するとα+β
相の2相組織となる。α+β相組織ではβ相中のNb固
溶量が増すことから耐食性に対し有害となる(第2図)
。
本改良Zr−Nb合金における焼入処理は組織を微細に
しβ相中のNb固溶量を低減させかつNbを均一に分散
させる効果があり、結果的には耐食性向上に寄与するこ
とをつきとめた0本合金は通常の焼入方法で十分な特性
が得られるが、900℃を越える高温度焼入によればさ
らに効果的となる。
しβ相中のNb固溶量を低減させかつNbを均一に分散
させる効果があり、結果的には耐食性向上に寄与するこ
とをつきとめた0本合金は通常の焼入方法で十分な特性
が得られるが、900℃を越える高温度焼入によればさ
らに効果的となる。
またβ相の温度から焼入した後に700〜880℃で再
焼入する2段焼入はβ組織中のNb固溶量を低下させ、
耐食性を向上させる効果がある。
焼入する2段焼入はβ組織中のNb固溶量を低下させ、
耐食性を向上させる効果がある。
なお製造初期段階での焼入はその後の中間焼なましの再
加熱によって好適な析出物が凝集粗大化を起こして強度
低下を招くこともある。したがって高強度を必要とする
製品には製品近くの焼入処理が望ましい。溶接後に焼入
する製造方法は溶接部を含む製品全体の強度が均一化さ
れ、かつ耐食性改善が著しい。これは溶接継手部が一様
なβ相及びα+β相の組織にし、その後の後熱処理で時
効効果が得られるためである。
加熱によって好適な析出物が凝集粗大化を起こして強度
低下を招くこともある。したがって高強度を必要とする
製品には製品近くの焼入処理が望ましい。溶接後に焼入
する製造方法は溶接部を含む製品全体の強度が均一化さ
れ、かつ耐食性改善が著しい。これは溶接継手部が一様
なβ相及びα+β相の組織にし、その後の後熱処理で時
効効果が得られるためである。
中間焼なましは、焼入後の場合では析出物の凝集粗大化
をさけるため500〜650℃の低温度の条件を選定す
べきである。
をさけるため500〜650℃の低温度の条件を選定す
べきである。
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
熱影響に固溶したNbをこの処理で析出させ、耐食性及
び強度向上を図る。この効果は400〜700℃、3〜
30hで達成できる。
熱影響に固溶したNbをこの処理で析出させ、耐食性及
び強度向上を図る。この効果は400〜700℃、3〜
30hで達成できる。
400℃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、耐食性に寄与する析出が生
じないので好ましくない、なお処理温度を重視する製品
に対しては600℃以下の範囲。
上ではNbの再固溶が生じ、耐食性に寄与する析出が生
じないので好ましくない、なお処理温度を重視する製品
に対しては600℃以下の範囲。
延性を必要とする製品に対しては600℃を越える範囲
で行うのが好適である。特に、450〜550℃で10
〜20時間の処理が好ましい、低い温度で長時間処理が
強度向上の点から好ましい。
で行うのが好適である。特に、450〜550℃で10
〜20時間の処理が好ましい、低い温度で長時間処理が
強度向上の点から好ましい。
従来のZr−2,5wt%Nb 合金では500℃24
hで行っているが、本改良合金製ではそれより高い温度
でも高強度が得られることが判った(第3図)。
hで行っているが、本改良合金製ではそれより高い温度
でも高強度が得られることが判った(第3図)。
また焼入後の冷間圧延は従来のZrNb合金では約10
%(以後の時効処理で再結晶が生じない範囲)行うのが
通常である。これは冷間圧延で強化することを目的とし
ている0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行う必要はない。さら
に高強度を必要とする場合に対しては圧延加工を加いる
ことも可能であり、10%を越える加工でも高い特性が
得られる。
%(以後の時効処理で再結晶が生じない範囲)行うのが
通常である。これは冷間圧延で強化することを目的とし
ている0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行う必要はない。さら
に高強度を必要とする場合に対しては圧延加工を加いる
ことも可能であり、10%を越える加工でも高い特性が
得られる。
また溶接後の成形加工はマンドレルを用いて角筒に成形
するが、この成形時に後熱処理をかねて450〜700
℃で行うことにより、成形精度向上並びに工数の低減効
果が得られる。
するが、この成形時に後熱処理をかねて450〜700
℃で行うことにより、成形精度向上並びに工数の低減効
果が得られる。
Nb量は1.5〜2.0%及びSniは1〜2%が好ま
しい、更に、この合金に、Moを0.3〜0.7 %及
びFe0.1〜0.5%を含有するものが好ましい。
しい、更に、この合金に、Moを0.3〜0.7 %及
びFe0.1〜0.5%を含有するものが好ましい。
以上が平板からの溶接構造のチャンネルボックス製造に
係わるものであるが、圧延円筒管より角筒に加工、製造
する燃料チャンネルボックスにも効果がある。即ち、当
