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
111
Основную роль в контактном взаимодействии материалов игра-
ют процессы взаимной диффузии, которые приводят к образова-
нию в области поверхности раздела сердечник–оболочка диффузи-
онных зон. Последние состоят из ряда промежуточных слоев, со-
став которых соответствует составу фаз, имеющихся на диаграмме
состояния контактирующих материалов при температуре их взаи-
модействия. Скорость роста отдельных слоев, последовательность
их появления и толщина зависят как от ширины соответствующих
фазовых областей на диаграмме состояния, так и от величины ко-
эффициентов диффузии в каком-либо слое и соседних с ним слоев.
Большая скорость диффузии в одной из фаз приводит к тому, что
соседние фазы могут иметь весьма малую толщину.
Рассмотрим совместимость урана и его сплавов с наиболее важ-
ными конструкционными материалами.
Система уран–алюминий. В зоне диффузионного взаимодей-
ствия урана и алюминия наблюдается появление промежуточных
фаз, присутствующих в системе уран-алюминий: UAl
2
, UAl
3
и
UAl
4
. Основной фазой в зоне взаимодействия является UAl
3
. Про-
слойки остальных фаз образуются не во всех случаях. Диффузион-
ная пара разрывается обычно по поверхности раздела UAl
3
−Al.
Граница диффузионной зоны со стороны алюминия довольно глад-
кая, а со стороны урана имеет неправильную форму. В диффузион-
ной зоне наблюдаются поры, которые свидетельствуют о наличии
эффекта Киркендалла
1
в этой системе. Поры обычно расположены
вблизи границы UAl
3
−Al, но в некоторых случаях они равномерно
распределены по диффузионной зоне. Взаимодействие между ура-
ном и алюминием начинается при температурах выше 200 °С.
С ростом температуры оно резко увеличивается, при 600 °С за 3 ч
вырастает диффузионный слой толщиной около 2 мм. Рост диффу-
зионного слоя подчиняется параболическому закону. Приложение
внешнего давления ускоряет рост диффузионного слоя, причем по-
ристость не развивается. Коэффициент диффузии урана в алюми-
нии при 625 °С составляет 12,8 ± 2,6
·
10
−9
см
2
/с, а энергия актива-
ции –117,0 кДж/моль.
Иногда для сцепления уранового сердечника с алюминиевой
оболочкой используют промежуточные слои из никеля или эвтек-
1
Физическое материаловедение. − М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т.1. П.3.4.
112
тики Al−Si. Зона взаимодействия уранового сердечника с алюми-
ниевой оболочкой с подслоем из никеля, образующаяся при 565 °С
и давлении 56 МПа в течение 1 мин, состоит из Al
3
Ni, Al
3
Ni
2
, U
2
Ni
и UNi
5
. Скорость взаимодействия А1 с Ni за 27 сут при 400 °С ха-
рактеризуется проникновением А1 в Ni на глубину 10–18 мкм, a Ni
в сплав Al–1% Ni – на глубину 30 мкм. С увеличением температу-
ры скорость взаимного проникновения резко возрастает.
Скорость образования диффузионных слоев в системе U
−(Al−Si)
в 3–5 раз ниже, чем в системе U
−Al. В процессе взаимодействия
образуются два интерметаллических слоя: USi
3
на поверхности
Al
−Si и слой UAl
3
вблизи поверхности урана. Возможно также об-
разование раствора между ними. Слой USi
3
может действовать как
диффузионный барьер. Диффузионная зона пористая и имеет не-
правильную форму. Добавка кремния понижает или полностью по-
давляет превращение UАl
3
в UAl
4
.
Система уран–цирконий. Скорость диффузии урана в цирко-
ний выше, чем циркония в уран. Это говорит о наличии в системе
U
−Zr эффекта Киркендалла. На границе раздела диффузионной па-
ры уран–цирконий образуется пористость.
Взаимная диффузия урана и циркония ниже температуры моно-
тектоидного превращения в системе U
−Zr приводит к образованию
слоев промежуточных фаз в соответствии с диаграммой состояния
этой системы. На кривой за-
висимости коэффициента
проникновения от обратной
температуры (рис. 30.71) име-
ется разрыв при 600 °С, соот-
ветствующий температуре
распада δ-фазы в системе
U
−Zr. Он объясняется тем,
что ниже 600 °С диффузия
контролируется скоростью
проникновения через δ-фазу.
