KR102222185B1 - 엔지니어링된 sic-sic 복합체 및 모놀리식 sic 층상 구조체 - Google Patents

엔지니어링된 sic-sic 복합체 및 모놀리식 sic 층상 구조체 Download PDF

Info

Publication number
KR102222185B1
KR102222185B1 KR1020197006923A KR20197006923A KR102222185B1 KR 102222185 B1 KR102222185 B1 KR 102222185B1 KR 1020197006923 A KR1020197006923 A KR 1020197006923A KR 20197006923 A KR20197006923 A KR 20197006923A KR 102222185 B1 KR102222185 B1 KR 102222185B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
sic
composite
layer
monolithic
cladding
Prior art date
Application number
KR1020197006923A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20190051969A (ko
Inventor
크리스티안 피터 덱
지핑 장
크리스티나 백
조나단 데이비드 쉬더
Original Assignee
제너럴 아토믹스
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 제너럴 아토믹스 filed Critical 제너럴 아토믹스
Publication of KR20190051969A publication Critical patent/KR20190051969A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102222185B1 publication Critical patent/KR102222185B1/ko

Links

Images

Classifications

    • G—PHYSICS
    • G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
    • G21C—NUCLEAR REACTORS
    • G21C3/00—Reactor fuel elements and their assemblies; Selection of substances for use as reactor fuel elements
    • G21C3/02—Fuel elements
    • G21C3/04—Constructional details
    • G21C3/06—Casings; Jackets
    • G21C3/07—Casings; Jackets characterised by their material, e.g. alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B18/00—Layered products essentially comprising ceramics, e.g. refractory products
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/515—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics
    • C04B35/56—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides
    • C04B35/565—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on non-oxide ceramics based on carbides or oxycarbides based on silicon carbide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
    • C04B35/632—Organic additives
    • C04B35/634—Polymers
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/71—Ceramic products containing macroscopic reinforcing agents
    • C04B35/78—Ceramic products containing macroscopic reinforcing agents containing non-metallic materials
    • C04B35/80—Fibres, filaments, whiskers, platelets, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C16/00—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes
    • C23C16/22—Chemical coating by decomposition of gaseous compounds, without leaving reaction products of surface material in the coating, i.e. chemical vapour deposition [CVD] processes characterised by the deposition of inorganic material, other than metallic material
    • C23C16/30—Deposition of compounds, mixtures or solid solutions, e.g. borides, carbides, nitrides
    • C23C16/32—Carbides
    • C23C16/325—Silicon carbide
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28D—HEAT-EXCHANGE APPARATUS, NOT PROVIDED FOR IN ANOTHER SUBCLASS, IN WHICH THE HEAT-EXCHANGE MEDIA DO NOT COME INTO DIRECT CONTACT
    • F28D7/00—Heat-exchange apparatus having stationary tubular conduit assemblies for both heat-exchange media, the media being in contact with different sides of a conduit wall
    • F28D7/16—Heat-exchange apparatus having stationary tubular conduit assemblies for both heat-exchange media, the media being in contact with different sides of a conduit wall the conduits being arranged in parallel spaced relation
    • F28D7/163—Heat-exchange apparatus having stationary tubular conduit assemblies for both heat-exchange media, the media being in contact with different sides of a conduit wall the conduits being arranged in parallel spaced relation with conduit assemblies having a particular shape, e.g. square or annular; with assemblies of conduits having different geometrical features; with multiple groups of conduits connected in series or parallel and arranged inside common casing
    • F28D7/1653—Heat-exchange apparatus having stationary tubular conduit assemblies for both heat-exchange media, the media being in contact with different sides of a conduit wall the conduits being arranged in parallel spaced relation with conduit assemblies having a particular shape, e.g. square or annular; with assemblies of conduits having different geometrical features; with multiple groups of conduits connected in series or parallel and arranged inside common casing the conduit assemblies having a square or rectangular shape
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
    • F28F19/00—Preventing the formation of deposits or corrosion, e.g. by using filters or scrapers
    • F28F19/02—Preventing the formation of deposits or corrosion, e.g. by using filters or scrapers by using coatings, e.g. vitreous or enamel coatings
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
    • F28F21/00—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials
    • F28F21/04—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials of ceramic; of concrete; of natural stone
    • G—PHYSICS
    • G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
    • G21C—NUCLEAR REACTORS
    • G21C21/00—Apparatus or processes specially adapted to the manufacture of reactors or parts thereof
    • G21C21/02—Manufacture of fuel elements or breeder elements contained in non-active casings
    • G—PHYSICS
    • G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
    • G21C—NUCLEAR REACTORS
    • G21C3/00—Reactor fuel elements and their assemblies; Selection of substances for use as reactor fuel elements
    • G21C3/02—Fuel elements
    • G21C3/04—Constructional details
    • G21C3/16—Details of the construction within the casing
    • G21C3/20—Details of the construction within the casing with coating on fuel or on inside of casing; with non-active interlayer between casing and active material with multiple casings or multiple active layers
    • G—PHYSICS
    • G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
    • G21C—NUCLEAR REACTORS
    • G21C3/00—Reactor fuel elements and their assemblies; Selection of substances for use as reactor fuel elements
    • G21C3/42—Selection of substances for use as reactor fuel
    • G21C3/58—Solid reactor fuel Pellets made of fissile material
    • G21C3/62—Ceramic fuel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/52—Constituents or additives characterised by their shapes
    • C04B2235/5208—Fibers
    • C04B2235/5216—Inorganic
    • C04B2235/524—Non-oxidic, e.g. borides, carbides, silicides or nitrides
    • C04B2235/5244—Silicon carbide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/602—Making the green bodies or pre-forms by moulding
    • C04B2235/6028—Shaping around a core which is removed later
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/614—Gas infiltration of green bodies or pre-forms
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/616—Liquid infiltration of green bodies or pre-forms
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2237/00—Aspects relating to ceramic laminates or to joining of ceramic articles with other articles by heating
    • C04B2237/30—Composition of layers of ceramic laminates or of ceramic or metallic articles to be joined by heating, e.g. Si substrates
    • C04B2237/32—Ceramic
    • C04B2237/36—Non-oxidic
    • C04B2237/363—Carbon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2237/00—Aspects relating to ceramic laminates or to joining of ceramic articles with other articles by heating
    • C04B2237/30—Composition of layers of ceramic laminates or of ceramic or metallic articles to be joined by heating, e.g. Si substrates
    • C04B2237/32—Ceramic
    • C04B2237/36—Non-oxidic
    • C04B2237/365—Silicon carbide
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2237/00—Aspects relating to ceramic laminates or to joining of ceramic articles with other articles by heating
    • C04B2237/30—Composition of layers of ceramic laminates or of ceramic or metallic articles to be joined by heating, e.g. Si substrates
    • C04B2237/32—Ceramic
    • C04B2237/38—Fiber or whisker reinforced
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2237/00—Aspects relating to ceramic laminates or to joining of ceramic articles with other articles by heating
    • C04B2237/50—Processing aspects relating to ceramic laminates or to the joining of ceramic articles with other articles by heating
    • C04B2237/58—Forming a gradient in composition or in properties across the laminate or the joined articles
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2237/00—Aspects relating to ceramic laminates or to joining of ceramic articles with other articles by heating
    • C04B2237/50—Processing aspects relating to ceramic laminates or to the joining of ceramic articles with other articles by heating
    • C04B2237/76—Forming laminates or joined articles comprising at least one member in the form other than a sheet or disc, e.g. two tubes or a tube and a sheet or disc
    • C04B2237/765—Forming laminates or joined articles comprising at least one member in the form other than a sheet or disc, e.g. two tubes or a tube and a sheet or disc at least one member being a tube
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28D—HEAT-EXCHANGE APPARATUS, NOT PROVIDED FOR IN ANOTHER SUBCLASS, IN WHICH THE HEAT-EXCHANGE MEDIA DO NOT COME INTO DIRECT CONTACT
    • F28D21/00—Heat-exchange apparatus not covered by any of the groups F28D1/00 - F28D20/00
    • F28D2021/0019—Other heat exchangers for particular applications; Heat exchange systems not otherwise provided for
    • F28D2021/0054—Other heat exchangers for particular applications; Heat exchange systems not otherwise provided for for nuclear applications
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
    • F28F2255/00—Heat exchanger elements made of materials having special features or resulting from particular manufacturing processes
    • F28F2255/06—Heat exchanger elements made of materials having special features or resulting from particular manufacturing processes composite, e.g. polymers with fillers or fibres
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
    • F28F9/00—Casings; Header boxes; Auxiliary supports for elements; Auxiliary members within casings
    • F28F9/007—Auxiliary supports for elements
    • F28F9/013—Auxiliary supports for elements for tubes or tube-assemblies
    • G—PHYSICS
    • G21—NUCLEAR PHYSICS; NUCLEAR ENGINEERING
    • G21C—NUCLEAR REACTORS
    • G21C3/00—Reactor fuel elements and their assemblies; Selection of substances for use as reactor fuel elements
    • G21C3/30—Assemblies of a number of fuel elements in the form of a rigid unit
    • G21C3/32—Bundles of parallel pin-, rod-, or tube-shaped fuel elements
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
    • Y02E30/30—Nuclear fission reactors

Abstract

원자로 환경 및 고온 및/또는 고부식성 환경을 견딜 수 있는 물질을 필요로 하는 다른 용도들에 사용하기에 적합한 세라믹 매트릭스 복합재를 위한 시스템, 구조물, 장치 및 제작 방법이 개시된다. 한 관점에서, 세라믹 복합재 구조물이 제공된다. 이 구조물은 외피 및 이 외피 내부에 중공 공간을 포함하는 챔버를 포함한다. 외피는 제1 복합재 구조를 포함하는 내부 복합재 층, 이 내부 복합재 층의 외부에 위치하고 제1 복합재 구조와 다른 제2 복합재 구조를 포함하는 중간 복합재 층, 및 이 중간 복합재 층의 외부에 위치하고 공간적으로 균일한 물질 성질을 가진 외부 모놀리식 층을 포함한다.

Description

엔지니어링된 SIC-SIC 복합체 및 모놀리식 SIC 층상 구조체
관련 출원에 대한 상호 참조
본 특허 문서는 2016년 8월 8월자로 출원된 "ENGINEERED SIC-SIC COMPOSITE AND MONOLITHIC SIC LAYERED STRUCTURES FOR NUCLEAR FUEL CLADDING"이라는 명칭의 미국 특허 가출원 번호 62/372,239의 이익과 우선권을 주장한다. 전술한 특허 출원의 전체 내용은 본 문서의 개시내용의 일부로서 참고 인용된다.
본 특허 문서는 원자로에 사용되는 핵 연료 물질을 보유하기 위한 케이싱(casing), 하우징(housing) 또는 클래딩(cladding) 구조물과 관련되거나, 또는 열교환기, 또는 노즈콘(nosecone) 또는 노즐과 관련되거나, 또는 유동 채널 인서트(flow channel insert)와 관련된 시스템, 구조물, 장치 및 제작 공정에 관한 것이다.
많은 원자로는 전력을 생산하는 연료로서 핵분열 물질을 사용한다. 연료는 보통 높은 작업 온도와 강한 중성자 방사 환경을 견딜 수 있는 강건한 물리적 형태(예, 연료봉)에 보유된다. 연료 구조물은 원자로 코어 내에서 그 형태와 완전성을 일정 기간(예, 수년) 동안 유지하여 원자로 냉각재로 핵분열 생성물의 누설을 방지해야 한다. 열교환기, 노즐, 노즈콘, 유동 채널 인서트 또는 관련 구성부재와 같은 다른 구조물도 역시 고온 성능, 내부식성 및 높은 치수 정확성이 중요한 특정한 비평면 기하학적 구조를 필요로 한다.
본 특허 문서는 원자로 환경 및 고온 및/또는 높은 부식 환경을 견딜 수 있는 재료를 필요로 하는 다른 이용분야에 사용하기에 적합한 세라믹 매트릭스 복합재를 위한 시스템, 구조물, 장치 및 제작 방법에 관한 것이다.
하나의 예시 관점으로, 세라믹 복합재 구조물이 제공된다. 이 구조물은 외피 및 이 외피 내부의 중공 공간을 포함하는 챔버를 포함한다. 이 외피는 제1 복합재 구조를 포함하는 내부 복합재 층, 이 내부 복합재 층의 외측에 위치하고 상기 제1 복합재 구조와 다른 제2 복합재 구조를 포함하는 중간 복합재 층, 및 공간적으로 물질의 균일성이 있고 상기 중간 복합재 층의 외측에 위치한 외부 모놀리식(monolithic) 층을 포함한다.
몇몇 양태들에서, 상기 구조물은 추가로 내부 복합재 층과 중간 복합재 층 사이에 위치한, 각각 다른 복합재 구조를 가진 하나 이상의 복합재 층을 포함한다. 몇몇 구현예에서, 상기 구조물은 또한 중간 복합재 층과 외부 모놀리식 층 사이에 위치한 하나 이상의 모놀리식 층들도 포함한다. 몇몇 양태들에서, 상기 외부 모놀리식 층과 하나 이상의 모놀리식 층 사이 및 상기 각각 하나 이상의 모놀리식 층 사이에는 균열 전파를 방지하기 위한 다수의 박층이 침착될 수 있다. 다수의 박층은 연성 물질을 포함할 수 있다. 예를 들어, 다수의 박층은 열분해 탄소 또는 금속을 포함할 수 있다.
몇몇 양태들에서, 제1 복합재 구조는 강화 탄화규소(SiC) 복합재를 포함한다. 강화 SiC 복합재는 꼰(braided) SiC 섬유 복합재, 권선형(wound) SiC 섬유 복합재 또는 소규모(small-scale) 첨가제 복합재를 포함할 수 있다. 소규모 첨가제 복합재 중의 첨가제는 SiC 휘스커, 분말 또는 섬유를 나노규모로 포함할 수 있다. 몇몇 구현예에서, 꼰 섬유 복합재의 섬유들 간의 각도는 35 내지 75도 범위이다.
