Ядерное топливо т

Основную роль в контактном взаимодействии материалов играют процессы взаимной диффузии, которые приводят к образованию в области поверхности раздела сердечник–оболочка диффузионных зон. Последние состоят из ряда промежуточных слоев, состав которых соответствует составу фаз, имеющихся на диаграмме состояния контактирующих материалов при температуре их взаимодействия. Скорость роста отдельных слоев, последовательность их появления и толщина зависят как от ширины соответствующих фазовых областей на диаграмме состояния, так и от величины коэффициентов 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 важными конструкционными материалами.

Система уран–алюминий. В зоне диффузионного взаимодействия урана и алюминия наблюдается появление промежуточных фаз, присутствующих в системе уран-алюминий: UAl2, UAl3 и UAl4. Основной фазой в зоне взаимодействия является UAl3. Прослойки остальных фаз образуются не во всех случаях. Диффузионная пара разрывается обычно по поверхности раздела UAl3−Al. Граница диффузионной зоны со стороны алюминия довольно гладкая, а со стороны урана имеет неправильную форму. В диффузионной зоне наблюдаются поры, которые свидетельствуют о наличии эффекта Киркендалла1 в этой системе. Поры обычно расположены вблизи границы UAl3−Al, но в некоторых случаях они равномерно распределены по диффузионной зоне. Взаимодействие между ураном 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 диффузионного слоя подчиняется параболическому закону. Приложение внешнего давления ускоряет рост диффузионного слоя, причем пористость не развивается. Коэффициент диффузии урана в алюминии при 625 °С составляет 12,8 ± 2,6 · 10−9 см2/с, а энергия активации –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, 2012. Т.1. П.3.4.

111

тики Al−Si. Зона взаимодействия уранового сердечника с алюминиевой оболочкой с подслоем из никеля, образующаяся при 565 °С

идавлении 56 МПа в течение 1 мин, состоит из Al3Ni, Al3Ni2, U2Ni

иUNi5. Скорость взаимодействия А1 с Ni за 27 сут при 400 °С характеризуется проникновением А1 в Ni на глубину 10–18 мкм, a Ni в сплав Al–1% Ni – на глубину 30 мкм. С увеличением температуры 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: USi3 на поверхности Al−Si и слой UAl3 вблизи поверхности урана. Возможно также образование раствора между ними. Слой USi3 может действовать как диффузионный барьер. Диффузионная зона пористая и имеет неправильную форму. Добавка кремния понижает или полностью подавляет превращение UАl3 в UAl4.

Система уран–цирконий. Скорость диффузии урана в цирконий выше, чем циркония в уран. Это говорит о наличии в системе U−Zr эффекта Киркендалла. На границе раздела диффузионной пары уран–цирконий образуется пористость.

Взаимная диффузия урана и циркония ниже температуры монотектоидного 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, обра-
Рис. 30.71. Температурная зависимость	зующейся	при	взаимодейст-
максимального коэффициента	вии циркония и циркаллоя–2
проникновения в системе U−Zr

112

со 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 достаточно 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 диффузионной зоны при взаимодействии сплава U–10 % Мо с цирконием (пунктир) или с циркалоем (сплошная линия). Цифры у кривых указывают температуру взаимодействия, °С; τ – время взаимодействия

Система уран– железо. Уран и железо совместимы до 500 °С. При 600 °С на гра-

нице раздела диффузионной пары уран–железо наблюдается взаимодействие.

Система уран–коррозионно-стойкая сталь. Зависимость максимальной 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 растрескивается, 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 UMe6 и эвтектики, плавящиеся при 715–740 °С. При температуре несколько ниже эвтектической наблюдается медленное взаимодействие, а выше ее – очень быстрое растворение: при 760–800 °С за 24 ч Fe, Co, Ni и коррозион- но-стойкая сталь полностью сплавляются с ураном.

113

Рис. 30.73. Рост диффузионной зоны взаимодействия урана с коррозионностойкой сталью типа 1Х18Н9Т (сплошная линия – фаза, обогащенная ураном; пунктирная – вся диффузионная зона)

Рис. 30.74. Диффузионное проникновение аустенитных сталей в сплав U–5 % Fs

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 толщины. Скорость проникновения возрастает в интервале 1100– 1150 °С, затем резко падает и при дальнейшем повышении температуры увеличивается более медленно. Это обусловлено возникновением при температуре 1150 °С защитной пленки из UFe2, которая растворяется выше 1235 °С. Температурная зависимость коэффициента проникновения при диффузионном взаимодействии коррозионно-стойких сталей со сплавом U–5 % Fs изображена на рис. 30.74.

Система уран–никель. Для улучшения сцепления урановых сердечников с алюминиевыми оболочками применяют промежуточный слой никеля. Он служит также в качестве барьерного слоя, предотвращающего образование интер-

114

металлидов урана и алюминия, которые охрупчивают зону взаимодействия.

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 подчиняется параболическому закону.

Рис. 30.75. Диаграмма состояния уран–никель (а) и толщины диффузионных слоев разного состава, образующихся при взаимодействии урана с никелем (б):

δ – U6Ni; ε – U7Ni9; ζ – U5Ni7; θ – U2Ni7; η – UNi2; χ – UNi5; α, λ – твердые растворы

Увеличение контактного давления со 170 до 310 МПа уменьшает скорость проникновения урана в никель в ~3,5 раза, однако увеличивает скорость проникновения никеля в уран в два раза. Приложенное давление увеличивает толщину слоя U6Ni относительно слоя UNi5 (объемные эффекты при образовании этих соединений составляют ~2 и ~3,7 % соответственно).