Кинетика роста ширины
диффузионной зоны, образу-
ющейся при взаимодействии
циркония и циркаллоя–2 со
Рис. 30.71. Температурная зависимость
максимального коэффициента
проникновения в системе U−Zr
113
сплавом U–10 маc.% Мо, приведена на рис. 30.72, откуда следует,
что выше 590 °С ширина диффузионной зоны заметно возрастает.
Зона сцепления между Zr и сердечником из сплавов U
−Zr доста-
точно прочная и пластичная, но она иногда охрупчивается. Так.
после отжига при 600 °С зона сцепления между сплавом U–(1–2) %
Zr и цирконием становится хрупкой, но после отжига при 200 °
хрупкость исчезает.
Рис. 30.72. Кинетика
роста ширины диффузи-
онной зоны при взаимо-
действии сплава U
–10 %
Мо с цирконием (пунк-
тир) или с циркалоем
(сплошная линия). Циф-
ры у кривых указывают
температуру взаимодей-
ствия, °С; τ – время вза-
имодействия
Система уран–железо.
Уран и железо совместимы до 500 °С.
При 600 °С на границе раздела диффузионной пары уран–железо
наблюдается взаимодействие.
Система уран–коррозионно-стойкая сталь. Зависимость мак-
симальной ширины диффузионной зоны от времени в интервале
температур 500–700 °С для диффузионной пары уран–сталь типа
1Х18Н9Т показана на рис. 30.73. При 500 °С образуется один слой,
а при 600 и 700 °С – три. При 700 °C средний слой сильно растрес-
кивается, когда ширина диффузионной зоны достигает 0,01 мм.
Зона, богатая ураном, обычно в 4–12 раз толще, чем зона, богатая
железом. Толщина зон увеличивается по параболическому закону.
Элементы Mn, Fe, Co и Ni, входящие в состав стали, реагируют с
ураном, образуя соединения типа UMe
6
и эвтектики, плавящиеся
при 715–740 °С. При температуре несколько ниже эвтектической
наблюдается медленное взаимодействие, а выше ее – очень быст-
рое растворение: при 760–800 °С за 24 ч Fe, Co, Ni и коррозионно-
стойкая сталь полностью сплавляются с ураном.
114
Система (уран-фиссиум)–
коррозионно-стойкая сталь
.
Взаимодействие сплава уран –
5 % Fs со сталью 304 (9 % Ni,
18 % Сr), сталью 430 (14–18 %
Сr, 1 % Si) и армко-железом
идет медленнее, чем урана в
интервале температур 1100–
1350 °С. Время, необходимое
для проникновения урана или
компонентов сплава U–5 % Fs
через стенки трубок из этих
конструкционных материалов,
линейно зависит от их толщи-
ны. Скорость проникновения
возрастает в интервале 1100–
1150 °С, затем резко падает и
при дальнейшем повышении
температуры увеличивается
более медленно. Это обуслов-
лено возникновением при тем-
пературе 1150 °С защитной
пленки из UFe
2
, которая рас-
творяется выше 1235 °С. Тем-
пературная зависимость коэф-
фициента проникновения при
диффузионном взаимодей-
ствии коррозионно-стойких
сталей со сплавом U–5 % Fs
изображена на рис. 30.74.
Система уран–никель. Для
улучшения сцепления урано-
вых сердечников с алюминие-
выми оболочками применяют
промежуточный слой никеля.
Он служит также в качестве
барьерного слоя, предотвра-
щающего образование интер-
Рис. 30.73. Рост диффузионной зоны
взаимодействия урана с коррозионно-
стойкой сталью типа 1Х18Н9Т (сплош-
ная линия
– фаза, обогащенная ураном;
пунктирная
– вся диффузионная зона)
Рис. 30.74. Диффузионное
проникновение аустенитных сталей
в сплав U–5 % Fs
115
металлидов урана и алюминия, которые охрупчивают зону взаимо-
действия.
При 647 °С в течение 1400 ч в зоне взаимодействия образуются
слои, соответствующие шести интерметаллическим соединениям,
имеющимся в системе U
−Ni (рис. 30.75). Увеличение толщины
каждого из этих слоев, а также всей зоны взаимодействия подчиня-
ется параболическому закону.
