Калин Физическое материаловедение Том 6 Част 2 2008

На рис. 24.56 и 24.57 показаны С-образные диаграммы, а также характер изотермического превращения при разных температурах γ-фазы сплавов урана соответственно с 1,6 и 2,5 мас.% Мо. С увеличением содержания молибдена в сплавах урана повышается устойчивость γ-фазы, С-образная диаграмма смещается вправо, а ее "нос" сдвигается в область более низких температур.

Рис. 24.56. Диаграмма изотермического превращения сплава урана с 1,6 мас.% молибдена

Рис. 24.57. Диаграмма изотермического превращения сплава урана с 2,5 мас.% молибдена (–начало превращения;–начало первой стадии; , – конец превращения)

91

Детальное исследование механизма фазовых превращений в сплавах урана с 1–3 мас.% Мо показало, что зародыши выделений- и -фаз при соответственно γ + γ – и γ + γ –превра- щениях возникают по определенным кристаллографическим плоскостям γ-фазы. Зародыши когерентны с γ-матрицей и их рост идет анизотропно с образованием пластинчатых выделений, создающих видманштеттову структуру. Пластинки выделений перемежаются с пластинками γ-фазы.

Чередующиеся пластинки - и γ-фаз собраны в группы, в которых ориентировка пластинок -фазы примерно одинакова. Такие группы в поляризованном свете окрашены одинаково, и поэтому они были названы псевдозернами -фазы. Их размер быстро убывает с понижением температуры отжига. Так, в сплаве с 3 мас.% 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 -фазы также сильно зависит от размеров исходного зерна γ-фазы: при крупном исходном зерне (~800÷1000 мкм) образуются крупные псевдозерна с прямолинейными контурами. Разориентировка отдельных пластин незначительна.

При малом размере исходного γ-зерна (80–100 мкм) границы псевдозерен -фазы оказываются изрезанными, а зерна – неравномерными по величине. Разориентировка отдельных пластин увеличивается. Образование псевдозерен -фазы наблюдали также в сплаве с 6 мас.% Zr.

Диаграмма изометрического превращения сплава урана с 2 мас.% Zr показана на рис. 24.58, из которого следует, что при изотермических выдержках выше 700 °С происходит выделение - фазы, более богатой ураном в виде видманштеттовых пластин, скорость роста которых определяется скоростью диффузии циркония. Равновесная структура состоит из двух фаз + γ1. При закалке происходит превращение этих высокотемпературных фаз в -фазу. Структура закаленного сплава сохраняет видманштеттовы пластины, более богатые ураном, и мелкую игольчатую структуру в промежутках между пластинами. При 700 °С и несколько ниже превращение γ + γ2 идет за счет контролируемого диффузией коо-

92

перативного роста - и γ2-фаз В интервале 690–660 ° С образуются видманштеттовы пластины -фазы, пересыщенные цирконием, который выделяется из них в виде включений фазы γ2. Аналогичная картина наблюдается и в интервале 660–610 °С, но видманштеттовы пластины образуются растущей -фазой.

Рис. 24.58. Диаграмма изотермического превращения сплава урана

с2 мас.% циркония

Винтервале 610–490 °С γ-фаза испытывает мартенситное превращение, переходя в пересыщенную '-фазу; '-фаза распадается с выделением частиц δ-фазы.

Ниже 490 °С γ-фаза превращается в пересыщенную -фазу, повидимому, путем двух мартенситных реакций. Сначала образуются довольно большие линзообразные пластины '-фазы, а затем – более мелкая игольчатая структура, подобная той, которая формируется в интервале 610–490 °С. Число пластин '-фазы возрастает с понижением температуры. Образующаяся пересыщенная '-фаза очень медленно распадается с выделением δ-фазы.

93

Согласно диаграмме изотермического превращения сплава U с 6 мас.% Zr (рис. 24.59) время распада γ-твердого раствора минимально при 500–550 °С. В этом интервале температур образуются мелкие полигональные зерна -фазы. При более высоких температурах (550–650 °С) вблизи границы исходных зерен γ-фазы и вблизи включений карбидов циркония возникают островки с пластинчатой структурой.

Рис. 24.59. Диаграмма изотермического превращения сплава урана с 6 мас.% циркония

И, наконец, ниже 475 °С (т.е. температуры мартенситного превращения) образуется полосчатая структура, подобная той, которая наблюдается в сплаве, закаленном из γ-фазы в воду.

После закалки из γ-области на рентгенограммах сплава урана с 6 мас.% Zr присутствуют только линии -фазы и, возможно, "- фазы.

Особенности изотермического превращения γ-фазы в среднелегированных сплавах системы U-Nb иллюстрируют С-образные диаграммы сплавов с 1 и 2 мас.% Nb (рис. 24.60). Увеличение содержания ниобия снижает температуру «носа» кривой. Характер превращений в сплаве с 2 мас.% Nb в основном такой же, как и в сплаве с 1 мас.% Nb, но только с некоторым сдвигом по температуре. Увеличение концентрации ниобия, как Mo, Zr и других легирующих добавок, повышает устойчивость γ-фазы при изотермическом превращении (рис. 24.61).

94

Структура сплавов, охлажденных с разными скоростями. Пре-

вращения, происходящие при охлаждении с температуры существования γ-фазы сплавов урана с 0,5 и 1,0 мас.% Mo, a также размеры зерен -фазы, которые образуются при разных скоростях охлаждения, приведены на рис. 24.62.

