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
81
твердый раствор легирующих элементов в α-уране. Увеличение
концентрации легирующих элементов приводит к частичной или
полной фиксации β-фазы. Так, в сплавах урана, содержащих более
0,11 % Аl, β-фаза фиксируется частично, а при содержании Al бо-
лее 0,17 %
– полностью. В сплавах урана с добавками Fe, Si и Сr
β-фаза фиксируется в сплавах, содержащих 0,75
– 1,5 ат.% легиру-
ющих элементов.
Рис. 30.44. Микроструктура сплава урана с 0,5 ат.% Cr (×35) после литья (отжига)
(а) и после изотермического превращения при 550 °С (б)
Рис. 30.45. Зависи-
мость размера равно-
весного зерна в спла-
вах урана с хромом
от концентрации
легирующей добавки
и температуры изо-
термического пре-
вращения (размер
зерна, мм: – 0,05;
– 0,04;
– 0,03; –
0,02)
Зафиксированная закалкой β-фаза более стабильна в сплавах
урана с Si, чем в сплавах урана с Аl и Fe. Однако наиболее эффек-
тивно стабилизируют β-фазу добавки хрома. β-Фаза, зафиксиро-
82
ванная закалкой, неустойчива и претерпевает β → α'-превращение
в процессе вылеживания. Для полного распада β-фазы при комнат-
ной температуре требуются весьма длительные выдержки (~
167 ч
для сплава с 0,09 % Si). С увеличением температуры выдержки за-
каленного сплава длительность β → α'-превращения уменьшается
(~
1 мин. при 150 °С для сплава того же состава). В сплаве с 0,18 %
Si для протекания этого превращения требуется в несколько раз
больше времени.
Закалка из γ-фазы из-за сильной стабилизации β-фазы приводит
к образованию трещин, число которых увеличивается при повтор-
ных закалках.
Структура отожженных сплавов. При отжиге закаленных сла-
болегированных сплавов из пересыщенного α'-твердого раствора
по границам зерен и субзерен α-фазы образуется вторая фаза.
Кремний, алюминий и железо выделяются в виде мелкодисперсных
включений соответственно U
3
Si, UAl
2
и U
6
Fe, в то время как хром,
который не образует с ураном интерметаллических соединений,
выделяется из твердого раствора в виде мелкодисперсных частиц.
Железо выделяется из α'-фазы при более низкой температуре, чем
Аl и Si.
Структура сплавов после изотермической обработки. Склон-
ность слаболегированных сплавов урана к термической обработке
наиболее наглядно можно
выявить с помощью диа-
грамм изотермического пре-
вращения переохлажденной
β-фазы в α-фазу. Диаграмма
изотермического β → α-
превращения сплава урана с
0,5 ат.% Аl, которая являет-
ся типичной для слаболеги-
рованных сплавов, как, и в
случае урана техниче-
ской чистоты, состоит из
двух С-образных кривых
(рис. 30.46).
Рис. 30.46. Диаграмма изотермического
превращения сплава урана с 0,5 ат.% Аl
83
Верхняя часть кривых (рис. 30.46) соответствует диффузионно-
му, а нижняя – сдвиговому (мартенситному) характеру β → α-пре-
вращения. Таким образом, легирование расширяет температурный
интервал диффузионного превращения и увеличивает его инкуба-
ционный период. Оно также затормаживает мартенситное превра-
щение, которое происходит при более низких температурах, чем в
уране. Увеличение концентрации легирующих элементов понижает
температуру мартенситного превращения. Так, для сплава с 0,4 %
Аl мартенситная температура составляет ~
440 °С.
В сплаве урана с 0,85 ат.% Сr С-образные кривые изотермиче-
ского β → α-превращения имеют несколько иной вид (рис. 30.47).