Рис. 30.75. Диаграмма состояния уран–никель (а) и толщины диффузионных
слоев разного состава, образующихся при взаимодействии урана с никелем (б):
δ
– U
6
Ni; ε – U
7
Ni
9
; ζ – U
5
Ni
7
; θ – U
2
Ni
7
; η – UNi
2
; χ – UNi
5
;
α, λ – твердые растворы
Увеличение контактного давления со 170 до 310 МПа уменьша-
ет скорость проникновения урана в никель в ~
3,5 раза, однако уве-
личивает скорость проникновения никеля в уран в два раза. При-
ложенное давление увеличивает толщину слоя U
6
Ni относительно
слоя UNi
5
(объемные эффекты при образовании этих соединений
составляют ~
2 и ~
3,7 % соответственно).
Системы урана с тугоплавкими металлами. Молибден рас-
творяется в жидком U быстрее Та и W: при 1300 °С за 15 мин про-
исходит полное сплавление молибдена с ураном.
Ниже 1000 °С зона взаимодействия состоит из ряда различных
слоев: зоны крупных кристаллов на стороне урана и зоны с иголь-
чатой структурой – мартенсита – на стороне молибдена.
Большая часть зоны взаимодействия является твердым раство-
ром на основе урана.
116
В системе U−Мо обнаружен эффект Киркендалла, который при-
водит к развитию пористости в уране.
Сравнительные данные о толщине диффузионных слоев, обра-
зующихся при разных температурах между ураном и Fe, Ni, Zr и
Мо, показаны на рис. 30.76.
Температура, при которой
уран за одну минуту проникает
через защитную оболочку тол-
щиной 0,5
мм из W, Та, Nb, Zr,
Ti, Mo, V и Сr составляет соот-
ветственно: 1500, 1430, 1400,
1380, 1350, 1280, 1130 и
1000 °С.
Тантал медленно растворяет-
ся в жидком уране при темпера-
туре до 1300 °С; верхний предел
его применимости при кратко-
временном нагреве близок к
1450 °С. При более низких
(1200–1250 °С) температурах
глубина проникновения за 4 ч
составляет 0,13–0,2 мм, а при
900 °C за шесть недель призна-
ков взаимодействия обнаружено
не было.
Вольфрам практически не
взаимодействует с твердым ура-
ном и очень медленно – с жид-
ким. Максимально допустимая температура при кратковременном
контакте расплавленного урана с вольфрамом равна 1500 °С.
Сопротивление тугоплавких металлов воздействию урана пони-
жается в следующей последовательности: W, Та, Nb, Zr, Ti, Mo.
Практически важные данные о совместимости сердечников из
урана при взаимодействии с некоторыми металлами в течение
200 ч представлены в табл. 30.10.
Рис. 30.76. Толщина диффузных сло-
ев, образующихся при взаимодей-
ствии урана с различными тугоплав-
кими металлами
117
Таблица 30.10
Совместимость урана с некоторыми металлами в течение 200 ч
Металл
Температура
испытаний,
°C
Примечания Металл
Температура
испытаний,
°С
Примечания
Al 300 Несовместим Nb 600 Совместим
Be 600
–″–
Ауст.
ст.
550
Незнач. взаи-
модействие
Cr 600 Совместим 700
Сильн. взаимо-
действие
Сu 600
–
″
–
Та 900 Совместим
Fe
500
–
″
–
Ti
700
–
″
–
600 Несовместим 800 Несовместим
Mo 600 Совместим
Zr
700
Совместим
Ni
500
–
″
–
800 Несовместим
600 Несовместим
30.1.14. Влияние облучения на уран и его сплавы
При выгорании ядерного топлива происходит заметное измене-
ние формы, размеров, структуры, фазового состава и свойств сер-
дечников твэлов из урана и его сплавов. Форма и размеры сердеч-
ников могут изменяться в результате процессов радиационного ро-
ста и распухания. Первый из них не сопровождается заметным из-
менением плотности, в то время как при втором объем сердечников
твэлов может существенно увеличиваться. Определенный вклад в
изменение формы и размеров урановых сердечников твэлов вносит
также радиационная ползучесть.
Радиационный рост урана. Изменение размеров урана при об-
лучении при температуре несколько выше комнатной описывается
выражением
/
0
,
i
Gmm
lle
⋅Δ
=⋅ (30.6)
где l и l
0
– размеры образцов до и после облучения; G
i
–
безразмерный коэффициент радиационного роста; Δm/m – выгора-
ние, выраженное через количество разделившихся атомов. Диффе-
ренцируя (30.6) и преобразуя полученное выражение, найдем
118
1
/
i
l
G
lmm
Δ
=⋅
Δ
, (30.7)
то есть G
i
представляет относительное удлинение образцов в про-
центах на один процент выгорания. Величина G
i
зависит от многих
факторов, таких, как температура, предшествующая обработка ме-
талла, термообработка, структура, легирование и т.д.