몇몇 양태들에서, 제2 복합재 구조는 강화 탄화규소(SiC) 복합재를 포함한다. 강화 SiC 복합재는 꼰 SiC 섬유 복합재, 권선형 SiC 섬유 복합재 또는 소규모 SiC 첨가제 복합재를 포함할 수 있다. 몇몇 양태들에서, 소규모 첨가제 복합재 중의 첨가제는 SiC 휘스커, 분말 또는 섬유를 나노규모로 포함한다. 몇몇 구현예에서, 꼰 섬유 복합재의 섬유들 간의 각도는 35 내지 75도 범위이다.
외부 모놀리식 층은 치밀한 β-SiC 물질을 포함할 수 있다. 몇몇 양태들에서, 구조물은 추가로 외부 모놀리식 층의 외측에 위치한 장벽(barrier) 코팅 층을 포함할 수 있다. 장벽 층은 금속 또는 세라믹을 포함할 수 있다.
몇몇 양태들에서, 내부 복합재 층 및 중간 복합재 층의 두께는 전체 두께의 50%를 초과한다. 몇몇 구현예들에서, 내부 복합재 층 및 중간 복합재 층의 두께는 전체 두께의 70%를 초과한다.
몇몇 양태들에서, 내부 복합재 층은 평활한 내면을 포함한다. 몇몇 구현예에서 외부 모놀리식 층은 원자로의 작동 응력(stress)과 같은 작동 응력이 가해질 때 내부 및 중간 복합재 층에 대해 압축을 유지하도록 구성된다. 외피는 핵연료 물질을 보유하기 위한 핵연료 클래딩, 열교환기의 일부, 노즐의 일부, 노즈콘, 덮개(shroud), 연소기 라이너, 또는 유동 채널 인서트의 제조를 위해 구성된다.
다른 예시적 관점에서, 세라믹 복합재 제조에 사용하기에 적합한 프리폼(preform)을 제작하는 방법이 제공된다. 이 방법은 섬유를 지지체 구조 위에 배치하여 섬유 프리폼의 제1 층을 형성시키는 단계, 이 섬유 프리폼의 제1 층에 다수의 첨가제, 열가소성 중합체를 포함하는 하나 이상의 결합제 및 하나 이상의 용매를 포함하는 슬러리를 적용하는 단계; 및 슬러리가 고화하여 섬유 프리폼의 제1 층과 결합한 후 지지체 구조를 제거하여 슬러리와 섬유 프리폼의 제1 층이 일괄적으로 프리폼을 형성하는 단계를 포함한다.
몇몇 양태에서, 섬유는 지지체 구조의 외측면에 배치된다. 또한, 섬유는 지지체 구조의 내측면에 배치될 수도 있다. 몇몇 양태들에서, 슬러리의 적용은 섬유 내에 슬러리를 함침시키는 것을 포함한다. 또한, 슬러리의 적용은 섬유에 슬러리를 브러싱, 분무, 진공 성형 또는 가온 압착하는 것을 포함할 수 있다. 지지체 구조의 제거는 프리폼으로부터 지지체 구조의 슬라이딩, 푸싱, 또는 용융을 포함할 수 있다.
몇몇 양태들에서, 상기 방법은 추가로 프리폼을 화학 증착(CVD) 코팅 공정 또는 화학적 증기 침윤(CVI) 공정에 두고, 이 CVD 또는 CVI 코팅 공정으로 치밀화 온도에서 프리폼을 치밀화시키는 단계를 포함한다. 몇몇 양태들에서, 하나 이상의 결합제는 선택된 각 결합제가 치밀화 온도 이하의 온도에서 퇴화하도록 선택한다. 예컨대, 하나 이상의 결합제는 폴리프로필렌 카보네이트 중합체를 포함한다. 몇몇 양태들에서, 하나 이상의 결합제는 실온에서 고체이다. 하나 이상의 결합제는 하나 이상의 용매에 용해성일 수 있다. 하나 이상의 용매는 아세톤, 메틸 에틸 케톤 또는 에탄올을 포함할 수 있다. 몇몇 양태들에서, 다수의 첨가제는 분말, 휘스커, 섬유, 과립 또는 이의 임의의 조합을 포함한다. 몇몇 구현예에서, 다수의 첨가제의 크기는 1mm보다 작다.
몇몇 양태들에서, 섬유 프리폼의 제1 층과 슬러리에 의해 형성된 프리폼은 튜브형 기하구조이다. 예컨대, 섬유의 배치는 섬유를 튜브로 꼬는 것을 포함한다. 몇몇 양태들에서, 섬유 프리폼의 제1 층과 슬러리에 의해 형성된 프리폼은 비 튜브형 기하구조이다. 예컨대, 섬유의 배치는 섬유를 평면 시트로 직조하는 것을 포함한다. 몇몇 양태들에서, 섬유의 배치는 섬유를 후프 또는 축 배향으로 배치하거나 성형하는 것을 포함한다.
몇몇 양태들에서, 지지체 구조는 낮은 표면 마찰을 나타내는 것으로 구성된다. 예를 들어, 지지체 구조는 흑연, 이황화 몰리브덴(MoS2), 폴리테트라플루오로에틸렌(PTFE) 또는 질화붕소(BN)를 포함할 수 있다. 몇몇 양태들에서, 지지체 구조는 용융 온도가 하나 이상의 결합제들 중 한 결합제의 번아웃(burnout) 온도보다 낮은 것으로 구성한다. 예를 들어, 지지체 구조는 왁스 또는 열가소성 물질을 포함한다.
몇몇 양태들에서, 상기 방법은 지지체 구조를 제거하는 것에 이어서, 추가로 지지체 구조를 이용하여 다른 프리폼을 제작하는 것을 포함한다. 몇몇 구현예들에서, 프리폼의 성형은 섬유 프리폼의 제1 층의 상단에 섬유를 배치하여 섬유 프리폼의 제1 층의 제1 복합재 구조와 다른 제2 복합재 구조를 가진 섬유 프리폼의 제2 층을 형성하도록 하는 단계; 및 섬유 프리폼의 제2 층의 상단에 외부 모놀리식 층을 형성시키는 단계를 포함한다.
몇몇 양태들에서, 상기 방법은 제1 층과 제2 층 사이에 다른 복합재 구조를 가진 섬유 프리폼의 하나 이상의 층을 형성시키는 것을 포함한다. 몇몇 구현예들에서, 상기 방법은 또한 섬유 프리폼의 제2 층과 외부 모놀리식 층 사이에 하나 이상의 모놀리식 층을 형성시키는 것을 포함한다. 또한, 상기 방법은 외부 모놀리식 층과 하나 이상의 모놀리식 층 사이 및 각각 하나 이상의 모놀리식 층 사이에 균열 전파를 억제하기 위한 다수의 박층을 침착시키는 것을 포함할 수도 있다.
몇몇 양태들에서, 제1 복합재 구조는 강화 SiC 복합재를 포함한다. 섬유 프리폼의 제1 층을 형성하는 것은 섬유 토우(tow)의 수 및 지지체 구조의 축에 대한 각도를 변경시켜 섬유의 섬유 배향을 조정하는 것을 포함할 수 있다.
몇몇 양태들에서, 제2 복합재 구조는 강화 탄화규소(SiC) 복합재를 포함한다. 섬유 프리폼의 제2 층을 형성하는 것은 섬유 토우(tow)의 수 및 지지체 구조의 축에 대한 각도를 변경시켜 섬유 배향을 조정하는 것을 포함할 수 있다. 몇몇 구현예에서, 이 방법은 또한 외부 모놀리식 층의 상단에 장벽 코팅 층을 형성시키는 것도 포함한다.
몇몇 양태들에서, 이 방법은 또한 적어도 프리폼의 일부를 사용하여 핵 연료 물질을 보유하기 위한 핵 연료 클래딩, 열교환기의 일부, 노즐의 일부, 노즈콘, 덮개(shroud), 연소기 라이너, 또는 유동 채널 인서트를 제작하는 것도 포함한다.
상기 관점들 및 다른 관점들과 구현예들은 이하 도면, 상세한 설명 및 청구범위에서 더 상세하게 설명된다.
도 1A는 예시적인 핵 연료 어셈블리를 나타낸다.
도 1B는 예시적인 열 교환기를 나타낸다.
도 2A는 SiC-SiC 복합재 LWR 클래딩을 위한 온도 프로필의 일 예를 나타낸다.
도 2B는 SiC-SiC 복합재 클래딩의 클래딩 응력에 대한 다른 기여인자들의 프로필의 일 예를 나타낸다.
도 3은 LWR 클래딩 개념의 횡단면의 일 예를 나타낸다.
도 4는 내부 권선형 복합재 층, 중간 꼰 복합재 층 및 외부 모놀리식 층을 함유하는 클래딩 횡단면의 일 예를 나타낸다.
도 5는 다수의 내부 꼰 복합재 층과 외부 모놀리식 층을 함유하는 클래딩 횡단면의 일 예를 나타낸다.
도 6은 권선형 복합재 내부 층, 꼰 복합재 중심 층, 및 연성 층들에 의해 분리된 몇몇 모놀리식 박층들로 구성된 외부 모놀리식 층을 가진 클래딩의 일 예를 나타낸다.
도 7은 내부 소규모 첨가제 복합재 층, 중심 꼰 복합재 층, 후속 소규모 첨가 복합재 층 및 환경 장벽 코팅 층(EBC)을 갖는 외부 모놀리식 층을 가진 클래딩의 개략도를 나타낸다.
도 8은 내부 권선형 복합재 층과 후속적인 꼰 복합재 층으로 제작된 클래딩 튜브의 X선 단층촬영술에 의한 재구성의 예를 나타낸다.
도 9A는 얇은 소규모 첨가제 복합재 내층과 후속적인 꼰 복합재 층 및 층들을 가진 클래딩 튜브의 예를 나타낸다.
도 9B는 기계적 시험 후 수득한 복합재 파괴 표면의 주사전자현미경사진을 나타낸다.
도 10A는 꼰 SiC-SiC 복합재 위에 침착된 치밀한 모놀리식 β-SiC의 일 예를 나타낸다.
도 10B는 제직형 SiC-SiC 복합재 위에 침착된 치밀한 모놀리식 β-SiC의 일 예를 나타낸다.
도 11A는 클래딩의 복합재 층의 외측에 있는 연속적인 모놀리식 층들 사이에 침착된 얇은 연성 층들의 일 예를 나타낸다.
도 11B는 클래딩의 복합재 층의 외측에 있는 연속적인 모놀리식 층들 사이에 침착된 약간 더 두꺼운 연성 층들의 일 예를 나타낸다.
도 12는 2개의 외부 모놀리식 층들이 꼰 복합재 층의 상단에 침착되고 얇은 소규모 첨가제 복합재 층에 의해 분리되어 있는 클래딩 구조의 일 예를 나타낸다.
도 13은 SiC-SiC 튜브 표본들의 투과율 측정을 위한 시험 구성의 일 예를 나타낸다.
도 14A는 제작된 약 0.9m 길이의 SiC-SiC 튜브의 예를 나타낸다.
도 14B는 외부 모놀리식 SiC 코팅을 가진 튜브 구조물의 횡단면의 일 예를 나타낸다.
도 14C는 내부 모놀리식 SiC 층을 가진 튜브 구조물의 횡단면의 일 예를 나타낸다.
도 15A는 2가지 다른 섬유 프리폼을 C 링(ring) 시험으로 측정했을 때 대표적인 후프 응력 vs. 변위의 일 예를 나타낸다.
도 15B는 2가지 다른 섬유 프리폼을 일축 인장 시험으로 측정했을 때 대표적인 축 응력 vs. 변형률의 일 예를 나타낸다.
도 15C는 단지 소규모 첨가제로 강화된 SiC-SiC 복합재의 대표적인 응력 변위 곡선을 나타낸다.
도 16은 2가지 다른 표본 배향의 미보정 데이터를 기하학적 보정계수가 적용된 후의 데이터와 비교한, 대표적인 제작된 자체의 SiC-SiC 튜브 표본의 열확산성 결과의 일 예를 나타낸다.
도 17은 증가적으로 적용된 내압의 함수로서 외부 모놀리식을 가진 SiC-SiC 튜브를 통해 측정된 헬륨 누설률의 예를 나타낸다.
도 18은 제작된 자체, 열순환된, 및 열순환 및 내부적으로 가압된 튜브/말단플러그에 대해 측정된 정상 상태 헬륨 누설률의 예를 나타낸다.
도 19A는 꼰 구조물의 고유 조도(roughness)가 분명한, 침윤 전의 대표적인 꼰 섬유 구조물의 사진을 나타낸다.
도 19B는 소규모 첨가제 복합재 코팅을 가진 SiC-SiC 튜브 외벽 표면의 광학 이미지의 예이며, 벽 두께는 약 0.75mm이다.
도 19C는 소규모 첨가제 복합재 코팅을 가진 SiC-SiC 튜브 내벽 표면의 광학 이미지의 예이며, 벽 두께는 약 0.75mm이다.
도 19D는 소규모 첨가제를 사용하여 제조한 SiC-SiC 복합재 및 꼰 강화 연속 섬유를 사용하여 제조한 SiC-SiC 복합재에 대한 대표적인 표면 프로필의 예를 나타낸다. 높이 프로필 데이터는 프로필로미터 측정법을 사용하여 수득했다.
도 20은 동일한 제작 시도를 사용하여 제작한 9개 튜브 세트에 대하여 수직 높이 게이지를 사용하여 수득한 직진도 측정의 예를 나타낸다.
도 21은 튜브 길이를 따른 축 거리의 함수로서 SiC 오버코트 두께 및 오버코트 두께의 변동(이 오버코트 두께로 표준화됨) 및 다공도 분율의 예를 나타낸다.
