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
61
чалу рекристаллизации, начинается при более высокой температу-
ре, зависящей от чистоты урана: для более чистого урана он возни-
кает при ~270 °С, для менее чистого – при ~350 °С. Это можно об-
наружить по температурной зависимости микротвердости от тем-
пературы на уране различной чистоты, представленной на
рис. 30.26.
Возврат изменяет структуру деформированного урана. Проис-
ходит спрямление границ двойников, повышается их когерентность
и снижается плотность двойниковых дислокаций, что приводит к
их перегруппированию и образованию по границам субзерен дис-
локационной сетки, форма которой становится все более правиль-
ной по мере повышения температуры.
Температура рекристаллизационного отжига урана определяется
такими факторами, как степень деформации и наличие примесей. В
высокочистом уране рекристаллизация появляется в интервале
280–350 °С. Слаболегированный уран начинает рекристаллизовать-
ся при 350–430 °С; процесс рекристаллизации идет лишь на от-
дельных участках, вследствие чего размер зерен имеет разные ве-
личины. С увеличением степени деформации температура начала
рекристаллизации понижается. Одновременный рост степени де-
формации и температуры отжига позволяют получить сравнитель-
но равномерное зерно, размер которого растет с увеличением
температуры отжига и убывает с повышением степени дефор-
мации. Закономерности влияния температуры и деформации
на размер зерна при рекристаллизационном отжиге приведены на
диаграмме рекристаллизации урана, представленной на
рис. 30.27.
Критическая степень деформации, вызывающая рекристаллиза-
цию при 600 °С, составляет ~
10 %, а при 650 °С – около 2,5 %.
Примеси и легирующие добавки повышают температуру рекри-
сталлизации, тормозят рост зерен и, по-видимому, увеличивают
величину критической деформации. Примеси оказывают также
сильное влияние на миграцию границ зерен урана в процессе ре-
кристаллизационного отжига. Степень этого влияния зависит от
дисперсных выделений второй фазы. Большая дисперсность по-
следней больше задерживает рост зерен, чем то же содержание
62
этой фазы в виде крупных включений. Влияние примесей на рост
зерен тем больше, чем выше их концентрация
1
.
Рис. 30.27. Приближенные диаграммы рекристаллизации урана
(время отжига 10 ч, d
ср
– размер зерна рекристаллизованного урана):
а – уран, закаленный из β-области; б – литой сплав урана с 0,1 % Мо
Закалка. При закалке урана с температур существования β- и
γ-фаз устраняется текстура, измельчается зерно и изменяются
свойства. Текстура, образующаяся в уране в результате пластиче-
ской деформации, играет негативную роль, так как способствует
усилению анизотропии свойств, увеличению термического и ради-
ационного роста. Она устраняется только после нагрева металла до
температур существования β- и γ-фаз. При этом следует иметь в
виду, что ее разрушение в β-области требует некоторого перегрева
по отношению к температуре α↔β-превращения, величина которо-
го зависит от концентрации примесей. Так, при содержании угле-
рода в уране 0,0037 % перегрев составляет 2 °С, а при содержании
0,015 % – 14 °С.
1
Физическое материаловедение. – М.: НИЯУ МИФИ, 2021. Т. 5. П. 18.5.4
63
Сохранение текстуры в β-области связано с устойчивостью до-
менов α-фазы при температурах выше температуры α → β-пре-
вращения из-за образования вокруг них стабилизирующей дисло-
кационной сетки. Эта сетка может закрепляться в уране с повы-
шенным содержанием примесей благодаря возникновению вокруг
дислокаций облаков из примесных атомов. Увеличение перегрева
уменьшает размер доменов α-фазы и способствует разрушению
текстуры.
Длительность выдержки в β-фазе, необходимая для устранения
текстуры, снижается с ростом температуры и уменьшением попе-
речного размера изделий. Их охлаждение после завершения вы-
держки должно проводиться с определенными скоростями. Быст-
рое охлаждение (например, закалка в воду) способствует получе-
нию более изотропной структуры, чем медленное охлаждение.
Однако следует иметь в виду, что при диффузионном
β → α-превращении ориентационное соответствие между β- и
α-фазами отсутствует. Поэтому при быстром охлаждении возмож-
но возникновение неоднородной текстуры закалки, обусловленной
термическими градиентами и напряжениями. Так, в быстроохла-
жденных стержнях урана высокой степени чистоты на периферии
преобладает текстура (010), а в осевой зоне имеется недостаток
этих полюсов.
