CN117280066A - 铀基合金(变体) - Google Patents

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谢尔盖·弗拉基米罗维奇·马兰察克
鲍里斯·亚历山德罗维奇·塔拉索夫
叶甫根尼·维亚切斯拉沃维奇·梅尼科夫
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Abstract

本发明涉及核工程，并且适合作为核燃料用于制造VVER型热中子反应堆的燃料元件。一种铀基合金，包含：2.0‑7.0wt％硅、0.1‑2.0wt％铝、选自由以下组成的组的至少一种元素：0.15‑2.0wt％碳、0.15‑2.0wt％氧、0.15‑1.0wt％氮，以及余量的铀。该铀基合金可另外包含选自由以下组成的组的至少一种元素：0.15‑5.0wt％钼、0.15‑2.0wt％铌、0.15‑2.0wt％锆、0.15‑2.0wt％钛、0.1‑2.0wt％锡、0.1‑2.0wt％铬。这使得可以产生具有高铀含量同时保持热力学稳定性、高液相线温度和高耐辐射性的高密度铀基合金。

Description

铀基合金(变体)
发明领域
本发明涉及核工程，并且可作为核燃料用于制造VVER型商用热中子反应堆的燃料元件(燃料棒)。
背景技术
在世界范围内，国际事故容错燃料(accident-tolerant fuel)开发计划正在开发金属燃料，特别是二硅化铀和铀-钼合金，其具有的铀含量和导热率均高于二氧化铀，这使得能够将燃料工作温度降低至500-600℃[H.J.Chichester,R.D.Mariani,S.L.Hayes,J.R.Kennedy,A.E.Wright,Y.S.Kim,“Advanced metallic fuel for ultra-high burn-up:irradiation tests in ATR”,Embedded Topical on Nuclear Fuel and StructuralMaterial,American Nuclear Society,(2012),pp.1349-1351]。
由二硅化铀(U3Si2)制成的核燃料具有更高的铀含量(比二氧化铀的铀含量高17％)，这也允许提高核燃料的转换系数，降低其浓缩度，延长燃料棒寿命，并提高装置容量利用系数(ICUF)，这最终将对燃料循环经济性产生积极影响。此外，与铀-钼燃料中的钼相比，硅具有更小的热中子俘获截面，这改善了反应堆物理。
此外，国际事故容错燃料开发计划假设使用不锈钢包壳，其比锆合金包壳更能耐受锆蒸气反应，并且对热中子的俘获能力明显更高[S.J.Zinkle,K.A.Terrani,J.C.Gehin,L.J.Ott,L.L.Snead,“Accident tolerant fuels for LWRs:A perspective”,Journal ofNuclear Materials,448(2014),pp.374-379]。为了满足制造工厂中5％铀-235浓缩的标准限制，在这种情况下还需要使用铀含量更高的密集型燃料。
然而，二硅化铀作为容错燃料在VVER型反应堆中的使用受到诸如膨胀相对较大、耐辐射性低、耐腐蚀性差以及铀含量不足够高(11.3g/cm3，仅比二氧化铀的铀含量高17％)的缺点的限制。此外，由于二硅化铀芯块在辐射下膨胀大，因此必须使用轴向孔，其虽然补偿了膨胀，但会进一步降低燃料元件中的铀含量。
之前的研究涉及使用含有较少硅和较多铀的更致密硅化铀(U3Si)作为CANDU反应堆的燃料[S.J.Zinkle,K.A.Terrani,J.C.Gehin,L.J.Ott,L.L.Snead,“Accidenttolerant fuels for LWRs:A perspective”,Journal of Nuclear Materials,448(2014),pp.374-379]。然而，由于耐辐射性和耐水腐蚀性低，尽管其密度和导热率比二氧化铀高，但尚未得到应用。此外，与二硅化铀相比，较高的铀含量的增益导致合金的热力学稳定性的损失，从而导致性能较差(耐腐蚀性和耐辐射性)。