도 22A는 내부 모놀리식 물질 및 이에 대응하는 복합재만에 대한 C 링 시험으로 측정했을 때 대표적인 후프 응력 vs 변위의 예를 나타낸다.
도 22B는 외부 모놀리식 물질 및 대응하는 복합재만에 대한 C 링 시험으로 측정했을 때 대표적인 후프 응력 vs 변위의 예를 나타낸다.
도 23A는 내부 모놀리식 물질에 대해 팽창성 플러그 시험으로 측정 시, 대표적인 후프 응력 vs 변형률의 예를 나타낸다.
도 23B는 외부 모놀리식 물질에 대해 팽창성 플러그 시험으로 측정 시 대표적인 후프 응력 vs 변형률의 예를 나타낸다.
도 24는 대리 굽은 납 샘플의 레이저 섬광 측정에서 최대 온도의 절반에 도달하는데 필요한 실험적으로 측정된 시간의 예를, 이러한 결과로부터 수득한 기하학적 보정계수와 함께 나타낸 것이다.
도 25A는 볼륨(volume) 정렬을 돕기 위한 참조 특징의 예를 나타낸다.
도 25B는 각각 약 25cm 길이의 개별적으로 스캔된 볼륨의 예를 나타낸다.
도 25C는 전체 0.9m 길이의 SiC-SiC 튜브의 완전 재구성되고 봉합된 볼륨의 예를 나타낸다.
도 26A는 외부(청색) 및 내부(적색) 진원도 계산에 기여하는 표면 조도의 예를 나타낸다.
도 26B는 0.9mm SiC-SiC 튜브의 길이를 따라 측정된 외부 반경 및 외측면 진원도 값의 예를 전형적인 제작된 복합재 자체의 표면 조도 값과 함께 나타낸 것이다.
도 26C는 동일하게 측정된 진원도 값에 난형도가 기여할 수 있는 방식을 보여주는 개략도의 예이다.
도 26D는 동일하게 측정된 진원도 값에 조도가 기여할 수 있는 방식을 보여주는 개략도의 예이다.
도 27은 핵 연료 클래딩 제조에 사용하기에 적합한 복합재 섬유 프리폼의 형성에 사용되는 지지체 구조 및 섬유의 예시적인 계획도를 나타낸다.
도 28은 지지체 구조 주위에 래핑된 복합재 섬유와 지지체 구조의 예시적인 계획도를 나타낸다.
도 29A는 섬유 래핑된 지지체 구조 위에 슬러리를 브러싱하는 예시적인 계획도를 나타낸다.
도 29B는 슬러리 배쓰에 의해 섬유 래핑된 지지체 구조 위에 슬러리를 적용하는 예시적인 계획도를 나타낸다.
도 30은 슬러리 코팅이 적용되기 전과 후에 섬유 래핑된 지지체 구조의 예시적인 계획도를 나타낸다.
도 31은 지지체 구조가 제거된 슬러리 함침된 섬유 튜브의 예시적인 계획도를 나타낸다.
도 32A는 프리폼으로부터 슬라이딩되는 지지체 구조의 예를 나타낸다.
도 32B는 프리폼으로부터 분리된 지지된 구조의 예를 나타낸다.
도 33은 항공우주 분야에 사용하기에 적합한 복합재 섬유 프리폼의 형성에 사용되는 지지체 구조와 섬유의 예시적인 계획도를 나타낸다.
도 34는 지지체 구조 주위에 복합재 섬유가 래핑되어 있는 지지체 구조의 예시적인 계획도를 나타낸다.
도 35는 섬유 래핑된 지지체 구조에 슬러리를 브러싱하는 예시적인 계획도를 나타낸다.
도 36은 원자로의 핵 연료 클래딩 제조에 사용하기에 적합한 프리폼을 제작하는 방법의 예시적인 흐름도이다.
원자로에 사용된 핵 연료 물질은 보통 높은 작업 온도와 강한 중성자 방사 환경을 견딜 수 있는 연료봉에 보유된다. 연료 구조는 반응기 코어 내에서 장시간 동안 그 형태와 완전성을 유지하여 원자로의 반응기 냉각재 내로 핵분열 생성물의 누설을 방지해야 한다. 도 1A는 원자로에 사용된 연료봉(101) 다발로 형성된 핵 연료봉 어셈블리(100)의 예를 나타낸다. 각 봉은 우라늄 함유 펠릿과 같은 핵연료 펠릿(103)을 함유하는 중공 내부를 갖고 있고, 이 어셈블리에서 봉의 유지를 위해 이격 격자(spacer grid)가 사용된다. 원자로는 작동 시 많은 핵 연료봉 어셈블리를 보유하도록 설계되어 있다. 몇몇 연료봉은 지르코늄 클래딩을 사용하지만, 본 문서에서 연료봉은 성능이 향상된 SiC 세라믹 매트릭스 복합재(CMC)를 사용한다.
탄화규소(SiC)는 핵분열 및 융합 이용분야 모두에 사용될 수 있고, 최근 경수로용 사고 내성 연료 클래딩을 위한 후보 물질로 생각되고 있다. 고순도의 결정형 SiC는 일반적인 경수로(LWR) 연료 수명 동안 수회의 노출을 나타내는 40 dpa 이상에 대한 최소의 팽윤 및 강도 변화만을 나타내는 중성자 조사 하에 안정한 물질이다. 또한, SiC는 고온에서 기계적 성질을 유지하고 Zircaloy에 비해 증기와 천천히 반응하여 냉각재 상실(LOCA) 및 다른 잠재적 사고 상태에서 수냉각 원자로에 향상된 안전성을 제공한다. 하지만, 다양한 모놀리식 SiC 물질은 단독적으로 낮은 파괴 인성을 나타내는 경향이 있고, 이러한 물질은 연료 함유가 필수적이고 냉각가능한 기하구조가 특히 일시적 또는 비정상 상태 하에서 유지되어야 하는 핵 클래딩 이용분야에는 부적합하다. 엔지니어드 복합재 구조는 SiC 매트릭스를 강화하여 SiC-SiC 복합재를 형성시킨 강한 탄화규소 섬유를 사용하여, 이러한 모놀리식 SiC 물질의 취성 거동을 해결하는데 사용될 수 있다. 모놀리식 SiC에 비해, 이들 복합재는 향상된 파괴 인성, 거짓 연성을 제공하고, 더욱 적절한 파손 공정을 겪는다. 고순도 방사선 내성 탄화규소 복합재는 일반적으로 화학적 증기 침윤(CVI)에 의해 제작된다. CVI는 핵 이용분야에 필수적인 순도를 제공하지만, 다공도를 매우 낮은 수준(<5%)으로 달성하기 위해 도전중이다. 결과적으로, 이 복합재는 단독으로 연료 클래딩 내에 핵분열 기체를 담기에는 충분치 않을 수 있다. 궁극적으로, 치밀한 모놀리식 SiC가 불투과성 핵분열 기체 장벽으로서 작용하고 향상된 내부식성을 제공하는, 강인한 SiC-SiC 복합재를 모놀리식 SiC 층과 조합시키기에 최적화된 SiC 기반의 클래딩 구조는 완전하게 SiC 기반의 사고 내성의 연료 클래딩 디자인을 달성하는데 가장 촉망되는 디자인이다.
다양한 원자로 이용분야에서, 핵 반응에 의해 유발된 고온에서 바람직한 강도 또는 인성을 제공하는 것 외에, SiC 기반의 연료 클래딩은 다양한 재료 성질 요건 및 성능 요건을 만족시키고, 방사선 조사 하에서 안정성을 나타내고, 지르칼로이와 같은 다른 핵 클래딩 재료에 비해 감소된 산화를 나타내는 것이 바람직하다. 이러한 요건들은 주로 Zircaloy 튜브 대비 탄화규소 구조물의 성질간의 차이, 및 이러한 차이들이 성능에 미치는 결과적인 연루성에 의해 유도된다. 구체적으로, SiC 기반의 클래딩의 성질은 사용된 프로세싱 경로, 특히 임의의 섬유 강화 복합재 층에 대한 프로세싱 경로에 매우 의존적이다. 또한, SiC-SiC 복합재는 취성 파손보다는 거짓 연성 파괴를 겪지만, 이 과정 동안 기밀성의 상실을 초래할 수 있는 광범위한 미세균열이 일어난다. 이러한 미세균열은 Zircaloy 클래딩이 아직 임의의 소성 변형을 나타내지는 않을 변형률 수준인 0.1% 범위의 변형률에서 일어난다. 따라서, SiC 기반의 클래딩 디자인의 특성화 및 세심한 개발에 대한 주의는 미세균열을 경감시키고 기밀성을 보장하는데 필요한 것이다. 또 다른 고려사항은 탄화규소가 Zircaloy보다 낮은 방사선 조사된 열전도도를 나타내지만, Zircaloy 처럼 LWR 작업 온도에서 방사선 조사 유도된 크리프(creep)를 일으키지 않는다는 장점이 있어, 펠릿-클래딩 기계적 상호작용 및 관련된 응력을 지연시킬 것이다.
따라서, 제어가능한 클래딩 튜브 원형도, 조도 및 진직도(straightness)의 달성은 클래딩을 통한 예측가능한 열전달에 매우 중요하다. SiC 기반의 클래딩의 더 낮은 열전도도는 주어진 선형 열속도에서 클래딩을 통한 더 높은 온도 구배를 초래한다. 이러한 온도 구배는 열팽창 및 방사선 조사 유도된 온도 의존적 팽윤으로 인한 현저한 응력을 초래할 수 있다. 이러한 응력(및 이에 대응하는 파손 가능성)는 클래딩 벽 두께를 감소시켜 줄일 수 있고, 결과적으로 온도 구배가 저하된다. 또한, 클래딩 구조(복합재와 모놀리식 SiC 층의 조합)는 사고 시나리오뿐만 아니라 정상 작동 상태 중에도 클래딩 두께를 통한 응력 분포에 현저하게 영향을 미칠 수 있다. 세심한 디자인으로 인해, 클래딩 구조 내의 중요한 층들에 대한 응력은 감소될 수 있다. 하지만, 긴 연료 클래딩 튜브에 대한 벽 두께의 감소 및 특수 디자인된 튜브 구조의 생산 둘 모두와 관련된 제작 및 취급의 문제가 있다.
경수로 반응기에서 SiC 기반의 사고 내성의 클래딩 튜브의 구현은 최적화된 구조의 디자인 및 일관된 규모가변적 제작 방법의 개발을 필요로 할 뿐만 아니라, 생산되는 재료의 철저한 이해 및 특성화도 필요로 할 것이다. 다른 성능 측정기준 중에서, 기계적 및 열적 성질은 측정되어야 하고 투과율도 평가되어야 한다. 시험 기준의 제한적 수집물은 위원회(ASTM C28.07 세라믹 매트릭스 복합재 서브그룹)의 승인을 받았고, 추가 특성화 기구의 개발이 필요하다.
더욱이, 이러한 사고 내성의 SiC 복합재 구조는 열교환기와 같은 다양한 고온 이용분야들에도 사용되어 알루미늄 재순환, 합성가스 생산 또는 가스화 복합 발전 플랜트 유래의 고온 폐열을 복원할 수 있다. 도 1B는 열교환기의 예이다. 고온 융화성 및 내부식성인 SiC 복합재의 사용은 원유가 나프텐산, 황, 이산화탄소 및 황화수소로 종종 오염될 때 상승하는 부식 문제를 해결하기에 효과적인 방법이다.
항공우주 분야에도 역시 SiC 복합재의 고온 강도에 이상적으로 부합하는 매우 다양한 이용분야가 있다: 노즈콘, 덮개, 에어호일, 터빈 블레이드 및 다른 제트 엔진 구성부재. 모든 경우마다, 섬유 프리폼의 기하구조는 정밀 정형의 세라믹 매트릭스 복합재 구성부재를 생산하기 위한 제작 공정 동안 유지되어야 한다.
본 특허 문서는 고온 및/또는 고 부식 환경에서의 작업을 필요로 하는 핵연료 클래딩뿐만 아니라 다른 비핵 용도들로서 사용하기에 적합한 층상 세라믹 복합재 구조물의 예를 기술한다. 개시된 기술을 사용하여 제작한 모든 세라믹 클래딩은 기존의 지르코늄 합금 기반의 수냉각 원자로 연료 클래딩에 비해 유의적인 이점과 안전성의 향상을 제공한다. 적절하게 엔지니어되었을 때, 모든 세라믹 클래딩 디자인은 향상된 성능을 제공할 수 있어, 전력 밀도를 증가시키고 핵연료 번아웃을 더 높이고 연료 수명을 더 연장시킨다. 또한, 사고 또는 냉각재 상실 상태 중에 만날 수 있는 승온에서 금속 클래딩의 강도는 유의적으로 감소한다. 감소된 강도는 스리마일섬 및 후쿠시마 사고에서 볼 수 있었듯이 클래딩의 파손 및 핵분열 가스 또는 연료의 방출을 초래할 수 있다. 모든 세라믹 연료 클래딩 및 특히 SiC 기반의 클래딩은 지르코늄 합금 또는 다른 금속 클래딩 재료보다 훨씬 높은 온도에 대하여 강도를 유지한다. 또한, 우수한 고온 기계적 성능은 연료 수명 동안 저하된 클래딩 크리프를 초래하여, 바람직하지 않은 연료 클래딩 기계적 상호작용의 개시를 지연시킨다. 사고 상태 중에도 수냉각재는 기화하여 과열 증기를 형성할 가능성이 있다. 고온에서, 이러한 증기는 지르코늄 합금 클래딩과 발열 반응하여, 추가 열원을 창출할 수 있고, 이 반응 역시 물 또는 증기로부터 수소 가스를 방출시킬 수도 있다. 이 수소는 축적하여 인화성 농도에 도달할 수 있고, 후쿠시마 재난에서 봤듯이 폭발을 초래할 수 있다. 고온 증기 또는 물과의 화학 반응을 통한 수소 가스의 방출은 지르코늄 합금에 비해 SiC와 같은 세라믹에 의해 크게 감소한다. 또한, 더 연성의 금속 클래딩 재료는 세라믹 클래딩에 비해 냉각재 유량에 의한 부식에 더 민감하다.