Многие свойства урана, особенно его термический и радиаци-
онный рост, сильно зависят не только от наличия в нем текстуры,
но и от размера зерен. Согласно многочисленным исследованиям
оптимальный размер зерен урановых сердечников твэлов должен
находиться в интервале 150–250 мкм. Однако в литом и отожжен-
ном металле размер зерна может быть значительно больше.
Измельчение зерна возможно двумя путями: рекристаллизаци-
онным отжигом и закалкой. Однако рекристаллизационный отжиг,
уменьшая размеры зерен, не разрушает текстуру в α-уране. В то же
время закалка урана с температур существования γ-и β-фаз разру-
шает текстуру и одновременно измельчает макро- и микрострукту-
ру α-урана, что показано на рис 30.28. Степень измельчения зерен
урана увеличивается с ростом скорости охлаждения при закалке.
Уменьшение размеров зерен при закалке обусловлено тем, что
при быстром охлаждении урана температуры фазовых превраще-
ний снижаются, а степень переохлаждения увеличивается как по-
казано на рис. 30.29.
64
Рис. 30.28. Изменение структуры урана при закалке:
а – микроструктура литого урана (×70); б – микроструктура урана,
закаленного из γ-фазы, суммарное содержание Fe, Si и Al 5
·
10
–2
% (×135);
в – микроструктура закаленного урана из γ-фазы. Суммарное содержание Fe, Si
и Al 1·10
-1
%; г, д, е – макроструктуры образцов а, б, в соответственно (×2)
65
Рис. 30.29. Понижение температуры фазовых превращений в уране
при увеличении скорости охлаждения
Это способствует росту числа центров зарождения α-фазы при
β → α-превращении, что приводит к уменьшению зерна α-урана в
результате закалки. Однако при этом необходимо иметь в виду, что
β → α-превращение может осуществляться не только диффузион-
ным, но и мартенситным путем. Последний имеет место при боль-
ших скоростях охлаждения. Поэтому увеличение скорости охла-
ждения может привести не только к дальнейшему измельчению
зерна, но и к мартенситному β → α-превращению. Фиксировать
закалкой β-фазу урана даже при очень больших скоростях охла-
ждения не удается.
Диаграмма изотермического β → α-превращения урана
(рис. 30.30,а), которая описывает его характер в зависимости от
скорости охлаждения, имеет две С-образные ветви с «носами» при
600 и 620 °С. Высокотемпературная С-кривая соответствует диф-
фузионному, а низкотемпературная С-кривая – мартенситному ха-
рактеру β → α-превращения.
При непрерывном быстром охлаждении температура мартен-
ситного превращения соответствует 600 ± 20 °С. Критическая ско-
рость охлаждения, при которой превращение приобретает мартен-
ситный характер, составляет ~
65 °С/с. При меньших скоростях
охлаждения β → α-превращение осуществляется диффузионным
путем.
66
Рис. 30.30. Диаграммы изотермического превращения в уране высокой
чистоты (цифры у кривых степень превращения, %):
а – β→α-превращение; б – α→β-превращение
Превращение α → β при всех скоростях нагрева носит только
диффузионный характер (рис. 30.30, б). Оно доходит до конца в
процессе изотермической выдержки при температуре, превышаю-
щей равновесную температуру превращения.
Дополнительное измельчение зерна урана достигается в резуль-
тате многократных закалок. Повторная закалка применяется как
средство разрушения столбчатых кристаллов, образующихся в ли-
том металле. Измельчение зерна закаленного урана возможно так-
же путем применения рекристаллизационного отжига в области
α-фазы после закалки из β-фазы. Считается, что движущей силой
процесса рекристаллизации является деформация, возникающая в
металле в результате закалки. Степень измельчения зерна при этом
виде термообработки сильно зависит от скорости охлаждения при
закалке.
Легирующие добавки и примеси способствуют измельчению
зерна α-урана. Так, при суммарном содержании примесей ~
0,03 %
уран, закаленный с температур существования β- или γ-фаз, имеет
зерно ~200÷300 мкм. Введение в уран малых количеств легирую-
щих элементов Si, С, Mo, Zr, Fe, N (≤ 0,1 % каждого) или Аl и Cr
(≤ 0,3
–
0,4 %) приводит к уменьшению размера зерна в закаленном
металле до ~
20÷100 мкм. Следует отметить, что в закаленных в
воду урановых стержнях диаметром 28 мм структура является не-
однородной: вблизи поверхности возникает кольцо из неравновес-
67
ных зерен, которые в чистом уране являются столбчатыми, а в
слаболегированном – эллипсовидными.