В интервале температур 400–600 °С изотермическое β → α-пре-
вращение описывается двумя С-образными кривыми С
1
и С
2
. В об-
ласти С
1
имеет место диффузионное β → α-превращение, в то вре-
мя как в области кривой С
2
одновременно протекают два процесса:
сдвиговый и выделение из пересыщенного твердого раствора мел-
кодисперсных частичек хрома. Механизм этого превращения, в ко-
тором доминируют процессы диффузии, подобен бейнитному пре-
вращению в стали. В
области кривой С
3
имеют место мартен-
ситное β → α-превра-
щение и выделение
хрома из метастабиль-
ного твердого раст-
вора.
Температурная об-
ласть мартенситиого
превращения сильно
понижается при уве-
личении концентрации
хрома с 0,11 до 0,19 %,
Рис. 30.47. Диаграмма изо-
термического превращения
сплава урана с 0,85 ат.% Сr
84
в то время как температурный интервал бейнитного превращения
практически не изменяется.
Слаболегированные сплавы в атомной энергетике. К настояще-
му времени созданы и используются в качестве ядерного топлива
на природном уране для газографитовых реакторов (ГГР) две груп-
пы слаболегированных сплавов, которые близки между собой как
по структуре, так и по свойствам. В английских ГГР применяется
так называемый нормированный уран, содержащий 0,02–0,04 % Fe
и 0,05–0,12 %. Аl. Область составов, отвечающая этому содержа-
нию легирующих элементов в нормированном уране, показана в
урановом углу тройной системы U−Al−Fe на рис. 30.48 пунктирной
линией.
Рис. 30.48. Примерный разрез диаграммы состояния тройной системы U–Fe–Al:
1
– верхняя область α-фазы; 2 – нижняя область β-фазы; 3 – верхняя область
β-фазы; 4
– вероятные превращения; 5 – возможные позиции; 6 – состав
легированного U
85
В равновесном состоянии в верхней области β-фазы нормиро-
ванный уран состоит главным образом из β-фазы и выделений
UAl
2
, в то время как в верхней области α-фазы он содержит в ос-
новном зерна α-фазы, а также включения UAl
2
и U
6
Fe.
После закалки из β-фазы с 700 °С и последующего отжига в α-
фазе при 550 °С в атмосфере аргона нормированный уран содержит
мелкие зерна α-фазы. По их границам и границам субзерен присут-
ствуют выделения главным образом UAl
2
. Период решетки этого
соединения несколько меньше равновесного значения, что может
быть связано с растворением в нем железа и образованием твердого
раствора вычитания.
После отжига при 550 °С в течение 3 ч предварительно закален-
ного из β-фазы нормированного урана частицы UAl
2
имеют размер
~
0,1 мкм, а более мелкие ~
0,01–0,05 мкм. При таком режиме отжи-
га весь Al из твердого раствора не выделяется. Увеличение темпе-
ратуры и длительности отжига приводит к укрупнению выделений.
Во французских ГГР используют топливо из сплава сикраль, со-
держащего, кроме урана, (0,07–0,08) % Аl, 0,03 % Fe, (0,01–0,04) %
Si и (0,01–0,02) % Сr. Его термообработка проводится так же, как и
нормированного урана. Поведение этих сплавов под облучением
показало их более высокую радиационную стабильность по срав-
нению с нелегированным ураном. При эксплуатации твэлов с топ-
ливом из слаболегированных сплавов урана в ГГР достигнута глу-
бина выгорания 4000–5000 МВт·сут/т по сравнению с выгоранием
~3000 МВт · сут/т, получаемым при использовании нелегированно-
го урана.
Среднелегированные альфа-сплавы урана. Эти сплавы со-
держат в основном γ-стабилизирующие добавки (Mo, Zr, Nb и др.),
концентрация которых составляет обычно менее десяти процентов.
Термическая обработка оказывает существенное влияние на их
структуру и свойства.