已知的专利[GB908941A IPC G21C 3/62，公开于1962年10月24日，US3567581AIPC G21C 3/30，公开于1971年03月02日，以及CA664803A，公开于1963年06月11日]公开了含有2-8wt％硅的铀合金。
但事实上，由于非平衡结晶，合金中始终含有α-铀相，其是在α-U+U3Si2共晶的结晶过程中在935℃下形成的。
α-铀相具有极低的耐辐射和耐腐蚀性，且即使其在合金结构中的存在可以忽略不计，也会在反应堆运行期间导致燃料破坏。因此，为了形成具有较高耐辐射性的硅化铀，必须在真空中在800-850℃下对合金进行100小时的长期退火。然而，含有3.5-3.8％硅并且具有高铀含量(14.3g/cm3对比二硅化铀的11.3g/cm3)的该相，具有低耐水腐蚀性，并且在反应堆中当被辐射时会强烈膨胀。使用基于二硅化铀(7-8％硅)的合金显著降低了铀含量。
基于铀-硅二元体系的合金还具有相对低的液相线温度(1050-1650℃)，这决定了冷却剂流失事故(LOCA)中的燃料形状稳定性。这些属于金属合金组的合金，也具有低的耐辐射性和耐腐蚀性。
已知的专利(US3717454A IPC C22C 43/00，公开于1973年02月20日)公开了一种含有3.5-3.7wt％硅和0.2-1.5wt％铝的铀合金。合金中添加铝以促进硅化铀在长时间退火过程中的稳定性，并最大限度地减少α-铀相。硅化铀可以溶解最高达0.5％的铝，这有助于热力学稳定性。
然而，结果表明，由于α-铀的微夹杂物的存在，这些合金的耐水腐蚀性低。此外，这些合金显示出硅化铀的所有固有缺点：低耐辐射性(强膨胀)、低液相线温度以及需要长期(最长达100小时)稳定退火。
与所要求保护的发明最接近的现有技术是专利[US4023992，IPC C22C43/00，公开于1977年05月17日]，其公开了一种含有3.2-3.7wt％硅和0.8-3.0wt％铝的铀合金。由于铝含量高，退火后合金的结构主要包括δ-铀相，夹杂有UAl2和U3Si2相。
然而，正如专利作者所指出的，相对于双铀-硅合金，高铝含量会降低合金的铀含量(UAl2相的铀含量仅为6.9g/cm3)和液相线温度(几乎200℃)，这降低了燃料对紧急情况的抵抗力。此外，虽然合金中的金属间相部分地改善了耐辐射性，但是对于在VVER型反应堆中使用该燃料代替二氧化铀陶瓷燃料来说仍然不够，因为陶瓷在耐辐射性方面本质上优于金属间化合物。此外，合金中金属间相的体积分数较低(1-10％)。
尽管在熔炼后这种合金中的铝含量较高，但仍需要在800-850℃下热处理72小时才能使α-铀相完全消失。此外，在热处理后主要形成的δ-U3Si相还具有低耐辐射性，这是硅化铀的特点，并且也不足以代替二氧化铀陶瓷燃料将其用于VVER型反应堆中。
因此，对用作核反应堆中的燃料的已知铀-硅合金的分析表明，目前不存在具有热力学稳定性并保持高铀含量、高耐辐射性(低膨胀)和高液相线温度的合金。
发明内容
本发明待解决的问题是提供一种具有多相金属陶瓷结构的高密度铀基合金，其具有高铀含量并保持热力学稳定性、较高的液相线温度和较高的耐辐射性(较低的膨胀性)。
根据第一和第二变体的本发明的技术效果是提供一种高密度铀基合金，其具有高铀含量并保持热力学稳定性、较高的液相线温度和较高的耐辐射性。
根据第一变体的技术效果通过以下事实实现：铀基合金包含硅和铝U-Si-Al并且另外包含选自由碳、氧、氮组成的组的至少一种元素X，各组分的比例如下，wt％：
硅2.0-7.0；
铝0.1-2.0；