또한, 본 특허 문서는 이러한 SiC 기반 구조물의 특성화에 대한 보고를 포함한다. 이 구조물은 전체 복합재 튜브뿐만 아니라 외측면에 모놀리식 층을 함유하는 튜브를 포함하고, 제작된 자체 상태에서 또는 추가 프로세싱 단계가 수행된 후에도 평가되었다. 기계적, 열적, 치수적 측정과 투과율 측정이 이루어졌고, 다른 특성화 방법의 유용성이 평가되었다.
다양한 SiC/SiC 복합재 구조물은 제작 중의 치밀화 공정 전에는 유연성인 경향이 있다. 도 1A의 예에서 예시된 것과 같은 매우 긴 박막형 튜브일 수 있는 중공 복합재 클래딩 바디를 제조하기 위해, 복합재 섬유의 형태를 한정하고 유지하는 지지체 구조가 사용된다.
SiC 매트릭스의 화학적 증착(CVD) 또는 화학적 증기 침윤(CVI)의 조건은 매우 가혹하다; 고온 및 부식 환경이 보통 수반된다. 따라서, 맨드렐(mandrel)로서 사용하기에 적합한 재료는 거의 없다. 흑연은 이러한 가혹한 조건을 견딜 수 있어서 맨드렐 재료로 사용될 수 있다. 승온에서 흑연의 훨씬 높은 산화 속도는 복합재에 손상 없이 SiC 복합재로부터 흑연 맨드렐을 제거할 수 있게 한다. 흑연 맨드렐에 관한 특정 실시예들의 세부사항은 1992년 7월 20일자로 출원되고 전문이 본 특허 문서에 참고 인용된 미국 특허 5,282,734에 상세히 기술되어 있다. 하지만, 맨드렐 제거 단계는 보통 SiC CMC가 흑연과 기계적으로 상호연결될 수 있기 때문에 흑연 재료의 연소 또는 기계가공 제거를 수반한다. 이 제거 단계는 시간 소모적이고 CMC에 SiC 섬유를 코팅하는 섬유 계면 코팅의 산화 위험을 도입시키며, 유익한 복합재 거동을 유지하는데 중대하다. 또한, 흑연 맨드렐은 CVI/CVD 코팅 공정 동안 흑연 맨드렐이 존재해야 하기 때문에 섬유 계면 코팅을 위한 표면적을 외경 표면으로 제한한다. 더욱이, 흑연 맨드렐의 제거는 보통 흑연 재료를 손상시키고 맨드렐의 1회 사용을 초래하여, 흑연 맨드렐의 사용은 매우 고가가 될 수 있다.
또한, 본 특허 문서는 SiC 복합재 구조물을 매트릭스 프로세싱 동안 흑연 맨드렐 없이 복잡한 형태로 제작하는 기술 및 방법을 설명한다.
디자인 예
구체예로서, SiC 기반의 복합재 튜브는 일괄적으로 이 튜브 내에 핵물질 연료를 보유하기 위한 튜브를 형성하는, 치밀한 β-SiC 층 및 강화 SiC 복합재 층을 포함할 수 있다. 이 예에서, 치밀한 β-SiC는 기체 탈출 및 핵분열 생성물에 대한 불투과성 장벽으로서 작용하고 SiC-SiC 복합재 층은 기계적 강도 및 향상된 인성을 제공한다. 이 디자인은 이러한 두 재료들의 특이적인 성질들로부터 이익을 얻어서, 100% 치밀한 모놀리식 클래딩은 너무 취성이고 100% 복합재 클래딩은 불투과성을 충분하게 만드는 것이 매우 어려울 것인 바, 두 재료 없이는 실현불가능한 것이다. 모놀리식 및 복합재 재료는 둘 다 성질의 이점을 충분히 이용하기 위해, 작업 중에 예상되는 응력들이 고려되어야 한다. 일반적으로, 모놀리식 세라믹은 인장보다는 압축 시에 훨씬 잘 수행하고, 과도한 인장력은 모놀리식 세라믹에 괴멸적 균열을 유발하여, 기밀성의 상실을 초래할 수 있다. 세라믹 복합재는 훨씬 강인하고 인장 하중 및 미세균열을 괴멸적 파손없이 더 잘 견딜 수 있다. 따라서, 클래딩 수명 동안 클래딩에 의해 관찰된 예상 응력을 통해, 압박 응력이 예상되는 영역에 모놀리식 세라믹이 위치하는 것이 유익하다.
이러한 복합재 구조물 예에 대해 전형적인 경수로 연료봉의 수명 동안 핵연료 클래딩이 경험한 응력을 추정하기 위해 모델링 또는 시뮬레이션 결과들이 수행되었다. 이 결과들은 탄화규소에 대한 방사선 조사 효과 및 클래딩 벽 두께를 통한 열 구배에 의해 강하게 영향을 받는다. 이 계산들은 경수로 용도에서 수행되었지만, 다른 원자로 종류(예컨대, 기냉식, 소듐 냉각식, 또는 다른 최신 원자로 종류)에도 유사한 열구배 및 방사선 조사 효과가 존재할 것이며, 이러한 결론은 매우 다양한 원자로용 클래딩에 적용될 것이다. 핵연료봉에서, 클래딩에 함유된 연료 펠릿은 일어나는 핵분열 반응으로 인해 다량의 열을 방출한다. 이 열은 클래딩 벽 두께를 통해 전달되고, 그 다음 냉각재로 전달된다. 이 열 전달은 전달되는 열, 열전도도 및 클래딩 두께의 함수인 클래딩을 통한 온도 구배를 창출한다. 클래딩 온도는 내면에서 가장 높고, 외면에서 가장 낮은 경향이 있고, 다른 조건이 같다면 클래딩 벽 두께가 증가할수록 열구배도 증가한다.
도 2A는 SiC-SiC 복합재 LWR 클래딩의 대표적인 온도 프로필을 나타낸다. 이 열 구배는 클래딩의 2가지 주요 응력 근원에 기여한다. 클래딩은 대응하는 열팽창 계수가 있고, 일반적으로 온도 구배로 인한 클래딩의 고온 영역이 클래딩의 저온 영역보다 더 많이 팽창한다. 튜브 기하구조에서, 고온의 내면은 더 많이 팽창하지만 저온의 외면에 의해 억제되고, 이러한 열 팽창 효과는 클래딩 내면에서의 압축 응력 및 클래딩 외면에서의 인장 응력에 기여한다. 또한, 탄화규소는 작지만 0이 아닌 양의 방사선조사 유도 팽윤을 겪고, 이 팽윤은 온도의 함수이다. 이 팽윤은 고온(클래딩 용도에서 예상되는 범위 이내)에서 더 낮고, 저온에서 더 높다. 결과적으로, 튜브의 저온 외면은 튜브의 고온 내면보다 더 많이 팽윤하여, 팽윤이 억제된다. 이러한 방사선조사 유도 팽윤 효과는 튜브 내면에서 인장 응력에 기여하고 튜브 외면에서 압축 응력에 기여한다. 이러한 온도 의존적 응력외에도, 외적으로 적용된 냉각재 압력으로 인한 내부 또는 외부 적용 압력, 또는 핵분열 가스 축적으로 인한 내부 압력이 있다.
도 2B는 SiC-SiC 복합재 LWR 클래딩의 클래딩 응력에 대한 여러 기여인자들의 대표적인 프로필을 나타낸다. 열팽창, 평윤 및 압력으로부터의 응력이 클래딩 벽 두께를 통한 방사상 위치의 함수로서 제시되고, 순환 응력들의 초기 보다 더욱 부담되는 순환 말기 및 반응정지 상황에서도 제시된다. 방사선 유도 팽윤에 의한 응력이 가장 크며, 클래딩 벽 두께의 외면에는 압축이, 내면에는 장력이 가해진다.
클래딩에서 예상되는 총 응력은 연료 수명 과정(온도 변화, 방사선 조사 피해가 일어날 때, 및 반응기가 개시되고 재연료공급을 위해 정지할 때) 동안 상기 응력 효과들을 합산하여 추정할 수 있다. 이러한 효과들의 총합은 방사선조사 유도 팽윤이 클래딩 응력에 가장 크게 기여하고, 합산된 응력은 클래딩 튜브 벽 두께의 내면에서는 인장성이고 튜브 벽 두께의 외면에서는 압축성이라는 것을 시사한다. 따라서, 모놀리식 층이 더 적은 인장 응력을 나타낼 것이고 연료 수명 과정 동안 더 높은 생존 확률을 가질 것이므로, 클래딩 튜브 벽 두께의 내면보다는 클래딩 튜브 벽 두께의 외측면쪽으로 모놀리식 층이 위치한다면 상당한 유익이 달성될 수 있다. 이는 다음과 같이 설명되는 클래딩 디자인에 이르게 한다.
몇몇 양태들에서, 클래딩은 연료 부하를 최대화하기 위해 얇게 유지될 수 있고, 더 얇은 클래딩은 작업 동안 열구배를 감소시킨다. 이와 같이 감소된 열구배는 전술한 응력을 감소시킨다. 하지만, 층들에는 최소 두께가 존재한다. 치밀한 β-SiC는 핵분열 생성물과 핵분열 가스를 보유하기에 충분한 두께여야 하고, SiC-SiC 복합재는 전체 구조에 적당한 인성을 제공하기에 충분한 강화재를 함유해야 한다. 구체예로서, 강화 복합재 층은 전체 클래딩 두께의 50% 초과이어야 하고, 바람직하게는 클래딩 두께의 70% 초과이어야 한다. 몇몇 양태들에서, 클래딩 구조물은 3층 이상을 포함할 수 있다. 예컨대, 클래딩 구조물은 적어도 2개의 복합재 층과 적어도 하나의 모놀리식 층을, 2개의 복합재 층이 모놀리식 층의 내면인 구성으로 포함할 수 있다. 또한, 2개의 복합재 층은 서로 달라서, 보완적 기능을 제공하도록 한다. 구체적으로, 복합재 층은 사용된 복합재 강화재의 종류, 그 강화재의 각도 또는 배향, 또는 강화재 구조의 생성 방법(예컨대, 꼰형, 권선형 등)이 다양할 수 있다. 이러한 두(또는 그 이상) 복합재 층의 조합은 단독 복합재 층을 사용하여 수득할 수 있는 것 이상으로 향상된 성능을 제공한다. 예를 들어, 하나의 복합재 층은 더 평활한 표면을 제공하도록 디자인될 수 있고, 제2 복합재 층은 최적화된 강도를 제공하도록 디자인될 수 있다. 이러한 예에서, 제1 복합재 층은 제작된 자체의 표면 평활도를 높이고 표면 조도 사양에 부합하면서 고가의 가공후 기계가공 단계를 최소화하기 위해 더 작은 첨가제를 함유할 수 있다. 이러한 예에서 제2 복합재 층은 클래딩이 작업 중에 경험할 예상 응력들에 최적화된 후프 및 축 방향의 강도의 균형을 제공하는 특정한 꼬임 구조로 연속 강화 섬유를 함유할 수 있다. 모놀리식 층은 이러한 두 복합재 층의 외부에 위치하고 복합재 층은 모놀리식 층에 의해 관찰되는 인장 응력(전술한 바와 같다)을 최소화하기 위해 클래딩 벽 두께의 내부 또는 중심쪽에 위치하는 것이 매우 중요하다. 중심 복합재 층(또는 층들)은 주요 기계적 강도 및 인성을 제공한다. 내부 복합재 층은 추가 기계적 지지를 제공하며, 더 평활한 내면을 제공하는 구조를 가질 수도 있다. 이러한 더 평활한 표면은 더욱 균일한 펠릿-클래딩 갭을 제공하여 핵 클래딩 이용분야에서의 성능을 향상시킬 수 있고, 클래딩에 더욱 균일하고 일정한 온도 분포를 초래하고 온도 의존적 응력 및 다른 파손 방식을 저하시킨다. 또한, 연료 펠릿이 클래딩에 부하되어야 하고 거친 표면이 펠릿 모서리에서 잡히고 펠릿 부하 작업을 저해할 수 있는 바, 조도의 최소화는 전체 연료봉의 더욱 효과적인 제작을 용이하게 할 수 있다. 이러한 내부 층의 복합재 구조로 인해, 필요한 표면 조도는 거의 추가 기계가공없이 달성되어 시간 및 비용을 절감할 수 있다.
복합재 층의 기계적 성능은 강화재의 배향에 매우 의존적인 경향이 있다. 축 및 후프 방향으로 상대적 강도의 최고의 조합을 제공하는(작업 중에 예상되는 응력을 가장 잘 조정하는) 구조를 가진 복합재는 더욱 거칠고 더욱 질감이 있는 표면을 가질 수 있지만, 평활한 표면을 제공하는 최적의 복합재 구조는 아닐 것이다. 이에 반해, 평활한 표면을 제공하는(더욱 일정한 연료 클래딩 갭 및 향상된 성능을 제공한다) 복합재 구조는 더 작거나 세심하게 정렬된 강화재를 필요로 할 수 있고, 이는 스스로 최적의 기계적 강화를 제공하지 못할 수 있다. 함께 작용하는 두 복합재 층의 사용을 통해, 이 구조물은 최적화될 수 있고 이러한 두 목적을 달성할 수 있다. 또한, 층들은 함께 밀착하도록 디자인하여, 벽 두께를 감소시키고 클래딩의 강화재 볼륨 분율을 증가시킬 수 있고, 이는 구조 인성의 향상에 유익할 수 있다. 이러한 시도는 2 이상의 복합재 층, 및 클래딩 튜브의 내면 및 중심에 2 이상의 복합재 층을 가져 클래딩 성능 요건을 만족시키는 클래딩 디자인에 적용될 수 있다.