Рис. 24.62. Кривые превращения при непрерывном охлаждении с разными скоростями сплавов урана с 0,5 мас.% Mo (а) и 1,0 мас.% Mo (б); цифры у кривых – скрость охлаждения, град/мин

Увеличение скорости охлаждения способствует измельчению зерна и может привести к сдвиговому характеру превращения. Это обусловлено тем, что в среднелегированных сплавах, как и в сла-

96

болегированных, увеличение концентрации легирующих элементов и скорости охлаждения снижает температуру фазовых превращений, что видно на примере сплавов U-Nb (рис. 24.63).

Рис. 24.63. Зависимость температур фазовых превращений от скорости охлаждения для сплавов урана с 1 мас.% Nb (а) и 2 мас.% Nb (б):

1 –начало γ-превращения; 2 –конец превращения; 3 –начало -превращения

Рассмотрим поведение среднелегированных сплавов под воздействием термических циклов. Среднелегированные альфасплавы ypaна имеют более высокую, чем нелегированный или слаболегированный уран, размерную стабильность при термических циклах. Последняя возрастает с повышением концентрации легирующей добавки, что связано с уменьшением количества анизотропной -фазы и появлением в структуре сплавов фаз с изотропной кристаллической решеткой.

Сплавы U-Мо, закаленные с 850 °С из γ-области, сохраняют хорошую размерную стабильность при содержании молибдена выше 3,91 мас.% при их термоциклировании в интервале 100–500 °С (рис. 24.64). При ЦТО в интервале 20–720 °С лучшими являются сплавы с 4–11 мас.% Mo, а также сплав с 2 мас.% Mo и 0,5 мас.%

97

Zr. Хорошей размерной устойчивостью при ЦТО в этом же интервале температур обладают сплавы с 4,6–14 мас.% Nb.

Рис. 24.64. Влияние добавок Мо на размерную стабильность (сплавы закаливались из γ-фазы); около кривых указано массовое содержание Мо (%)

Cплав урана с 6 мас.% Zr показал хорошую устойчивость в литом состоянии при ЦТО и интервалах 20–550 и 20–600 °С длительностью в 1000 циклов Размеры образцов и качество поверхности не изменялись, зерно оставалось мелким, хотя происходила коагуляция пластинчатой структуры.

При ЦТО сплавов U-Nb-Zr высокой стойкостью обладали сплавы, в которых осуществлялась фиксация γ-фазы. Среднелегированный сплавы, не обнаружившие изменения при ЦТО в -области, лежат приблизительно на луче ат.% Zr:ат.% Nb = 2:3. В этих сплавах после отжига содержится наибольшее количество выделений γ- фазы, измельчающих зерно -урана и делающих сплав относительно анизотропным.

Среденелегированные сплавы в атомной 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 -фаза. Сплавы с такой структурой стойки до более высоких выгораний, чем слаболегированные сплавы. Однако содержащееся в них значительное количество легирующих добавок заметно увеличивает потери нейтронов в топливе. Так, слаболегированный сплав сикраль имеет сечение за-

98

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 требует для достижения приемлемых глубин выгорания повышения концентрации делящегося изотопа 235U, что далеко не всегда делает экономически целесообразным их применение.

Среднелегированные сплавы, содержащие 0,5 или 1,1 мас.% Мо, используются в некоторых газографитовых реакторах. Более высокое сопротивление сплава U–1,1 мас.% Мо газовому распуханию достигается при введении в него (0,05–0,1) мас.% Al, Sn и Сr. Оптимальной обработкой сплава U–1,1 мас.% Мо–0,05 мас.% Аl–0,05 мас.% Sn является охлаждение из γ-области со скоростью ~30 град/мин; при этом заметно возрастает его жаропрочность.

Сплав U–5 мас.% Zr–1,5 мас.% Nb был использован в пластинчатых топливных сердечниках твэлов активной зоны реактора EBWR. Средняя температура в центре твэла составляла 304 °С, а максимальная – 407 °С. Влияние термической обработки на радиационную стойкость этого сплава показано в табл. 24.8.

Таблица 24.8

Влияние термической обработки на радиационную стойкость сплава U – 5 мас.% Zr – 1,5 мас.% Nb

99

Оптимальной является обработка, заключающаяся в отжиге в γ- фазе при 825 С, выдержке при ~620–650 °С в течение 23 ч после изотермической закалки с последующим охлаждением на воздухе. После изотермического превращения сплав имеет сфероидальную форму частиц -фазы урана.

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 растворимостью в γ-фазе. Гамма-сплавы обычно имеют высокую концентрацию легирующих элементов, необходимую для стабилизации высокотемпературной γ-фазы с высокосимметричной ОЦК решеткой.

Двойные сплавы. В системе U-Mo фиксация при комнатной температуре γ-фазы закалкой в воду или масло происходит при содержании молибдена свыше ~13 ат.%. При его более высокой концентрации γ-фаза фиксируется при более медленном охлаждении.

Распад закаленных с 950 °С γ-сплавов с 8; 10,8 и 14,3 мас.% Мо при их изотермических отжигах при температурах ниже температуры эвтектоидного превращения идет путем образования пластинчатого эвтектоида. По мере увеличения содержания Мо в сплавах устойчивость γ-фазы возрастает. Так, если для сплава с 5,4 мас.% Mo распад γ-фазы требует от нескольких минут до 1–3 ч в зависимости от температуры отжига, то в сплаве с 9 мас.% Мо для превращения γ + γ' требуются десятки и сотни часов. С- образная кривая изотермического превращения сплава урана с 9 мас.% Мо (рис. 24.65) 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 мас.% начинается превращение γ-фазы в упорядоченную γ'-фазу. При отпуске происходит диффузия атомов молибдена, и внутри пластин γ-фазы в результате процессов зарождения и роста возникают области γ'- фазы со значительной степенью упорядочения. Эти области γ'-фазы

100