X是选自以下组的至少一种元素(wt％)：
碳0.15-2.0；
氧0.15-2.0；
氮0.15-1.0；和
余量的铀。
通过熔炼获得合金。
通过熔炼并进一步退火获得合金。
根据第二变体的技术效果通过以下事实实现：铀基合金U-Si-Al包含硅和铝并且另外包含选自由碳、氧、氮组成的组的至少一种元素X，并且另外包含选自由钼、铌、锆、钛、锡、铬组成的组的至少一种金属Y，各组分的比例如下，wt％：
硅2.0-7.0；
铝0.1-2.0；
其中X是选自以下组的至少一种元素(wt％)：
碳0.15-2.0；
氧0.15-2.0；
氮0.15-1.0，
其中Y是选自以下组的至少一种金属(wt％)：
钼0.15-5.0；
铌0.15-2.0；
锆0.15-2.0；
钛0.15-2.0；
锡0.1-2.0；
铬0.1-2.0；和
余量的铀。
通过熔炼获得合金。
通过熔炼并进一步退火获得合金。
为了解决该问题，根据第一变体，提出将选自由碳、氧、氮组成的组的至少一种元素X引入到铀-硅合金的组合物中，其形成陶瓷化合物U(C、N、O、Si)、UO2、UC、UN等。这些化合物具有高耐辐射性和高熔点。结果，硅化铀合金的最终复杂结构被陶瓷相强化。因此，形成了与起始硅化铀相比具有增强性能的复合结构。
由于更强的原子间键合，陶瓷和金属间相具有显著较高的耐辐射性和显著较低的膨胀。
合金结构中陶瓷难熔化合物的存在显著提高了合金的液相线温度，这决定了VVER型反应堆中LOCA事故期间的燃料稳定性。
形成陶瓷相的且具有的含量低于0.15％的元素(碳、氧、氮)提供了轻微的改善热力学稳定性以及提高液相线温度和耐辐射性的作用。
碳和氧的含量超过2％以及氮的含量超过1％会降低合金中的铀含量，并且也会因脆性陶瓷相而导致合金的延展性下降。这可能导致通过铸造制造合金的技术困难以及在加工合金、制造燃料芯块和通过离心雾化提供所需尺寸的合金颗粒方面的问题。
这些陶瓷高熔点化合物的另一个特点是它们在结晶过程中结合游离铀，从而减少熔炼后α-铀相的量，并提高热力学稳定性、液相线温度和耐辐射性。
根据第二变体，在引入选自由碳、氧、氮组成的组的至少一种元素X的同时，可以引入选自由钼、铌、锆、钛组成的组的至少一种元素Y作为γ相稳定添加剂，用于另外将α-铀相簇转化为具有更高耐辐射性的立方γ相。因此，γ相稳定添加剂有助于保持合金的热力学稳定性。此外，后续退火至δ相(U3Si)的时间显著减少，或甚至可以完全避免该技术操作。
如果将其他合金元素Y(铬和锡)与铝一起少量添加到主要合金元素中，会稳定δ相，并且还形成提高耐辐射性的另外的金属间相。
添加结合过量的α-铀相夹杂物的少于0.15％的γ相稳定金属(Mo、Nb、Zr、Ti)，不会对γ相稳定产生本质影响，但添加超过5.0％ Mo和超过2.0％Nb、Zr、Ti会降低合金的铀含量。
在合金中形成另外的金属间相的含量低于0.1％的锡或铬带来轻微的影响。
含量超过2％的锡或铬会降低合金的铀含量。
发明的实施
图1示出了根据实施例4在熔炼后U-2.0Si-2.0Al-0.15C-0.15O-5.0Mo-2.0Nb合金的显微结构。
图2示出了根据实施例5在熔炼后U-3.1Si-0.3Al-0.3C-0.3O-0.15N-0.7Zr-0.5Ti-2.0Sn-2.0Cr合金的显微结构。
图3示出了根据实施例6在熔炼后U-3.6Si-0.4Al-0.15C-0.4O-1.0N-1.0Mo合金的显微结构。
图4示出了根据实施例7在熔炼后U-7.0Si-0.1Al-0.15C-0.15O-0.3Mo-0.16Nb-0.1Cr合金的显微结构。
图5示出了根据实施例8在熔炼后U-3.2Si-0.3Al-2.0C-0.3O-0.15Zr-0.15Ti-1.0Sn-1.0Cr合金的显微结构。
图6示出了根据实施例9在退火后U-2.7Si-0.1Al-0.15C-2.0O-2.0Zr-0.15Ti合金的显微结构。