部材がMO添加強化により高強度が保たれるものであり
、最終工程近傍で焼入する制約を受けず、途中の工程で
焼入処理しても十分な特性が保たれることから信頼性の
高いチャンネルボックスが提供できる。
係わるものであるが、圧延円筒管より角筒に加工、製造
する燃料チャンネルボックスにも効果がある。即ち、当
部材がMO添加強化により高強度が保たれるものであり
、最終工程近傍で焼入する制約を受けず、途中の工程で
焼入処理しても十分な特性が保たれることから信頼性の
高いチャンネルボックスが提供できる。
本発明における角筒成形は2ケのコの字形部材を溶接に
よって角筒にした後、溶接部を平滑にする冷間塑性加工
を施し、その後熱処理を施す際に角筒内に少なくともで
きるだけ角部に隙間のないように角筒より熱膨張係数の
大きい(例えばオーステナイト鋼角材)部材を挿入して
行うもので、それにより角筒に張力が作用し成形が同時
に行うことができる。
よって角筒にした後、溶接部を平滑にする冷間塑性加工
を施し、その後熱処理を施す際に角筒内に少なくともで
きるだけ角部に隙間のないように角筒より熱膨張係数の
大きい(例えばオーステナイト鋼角材)部材を挿入して
行うもので、それにより角筒に張力が作用し成形が同時
に行うことができる。
実施例1
材料はZr−1,7vt%Nb−1.03wt%SnO
,44wt%MO及び不可避の不純物を含むZr合金を
溶製した。板の製造はまず1020℃のβ鍛造で約35
m鳳tのスラブとしその後、溶体化処理をかねた焼入(
1000℃水冷)を実施。
,44wt%MO及び不可避の不純物を含むZr合金を
溶製した。板の製造はまず1020℃のβ鍛造で約35
m鳳tのスラブとしその後、溶体化処理をかねた焼入(
1000℃水冷)を実施。
700℃熱間圧延で約4mmt、冷間圧延と焼なましの
繰返しで約2 、5 mmtにした。
繰返しで約2 、5 mmtにした。
その後、板材をコ型に曲げ加工し、次に第2図に示すよ
うにTig溶接を行って角筒にし、さらにマンドレルに
よって精密成形を行った最終的な部材は500℃、24
hの熱処理を行って特性評価試験に供した。
うにTig溶接を行って角筒にし、さらにマンドレルに
よって精密成形を行った最終的な部材は500℃、24
hの熱処理を行って特性評価試験に供した。
溶接継手部より腐食試験及び引張試験用の試験片を採取
しそれぞれ評価した。高温蒸気中腐食試験は530℃1
05 kg/ca+”過熱蒸気中に約100h保持した
6また高温水腐食試験は280℃。
しそれぞれ評価した。高温蒸気中腐食試験は530℃1
05 kg/ca+”過熱蒸気中に約100h保持した
6また高温水腐食試験は280℃。
85kg/am2高温水中に約300h保持した。耐食
性の評価は腐食外観々察及び酸化膜厚さを謂定して行っ
た。また引張試験は室温で行った。
性の評価は腐食外観々察及び酸化膜厚さを謂定して行っ
た。また引張試験は室温で行った。
試験の結果、第2表に示すように本発明部材はノジュラ
腐食並びに白色腐食が発生せず、耐食性にすぐれている
ことが判った。なお、従来のZr−2,5wt%Nb
材では著しく白色腐食が生じるが、本発明材では黒色の
酸化皮膜を呈し、耐食性にす゛ぐれていることがわかっ
た。
腐食並びに白色腐食が発生せず、耐食性にすぐれている
ことが判った。なお、従来のZr−2,5wt%Nb
材では著しく白色腐食が生じるが、本発明材では黒色の
酸化皮膜を呈し、耐食性にす゛ぐれていることがわかっ
た。
本発明に係るチャンネルボックスは上部格子板との接触
部に外側に凸起させたパッド3が設けられ、上部格子板
との間に間隔が設けられ、更に上端部に上部タイプレー
トにささえられるための平板部4とネジ穴5が設けられ
る。
部に外側に凸起させたパッド3が設けられ、上部格子板
との間に間隔が設けられ、更に上端部に上部タイプレー
トにささえられるための平板部4とネジ穴5が設けられ
る。
実施例2
部材実施例1で溶接した角筒を用いβ及びα+β温度領
域から水焼入し、その後10%程度の冷間圧延を施こし
、さらに成形処理した後500℃24h時効処理を行っ
て特性評価試験に供した。
域から水焼入し、その後10%程度の冷間圧延を施こし
、さらに成形処理した後500℃24h時効処理を行っ
て特性評価試験に供した。
なお試験片は溶接継手部より腐食試験及びに引張試験用
にそれぞれ切出した。高温蒸気中腐食試験は530℃1
05kg/ca+”l OOh 、高温水中腐食試験は
288℃85kg/cm2.30 C1hの条件下で比
較検討した。
にそれぞれ切出した。高温蒸気中腐食試験は530℃1
05kg/ca+”l OOh 、高温水中腐食試験は
288℃85kg/cm2.30 C1hの条件下で比
較検討した。
その結果は第2表に示す、Sn及びMOを含む材料はい
ずれの温度から焼入しても耐ノジュラ腐食性及び耐白色
腐食性にすぐれ、かつ高強度を有することが判った。S
n及びMoを含まない材料は耐ノジュラ腐食性にすぐれ
るものの、白色腐食発生が認められ、またα温度での焼
入では強度が低い。
ずれの温度から焼入しても耐ノジュラ腐食性及び耐白色
腐食性にすぐれ、かつ高強度を有することが判った。S
n及びMoを含まない材料は耐ノジュラ腐食性にすぐれ