Монокристаллический уран имеет сильную анизотропию коэф-
фициента радиационного роста (рис. 30.77,а). Его значения при
температуре ~ 100 °С, определенные по главным кристаллографи-
ческим направлениям, составляют: G
i
[100] = –
420 ± 20; G
i
[010] =
=
+420 ± 20 и G
i
[001] = 0 ± 20. Псевдомонокристаллы и поликри-
сталлические текстурированные образцы, в которых зерна ориен-
тированы главным образом в направлении [010] вдоль оси образ-
цов, после облучения при 200 °С имеют более высокие значения
коэффициента радиационного роста (рис. 30.77,б,в).
Рис. 30.77. Радиационный рост моно- и поликристаллического урана:
а
– совершенный монокристалл (1 – исходный цилиндрический образец:
2
– увеличение продольного размера; 3 – изменение поперечного сечения);
б
– псевдомонокристалл; внизу показан исходный образец;
в – пруток урана с сильной текстурой; внизу показан исходный образец
119
Зависимость коэффициента радиационного роста урана от тем-
пературы показана на рис. 30.78. При увеличении интенсивности
деления атомов урана от 2 · 10
11
до 10
13
дел./(см
3
· с) коэффициент
G
i
остается постоянным в интервале 75–250 °С и возрастает не-
сколько выше 375 °С.
Температура резкого
спада G
i
при высоких
температурах зависит
от интенсивности
потока, а также от
того, облучаются ли
поликристаллы или
монокристаллы.
Рис. 30.78. Зависимость
коэффициента роста G
i
от
температуры облучения
при плотности делений
1,8
· 10
12
дел./(см
3
· с);
каждая точка на графике –
среднее арифметическое
для 3–30 образцов
При низких температурах и малых флюенсах (до
3
·
10
16
нейтр./см
2
) коэффициент радиационного роста зависит от
состояния образца и величины флюенса. На начальной стадии об-
лучения в совершенных монокристаллах он равен 10, в псевдокри-
сталлах 250 и в деформированных кристаллах 1000.
Ввиду того, что рост монокристаллов урана идет в направлении
[010], то создание в изделиях преимущественной текстуры [010]
должно привести к их удлинению при облучении, а усиление тек-
стуры [100] – к сокращению их размеров. Действительно, повыше-
ние степени обжатия при холодной прокатке, приводящее к росту
текстуры [010], вызывает резкое увеличение G
i
(рис. 30.79).
Уменьшение размера зерна в образце при наличии в нем текстуры
увеличивает радиационный рост (рис. 30.80).
120
Рис. 30.79. Влияние степени
обжатия при холодной прокатке
на коэффициент радиационного
роста (образцы перед облучени-
ем подвергали рекристаллизаци-
онному отжигу при 575 °С)
Рис. 30.80. Влияние величины зерна на ко-
эффициент радиационного роста урана,
прокатанного с различной степенью обжа-
тия (в %, указана цифрами у кривых) и ре-
кристаллизованного при 575 °С
Повышение температуры прокатки, ослабляющее текстуру
[010], приводит к уменьшению радиационного роста, который мо-
жет стать даже отрицательным для образцов, прокатанных при вы-
соких температурах в
α-области (рис. 30.81). Рекристаллизация по-
сле прокатки уменьшает коэффициент G
i
, что обусловлено некото-
рым изменением текстуры, а также увеличением зерна в результате
отжига.
Термическая обработка урана, оказывающая влияние на степень
текстурированности образцов и величину зерен, может существен-
но уменьшать радиационный рост. Весьма эффективно снижает
радиационный рост прокатанного урана
β-закалка (рис. 30.82).
Поверхность образцов крупнозернистого бестекстурного урана
(литого или медленно охлажденного) под действием облучения
становится неровной, жеванной. Жеванность наиболее сильно про-
является в интервале температур 100–200 °С. Величина жеванности
пропорциональна размерам зерен. Она особенно велика в изделиях
из литого урана Закалка из
β- или γ-области, измельчающая зерно,
уменьшает жеванность, измеряемую изменением размера изделия,
как это показано на рис. 30.83.
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)