Системы урана с тугоплавкими металлами. Молибден растворяется в жидком U быстрее Та и W: при 1300 °С за 15 мин происходит полное сплавление молибдена с ураном.

Ниже 1000 °С зона взаимодействия состоит из ряда различных слоев: зоны крупных кристаллов на стороне урана и зоны с игольчатой структурой – мартенсита – на стороне молибдена.

Большая часть зоны взаимодействия является твердым раствором на основе урана.

115

В системе U−Мо обнаружен эффект Киркендалла, который приводит к развитию пористости в уране.

Сравнительные данные о толщине диффузионных слоев, образующихся 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-
Рис. 30.76. Толщина диффузных сло-	ков взаимодействия обнаружено
ев, образующихся при взаимодейст-	не было.
вии урана с различными тугоплавки-	Вольфрам		практически			не

ми металлами

взаимодействует с твердым ураном и очень медленно – с жидким. 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.

116

Таблица 30.10

Совместимость урана с некоторыми металлами в течение 200 ч

			Температура					Температура
	Металл		испытаний,		Примечания		Металл	испытаний,	Примечания
			°C					°С
	Al		300		Несовместим		Nb	600	Совместим
	Be		600		–″–		Ауст.	550	Незнач. взаи-
									модействие
							ст.
	Cr		600		Совместим			700	Сильн. взаимо-
									действие
	Сu		600		–″–		Та	900	Совместим
	Fe		500		–″–		Ti	700
			600		Несовместим			800	Несовместим
	Mo		600		Совместим			700	Совместим
	Ni		500		– ″ –		Zr	800	Несовместим
			600		Несовместим

30.1.14. Влияние облучения на уран и его сплавы

При выгорании ядерного топлива происходит заметное изменение формы, размеров, структуры, фазового состава и свойств сердечников твэлов из урана и его сплавов. Форма и размеры сердечников могут изменяться в результате процессов радиационного роста и распухания. Первый из них не сопровождается заметным изменением 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 облучении при температуре несколько выше комнатной описывается выражением

l = l0 eGi Δm/m,

(30.6)

где l и l0 – размеры образцов до и после облучения; Gi – безразмерный коэффициент радиационного роста; m/m – выгорание, выраженное через количество разделившихся атомов. Дифференцируя (30.6) и преобразуя полученное выражение, найдем

117

Gi	= l	1	,	(30.7)
	l	m/m

то есть Gi представляет относительное удлинение образцов в процентах на один процент выгорания. Величина Gi зависит от многих факторов, таких, как температура, предшествующая обработка металла, термообработка, структура, легирование и т.д.

Монокристаллический уран имеет сильную анизотропию коэффициента радиационного роста (рис. 30.77,а). Его значения при температуре ~ 100 °С, определенные по главным кристаллографическим направлениям, составляют: Gi [100] = –420 ± 20; Gi [010] = = +420 ± 20 и Gi [001] = 0 ± 20. Псевдомонокристаллы и поликристаллические текстурированные образцы, в которых зерна ориентированы главным образом в направлении [010] вдоль оси образцов, 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

118

Зависимость коэффициента радиационного роста урана от температуры показана на рис. 30.78. При увеличении интенсивности деления атомов урана от 2 · 1011 до 1013 дел./(см3 · с) коэффициент Gi остается постоянным в интервале 75–250 °С и возрастает не-

сколько		выше
375 °С. Температура
резкого спада Gi при
высоких температу-
рах зависит от ин-
тенсивности		потока,
а также от того, об-
лучаются	ли	поли-
кристаллы	или мо-
нокристаллы.
Рис. 30.78.	Зависимость
коэффициента роста Gi от
температуры	облучения
при плотности		делений
1,8 · 1012	дел./(см3 · с);
каждая точка на графи-
ке – среднее арифметиче-

ское для 3–30 образцов

При низких температурах и малых флюенсах (до 3 · 1016 нейтр./см2) коэффициент радиационного роста зависит от состояния образца и величины флюенса. На начальной стадии облучения в совершенных монокристаллах он равен 10, в псевдокристаллах 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 текстуры [100] – к сокращению их размеров. Действительно, повышение степени обжатия при холодной прокатке, приводящее к росту текстуры [010], вызывает резкое увеличение Gi (рис. 30.79). Уменьшение размера зерна в образце при наличии в нем текстуры увеличивает радиационный рост (рис. 30.80).

119

Рис. 30.79. Влияние степени	Рис. 30.80. Влияние величины зерна на ко-
обжатия при холодной прокатке	эффициент радиационного роста урана,
на коэффициент радиационного	прокатанного с различной степенью обжа-
роста (образцы перед облучени-	тия (в %, указана цифрами у кривых) и рек-
ем подвергали рекристаллизаци-	ристаллизованного при 575 °С
онному отжигу при 575 °С)

Повышение температуры прокатки, ослабляющее текстуру [010], приводит к уменьшению радиационного роста, который может стать даже отрицательным для образцов, прокатанных при высоких температурах в α-области (рис. 30.81). Рекристаллизация после прокатки уменьшает коэффициент Gi, что обусловлено некоторым изменением текстуры, а также увеличением зерна в результате отжига.

Термическая обработка урана, оказывающая влияние на степень текстурированности образцов и величину зерен, может существенно 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 проявляется 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.

120