Структура закаленных сплавов. Важной особенностью средне-
легированиых сплавов является то, что при их закалке с температур
существования γ-фазы в них по мере увеличения концентрации ле-
гирующих добавок возникают метастабильные фазы, отсутствую-
щие на равновесных диаграммах состояния. Наиболее полно усло-
вия появления, микроструктура и кристаллическая структура этих
86
фаз изучены в системе U-Мо, где по мере роста концентрации мо-
либдена до ~13 ат.% последовательно образуются фазы
,
′
α
,
′′
α
γ
0
и γ
S
. При более высокой концентрации молибдена в закаленных
сплавах фиксируется γ-фаза.
Метастабильная фаза
′
α
возникает при закалке сплавов с малой
концентрацией молибдена. Было обнаружено, что в сплавах с 0,9 и
1,7 ат.% Мо мартенситные пластинки α'-фазы появляются в ре-
зультате распада при комнатной температуре β-фазы, которая в
этих сплавах фиксируется при закалке, в то время как в сплавах с
содержанием молибдена более 2–2,5 ат.% эта фаза образуется
непосредственно в результате закалки. α'-Фаза так же, как и α-
фаза, имеет ромбическую структуру с уменьшенным по оси b пе-
риодом. По характеру микроструктуры ее подразделяют на
a
′
α
-
фазу, имеющую игольчатую структуру,
b
′
α -фазу, обладающую
структурой с четко выраженной полосчатостью в пределах полиго-
нальных зерен, и
n
′
α
-фазу со структурой из неравномерных зерен,
возникающих путем зарождения и роста.
Фаза
b
′′
α
характеризуется моноклинной кристаллической ре-
шеткой, образовавшейся в результате искажения ромбической ре-
шетки α-фазы с уменьшенным периодом по оси b. Она имеет
структуру с полосами правильной и неправильной формы. ОЦК
решетками обладают фазы γ
0
и γ
S
, однако в фазе γ
0
эта решетка
имеет небольшое тетрагональное искажение, а фаза γ
S
образуется
из ОЦК решетки γ-фазы путем удвоения периодов по трем осям и
упорядочения в расположении атомов. Характер изменения пара-
метров решетки и твердости метастабильных фаз при изменении
концентрации молибдена в закаленных сплавах изображен на
рис. 30.49 и 30.50. Там же даны концентрационные области их су-
ществования. Возможно, что решетки γ
0
- и
′′
α
-фаз являются про-
межуточными ступенями в процессе образования
α'-фазы из ОЦК
решетки γ-фазы путем сдвиговой деформации по схеме γ
→ γ
0
→
→
′′
α
→ .
′
α Этот процecc происходит путем интенсивных сдвигов
и зависит от закалочных напряжении и прочности матрицы.
Подобные метастабильные фазы также присутствуют в закален-
ных сплавах других систем. Так, в системе U-Nb при закалке спла-
вов с 0,3 и 0,393 % Nb наблюдается частичная фиксация
β-фазы, а
87
при более высоком
содержании ниобия
происходит моно-
клинное искажение
ромбической решетки
вследствие образова-
ния
α'-фазы. Даль-
нейшее повышение
концентрации ниобия
приводит к появлению
в закаленных сплавах
фаз
′′
α
и
0
.
γ
В случае
сплавов системы U-Zr
пересыщенный рас-
твор на основе
α-
урана образуется в
закаленных сплавах,
концентрация цирко-
ния в которых дохо-
дит до 25–30 ат.%.
При увеличении со-
держания циркония
γ
→ α-превращение
постепенно подавляется, и в
сплавах с 50–78 ат.% Zr фик-
сируется γ-фаза.
Установлено, что положе-
ние концентрационных границ
′′′
αα
и
0
′′
α
γ
зависит не
только от вида и концентра-
ции легирующего элемента,
но и от скорости охлаждения.
Уменьшение последней обыч-
но сдвигает эти границы в
сторону более низких концен-
траций легирующих элемен-
тов (например, Мо или Nb).