이러한 복합재 구조의 구체예는 이하에 설명된다:
1. 내부 층은 독특한 구조 "A"(강화재 종류, 강화재 배향, 강화재 적용 방법 등에 의해 정의됨)를 가진 SiC 기반의 복합재로 제조된다.
2. 중간 층은 독특한 구조 "B"(강화재의 종류, 배향, 또는 제작 방법 면에서 구조 "A"와 다르다)를 가진 SiC 기반의 복합재로 제조된다.
3. 외부 층은 모놀리식 SiC로 제조된다.
다른 SiC 기반의 층들은 본 문서에 설명된 바와 같이 첨가될 수 있고, 외부 환경 장벽 코팅도 경우에 따라 첨가될 수 있다.
복합재 층은 세라믹 섬유 또는 휘스커를 비롯한 높은 종횡비의 세라믹 내포물에 의해 강인화되고, 강화재에 침착된 상간(interphase) 층은 상기 내포물과 매트릭스 간의 슬라이딩 및 부하물 전달을 가능하게 한다. 한 양태에서, 내부 층은 평활한 내면을 제공하기 위해 소규모 휘스커 강화재로 제작된 얇은 복합재 층이다. 대안적으로, 다른 예에서, 이 층은 권선형 연속 섬유 강화재로 강화된 박층으로 구성될 수 있다. 이 예들에서, 다음과 같은 층은 작업 중에 예상된 응력을 조정하도록 디자인된 구조를 가진 꼰 연속 섬유 강화재로 구성될 수 있다. 다른 예는 두 복합재 층이 둘 다 꼰 연속 섬유로 구성되지만, 꼰 구조 또는 꼰 섬유 각도를 변경시켜 필요한 기계적 성질을 제공하고 동시에 양호한 섬유 도포력 및 비교적 평활한 표면을 달성하는 것일 수 있다. 이러한 두 예들에서, 모놀리식 외부 세라믹 층이 첨가된다. 구조물의 외부쪽인 모놀리식 층의 위치와 이 층의 두께는 이 층이 작업 응력을 받을 때 이 층에 압축이 남아 있도록 신중하게 선택한다. 이 모놀리식 층에 임의의 인장 부하를 최소화하거나 피하게 하여, 균열의 기회를 크게 감소시킬 수 있어, 생존 가능성을 현저하게 향상시킨다.
복합재 클래딩 구조의 몇몇 양태들에서, 추가로 외측면에는 추가적인 얇은 환경 장벽 코팅 층을 제공하여, 바람직하지 않은 클래딩-냉각재 화학적 또는 기계적 상호작용으로부터 클래딩을 보호하고, 및/또는 조절된 표면 조도 성질을 제공할 수 있다. 이 층은 금속(예, Cr) 또는 세라믹(예, SiC)일 수 있다. 또한, 얇은 상간 층들이 층 사이의 균열 전파를 억제하기 위해 동심적 층들 사이에 침착될 수 있다. 이 층들은 연속적으로 제작되어 하나의 층이 이전 층에 직접 밀착되게 침착될 수 있다. 다양한 구현예들에서, 이러한 상간 층들은 열분해 탄소 또는 금속과 같은 연성 물질을 포함할 수 있다.
이 클래딩은 다양한 재료를 기반으로 할 수 있고, 구체예로서 모놀리식 층은 탄화규소일 수 있고, 복합재 층은 SiC 섬유, 휘스커 또는 다른 강화재를 사용하여 강화된 SiC 매트릭스로 제조된 SiC-SiC 복합재일 수 있다. 구성 재료는 불순물의 존재가 핵 이용분야에서 성능을 감소시키는 경향이 있기 때문에 고순도의 재료일 수 있다.
개시된 SiC 복합재 구조는 긴 박막 튜브 형태로 구성될 수 있다. 예를 들어, 몇몇 구현예들에서, 벽 두께는 2mm 미만, 1mm 미만일 수 있다. 튜브의 길이는 특정 이용분야의 요구에 따라 좌우된다. 예컨대, 몇몇 원자로에서 경수로 반응기의 클래딩은 12 피트, 14 피트 또는 그 이상일 수 있고, 가스 냉각 고속로의 클래딩은 8 내지 9 피트 사이의 길이일 수 있다. 또한, 튜브 직경은 이용분야의 요구에 기초하여 선택할 수 있고, 몇몇 경우에는 약 1/4 인치 직경부터 최대 3/4 인치 직경 또는 그 이상의 범위일 수 있다. 클래딩은 거꾸로 층들을 축적시켜 제작할 수 있고, 일반적으로 각 층의 주요 제작 단계로서 고순도 탄화규소의 화학적 증착이 사용된다.
개시된 SiC 복합재 구조물은 또한 다른 비-튜브형으로 구성될 수도 있다. 예컨대, 항공우주 분야에는 SiC 복합재 구조물의 고온 강도에 이상적으로 부합하는 매우 다양한 용도들이 있다: 노즈콘, 덮개, 에어호일, 터빈 블레이드 및 다른 제트 엔진 구성부재. 이러한 SiC 복합재 구조물은 튜브형 SiC 클래딩과 유사한 방식으로 제작될 수 있다.
제작
제안된 클래딩의 개략적인 횡단면도가 도 3에 제시된다. 예시된 횡단면은 구조물의 일부를 나타낸다.
치밀한 β-SiC는 낮은 인성 및 Weibull 탄성률로 인해 클래딩의 기계적 강도를 위한 유일한 수단으로 사용하기에는 바람직하지 않다. 클래딩 성능을 향상시키기 위해, SiC-섬유 또는 SiC 휘스커(또는 다른 작은 SiC 첨가제) 강화된 복합재 층은 인성 및 균열 전파를 억제하는 메카니즘을 제공하는데 사용된다. SiC 섬유 및/또는 휘스커는 인장 강도를 향상시키고, 섬유 방향은 클래딩의 축 및 원주 방향으로 재료 성능이 균형을 이루도록 최적화될 수 있다. 클래딩의 복합재 층은 클래딩 벽 두께의 내부 및 중심쪽으로 위치한다.
꼰 섬유 복합재 층
꼰 강화재를 가진 복합재에서 화학량론적 고순도 SiC 섬유 토우는 슬리브로 꼬여져, 맨드렐 또는 부분 제작된 클래딩 위로 직접 꼬여질 수 있고, 또는 별도로 꼰 뒤에 위치시킬 수 있다. 열분해 탄소 또는 다른 계면 층은 화학적 증착 또는 다른 방법에 의해 섬유에 침착된다. 이 층은 SiC 섬유와 SiC 매트릭스 사이에 계면으로서 제공되어, 균열 성장을 저지하고 부하량 전달 및 섬유 탈출과 슬라이딩을 허용할 수 있다. 고순도 SiC 매트릭스는 그 다음 치밀한 β-SiC 침착에 사용한 것과 유사한 화학 증착법에 의해 침착된다. 이러한 매트릭스 침윤 단계에는 더 느린 침착 속도가 사용되고, 제작 시간을 줄이기 위해 강제 유동 화학 증기 침윤과 같은 기술이 사용될 수 있다. 기계적 성질 및 열적 성질은 복합재 밀도 증가와 함께 향상하고, 상대적인 복합재 밀도는 70% 내지 90% 또는 그 이상일 수 있다. 또한, 양호한 복합재 거동을 제공하는 메카니즘은 부피 기준으로 20 내지 50% 또는 그 이상으로 변동될 수 있는 섬유 부하량에 따라 달라진다. 이러한 꼰 층에서 섬유는 강도를 최적화하는 축과 원주 방향 사이의 각을 이루는 2차원 섬유 배향이 사용된다. 전형적인 섬유 각도는 ±35°와 ±75°(클래딩 축 대비) 사이이며, 몇몇 꼰 구조물에서는 추가 섬유 강화재가 첨가되어 축 방향으로 정렬될 수 있다. 이러한 SiC-섬유 복합재 층의 두께는 토우당 섬유의 수 및 꼬임 파라미터를 기반으로 하여 선택할 수 있다. 꼬임은 권선형 섬유가 수회 통과해야 하는 것에 비해 복합재 층에 향상된 섬유 함량의 균일성을 제공한다. 섬유가 부분 제작된 클래딩 위로 직접 꼬여진다면, 그 다음 장력을 사용하여 내부 클래딩에 바람직한 압축 부하량을 적용할 수 있다. 꼬임 구성은 전체 다층 구조물 내에서 변경될 수 있다. 예컨대, 하나의 꼰 복합재 층은 섬유 바이어스 각도가 ±45°이고 다른 꼰 복합재 층의 섬유 바이어스 각도는 ±60°이다. 이들은 2개의 상이한 복합재 층을 구성할 것이고, 이 강화재는 최적의 성능을 제공하도록 맞춤조정될 수 있다.
권선형 SiC-SiC 복합재 층
권선형 복합재 층은 꼬여지기보다는 클래딩 또는 맨드렐 주위에 권선된 강화 섬유 또는 토우에 의해 형성될 수 있다. 이 층의 섬유는 꼰 슬리브에 비해 클래드 축에 대해 바람직한 각도(예, ±35°내지 ±90°사이)로 권선될 수 있고 하나 이상의 섬유 토우가 동시에 권선될 수 있다. 이는 응력이 가장 클 것인 원주 방향으로 추가 섬유 강화재를 제공하고, 더 평활한 표면을 제공한다. 고순도, 핵 등급의 매트릭스를 수득하기 위해 이 복합재 층에는 치밀화를 위해 화학적 증기 침윤이 사용될 것이고, 열분해 탄소 상간 층 또는 다른 상간 층이 섬유와 매트릭스 사이에 침착될 것이다.
휘스커 또는 다른 소규모 첨가제를 가진 복합재 층
또한, 복합재 층은 소규모 내포물(예컨대, SiC 분말 또는 휘스커 또는 짧은 길이의 SiC 섬유)을 사용하여 제조할 수도 있다. 이러한 마이크로규모 및 나노규모의 첨가제는 무수 형태 또는 슬러리 형태로 첨가될 수 있고, 다른 복합재 종류와 유사하게 화학적 증착을 사용하여 치밀화할 수 있다. 이러한 방식으로, 첨가제(무수 또는 슬러리 형태)는 상이한 복합재 층의 강화재가 되고, 소규모 첨가제로 인해, 매우 매우 평활한 복합재 표면이 수득될 수 있다. 대안적으로, 이 시도는 꼬는형 또는 권선형 시도와도 결합되어, 예비성형 공정 전, 도중에 또는 후에 섬유 꼬임 및 권선형 내로 첨가제가 함침될 수 있다. 이러한 방식으로, 이 첨가제들은 섬유 토우 사이의 갭 및 더 큰 기공을 충전하는데 사용될 수 있다. 이 첨가제들은 또한 섬유 토우 내로 함침될 수 있고, 이후 클래딩 구조물에 권선되거나 꼬여질 수 있다. 내포물을 함유하는 슬러리가 균일한 분산액의 달성을 돕는데 사용된다면, 슬러리의 액체 성분은 프로세싱 동안 증발되거나 열분해되어, 소규모 강화 내포물만을 남길 수 있다. 대안적으로, 슬러리의 액체 상 성분은 반응하여 결정형 SiC를 생성할 수 있는 예비세라믹 중합체일 수 있다. 꼰 섬유 또는 권선형 섬유 복합재와 같이, 열분해 탄소 또는 다른 계면 층은 화학적 증착 또는 다른 수단에 의해 소규모 첨가제 위에 침착되어 복합재의 강인화 메카니즘을 촉진할 수 있다.
이러한 3개의 상이한 복합재 종류는 배타적 리스트가 아니며, 복합재 강화, 이 강화재의 구조 또는 배향 또는 복합재 제작 방법의 다른 시도들이 사용되어 본 명세서에 설명된 다른 층들을 생성할 수도 있다는 것을 유념한다.
치밀한 모놀리식 β-SiC 층
중성자 조사 하에 구조 안정성을 도모하기 위해, 치밀한 SiC 층은 몇몇 구현예에서 화학량론적이고, 고순도이며 β-(입방체) 상일 수 있다. SiC(액체상 변환, 고온 압착, 소결된 것을 포함해서)를 생산하는데 흔히 사용되는 특정 방법들은 고순도 수준으로 인해 핵 등급의 SiC를 제조하는 데에는 적합하지 않을 수 있다(J.Nuc.Mat., vol. 371, pg. 329(2007)). 한 구현예에서, 핵등급의 SiC는 메틸트리클로로실란, 메틸실란, 실란 및 탄화수소, 또는 다른 적당한 전구체를 이용하는 증기상 반응에 의해 침착될 수 있다. 이 전구체들은 기체 스트림에 희석될 수 있고, 적당한 온도와 압력으로 유지되는 노로 유동되고, 여기서 분해되어 치밀한 고밀도 β-SiC를 형성할 수 있다. 치밀한 β-SiC는 파괴 인성이 비교적 낮고(K1C 약 3 내지 5 MPa√m), 응력 하에 균열은 작은 결함 또는 흠을 개시시켜 치밀한 SiC 두께를 통해 전파하여, 핵분열 가스를 방출시키고, 잠재적으로 취성 파손을 초래할 수 있다. 이러한 허용될 수 없는 결과는 몇가지 방식으로 해결될 수 있다. 클래딩은 가스 압력, 팽윤, 열구배, 연료-클래딩 상호작용으로 인한 치밀한 β-SiC 중의 응력을 보장하도록 디자인되며, 다른 작업 응력은 압축성을 유지한다. 이는 모놀리식 층을 구조물의 외측쪽으로 특별히 위치시킴으로써 달성된다. TRISO 입자에 대한 SiC 층 두께 사양을 기반으로 하여, 35㎛ 층은 열분해 생성물 잔류 및 압력 봉쇄를 보장하기 위해 불투과성 SiC 층에 충분한 두께를 제공했다(J.Nuc.Mat., vol. 355, pg. 150(2006)). 이와 같이 제안된 연료 클래딩 디자인에서, 내부 압력은 더 낮고(German TRISO 연료(J. Nuc. Mat., vol. 371, pg. 270(2007))의 경우 약 40MPa에 비해 수명 말기에 약 15MPa), 원통형 기하구조에서 후프 응력은 구형 압력 용기에서의 응력보다 높다. 이러한 차이를 기반으로 하고 추가 두께가 불투과성을 보장하도록 하여, 치밀한 β-SiC 층 두께는 적어도 100㎛여야 한다. 최대 두께는 충분한 섬유 부하량을 유지하고 클래딩 벽 두께를 온도 구배와 관련된 응력을 최소화하도록 얇게 유지해야 하는 필요성에 의해 좌우된다. 외측 SiC 층의 추가 연마는 바람직한 표면 조도를 달성하기 위해 수행될 수 있다.