При закалке из γ-области появляются характерные сетки, обра-
зованные либо выделившимися из раствора примесями. Они не
совпадают с границами α-фазы, а выделяются по границам и
субграницам зерен β-фазы. При очень быстром охлаждении сетка
отсутствует, но она легко появляется при последующем нагреве до
высоких температур α- или β-фазы. Кроме сетки, наблюдаются уз-
кие белые полосы, образующие правильные полигональные ячей-
ки, которые являются следами границ β-фазы.
В практике термической обработки урана и его сплавов предпо-
чтение отдается β-закалке, так как закалка с более низких темпера-
тур упрощает этот процесс и позволяет избежать чрезмерного
окисления металла, возникающего при нагреве под закалку. Нагрев
урана под закалку осуществляется в защитных газовых средах,
расплавленных солях или на воздухе. Выдержка под закалку зави-
сит от диаметра стержня. Охлаждение ведется в воде, масле,
инертных газах, воздухе и т.д. Скорость охлаждения наружных и
внутренних слоев урановых стержней различна и убывает по мере
удаления от поверхности, вследствие чего размер зерен по сечению
изделия может быть неоднороден: более мелкие зерна располага-
ются у поверхности, а более крупные – в центре.
Отжиг закаленного урана в области существования α-фазы при-
водит к развитию полигонизации, росту субзерен, снимает напря-
жения (устраняет размытие линий на рентгенограммах). Увеличе-
ние температуры и длительности отжига может привести к рекри-
сталлизации закаленного урана.
Закалка с температур β- и γ-фаз вызывает значительное повы-
шение кратковременных и длительных механических характери-
стик урана. Наибольшие изменения пределов прочности и текуче-
сти наблюдаются при закалке из области γ-фазы (на ~
60 % по
сравнению с аналогичными характеристиками при комнатной тем-
пературе). Значения пластичности при этом изменяются мало. Сте-
пень изменения прочности закаленного урана зависит от его хими-
ческого состава и скорости охлаждения.
68
30.1.6. Сплавы урана
Учитывая высокий уровень требований к ядерному топливу (см.
п. 30.4) металлический уран необходимо легировать, создавая ра-
диационно- и коррозионно-стойкие сплавы.
По характеру физико-химического взаимодействия с ураном ле-
гирующие элементы можно подразделить на две группы. К первой
группе относят элементы, имеющие малую растворимость в α-, β- и
γ-фазах урана: Al, Be, Со, Сu, Fe, Mn, Ni, Pb, Pt, Ru, Rh, Sn, Si, Re,
Cr, Mg, Та, Th, W и др. Все они, за исключением Cr, Mg, Та, Th и
W, образуют с ураном интерметаллидные соединения. Во вторую
группу входят элементы, которые обладают большой или полной
взаимной растворимостью в γ-фазе урана, такие, как Мo, Nb, Zr, Pu,
Ti, V, Re и др., которые являются γ-стабилизаторами.
Введение в уран легирующих элементов, к сожалению, увели-
чивает потери нейтронов, особенно тепловых, в топливе. Поэтому
одним из главных критериев отбора легирующих элементов для
сплавов урана, используемых в реакторах на тепловых нейтронах,
является минимально возможное сечение поглощения нейтронов.
Для важнейших легирующих элементов значения этих сечений
(для Е
n
∼ 0,025 эВ) приведены в табл. 30.6.
Таблица 30.6
Сечение захвата тепловых нейтронов основными
легирующими элементами урана
Эле-
мент
Микроскопическое
сечение поглоще-
ния, 10
−28
м
2
(барн)
Эле-
мент
Микроскопическое
сечение поглоще-
ния, 10
−28
м
2
Эле-
мент
Микроскопическое
сечение поглоще-
ния, 10
−28
м
2
Be 0,01 Ru 2,46 Pt 8,10
Bi 0,032 Mo 2,50 Mn 12,6
Mg 0,063 Fe 2,53 W 19,2
Si 0,13 Cr 2,90 Та 21,3
Pb 0,17 Cu 3,59 Co 34,8
Zr 0,18 Ni 4,60 Re 84,0
Al 0,23 V 4,98 Rh 150,0
Sn 0,65 Ti 5,6
Nb 1,1 Th 7,45
69
Практическое применение нашли те легирующие элементы, у
которых сечение поглощения тепловых нейтронов не превышает
3
·
10
−28
м
2
. С учетом величины сечения поглощения нейтронов и
степени влияния на свойства урана наиболее широко из первой
группы легирующих элементов используют Аl, Si, Fe и Cr, а из
второй – Mo, Zr и Nb.
