Добавил:
okley
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз:
Предмет:
Файл:Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс) / 178_Физическое материаловедение_7 том
.pdf
91
При малом размере исходного γ-зерна (80–100 мкм) границы
псевдозерен
α-фазы оказываются изрезанными, а зерна – неравно-
мерными по величине. Разориентировка отдельных пластин увели-
чивается. Образование псевдозерен
α-фазы наблюдали также в
сплаве с 6 % Zr.
Диаграмма изометрического превращения сплава урана с 2 % Zr
показана на рис. 30.55, из которого следует, что при изотермиче-
ских выдержках выше 700 °С происходит выделение
β-фазы, более
богатой ураном в виде видманштеттовых пластин, скорость роста
которых определяется скоростью диффузии циркония. Равновесная
структура состоит из двух фаз
β + γ
1
. При закалке происходит пре-
вращение этих высокотемпературных фаз в
α-фазу. Структура за-
каленного сплава сохраняет видманштеттовы пластины, более бо-
гатые ураном, и мелкую игольчатую структуру в промежутках
между пластинами. При 700 °С и несколько ниже превращение
γ
→ β + γ
2
идет за счет контролируемого диффузией кооперативно-
го роста
β- и γ
2
-фаз В интервале 690–660 °С образуются
Рис. 30.55. Диаграмма изотермического превращения сплава урана
с 2 % циркония
92
видманштеттовы пластины β-фазы, пересыщенные цирконием, ко-
торый выделяется из них в виде включений фазы γ
2
. Аналогичная
картина наблюдается и в интервале 660–610 °С, но видманштетто-
вы пластины образуются растущей
α-фазой.
В интервале 610–490 °С γ-фаза испытывает мартенситное пре-
вращение, переходя в пересыщенную
α'-фазу; α'-фаза распадается с
выделением частиц δ-фазы.
Ниже 490 °С γ-фаза превращается в пересыщенную
α-фазу, по-
видимому, путем двух мартенситных реакций. Сначала образуются
довольно большие линзообразные пластины
α'-фазы, а затем – бо-
лее мелкая игольчатая структура, подобная той, которая формиру-
ется в интервале 610–490 °С. Число пластин
α'-фазы возрастает с
понижением температуры. Образующаяся пересыщенная
α'-фаза
очень медленно распадается с выделением δ-фазы.
Согласно диаграмме изотермического превращения сплава U с
6 % Zr, показанной на рис. 30.56, время распада γ-твердого раство-
ра минимально при 500–550 °С. В этом интервале температур обра-
зуются мелкие полигональные зерна
α-фазы. При более высоких
температурах (550–650 °С) вблизи границы исходных зерен γ-фазы
и вблизи включений карбидов циркония возникают островки с пла-
стинчатой структурой.
И, наконец, ниже 475 °С (т.е. температуры мартенситного пре-
вращения) образуется полосчатая структура, подобная той, которая
наблюдается в сплаве, закаленном из γ-фазы в воду.
Рис. 30.56. Диаграмма изотермического превращения сплава урана
с 6 % циркония
93
После закалки из
γ-области на рент-
генограммах сплава
урана с 6 % Zr при-
сутствуют только
линии
α-фазы и,
возможно,
α"-фазы.
Особенности
изотермического
превращения γ-фазы
в среднелегирован-
ных сплавах систе-
мы U-Nb иллюстри-
руют С-образные
диаграммы сплавов
с 1 и 2 % Nb
(рис. 30.57). Увели-
чение содержания
ниобия снижает
температуру «носа»
кривой. Характер
превращений в
сплаве с 2 % Nb в
основном такой же,
как и в сплаве с 1 %
Nb, но только с не-
которым сдвигом по
температуре. Уве-
личение концентра-
ции ниобия, как Mo,
Zr и других легиру-
ющих добавок, по-
вышает устойчи-
вость γ-фазы при
изотермическом
превращении
(рис. 30.58).
Рис. 30.57. Диаграмма изотермического
превращения сплавов урана с ниобием при
гетерогенном (1) и гомогенном (2) зарождениях
Рис. 30.58. С-образные кривые для сплавов
урана с ниобием
94
Структура сплавов, охлажденных с разными скоростями. Пре-
вращения, происходящие при охлаждении с температуры суще-
ствования γ-фазы сплавов урана с 0,5 и 1,0 % Mo, a также размеры
зерен
α-фазы, которые образуются при разных скоростях охлажде-
ния, приведены на рис. 30.59.