치밀한 모놀리식 SiC의 비교적 낮은 파쇄 인성은 한가지 추가 경로, 즉 균열 전파를 억제하는 연성 층을 사용하여 해결할 수 있다. 이 층은 열분해 탄소 또는 다른 연성 물질(금속 등)일 수 있고, 연속적인 모놀리식 층 사이에 또는 모놀리식 층의 외측에 침착될 수 있다. 바람직하게는, 이 층은 모놀리식 층 또는 층들의 표면 위 및 내부의 여러 위치들에 침착될 수 있다. 모놀리식 층의 내부 또는 외부 부근의 층들은 복합재의 미세균열로부터, 또는 외측면에서의 충격 또는 응력으로부터 각각 모놀리식 층을 분리하는데 효과가 있을 수 있다. 연속 모놀리식 층 사이에 침착된 연성 층은 각 모놀리식 층을 다른 층들로부터 부분적으로 분리하여 부하량이 이동하도록 하지만, 균열은 전파되지 않게 하는 효과가 있다. 이는 이러한 모놀리식 세라믹 층들의 전체적인 신뢰성 및 인성을 증가시키고, 기밀성의 상실 없이 하나의 모놀리식 층을 통해 균열을 견딜 수 있는 구조물을 제공한다.
도 3에 제시된 간단한 횡단면 개략도는 본 발명의 가장 간단한 버전의 대표도이다. 하지만, 복합재 종류, 층의 상대적 두께 및 층 수에 변화가 있는 많은 가능한 범위가 커버될 것이다. 몇몇 추가 예는 다음과 같이 제시되고, 이 예들은 예시적 목적으로만 제공되고, 이 예들은 내포적이지 않으며, 여기에 제시된 것 외에 다른 보호되는 구조물이 존재할 수 있다는 것을 유의해야 한다.
도 4는 내부 권선형 복합재 층, 중간 꼰 복합재 층, 및 외부 모놀리식 층을 함유하는 클래딩 횡단면의 개략도이다.
도 5는 다수의 내부 꼰 복합재 층 및 외부 모놀리식 층을 함유하는 클래딩 횡단면의 개략도이다. 특히, 꼰 층은 구성(예컨대, 이축 vs. 삼축) 및/또는 섬유 각도(제1 층은 45°±5°, 제2 층은 50°±5°)가 다를 수 있다.
도 6은 권선형 복합재 내부 층, 꼰 복합재 중심 층, 및 연성 층에 의해 분리된 몇몇 얇은 모놀리식 층들로 구성된 외부 모놀리식 층을 가진 클래딩의 개략도를 나타낸다.
도 7은 내부 소규모 첨가제 복합재 층, 중심 꼰 복합재 층, 이어서 소규모 첨가제 복합재 층, 및 환경 장벽 코팅 층(EBC)을 갖는 외부 모놀리식 층을 가진 클래딩의 개략도이다.
몇몇 양태들에서, 클래딩은 거꾸로 연속 층으로 제작될 수 있다. 맨드렐은 제작 공정의 초기에 내부 클래딩 직경을 한정하는데 사용될 수 있고, 후속 층들은 이전 층의 상단에 형성된다. 양호한 핵 성능을 제공하기 위해, 모든 섬유는 화학량론적인 저 산소 탄화규소 섬유, 예컨대 Hi-Nicalon 형-S(Nippon Carbon Co., Ltd.) 또는 Tyranno-SA(UBE Industries Ltd.) 또는 이의 유사물이어야 한다. 이러한 복합재 구조물에 사용된 강화 첨가제, 예컨대 나노규모의 SiC 휘스커 또는 짧은 길이의 SiC 섬유는 고순도의 화학량론적 베타-SiC여야 한다. 명목상, SiC 복합재 매트릭스와 치밀한 β-SiC 층은 확립된 화학적 증기상 침착 기술에 의해 동일계에서 침착될 것이다.
고순도 화학량론적 탄화규소를 생산할 수 있는 다양한 다른 침착 방법도 고려될 수 있으며, 예컨대 가공처리되어 SiC를 형성하는 예비세라믹 중합체가 있다.
도 8은 내부 권선형 복합재 층과 후속적인 꼰 복합재 층으로 제작된 클래딩 튜브의 X선 단층촬영술(XCT) 재구성을 나타낸다. 이는 상이한 두 복합재 층의 조합이 내부 표면에 현저하게 감소된 표면 조도를 제공하면서, 제2 복합재 층의 꼬임 층이 기계적 강도의 장점을 제공한다는 것을 보여준다. 이 샘플에서, 외부 모놀리식 층은 나타내지 않은 점을 유의한다.
도 9A는 얇은 소규모 첨가제 복합재 내층과 후속적인 꼰 복합재 층(901) 또는 층들(903)을 가진 클래딩 튜브의 예를 나타낸다. 우측의 내부 복합재 층(905)은 청색으로 강조되어 있고, 주위 복합재 층(903)은 녹색으로 강조되어 있으며, 내부 층은 평활한 표면이고 주위 층은 더 거친 표면임을 보여준다. 내부 층은 평활한 마무리를 제공하는 반면, 주위 층은 최적의 기계적 강화를 제공한다.
도 9B는 기계적 시험 후 수득한 복합재 파괴 표면의 주사전자현미경사진(SEM)을 나타낸다. SEM은 2개의 상이한 복합재 강화재, 즉 연속 SiC 섬유(905) 및 분산된 소규모 SiC 휘스커 첨가제(907)로부터 수득될 수 있는 강인화 메카니즘의 예를 입증한다. 강화 섬유(905) 및 강화 소규모 SiC 휘스커(907) 양자로부터 복합재 강인화 메카니즘, 예컨대 균열 편중 및 강화재 인발이 관찰될 수 있다.
도 10A는 꼰 SiC-SiC 복합재 위에 침착된 치밀한 모놀리식 β-SiC의 일 예를 나타내고, 도 10B는 제직형 SiC-SiC 복합재 위에 침착된 치밀한 모놀리식 β-SiC의 일 예를 나타낸다.
도 11A는 클래딩의 복합재 층의 외측에 있는 연속적인 모놀리식 층들 사이에 침착된 얇은 연성 층들의 일 예를 나타낸다. 도 11B는 클래딩의 복합재 층의 외측에 있는 연속적인 모놀리식 층들 사이에 침착된 약간 더 두꺼운 연성 층들의 일 예를 나타낸다.
도 12는 2개의 외부 모놀리식 층들이, 꼰 복합재 층의 상단에 침착되고 얇은 소규모 첨가제 복합재 층에 의해 분리되어 있는 클래딩 구조의 일 예를 나타낸다.
개시된 기술의 몇몇 유리한 관점을 입증하기 위해, 예시적 양태들을 제작했다. 몇몇 양태들에서, 대략 LWR 클래딩 직경의 SiC계 클래딩 튜브를 최대 3 피트의 길이로 제작하기 위해 화학적 증기 침윤을 사용했다. 외부 모놀리식 SiC 층을 함유하는 구조물을 비롯하여 기본적인 클래딩 구성을 생산했다. 복합재 샘플은 화학량론적 SiC 섬유(Hi-Nicalon 타입-S 섬유, NGS Advanced Fiber Co.)로 강화시켰다. 튜브 내경을 한정하는 맨드렐 주위에 섬유를 배치하여 튜브 구조물(SiC-SiC 복합재만으로 구성된 튜브 및 외부 모놀리식 층을 가진 튜브)을 형성시켰다. 맨드렐은 전체 제작 공정의 일부로서 이후에 제거했다. SiC 기반의 클래딩 튜브를 제작하는 예시적 방법에 관한 세부사항은 도 27 내지 36과 관련하여 이하에 논의된다.
제작 중에, 섬유 배향은 사용된 섬유 토우의 수 및 튜브 축에 상대적인 강도를 조정하여 변경시켰고, 이 예들을 위해 후프 및 축 방향으로 1.3:1(후프 편중성) 내지 1:1.5(축 편중성) 범위의 다른 비율의 섬유를 함유하는 프리폼을 생산했다. 이 섬유 비율은 이러한 입증에 사용되었지만, 본 발명에 커버된 섬유 배향의 범위를 제한하는 것은 아니다. 이러한 변경들은 복합재 층의 구조의 함수로서 클래딩의 기계적 성질을 조절하는 능력을 보여주어, 본 발명의 이점을 입증하는데 사용될 수 있다. 몇몇 양태들에서, 약 150nm의 열분해 탄소 상간 코팅은 메탄 또는 아세틸렌의 화학적 증기 분해를 통해 침착되었고, 그 다음 매트릭스가 침착되고 메틸트리클로로실란의 화학적 증기 침윤을 통해 약 80%의 최종 상대 밀도로 치밀화되었다. 본원에 기술된 양태들은 가공처리 및 구조 변경들에 대한 제한으로서 간주되지 않아야 한다. 복합재 치밀화 단계는 모든 복합재로 구성된 튜브 및 SiC 내부 모놀리식을 함유하는 튜브에 대한 최종 프로세싱 단계를 나타냈다. 외부 모놀리식을 함유하는 튜브의 경우, 추가 SiC가 침착되어 치밀한 외부 SiC 코팅을 형성했다. 몇몇 양태들에서, 최종 튜브 벽 두께는 구조물에 따라 달랐고, 1.2mm 내지 2.1mm 범위였다. SiC-SiC 복합재만으로 구성된 튜브는 벽 두께가 1.2mm 내지 1.4mm 사이였고, 내부 모놀리식을 가진 튜브는 약간 더 두꺼웠으며(1.3mm 내지 1.5mm), 외부 모놀리식 층을 가진 튜브는 1.9mm 내지 2.1mm 두께였다. 하지만, 이들은 이 실시예들에 사용된 두께였고, 이 클래딩 발명이 적용될 수 있는 두께 범위에 대한 제한을 구성하는 것은 아니며, 0.4mm만큼 얇은 벽 두께를 가진 클래딩 튜브도 본 발명에 설명되어 있다. 내부 또는 외부 모놀리식 층을 함유하는 2층 구조물의 경우, 모놀리식 층은 벽 두께의 약 30%를 구성했다.
특성화
본 문서에 설명된 구조물을 비교하기 위해, 클래딩은 기계적 성능, 기밀성 및 기하학적 및 치수적 공차의 측면에서 평가했다. SiC 기반의 튜브의 기계적 성질은 여러 방법을 사용하여 평가할 수 있다. 후프 강도는 C 링 시험 및 팽창 플러그 시험을 사용하여 측정했고, 반면 축 강도는 단조 축 인장 시험을 사용하여 측정했다.
C 링 시험은 ASTM C1323에서 모놀리식 세라믹에 대해 확립되고 Jacobsen et al.에 기술된 유사 지침서에 따라 수행했다. 샘플 링은 Accutom-50 다이아몬드 톱을 사용하여 2 내지 3mm 두께로 절단했고, 이어서 다이아몬드 그릿을 사용하여 연마했다. 대부분의 시험은 LWR 클래딩 용도의 크기를 가진 물질에 수행했고(내경 약 7.5mm), 직경이 더 큰 몇몇 추가 샘플도 측정했다(내경 약 19mm, LWR 크기의 물질과 매우 유사한 섬유 구성을 사용하여 제작하고 동일한 공정을 사용하여 치밀화함). 이러한 더 큰 직경의 튜브는 LWR 클래딩 치수보다 큰 핵 연료 클래딩 디자인에 대한 이러한 구조물의 이용가능성을 보여주기 위해 생산했다. 4mm의 C 링 갭은 LWR 크기의 물질에 사용했고, 7.5mm는 더 큰 직경의 물질에 사용했다. 부하량은 Instron 5982 Universal Mechanical Tester를 사용하여 2mm/min의 크로스헤드 속도로 사용하여 표본에 적용했다. 각각 보고된 데이터 점마다 최소 5개의 표본을 시험했고, 10개의 표본이 일반적이다. 부하량은 곡선선이론(curved beam theory)을 사용하여 응력으로 변환시켰다.
팽창 플러그 시험은 문헌에 확립된 절차에 따라 수행했다. 표본은 약 25mm 길이로 절단 및 연마하고, 95 경도계 경도의 12 내지 15mm 폴리우레탄 플러그를 사용했다. 크로스헤드 속도는 1.5mm/min으로 설정했다. 변형률은 2.5 내지 3mm 게이지 길이를 가진 변형률 게이지(Omega)를 통해 시험 동안 모니터했다. 각 샘플마다 최소 5회 시험을 수행했고, 튜브 ID 및 OD에서의 응력은 라메(Lame) 방정식을 사용하여 계산했다.
