Калин Физическое материаловедение Том 6 Част 2 2008

Сплавы системы U–Mo. Как видно из диаграммы состояния сплавов системы U–Mo (рис. 24.39, 24.40), введение молибдена в уран повышает температуру плавления последнего; при 1285 °С имеет место перитектическое превращение Мо+Ж  γ. Растворимость молибдена в γ-уране при 900 °С составляет 35 – 37 ат.%. Период ОЦК решетки γ-твердого раствора уменьшается при росте в нем концентрации молибдена линейно по закону Вегарда. Растворимость Мо в - и -уране невелика и при температурах эвтектоидных превращений  + γ (639 °С) и γ  + γ' (565 °С) составляет соответственно 1,4 – 3,0 и ~0,1 ат.%.

Рис. 24.39. Диаграмма состояния сплавов системы U–Mo

При температуре ниже 615 °С между ураном и молибденом существует промежуточная фаза (U2Mo), имеющая тетрагональную решетку с периодами а = 3,427 Å и с = 9,834 Å. Её элементарная ячейка представляет собой утроенную по высоте ячейку γ фазы урана. Атомы ypaна и молибдена в решетке расположены упорядо-

74

ченно в виде слоев, параллельных плоскости (001). При этом два слоя из атомов урана чередуются с одним слоем из атомов молибдена. Урановый угол диаграммы состояния U–Мо в увеличенном масштабе показан на рис. 24.40.

Рис 24.40. Урановый угол диаграммы состояния сплавов системы U–Mo

Сплавы системы U–Nb. Как видно из диаграммы состояния сплавов системы U–Nb (рис. 24.41-24.42) промежуточные фазы в этой системе отсутствуют. Между ниобием и γ-фазой урана существует непрерывный ряд твердых растворов. Период решетки закаленных γ-твердых растворов при изменении концентрации ниобия изменяется по закону Вегарда. Распад γ-твердого раствора по реакции γ  γ1 + γ2 идет очень медленно. Так, при 825 °С он не наступает в течение 8 недель. Эвтектоидное превращение  + γ' происходит при температуре 664 °С, монотектоидное γ1  + γ2 – при температуре 647 °С. Концентрация ниобия в монотектоидной точке отвечает ~6,2 мас.%. Максимальная растворимость ниобия в-фазе урана незначительна и соответствует 0,25 мас.%. В -фазе она несколько больше и равна 0,5 мас.% (см. рис. 24.42).

75

Сплавы системы U–Zr. Как видно из диаграммы состояния сплавов системы U–Zr (рис. 24.43) цирконий и γ-U образуют непрерывный ряд твердых растворов. Введение циркония в уран снижает температуру γ  и повышает температуру  превращений. Между ураном и цирконием по перитектоидной реакции+ γ2  образуется промежуточная δ-фаза, имеющая гексагональную решетку с периодами по оси а = 5,03 Å, по оси с = 3,08 Å

и с/а ≈ 0,6.

Рис. 24.43. Диаграмма состояния сплавов системы U–Zr

Диаграммы состояния тройных сплавов урана

Сплавы системы U–Al–Fe. Как видно из диаграммы состояния сплавов системы U–Al–Fe (рис. 24.44), урановый угол диаграммы в области U–UAl2–UFe2 характеризуется пятью нонвариантными четырехфазными равновесиями, в трех из которых при температурах 805, 780 и 745 °С участвует жидкая фаза, а два остальных связаны с эвтектоидными распадами γ- и -фаз. Изотермическое сечение области U–UAl2–UFe2 при 600 °С характеризует фазы, устойчивые при низких температурах.

77

При 600 °С суммарная концентрация железа и алюминия в - твердом растворе мала и не превышает 0,1 ат.%. В то же время максимальная суммарная растворимость железа и алюминия в γ- и-фазах составляет не более 3 и 2 ат.% соответственно.

Рис. 24.44. Изотермическое сечение уранового угла диаграммы состояния системы U–Al–Fe при 600 °C

Сплавы системы U–Al–Si. Область γ-твердых растворов алюминия и кремния в уране незначительна. При 900 °С совместная растворимость Аl и Si в γ-U не превышает соответственно ~2,3 и 1,3 ат.%. В -фазе урана совместная растворимость алюминия и кремния весьма мала и составляет приблизительно столько же, как и совместная растворимость алюминия и железа.

Сплавы системы U–Mo–Nb. В системе U–Mo–Nb при 1200 °С

имеется полная взаимная растворимость между γ-U и ОЦК фазой сплавов Nb–Mo (γNb-Mo). которая нарушается при 1000 °С из-за расширения области двухфазного состояния (γ + γNb-Mo). Дальнейшее понижение температуры приводит к еще большему расширению области (γ + γNb-Mo). Суммарная совместная растворимость молибдена и ниобия в γ-U меньше, чем предельная растворимость у двойных сплавов U–Nb и U–Mo. Это существенно ограничивает

78

возможности практического применения этих сплавов. В системе также выявлено четырехфазное эвтектоидное равновесие при

565 °С.

Сплавы системы U–Zr–Nb. В системе U–Zr–Nb выше 1000 °С

образуется широкая область γ-твердых растворов, которая сохраняется и при более низких температурах (~700 °С). Наличие области γ-твердых растворов в этой системе объясняется тем, что атомы циркония и ниобия соответственно больше или меньше атомов урана. Присутствуя в твердом растворе, они располагаются так, что энергия упругих искажений решетки понижается. При закалке с 1000 °С сплавов, содержащих до 8 ат.% легирующих элементов, происходит мартенситное превращение γ-фазы. Полная стабилизация γ-твердого раствора наступает при введении ~20 ат.% легирующих добавок.

Структура альфа-сплавов урана

При невысокой концентрации легирующих элементов сплавы урана имеют структуру -фазы урана и их называют альфасплавами. По концентрации легирующих элементов, структуре и свойствам альфа-сплавы можно подразделить на две группы: слабо- и среднелегированные.

Слаболегированные альфа-сплавы. Такие сплавы содержат малые количества (десятые и сотые доли массового процента) малорастворимых в -уране легирующих элементов (таких, как Al, Fe, Si и Сr), заметно повышающих его механические свойства (рис. 24.45). Рассмотрим особенности формирования структуры этих сплавов при термической обработке.

Структура закаленных сплавов. Легирование урана снижает температуры γ - и -превращений при закалке сплавов, причем это снижение возрастает с увеличением концентрации легирующих элементов, а также с повышением скорости охлаждения сплавов (рис. 24.46). Наиболее низкие температуры - превращения достигаются при скоростях охлаждения более 200 град./с и содержании кремния и железа соответственно 0,035 – 0,05

и 0,05 мас.%.

79