Рис. 30.59. Кривые пре-
вращения при непре-
рывном охлаждении с
разными скоростями
сплавов урана с 0,5 %
Mo (а) и 1,0 % Mo (б);
цифры у кривых –
скрость охлаждения,
град/мин
95
Увеличение скорости
охлаждения способствует
измельчению зерна и может
привести к сдвиговому ха-
рактеру превращения. Это
обусловлено тем, что в
среднелегированных спла-
вах, как и в слаболегиро-
ванных, увеличение кон-
центрации легирующих
элементов и скорости
охлаждения снижает тем-
пературу фазовых превра-
щений, что видно на при-
мере сплавов U-Nb
(рис. 30.60).
Рассмотрим поведение
среднелегированных спла-
вов под воздействием тер-
мических циклов. Средне-
легированные альфа-спла-
вы ypaна имеют более вы-
сокую, чем нелегированный
или слаболегированный
уран, размерную стабильность при термических циклах. Последняя
возрастает с повышением концентрации легирующей добавки, что
связано с уменьшением количества анизотропной
α-фазы и появ-
лением в структуре сплавов фаз с изотропной кристаллической ре-
шеткой.
Сплавы U-Мо, закаленные с 850 °С из γ-области, сохраняют хо-
рошую размерную стабильность при содержании молибдена выше
3,91 % при их термоциклировании в интервале 100–500 °С
(рис. 30.61). При ЦТО в интервале 20–720 °С лучшими являются
сплавы с 4–11 % Mo, а также сплав с 2 % Mo и 0,5 % Zr. Хорошей
размерной устойчивостью при ЦТО в этом же интервале темпера-
тур обладают сплавы с 4,6–14 % Nb.
Cплав урана с 6 % Zr показал хорошую устойчивость в литом
состоянии при ЦТО и интервалах 20–550 и 20–600 °С длительно-
Рис. 30.60. Зависимость температур фазо-
вых превращений от скорости охлаждения
для сплавов урана с 1 % Nb (а) и 2 % Nb
(б): 1
– начало γ-превращения; 2 – конец
превращения; 3
– начало β-превращения
96
стью в 1000 циклов Размеры
образцов и качество поверх-
ности не изменялись, зерно
оставалось мелким, хотя
происходила коагуляция
пластинчатой структуры.
При ЦТО сплавов U-Nb-
Zr высокой стойкостью об-
ладали сплавы, в которых
осуществлялась фиксация
γ-фазы. Среднелегирован-
ный сплавы, не обнаружив-
шие изменения при ЦТО в
α-области, лежат приблизи-
тельно на луче ат. %
Zr : ат. % Nb = 2 : 3. В этих
сплавах после отжига со-
держится наибольшее количество выделений γ-фазы, измельчаю-
щих зерно
α-урана и делающих сплав относительно анизотропным.
Среденелегированные сплавы в ядерной энергетике. Контроли-
руемое охлаждение среднелегированных сплавов из γ-области или
их изотермическая обработка в области «носа» С-образных кривых
позволяет получить в них каркасную перлитообразную структуру
типа видманштеттовой, состоящую из пластин жаропрочных γ- или
δ-фаз, между которыми располагается
α-фаза. Сплавы с такой
структурой стойки до более высоких выгораний, чем слаболегиро-
ванные сплавы. Однако содержащееся в них значительное количе-
ство легирующих добавок заметно увеличивает потери нейтронов в
топливе. Так, слаболегированный сплав сикраль имеет сечение за-
хвата тепловых нейтронов ~5 мбарн на атом урана, в то время как
сплав U–1,1 % Мо – 190 мбарн. Это обстоятельство существенно
удорожает топливо из среднелегированных сплавов, так как требу-
ет для достижения приемлемых глубин выгорания повышения кон-
центрации делящегося изотопа
235
U, что далеко не всегда делает
экономически целесообразным их применение.