축 인장 시험은 ASTM C1773에 설명된 절차를 사용하여 수행했다. 수동 그리핑 부착구를 사용하여 튜브를 ID 및 OD에서 에폭시화했다(United Resin Corps Tuff Bond epoxy). 총 샘플 길이는 100 내지 120mm였고, 게이지 구역은 50mm였다. U-Joint를 사용하여 90도 간격으로 장착된 3 내지 4mm 게이지 길이를 가진 4개 또는 8개의 변형률 게이지 세트를 통해 측정할 때 적절히 배열되도록 도왔다. 크로스헤드 속도는 2mm/min로 설정했다. 축 장력 시험의 경우, 기록된 데이터는 최소 3회 시험의 평균을 나타낸다. 이 시험 방법은 모놀리식 SE 급 탄화규소(Hexoloy) 및 공지된 인장 강도를 가진 99.8% 순도의 알루미나 튜브(Coorstek)를 시험하여 사전에 확인했다. 측정된 인장 강도는 이러한 모놀리식 재료들에 대해 보고된 값들의 10% 이내였다.
팽창성 플러그 및 축 장력 시험을 위해, 거시적규모의 균열의 벌크 측정은 변형률 데이터의 작은 저하를 통해 검출할 수 있지만, 더욱 국재화된 미시적 규모의 균열을 모니터하는 기술(예컨대, 음향 방출 검출)은 이 작업에 사용하지 않았다. 탄성률, 비례 제한 응력(PLS), 및 궁극적 인장 강도(UTS)는 대응하는 ASTM 절차에 설명된 방법을 통해 응력-변형률 곡선으로부터 수득했다.
열확산율
열확산율은 Parker et al.가 소개하고 Zhang et al.에 따른 샘플 기하구조의 변형을 가진 시도에 따라 NETZSCH LFA 427 레이저 섬광 분석기를 사용하여 측정했다. 편평한 샘플 및 굽은 샘플을 모두 측정했고, 굽은 표본은 SiC-SiC 튜브의 측면으로부터 절단했다. 샘플 크기는 분석기의 표본 홀더에 부착하기 위해 10mm x 10mm로 일정하게 유지시켰다. 열확산율은 25℃, 300℃ 및 800℃에서 두께 관통 방향으로 측정했고, 각 온도마다 3회 측정을 실시했다.
투과율
SiC-SiC 튜브의 투과율은 질량분광계 누설 검출기(Agilent VS MD30)를 사용하여 ASTM E432-91(2011)의 지침을 고려하여 평가했다. 이 누설 검출기는 러핑 펌프, 커스텀 챔버, 헬륨원 및 압력 게이지와 함께 조립했다. 시험할 표본은 고압 및 저압 영역 사이의 챔버 내에 유지시켰고, 이 어셈블리는 승온에서 투과율 시험을 촉진하기 위해 튜브 노 내에 위치시킬 수 있다. 일반적으로, 1atm의 압력차는 시험 동안 샘플을 따라 적용되었고, 그 다음 누설률은 샘플을 통해 투과하는 헬륨을 검출하여 누설률이 안정 상태에 도달할 때까지 모니터했다. 한가지 예시적인 시험 구성은 도 13에 도시했다. 이 장치는 개방 말단의 SiC-SiC 튜브 및 한쪽 말단은 SiC 말단플러그로 밀봉되고 SiC계 조인트를 사용하여 결합시킨 튜브를 통해 누설률을 측정하는데 사용될 수 있다.
치수 공차
표면 조도 측정은 XCT 볼륨으로부터 추출된 조도 값과 비교하기 위해 스타일러스 표면 프로필로미터(2.5㎛ 반경의 다이아몬드 팁을 가진 Dektak 6M)를 사용하여 실시했다. 프로필로미터 스캔 길이는 2mm 내지 7mm 사이였고, 수직 높이 범위는 254㎛였으며, 수직 단계 해상도는 4nm였다. 모든 프로필로미터 조도 스캔은 축 방향으로 수행했다.
다른 치수 측정은 Perkin Elmer 1620 CS3 검출기가 장착된 Nikon XT H 225 X-Ray 단층촬영장치를 사용하여 x선 단층촬영술(XCT)로부터 수득했다. 조사되는 SiC 클래딩 튜브의 높은 종횡비로 인해, 스캔은 평가되는 치수 공차에 다라 다른 해상도와 배율에서 수행했다. Volume Graphics "VGStudio Max"는 최종 이미지 볼륨의 분석에 사용했다.
데이터를 얻기 위해, 더 긴(약 0.9m) SiC-SiC 튜브를 분리된 25cm 길이의 분절들로 스캔했다. 각각 재구성된 3D 볼륨은 140kV와 55μA로 빔 세팅된 720 2D X선 투사기로부터 발생되었다. 튜브당 4개의 분절은 개별적으로 재구성한 뒤, Volume Graphics 또는 XCT 분석 소프트웨어를 사용하여 측정가능한 하나의 볼륨으로 함께 봉합했다. 개별적으로 재구성된 볼륨 및 봉합된 볼륨은 127㎛의 선 해상도에 대응하는 0.002㎣을 측정하는 화소로 구성된다.
추가 진직도 측정은 다른 두 측정 기구를 사용하여 수득했다: X, Y 및 Z 방향으로 12.7㎛ 해상도를 제공하는 좌표 측정기(CMM)(Wenzel LH87) 및 10㎛ 높이 해상도를 제공하는 디지털 높이 게이지(SPI 13-599-6).
침윤 균일성은 SiC-SiC 튜브 벽의 외측에서 CVI SiC 침착 두께를 측정하여 평가할 수 있다. 이러한 외부 SiC 층은 치밀화 동안 형성되고, 이의 두께는 복합재 구조, 침윤 상태 및 침윤 효율에 의해 영향을 받는다. 따라서, 이러한 외부 CVI SiC 층의 변동은 기본 복합재의 균일성에 대한 대략적인 지표로 작용할 수 있다. 더 긴 튜브를 10cm 간격으로 횡단면화했고, 탑재하여 연마하고, 두께는 주사전자현미경(Phenom X SEM)으로 측정했다.
SiC 기반의 핵 연료 클래딩을 위한 성능 요건
탄화규소 기반의 핵 연료 클래딩(예컨대, 현행 LWR용 사고 내성의 연료용으로 디자인된 클래딩 및 다른 최신 원자로 컨셉용으로 디자인된 클래딩)의 성능 특성은 정상 작업, 디자인 기반 사고, 및 디자인 기반 초과 사고 동안 정의되고 입증되어야 하며, 클래딩 제작은 매우 큰 생산 규모에서 실현가능해야 한다. 이러한 요건들과 성능 기준의 매우 철저한 평가는 Bragg-Sitton et al.에 의해 공개되었고, 몇몇 핵심 클래딩 계측량은 기계적 강도, 열 거동, 불투과성 및 치수 제어를 포함한다. LWR 연료 클래딩의 경우, 치수 요건은 아마도 약 0.8 내지 1.3㎛ 표면 조도 요건±25㎛ 난형 요건, 및 300mm 길이당 0.25mm 직진도 요건을 포함하는 현행 Zircaloy 클래딩 튜브 사양과 유사할 것이다. 정확한 요건은 최종 SiC 기반의 클래딩 디자인에 대해 재확립되어야 할 것이다. 또한, 다른 원자로 형태(가스 냉각식 원자로, 소듐 냉각식, 금속 또는 용융 염 냉각식 등)에 대한 연료 클래딩 디자인은 다른 치수 및 기하학적 사양 및 공차를 나타낼 수 있고, 하지만 본 발명에 설명된 클래딩 디자인은 이들 모두에 적용될 수 있다.
이러한 요건들을 충족시키기 위해, 불투과성 모놀리식 SiC 층은 복합재 튜브의 외측에 화학적 증착으로 침착되어, 본 특허 문서에 설명된 바와 같은 외부 모놀리식 디자인을 산출할 수 있다.
제작된 튜브 및 구조물의 예는 도 14A 내지 C에 제시된다. 도 14A는 제작된 약 0.9m 길이의 SiC-SiC 튜브의 예이다. 도 14B는 외부 모놀리식 SiC 코팅을 가진 튜브 구조의 횡단면도이다.
SiC-SiC 튜브 구조물의 기계적 특성화
후프 강도 및 축 강도에 대한 섬유 강화재의 효과를 입증하기 위해, 2개의 다른 섬유 구성을 조사했다. 제1 구성은 후프 방향보다 축 방향으로 섬유 강화재의 약간 높은 비율을 갖고(1.5:1), 제2 구성은 후프 방향에 편중되었다(1.3:1, 비교를 위해, ±45°로 배향된 섬유를 가진 구성은 1:1 후프:축 강화재 비율로 균형을 이루고 있을 것이다). C 링 시험은 후프 강도를 측정하는데 사용했고, 단조 인장 시험은 축 강도를 측정하는데 사용했으며, 2개의 다른 섬유 구성에 대한 엔지니어링 최종 인장 강도는 표 1에 기록했다. 이는 복합재 구조에 근거한 기계적 성질에 대해 광범위한 제어가 달성될 수 있다는 것을 보여준다. 이는 하나의 단층보다는 2 이상의 상이한 복합재 층을 사용하여 기계적 성질의 최적화할 수 있다는 이점을 입증한다.
2개의 다른 섬유 구성에 대한 후프 및 축 방향으로의 기계적 데이터(괄호 안에는 표준 편차가 제시됨)
섬유 구성 Hoop UTS
(C링, MPa)		 축 UTS
(일축 인장, MPa)		 탄성률
(축, GPa)		 후프:축
섬유 비		 후프:측
강도 비
축 편중 209(24) 236(35) 243(19) 1:1.5 1:1.13
후프 편중 331(74) 93(14) 129(14) 1.3:1 3.56:1
대표적인 c 링 시험에 대한 응력 vs 변위 플롯은 도 15A에 제시된다. C 링 시험은 평면 휨 시험에 비해 최적이지만, 비교적 균일한 복합재의 경우 c 링 시험은 후프 응력의 양호한 근사치를 제공하는 것으로 입증되었다. 이 작업에서 관찰된 강도 및 탄성률은 보고서 간에 섬유 구성의 차이가 비교는 단지 근사치일 것임을 의미할지라도, SiC-SiC 패널 및 튜브 모두에 대해 종래 보고된 강도 및 탄성률과 비슷하다. 두 섬유 구성에서 파손 시에 유사한 변위가 관찰된다. 하지만, 후프 편중 복합재는 최종 인장 후프 강도의 50% 초과의 증가를 나타내고, UTS 이상의 잔류 부하량을 운반하는 더 우수한 능력을 보여준다. 이러한 높은 부하량 운반 능력은 가혹한 사고 상황에서 중요할 것이고, 취성 파괴없이 냉각가능한 기하구조에서 클래딩의 유지를 도울 것이다. 후프 방향의 추가 강화재는 복합재의 향상된 인성 및 강도에 대한 주요 메카니즘 중 하나인 더욱 가교된 균열이 일어날 수 있음을 의미한다. 가교된 균열에서, 매트릭스 균열은 섬유 주위에 약한 계면층을 따라 편중되고, 최종 부하량은 미손상 섬유 상에 전달되어 유지된다.도 15B는 이러한 표본들의 일축 인장 시험에서의 대표적인 응력 vs. 변형률 플롯을 나타낸다. 일축 편중된 섬유 구성에서는 더 높은 축 UTS가 관찰된다. 이는 부하 방향의 추가 강화재가 더 높은 강도를 유도하는 C 링 시험 결과와 일치한다. 이 결과는 예상된 것으로, 변동적인 섬유 배향을 가진 중합체 매트릭스 복합재 튜브가 부하 방향으로 정렬된 섬유의 증가와 파괴 하중의 증가가 상호관련성이 있는 경향을 나타냈다는 문헌의 보고와 일치한다. 후프 편중 표본에서는 파괴 시의 추가 변형률 및 더 낮은 탄성률이 관찰되는데, 이는 복합재의 밀도 및 다공도 분포의 차이 때문일 수 있다. 또한, 이것은 복합재 구성이 성능에 미치는 중요성 및 성능을 향상시키는 2 이상의 독특한 다른 복합재 층을 사용하여 달성할 수 있는 이점을 보여준다.
몇몇 양태에서, 각 강도 시험 방법에서 특성화된 모든 표본은 길이가 같고, 측정하는데 사용되는 기술이 선택되었다. Katoh et al.은 섬유 강화 방향에 대해 축외의 부하 방향으로 시험된 복합재가 특히 표본의 폭이 섬유 강화 단위 셀 폭과 비슷할 때, 강도에 대한 표분 폭 효과를 나타낸다고 보고한다(표본 폭이 감소하면 강도 값이 감소하는 것으로 관찰됨). 이 연구에서, 팽창 플러그 및 축 장력 시험은 완전한 튜브 직경을 포함하고 단위 셀 치수의 수배의 길이를 가진 표본을 사용하며, 따라서 샘플 크기는 문제가 되지 않는다. C 링 시험은 더 짧은 길이의 튜브(2 내지 3mm)를 사용하지만, Jacobsen et al.은 더 큰 팽창성 플러그 시험 표본 및 현행 작업에 사용된 것과 같은 크기의 C 링 시험 표본에 대해 측정된 후프 강도 값이 서로 잘 일치한다고 보고했다. 따라서, 클래딩 용도의 더 큰 약 4m 길이의 튜브가 문헌 및 현행 결과를 기반으로 하여 성질을 확인하는 추가 시험을 해야 할 수 있지만, 본 연구에 사용된 표본 크기는 SiC-SiC 복합재 튜브의 성질에 대한 대표적인 측정을 제공하기에 충분할 정도로 크다.
이러한 결과는 후프 및 축 방향으로 상대적 강도를 조절하는 능력이 강력하다는 것을 입증한다. 이는 튜브에서 후프 대 축 강도의 비를 미세하게 조절하는 것이 가능하다는 것을 입증한다. 섬유 구성의 조절은 사고 시나리오뿐만 아니라 정상 작동 중에 예상되는 특정 상태에 대한 클래딩의 맞춤조정을 허용할 것이고, 본 발명에 기술된 바와 같은 2 이상의 상이한 복합재 층의 사용은 더 우수한 최적화를 가능하게 할 것이다. 이러한 상황 및 대응하는 응력은 구성이 특정 적용 요건, 예상 응력의 모델링 및 제조 고려사항의 조합을 통해 결정되므로, 고려되어야 할 것이다.