具体实施方式的实例
实施例1.通过电弧熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅7.0；
铝0.1；
碳0.15；
氧0.15；
氮0.15；和
余量的铀。
在氩气下在MEPHI-9小电弧炉中，在铜水冷模具中，用非自耗钨电极，通过多次(4或5次)重熔进行熔炼。
用于炉料的起始材料是金属铀、块状的硅和铝以及石墨粉末状的碳。氧以二氧化铀颗粒的形式引入。氮被引入炉内气氛并被熔体吸收。
熔炼后，切割铸锭用于金相研究。
熔炼后，在CYD炉中在1×10-5mm Hg的真空中在810℃下进行24小时退火至δ相。
使用光学和电子显微镜研究了铸造状态和退火至δ相后合金的显微结构。
通过差热分析(DTA)以20℃/min的加热和冷却速率测定合金的液相线温度。
X射线相分析在DRON-3通用衍射仪上使用波长为0.1393nm的单色化CuKβ辐射通过以1度/min的速率连续扫描进行。
合金中的主要结构成分是U3Si2和微量U(O、C、N)。合金的液相线温度为1810℃。
退火后，合金的结构没有本质变化，出现了极微量的U3Si相。
合金的其他参数在表中给出。
实施例2.通过感应熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅2.0；
铝0.1；
碳2.0；
氧2.0；
氮0.15；和
余量的铀。
感应熔炼在1×10-3mm Hg的真空下进行。将高密度石墨级ARV用作熔炼和铸造工具作业的材料。用于炉料的起始材料是金属铀、块状的硅和铝、石墨粉末状的碳。氧以二氧化铀颗粒的形式引入。氮被引入炉内气氛并被熔体吸收。
熔炼时，熔体温度由浸入式热电偶控制。为了防止熔体与熔炼和铸造设备的材料相互作用，其工作表面设有保护性氧化锆基涂层。
将金属排入模具时的熔体温度为1710℃。使用钨铑热电偶控制温度。将熔体倒入石墨模具中。成品合金铸锭为直径为31至32mm且长度为200至250mm的棒材。铸锭的重量为约2kg。熔炼后，在CYD炉中在1×10-5mm Hg的真空中在850℃下进行10小时退火至α相。
按照实施例1所述的方法对该合金进行研究。
合金中的主要结构组分为U3Si、U(C、O)、UO2。合金的液相线温度为1630℃。
退火后，合金的结构没有变化。
合金的其他参数在表中给出。
实施例3.通过感应熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅2.0；
铝2.0；
碳0.15；
氧0.15；
氮1.0；和
余量的铀
(参见实施例2)。
将金属排入模具时的熔体温度为1660℃。
按照实施例1所述的方法进行研究。
合金中的主要结构成分是U3Si、U(C、O、N、Si)、UAl2。合金的液相线温度为1580℃。
熔炼后，进行退火至δ相。退火后，合金的结构没有本质变化。出现极微量的UN相。
合金的其他参数在表中给出。
实施例4.通过感应熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅2.0；
铝2.0；
碳0.15；
氧0.15；
铌2.0；
钼5.0；和
余量的铀
(参见实施例2)。
用于炉料的起始材料是金属铀、块状的硅和铝、石墨粉末状的碳、板状的钼和铌。氧以二氧化铀颗粒的形式引入。
将金属排入模具时的熔体温度为1550℃。熔炼后，在CYD炉中在1×10-5mm Hg的真空中在850℃下进行10小时退火至δ相。
图1示出了熔炼后合金的显微结构。
按照实施例1所述的方法对该合金进行研究。
合金中的主要结构成分为U3Si、U(O、C、Si)，以及UAl2、U3Si2和微量γ-U。合金的液相线温度为1470℃。
退火后，合金的结构没有本质变化。U3Si和U(O、C、Si)相略有增加，而U3Si2相减少。