Среднелегированные сплавы, содержащие 0,5 или 1,1 % Мо, ис-
пользуются в некоторых газографитовых реакторах. Более высокое
сопротивление сплава U–1,1 % Мо газовому распуханию достига-
Рис. 30.61. Влияние добавок Мо на раз-
мерную стабильность (сплавы закалива-
лись из γ-фазы); около кривых указано
массовое содержание Мо (%)
97
ется при введении в него (0,05–0,1) % Al, Sn и Сr. Оптимальной
обработкой сплава U–1,1 % Мо–0,05 % Аl–0,05 % Sn является
охлаждение из γ-области со скоростью ~30 град/мин; при этом за-
метно возрастает его жаропрочность.
Сплав U–5 % Zr–1,5 % Nb был использован в пластинчатых
топливных сердечниках твэлов активной зоны реактора EBWR.
Средняя температура в центре твэла составляла 304 °С, а макси-
мальная – 407 °С. Влияние термической обработки на радиацион-
ную стойкость этого сплава показано в табл. 30.7.
Таблица 30.7
Влияние термической обработки на радиационную стойкость
сплава U – 5 % Zr – 1,5 % Nb
Термическая обработка
Коэффициент
радиационного роста G
i
Закалка из γ-фазы:
в воду
в масло
290
200
Охлаждение с печью 17; 21
Закалка в воду и отпуск:
72 ч при 375 °С
24 ч при 650 °С
210
42
Отжиг в γ-фазе и изотермическое
превращение:
10 мин при 475 °С
30 мин при 650 °С
24 ч при 650 °С
125
95
5,4; 17
Оптимальной является обработка, заключается в отжиге в γ-фазе
при 825 С и выдержке при ~620–650 °С в течение 23 ч после изо-
термической закалки с последующим охлаждением на воздухе. По-
сле изотермического превращения сплав имеет сфероидальную
форму частиц
α-фазы урана.
30.1.10. Гамма-сплавы урана
К этому типу сплавов относятся двойные и многокомпонентные
сплавы урана с γ-стабилизирующими элементами, такими, как Мо,
Zr, Nb, Ru и др., которые обладают большой или полной раствори-
мостью в γ-фазе. Гамма-сплавы обычно имеют высокую концен-
98
трацию легирующих элементов, необходимую для стабилизации
высокотемпературной γ-фазы с высокосимметричной ОЦК решет-
кой.
Двойные сплавы. В системе U-Mo фиксация при комнатной
температуре γ-фазы закалкой в воду или масло происходит при со-
держании молибдена свыше ~
13 ат.%. При его более высокой кон-
центрации γ-фаза фиксируется при более медленном охлаждении.
Распад закаленных с 950 °С γ-сплавов с 8; 10,8 и 14,3 % Мо при
их изотермических отжигах при температурах ниже температуры
эвтектоидного превращения идет путем образования пластинчатого
эвтектоида. По мере увеличения содержания Мо в сплавах устой-
чивость γ-фазы возрастает. Так, если для сплава с 5,4 % Mo распад
γ-фазы требует от нескольких минут до 1–3 ч в зависимости от
температуры отжига, то в сплаве с 9 % Мо для превращения
γ
→ α + γ' требуются десятки и сотни часов. С-образная кривая
изотермического превращения сплава урана с 9 % Мо (рис. 30.62)
свидетельствует о высокой стабильности γ-фазы в этом сплаве как
при комнатной, так и при повышенной температурах.
При содержании молибдена в уране от 15 до 18 % начинается
превращение γ-фазы в упорядоченную γ'-фазу. При отпуске проис-
ходит диффузия атомов молибдена, и внутри пластин γ-фазы в ре-
зультате процессов зарождения и роста возникают области γ'-фазы
со значительной степенью упорядочения. Эти области γ'-фазы
представляют собой тонкие вытянутые пластинки, когерентно со-
пряженные с исходной γ-фазой.
Рис. 30.62. С-образные кривые для сплава урана с 9 % молибдена:
I
– начало распада γ-фазы; II – конец распада γ-фазы
99
В сплавах системы U-Nb γ-фаза фиксируется закалкой в воду
при концентрации ниобия в них более 17 ат. %. Отжиг при темпе-
ратуре выше температуры монотектоидного превращения приводит
к расслоению твердых растворов, однако этот процесс идет крайне
медленно, и при 825 °С он не наступает даже после отжига в тече-
ние 8 недель.
В сплавах U-Zr частичная или полная закалка γ-фазы происхо-
дит в сплавах с 30–78 % Zr.