Рис. 30.49. Зависимость параметров решетки ме-
тастабильных фаз α' и α" от содержания молибде-
на и области устойчивости этих фаз (по данным
различных работ)
Рис. 30.50. Зависимость твердости и
фазового состава закаленных сплавов о
т
соде
р
жания молибдена
88
Структура сплавов после закалки и отжига. Отжиг закаленных
среднелегированных сплавов урана со структурой
a
′
α
приводит к
постепенному снятию напряжений в деформированной матрице и
выделению второй фазы первоначально по границам зерен, а за-
тем – по всему объему. При отжиге закаленных сплавов со струк-
турой
b
′
α
выделения второй фазы образуются по всему объему, а
затем возникает структура подобная перлитной. Твердость
отожженных после закалки среднелегированных сплавов возраста-
ет, достигая через
некоторое время от-
жига максимального
значения; затем в
случае перестарения
твердость снижается.
Влияние молибдена
на твердость отпу-
щенных после закал-
ки сплавов является
более сильным, чем
циркония и ниобия.
Рис. 30.51. Диаграмма
изотермического превра-
щения сплава урана с
0,5 % Мо
Структура изотермически закаленных сплавов. Диаграмма изо-
термического превращения сплава урана с 0,5 % Мо содержит две
С-образные кривые (рис. 30.51), соответствующие диффузионному
(верхняя кривая) и мартенситному (нижняя кривая) превращениям
β-фазы. С ростом концентрации легирующего элемента температу-
ра начала мартенситного превращения, как показано на рис. 30.52
снижается, причем видно, что молибден, являясь более сильным
стабилизатором γ-фазы снижает ее в большей степени, чем, напри-
мер, ниобий.
89
Рис. 30.52. Зависимость температуры мартенситного превращения (M
s
)
от концентрации молибдена (1) и ниобия (2)
На рис. 30.53 и 30.54 показаны С-образные диаграммы, а также
характер изотермического превращения при разных температурах
γ-фазы сплавов ура-
на соответственно с
1,6 и 2,5 % Мо. С
увеличением содер-
жания молибдена в
сплавах урана по-
вышается устойчи-
вость γ-фазы, С-
образная диаграмма
смещается вправо, а
ее «нос» сдвигается
в область более низ-
ких температур.
Детальное иссле-
дование механизма
фазовых превраще-
ний в сплавах урана
с 1–3 % Мо показа-
ло, что зародыши выделений
β- и α-фаз при соответственно
γ
→ β + γ- и γ → α + γ-превращениях возникают по определенным
Рис. 30.53. Диаграмма изотермического
п
р
ев
р
а
щ
ения сплава
ур
ана с 1
,
6 % молиб
д
ена
90
кристаллографическим плоскостям γ-фазы. Зародыши когерентны
с γ-матрицей и их рост идет анизотропно с образованием пластин-
чатых выделений, создающих видманштеттову структуру. Пла-
стинки выделений перемежаются с пластинками γ-фазы.
Рис. 30.54. Диаграмма изотермического превращения сплава урана
с 2,5 % молибдена (
– начало превращения; – начало первой стадии;
,
– конец превращения)
Чередующиеся пластинки α- и γ-фаз собраны в группы, в кото-
рых ориентировка пластинок
α-фазы примерно одинакова. Такие
группы в поляризованном свете окрашены одинаково, и поэтому
они были названы псевдозернами
α-фазы. Их размер быстро убы-
вает с понижением температуры отжига. Так, в сплаве с 3 % Мо
после отжига при 500 °С он составлял 1–2 мкм, а после отжига при
457–450 °С зерна уже не видны в оптический микроскоп. Размер
псевдозерна
α-фазы также сильно зависит от размеров исходного
зерна γ-фазы: при крупном исходном зерне (~
800÷1000 мкм) обра-
зуются крупные псевдозерна с прямолинейными контурами. Разо-
риентировка отдельных пластин незначительна.
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)