合金的其他参数在表中给出。
实施例5.通过感应熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅3.1；
铝0.3；
碳0.15；
氧0.3；
氮0.15；
锆0.3；
钛0.15；
锡2.0；
铬2.0；和
余量的铀
(参见实施例2)。
用于炉料的起始材料是金属铀，块状的硅、铝、锆、锡和铬，石墨粉末状的碳，和板状的钛。氧以二氧化铀颗粒的形式引入。氮被引入炉内气氛并被熔体吸收。
将金属排入模具时的熔体温度为1610℃。熔炼后，在CYD炉中在1×10-5mm Hg的真空中在810℃下进行24小时退火至δ相。
按照实施例1所述的方法进行研究。
图2示出了熔炼后合金的显微结构。合金中的主要结构成分为U3Si、U(O、C、N、Si)、U3Si2、U5Sn4和微量γ-U。合金的液相线温度为1530℃。
退火后，合金的结构没有本质变化。U3Si和U(O、C、N、Si)相略有增加，而微量γ-U相消失。
合金的其他参数在表中给出。
实施例6.通过电弧熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅3.6；
铝0.2；
碳0.15；
氧0.2；
氮1.0；
钼0.3；和
余量的铀
(参见实施例1)。
用于炉料的起始材料是金属铀、块状的硅和铝、石墨粉末状的碳和板状的钼。氧以二氧化铀颗粒的形式引入。氮被引入炉内气氛并被熔体吸收。
熔炼后，切割铸锭用于金相研究。
熔炼后，在CYD炉中在1×10-5mm Hg的真空中在810℃下进行24小时退火至δ相。
按照实施例1所述的方法进行研究。
图3示出了熔炼后合金的显微结构。合金中的主要结构成分是U3Si、U(N、O、C)、U3Si2。合金的液相线温度为1720℃。
退火后，合金的结构没有本质变化。U(N、O、C)相略有增加，而U3Si2相减少。
合金的其他参数在表中给出。
实施例7.通过电弧熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅7.0；
铝0.1；
碳0.15；
氧0.15；
钼0.3；
铌0.16；
铬0.1；和
余量的铀
(参见实施例1)。
用于炉料的起始材料是金属铀，块状的硅、铝和铬，石墨粉末状的碳，板状的钼和铌。氧以二氧化铀颗粒的形式引入。
按照实施例1所述的方法进行研究。
图4示出了熔炼后合金的显微结构。合金中的主要结构成分是U3Si2、U(O、C、Si)。合金的液相线温度为1810℃。熔炼后，不进行向δ相的退火。
合金的其他参数在表中给出。
实施例8.通过电弧熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅3.2；
铝0.3；
碳2.0；
氧0.3；
锆0.15；
钛0.15；
锡0.5；
铬0.1；和
余量的铀
(参见实施例1)。
用于炉料的起始材料是金属铀，块状的硅、铝、锆、锡和铬，石墨粉末状的碳，和板状的钛。氧以二氧化铀颗粒的形式引入。
按照实施例1所述的方法进行研究。
图5示出了熔炼后合金的显微结构。合金中的主要结构成分是U3Si、U(C、O)、U3Si2和U5Sn4。合金的液相线温度为1690℃。熔炼后，不进行向δ相的退火。
合金的其他参数在表中给出。
实施例9.通过电弧熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅2.7；
铝0.1；
碳0.15；
氧2.0；
锆2.0；
钛0.15；和
余量的铀
(参见实施例1)。
用于炉料的起始材料是金属铀，块状的硅、铝和锆，石墨粉末状的碳，板状的钛。氧以二氧化铀颗粒的形式引入。
按照实施例1所述的方法进行研究。
熔炼后，在CYD炉中在1×10-5mm Hg的真空中在850℃下进行10小时退火至δ相。