В случае сплавов урана для реакторов на быстрых нейтронах се-
чение поглощения нейтронов легирующими элементами не играет
столь существенной роли в их выборе, так как с увеличением энер-
гии нейтронов оно сильно падает. Эти сплавы чаще всего содержат
значительное количество легирующих элементов второй группы
(Mo, Zr, Nb, Ru и др.).
В настоящее время разрабатываются и находят практическое
применение следующие направления в легировании урана.
1. Введение в уран малых количеств (сотые и десятые доли про-
цента по массе) легирующих элементов (алюминия, железа, крем-
ния и хрома). Последующая термическая обработка позволяет осу-
ществить твердорастворное упрочнение, измельчение зерна и обра-
зование в структуре тонкодисперсных равномерно распределенных
интерметаллидных фаз. Такое легирование, не влияя существенно
на увеличение сечения захвата тепловых нейтронов, позволяет ис-
пользовать для изготовления сердечников твэлов сравнительно де-
шевый металлический уран природного изотопного состава. В то
же время оно повышает сопротивление урана огрублению поверх-
ности и радиационному формоизменению. Это связано с тем, что
структура сплавов с малой концентрацией легирующих элементов
способствует уменьшению скорости образования и переползания
дислокационных петель межузельных атомов, участвующих в про-
цессах роста и распухания, ускорению рекомбинации точечных
дефектов (смещенных атомов и вакансий) за счет закрепления и
увеличения центров рекомбинации (развитых когерентных границ
второй фазы), задержке процесса рекристаллизации.
Однако затруднение возврата и накопление высокой плотности
дислокаций в слаболегированных сплавах при больших выгорани-
ях может привести к рекристаллизации, при которой идет интен-
сивная коагуляция мелких пузырьков газообразных продуктов де-
ления урана (ГПД) на движущихся большеугловых границах. По-
этому слаболегированные сплавы не уступают по радиационной
70
стойкости более легированным сплавам лишь при выгораниях ме-
нее 1 %.
2. Введение в уран сравнительно небольших количеств (менее
10 %) Mo, Zr, Nb и некоторых других элементов для повышения
его прочностных характеристик, уменьшения радиационного роста
и распухания. Улучшение свойств достигается путем формирова-
ния в сплавах с помощью термической обработки каркасной струк-
туры, состоящей из жаропрочной изотропной матрицы, окружаю-
щей области α-фазы.
3. Введение в уран большого количества (10 и более %) Мо, Zr,
Nb и других γ-стабилизирующих элементов с целью фиксации
γ-фазы урана, имеющей ОЦК решетку. Сплавы, получающиеся в
результате такого легирования, после закалки, а также в процессе
облучения сохраняют структуру γ-фазы. Они не подвержены ради-
ационному росту и обладают удовлетворительным сопротивлением
газовому распуханию при повышенных температуре и выгорании.
4. Легирование элементами, которые остаются в уране после ре-
генерации отработанного уранового топлива методом окислитель-
ного шлакования. Интерес к такому легированию обусловлен про-
стотой процесса регенерации отработавшего топлива и высокой
радиационной стойкостью получающихся при этом сплавов.
30.1.7. Диаграммы состояния двойных сплавов урана
Сплавы системы U–Al. Как видно из диаграммы состояния
сплавов системы U
–Al (рис. 30.31), растворимость алюминия во
всех модификациях урана весьма мала и составляет по разным дан-
ным в γ-уране 0,44
–0,7 % при температуре 1000 °С, близкой к
температуре эвтектического превращения Ж
γ + UAl
2
(1105 °С),
в β-уране от 0,045 до 0,11 % при температуре эвтектоидного пре-
вращения γ
β + UAl
2
(757 °С) и в α-уране – менее 0,01 % при
650 °С.
Растворимость урана в алюминии также незначительна, и при
монотектической температуре (646 °С) она равна 0,06
±
0,02 %; при
понижении температуры растворимость падает до менее 0,04 %
при 350 °С.
В системе U
–Al присутствуют три интерметаллидных соедине-
ния UAl
2
, UAl
3
и UAl
4
. Первое из них плавится с открытым макси-
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)