るものの、白色腐食発生が認められ、またα温度での焼
入では強度が低い。
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、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I×1018n/c−以上照射される環境下で
使用される構造部材の製造法として適用することが可能
である。
、さらにATRプラント、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I×1018n/c−以上照射される環境下で
使用される構造部材の製造法として適用することが可能
である。
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
金製の燃料チャンネルボックスが製造できるので、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。
金製の燃料チャンネルボックスが製造できるので、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。
第2図は燃料チャンネルボックスの斜視図、第2図は焼
入温度と腐食増との関係を示す線図、第3図は後熱処理
と引張強さとの関係を示す線図及び第4図は従来法及び
本発明法の製造工程を示すブロック図である。
入温度と腐食増との関係を示す線図、第3図は後熱処理
と引張強さとの関係を示す線図及び第4図は従来法及び
本発明法の製造工程を示すブロック図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、Nb1.0〜2.5wt%及びSn0.5〜2.5
wt%を含むZr基合金からなるチャンネルボックスの
製造法であつて、該チャンネルボックスを溶接によつて
成形後、400〜700℃で後熱処理し、合金中の過飽
和のNbを含むβ相を実質的に消去させることを特徴と
する原子炉用チャンネルボックスの製造法。 2、Nb1.0〜2.5wt%、Sn0.5〜2.5w
t%、Mo0.1〜1.0wt%又は/及びFe0.0
4〜1.0wt%を含むZr基合金からなるチャンネル
ボックスの製造法であつて、該チャンネルボックスを溶
接によつて成形後、400〜700℃で後熱処理し、合
金中の過飽和のNbを含むβ相を実質的に消去させるこ
とを特徴とする原子炉用チャンネルボックスの製造法。 3、平板より角管にする溶接工程の後に合金のβ及びα
+β領域の温度から10℃/秒以上の冷却速度で焼入処
理し、さらに角筒成形した後400〜700℃の後熱処
理を行う特許請求の範囲第2項の原子炉用チャンネルボ
ックスの製造法。 4、熱間圧延と最終冷間圧延工程との間に合金のβ及び
α+β領域の温度から焼入を1回以上組み入れ、さらに
溶接後に400〜700℃の後熱処理を行う特許請求の
範囲第2項の原子炉用チャンネルボックスの製造法。 5、角筒にする溶接後の後熱処理を角筒成形時に400
〜700℃加熱して行う特許請求の範囲第2項の原子炉
用チャンネルボックスの製造法。 6、β鍛造後にβ領域からの溶体化とβ+α領域から1
0℃/秒以上の冷却速度で2段焼入を行い、その後の溶
接後熱処理を400〜700℃で行う特許請求の範囲第
2項の原子炉用チャンネルボックスの製造法。 7、前記溶接後、冷間塑性加工を施し、次いで前記後熱
処理を施す特許請求の範囲第2項〜第5項のいずれかに
記載の原子炉用チャンネルボックスの製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13368586A JPS62290854A (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | 原子炉用チヤンネルボツクスの製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP13368586A JPS62290854A (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | 原子炉用チヤンネルボツクスの製造法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS62290854A true JPS62290854A (ja) | 1987-12-17 |
Family
ID=15110479
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP13368586A Pending JPS62290854A (ja) | 1986-06-11 | 1986-06-11 | 原子炉用チヤンネルボツクスの製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS62290854A (ja) |
-
1986
- 1986-06-11 JP JP13368586A patent/JPS62290854A/ja active Pending
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