图6示出了熔炼后合金的显微结构。合金中的主要结构成分为U3Si、UO2，以及U3Si2和微量α-U。合金的液相线温度为1740℃。
退火后，微量α-U相转变为γ-U相。
合金的其他参数在表中给出。
实施例10.通过感应熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅2.0；
铝0.1；
碳0.15；
氧0.15；
氮0.15；
钼0.15；
铌2.0；
锆2.0；
钛2.0；
锡0.1；
铬2.0；和
余量的铀
(参见实施例2)。
用于炉料的起始材料是金属铀，块状的硅、铝、锆、锡和铬，石墨粉末状的碳，板状的钼、铌和钛。氧以二氧化铀颗粒的形式引入。氮被引入炉内气氛并被熔体吸收。
将金属排入模具时的熔体温度为1670℃。
按照实施例1所述的方法进行研究。
合金中的主要结构成分为U3Si、U(C、O、N、Si)和微量γ-U。合金的液相线温度为1590℃。
熔炼后，进行退火至δ相。退火后，合金结构中γ-U相的含量增加。
合金的其他参数在表中给出。
实施例11.通过感应熔炼制备一种合金，其包含(wt％)：
硅2.0；
铝0.3；
碳0.15；
氧0.15；
氮0.15；
钼5.0；
铌0.15；
锆0.15；
钛0.15；
锡2.0；
铬0.1；和
余量的铀
(参见实施例2)。
用于炉料的起始材料是金属铀，块状的硅、铝、锆、锡和铬，石墨粉末状的碳，板状的钼、铌和钛。氧以二氧化铀颗粒的形式和具有低熔点的氧化钼(MoO3)的形式引入。氮被引入炉内气氛并被熔体吸收。
将金属排入模具时的熔体温度为1640℃。
按照实施例1所述的方法进行研究。
合金中的主要结构成分是U3Si、U(C、O、N、Si)、γ-U、微量U5Sn4和U3Si2。合金的液相线温度为1560℃。
熔炼后，进行退火至δ相。退火后，U3Si2相在合金结构中消失。
合金的其他参数在表中给出。
下表示出了基于铀的合金(现有技术)与实施例1-11中要求保护的基于铀的掺杂合金的主要性质的对比
表
/>
因此，所要求保护的包含硅和铝并且具有由二硅化铀、陶瓷相、硅化铀和(或)金属间相的混合物组成的多相金属陶瓷结构的高密度铀基合金(变体)确保实现以下技术效果：提供具有高铀含量并且保持热力学稳定性、较高液相线温度和较高耐辐射性的合金。

Claims (6)

1.一种包含硅和铝的铀基合金U-Si-Al，其特征在于，所述铀基合金另外包含选自由碳、氧、氮组成的组的至少一种元素X，各组分的比例如下，wt％：
硅2.0-7.0；
铝0.1-2.0；
X是选自由以下组成的组的至少一种元素(wt％)：
碳0.15-2.0；
氧0.15-2.0；
氮0.15-1.0；和
余量的铀。
2.根据权利要求1所述的铀基合金，其特征在于，所述铀基合金通过熔炼获得。
3.根据权利要求1所述的铀基合金，其特征在于，所述铀基合金通过熔炼并进一步退火获得。
4.一种包含硅和铝的铀基合金U-Si-Al，其特征在于，所述铀基合金另外包含选自由碳、氧、氮组成的组的至少一种元素X，并且另外包含选自由钼、铌、锆、钛、锡、铬组成的组的至少一种金属Y，各组分的比例如下(wt％)：
硅2.0-7.0；
铝0.1-2.0；
其中X是选自以下组的至少一种元素(wt％)：
碳0.15-2.0；
氧0.15-2.0；
氮0.15-1.0，
其中Y是选自以下组的至少一种金属(wt％)：
钼0.15-5.0；
铌0.15-2.0；
锆0.15-2.0；
钛0.15-2.0；
锡0.1-2.0；
铬0.1-2.0；和
余量的铀。
5.根据权利要求4所述的铀基合金，其特征在于，所述铀基合金通过熔炼获得。
6.根据权利要求4所述的铀基合金，其特征在于，所述铀基合金通过熔炼并进一步退火获得。
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