По эффективности стабилизации γ-фазы рассмотренные леги-
рующие элементы располагаются в следующем порядке: молибден,
ниобий, цирконий.
Тройные сплавы. В системе U–Zr–Nb полная стабилизация
γ-твердого раствора при закалке с 1000 °С наступает при введении
в уран ~20 ат. % (Zr + Nb). В этой системе существует широкая об-
ласть устойчивости метастабильной фазы, отвечающая содержа-
нию 60–70 ат.% легирующих элементов. Твердый раствор со
структурой γ-фазы в области, богатой цирконием и ниобием
(Zr + Nb =
50÷80 %), устойчив против распада при нагреве до
500 °С. Отпуск закаленных сплавов, содержащих менее 45 ат. %
легирующих элементов, увеличивает твердость особенно при 400–
500 °С. Повышение температуры отпуска снижает твердость. У
тройных сплавов с содержанием 50–20 ат. % легирующих элемен-
тов скорость коагуляции продуктов распада при 550 °С ниже, чем у
двойных сплавов. Отпуск сплавов с содержанием легирующих
элементов более 45 ат. % не приводит к повышению твердости, что
связано с устойчивостью этих γ-сплавов.
Прочность сплавов, содержащих до 20 ат. % легирующих эле-
ментов, при 750 °С возрастает по мере увеличения содержания ни-
обия; при этом пластичность снижается.
U–Mo–Nb. Отжиг при 500 °С закаленных из γ-области сплавов
показал, что распад γ-твердого раствора протекает медленнее, чем
в соответствующих двойных системах при одинаковом содержании
легирующих элементов. Наиболее стабильными сплавами с 40–
80 ат.% U являются сплавы, расположенные по составу примерно
вдоль луча ат.% Nb : ат. % Мо = 27 : 73.
Суммарная совместная растворимость молибдена и ниобия в γ-
U меньше, чем предельная растворимость у двойных сплавов U
−Nb
100
и U−Mo, что существенно ограничивает возможности практическо-
го использования этих сплавов.
Период решетки γ-фазы сплавов, закаленных с 1000 °С, умень-
шается с увеличением концентрации Мо и Nb не аддитивно. От-
клонение от аддитивности достигает максимума при отношении
ат. % Мо : ат. % Nb = 1, что, по-видимому, связано с особенностя-
ми электронного взаимодействия атомов Мо и Nb в твердых рас-
творах.
В тройных сплавах, содержащих до 11 % Nb и Мо, в процессе
отжига при 450–500 °С наиболее медленно превращение идет в
сплавах с большой добавкой молибдена и малой ниобия (> 8 % Мо
и < 4 % Nb).
U–Mo–Zr. Фиксация γ-фазы происходит в сплавах, содержание
легирующих компонентов в которых больше, чем в сплавах, состав
которых лежит в треугольнике U – (U–12 ат. % Мо) – (U–68 aт. %
Zr). В сплавах, составы которых лежат между этими двумя обла-
стями, при закалке фиксируется состояние
α′ + γ. В системе
U
−Mo−Zr не существует твердых растворов, устойчивых длитель-
ное время при 500 °С после γ-закалки. Наибольшей жаростойко-
стью обладают сплавы, располагающиеся по составу вблизи двой-
ной системы U
−Мо.
Гамма-сплавы в ядерной энергетике. Эти сплавы обладают по
сравнению с другими сплавами урана более высокой термической
и радиационной стабильностью, хорошей механической прочно-
стью при высоких температурах, имеют повышенную сопротивля-
емость коррозии в воде. Метастабильная γ-фаза наиболее устойчи-
ва в системах U
−Мо и U−Nb.
Литые γ-сплавы подвергаются гомогенизирующему отжигу при
~
900 °С, длительность которого определяется составом сплава и
может доходить до 24 ч и более.
Измельчение зерна в метастабильных γ-сплавах не играет столь
существенной роли в повышении их стойкости при облучении про-
тив огрубления поверхности, как в случае слабо- или среднелеги-
рованных
α-сплавов, так как γ-фаза изотропна. Размеры зерен фор-
мируются в процессе получения сплавов и их гомогенизирующего
отжига. Горячая обработка сплавов давлением обычно проводится
в γ-фазе. Сплавы также подвергают холодной деформации с перио-
дической γ-закалкой для восстановления пластичности. Стойкость
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)