도 15C는 소규모 첨가제만으로 강화된 복합재에 수행된 추가 기계적 시험의 결과를 나타낸다. 이러한 SiC 구조물(예컨대, SiC 휘스커)은 꼰 섬유 또는 권선형 섬유 형태의 SiC-SiC 복합재에 사용된 연속적인 SiC 섬유보다 훨씬 작다. 첨가제는 몇몇 강화재를 제공한다. 하지만, 이러한 소규모(복합재 내에서 긴 거리 동안 연장되지 않는) 및 이 첨가제들의 배향 조절의 과제로 인해, 이 복합재들은 꼰 또는 권선형 섬유 복합재에 사용된 연속 강화 섬유와 동일한 유의적인 인성 이점을 제공하지는 못한다. 이것은 이러한 소규모 첨가제 복합재 기계적 반응에 대한 응력-변형률 반응에서 관찰되는 더 낮은 강도 및 최소 거짓 연성 거동을 초래한다. 따라서, 최적의 기계적 성능을 위해, 꼰 섬유 또는 권선형 섬유 강화재를 함유하는 구조물은 더 높은 강도를 제공하고, 최상의 성능 요구를 만족시키도록 후프 및 축 방향 간의 기계적 성질을 맞춤조정하는 능력에 바람직하다. 하지만, 이러한 소규모 첨가제 복합재는 연속 섬유 강화재에 비해 제작된 자체가 훨씬 더 평활한 표면 조도를 제공하는 것과 같은 다른 이점들을 제공한다. 다수의 상이한 복합재 층의 사용은 각 형태의 복합재 층의 유리한 성질을 높이고, 각각 최상의 특성을 조합한 구조물을 창출한다.
2 이상의 상이한 복합재 층의 혼입 외에, 본 발명은 복합재의 외부 또는 내부에, 또는 내외부에 SiC의 모놀리식 층이 위치하는 다층 구조물도 이용한다. 모놀리식 SiC는 SiC-SiC 복합재에 비해 향상된 내산화성을 제공하고, 무균열을 유지한다면, 기밀성을 제공할 수 있는 한편, 복합재 층이 클래딩에 증가된 강도 및 인성을 제공한다. 핵분열 가스는 연료 수명 동안 함유되어야 하기 때문에, 모놀리식 층은 정상 작동 조건 동안 본래대로 유지되는 것이 중요하다. 몇몇 양태들에서, 이 모놀리식 층은 반응기 작동 중에 예상되는 응력을 최적으로 수용하기 위해 클래딩의 외부에 위치하는 것이 가장 적절하다.
열확산율
SiC-SiC 복합재에서 섬유 구조 및 관련 다공도는 기계적 및 열적 성질에 현저한 효과가 있다. SiC-SiC 평판(제직형 직물 층으로 구성됨) 및 튜브(권선형 또는 꼰 섬유를 보유함) 간의 섬유 구성의 차이로 인해, 평판형 복합재에서의 측정은 튜브에서와 직접적으로 비슷하지는 않을 것이다. 이러한 고려는 특성화 시도가 평판형 기하구조에 최적화되어 있거나, 또는 이 구조에 제한되는 경우에 중요하다.
샘플의 열전도도는 샘플의 비열, 밀도 및 열확산율의 함수로써 측정할 수 있다. 비열 및 밀도 측정은 샘플 기하구조를 고려할 필요없이 이루어질 수 있다. 열확산율 측정은 일반적으로 펄스화된 레이저가 샘플의 한 면에 에너지를 전달하고 샘플의 반대 면에서의 온도 상승을 시간의 함수로서 모니터하는, 레이저 섬광 방법을 사용하여 편평한 표본으로부터 수득한다. 열확산율은 샘플 두께 및 시간-온도 프로필, 특히 온도가 최종 최대 값의 절반에 도달하는데 필요한 시간의 함수이다. 이 시도는 편평한 샘플과 1차원적 열전달을 가정하여, 2차원으로 열전달이 일어나는 굽은 샘플에서의 열확산율을 측정하는 데에는 바로 사용될 수 없다.
샘플 곡률의 함수로서 기하학적 계수를 측정할 수 있고, 그 다음 이를 측정된 값에 대한 보정으로 사용하여 실제 물질 확산율 값을 수득한다. 2D 열전달 방정식에 근거한 곡률 효과의 유도 및 기하학적 계수의 정확성에 대한 온도 효과의 평가를 비롯한 본 연구의 더 완전한 설명은 이전에 공개되었다.
제작된 자체의 SiC-SiC 복합재 튜브에서 취한 표본은 이러한 기하학적 보정 계수를 사용하여 평가했다. 동일한 표본을 두께 방향이되, 오목한 곡률이 위를 향하는 배향 및 곡률이 아래를 향하는 배향을 가진 두 배향으로 측정했다. 이러한 보정 계수는 그 다음 오목면 아래 열확산율 측정에 적용했다(이것은 기하학적 계수를 수득할 때 사용한 배향이었다). 대표적인 굽은 SiC-SiC 표본의 결과는 도 16에 제시된다. 미보정된 두께 방향 열확산율 측정은 두 표본 배향에서 매우 유사하였고, 값의 차이는 겨우 2 내지 3%였다. 하지만, 기하학적 보정을 적용하면, 두 배향은 실제 물질의 열확산율을 약 10% 정도 과대평가하는 것을 관찰할 수 있다. 이러한 유의적인 차이는 굽은 표본의 기하구조에는 적당한 보정을 적용할 필요성이 있음을 입증한다. 두께 방향 열확산율 값은 여기서 측정했고(실온에서 7.9㎟/s), 온도가 증가할수록 확산율이 감소하는 경향은 문헌의 다른 보고들과 유사하다. Katoh, et al.은 몇몇 기원의 편평한 비-방사선 조사된 SiC-SiC 복합재 패널에 대한 데이터를 정리하고 잇고, 여기서 실온에서 두께 방향의 열확산율 값은 Hi-Nicalon 타입 S 섬유로 강화된 복합재의 경우 6.5 내지 8.5㎟/s 범위이고, Tyranno-SA3 섬유로 강화된 복합재의 경우 7.5 내지 13.2㎟/s 범위였다. 또한, Katoh, et al.은 열 확산율 및 전도도가 측정 방향의 함수로서 변동하고, 일반적으로 섬유가 열을 전도할 수 있고 다공도 분포가 다를 때, SiC-SiC 복합재의 두께 방향에 비해 면방향으로 더 높다고 보고한다. 클래딩 용도에서, 높은 열확산율 및 대응하는 높은 열전도도는 연료로부터 열 제거를 도모하고 열구배에 의한 클래딩의 응력을 감소시키는데 중요하다.
투과율
투과율은 연료 수명 동안 핵분해 가스의 밀봉 격납이 SiC-SiC 복합재 내의 잔류 다공도 및 비례 제한 강도 이상의 응력에서 매트릭스 균열의 발생으로 인해 문제가 되기 때문에, SiC 기반의 클래딩에 대한 중요한 성능 계측량이다. 모놀리식 탄화규소의 투과율은 극히 낮고, 다목적 부착구를 사용하여 표본을 유지시키고 헬륨의 누설을 방지하면서 샘플을 통한 매우 적은 누설률의 측정을 용이하게 했다. 부착구 어셈블리는 승온에서 일정한 성능을 제공하여 300℃에서 시험을 가능하게 하는 것으로 확인되었다. 정확한 결과를 보장하기 위해, 보정된 누설 기준 및 제로(null) 샘플 및 대조 샘플을 사용하여, 밀봉부(샘플과 부착구 사이)를 통한 투과와 샘플 자체를 통한 투과를 서로 구분했다. 또한, 과도한 튜브 표면 조도는 샘플 표면에 누설 기밀성 밀봉을 수득하기 위한 능력을 방해하여 샘플 제조 시에 주의해야 했다.
누설률 요건은 실온에서 1.7MPa 헬륨 압력에 의해 10-6 atm-cc/s로 채택된 현행 가압 수형 원자로(PWR) 연료 클래딩에서의 최대 허용 누설률에 근거하여 배정되었다. 이 값은 본 발명을 기초로 하는 다른 원자로 형태에 사용된 클래딩에서는 달라질 것이고, 결과는 이 디자인이 여기에 주어진 요건들보다 훨씬 더 엄격한 누설률 요건을 만족시킬 수 있다는 것을 보여줄 것이다. 이 값으로부터, 누설률 요건은 다양한 온도와 압력에서 시험된 더 작은 표본들에서 추정되었다. 또한, 연료 클래딩 용도에 사용된 적당한 SiC 기반의 물질은 튜브 벽을 통한 누설률 요건을 충족해야만 하고, 말단을 밀봉하는데 사용된 물질을 포함한 전체 클래딩 구조물도 그 요건을 만족시켜야만 한다. 탄화규소 기반의 연결 방법은 SiC-SiC 복합재 튜브의 한쪽 말단을 모놀리식 SiC 말단플러그로 밀봉하는데 사용할 수 있다. 이러한 이음부는 고순도 입방형 SiC를 포함하고, 약 80MPa의 실온 전단 강도를 달성하여, 다른 원자로 연료봉 디자인에 예상된 클래딩 요건들 뿐만 아니라 예상된 수명 말기 LWR 클래딩 압력의 격납 요건을 만족시킨다. 사용된 튜브는 외부 모놀리식 SiC 층으로 코팅된 SiC-SiC 튜브, 및 양쪽 말단이 개방된 SiC 기반의 튜브, 뿐만 아니라 한쪽 말단은 SiC 말단플러그를 사용하여 밀봉하고 SiC 이음부를 가진 튜브였고, 이들을 시험했다. 이 헬륨 누설 측정 시도는 다목적이고, 변형된 부착구 및 밀봉 방법의 사용을 통해 튜브를 넘어서는 다른 SiC 구성부재 기하구조들을 위해 개조될 수 있다.
초기 시험은 외부 모놀리식 층을 가진 복합재 클래딩 튜브 및 SiC 기반의 연결 방법으로 연결된 말단플러그를 가진 튜브가 모두 제작된 자체 상태에서 LWR 용도의 투과성 요건을 만족시킬 수 있다는 것을 측정했다. 측정된 헬륨 누설률은 10-12 atm-cc/s 이하였다.
원자로에서, 클래딩 구조는 핵분열 가스 축적, 열 순환 및 연료공급을 위한 전력 증가 또는 정지 동안 기계적 응력 사이클로 인한 내부 가압을 비롯한 연료 수명 중의 응력 및 부하 상태를 겪을 것이다. 클래딩은 이러한 상태 동안 기밀성을 유지하면서 동시에 중성자 조사로 처리되어야 한다.
수행된 시험에서 표본은 내압 및 열 순환으로 처리되었고, 투과율은 응력 수준의 함수로써 평가했다. 내부 응력은 미세균열이 일어날 것으로 생각되는 응력 수준 부근에서 시작하는 팽창 플러그 기술을 사용하여 외부 모놀리식 층을 가진 개방 말단형 복합재 튜브(본 특허 문서에 설명됨)에 적용했다. 표본은 3.8MPa 내압의 증분으로 응력을 가하고, 부하량을 그 다음 제거하고 투과율을 측정했다: 이 과정은 기밀성이 상실되었을 때까지 반복했다. 이 증분 부하량의 결과는 도 16에 제시했고, 56.2MPa 내압으로 가압 후에도 누설은 검출되지 않았다. 다음 응력 적용 후, 60MPa 내압에서 샘플의 미세균열이 불투과율의 부분 상실을 초래한다. 추가 3.8MPa의 압력 후, 균열은 누설 검출기의 한도 이상으로 누설률이 측정되기에 충분하게 심각해진다. 이 내압은 일반적으로 15 내지 20 MPa 범위인 전형적인 LWR 연료봉의 수명 말기 압력보다 훨씬 높다. 균일한 물질 근사치로 Lame 방정식을 사용하여 이 표본 벽의 후프 응력에 대한 하계(lower bound)는 기밀성이 상실되었을 때 100MPa 내지 120MPa 사이일 것이다. 하지만, 이 균일한 물질 시도는 모놀리식 층의 탄성률이 종종 복합재 층의 대략 2배인 것을 고려하지 않아서, 모놀리식 층에 대한 응력을 과소평가한다. 모놀리식 층에 대한 실제 응력은 균일한 물질 추정에 의해 나타나는 것보다 높을 것이나, 더욱 상세한 FEM 기반의 계산은 응력의 더욱 정확한 계산을 제공하는데 필요할 것이다.
또한, 도 17에는 공칭 누설률 요건, 및 단일 복합재 층으로만 구성된 튜브(외부 모놀리식 SiC 층 없이)에서 측정된 일반적인 누설률이 플로팅되어 있다. 이는 복합재만의 구조에 필요한 기밀성을 달성하는데 있어서의 문제점을 보여주고, 이 구조의 불투과성을 향상시키기 위해 다수의 내부 복합재 층과 모놀리식 층을 연결시켜 상당한 향상이 수득된다는 것을 분명하게 보여준다.
추가 응력 부하는 연결된 튜브/말단플러그 어셈블리에 수행했고, 기초 투과율 측정을 수행한 후, 표본을 실온과 1000℃ 사이에 10회의 열 순환 증가로 처리했다. 이 때, 투과율 시험을 수행했고, 그 다음 최종 누설 시험 전에 16.8MPa 내부 압력의 추가 부하를 적용했다. 이 투과율 시험은 300℃에서 수행했고, 이러한 시험 온도, 적용된 헬륨 압력 및 샘플 크기의 조합에서 완전 연료 LWR 봉 요건으로부터 외삽된 누설률은 3.0x10-8 atm-cc/s였다.
열순환 후, 안정상태 누설률에서 관찰할 수 있는 변화는 없었고, 후속 내부 가압 후 누설률의 작은 상승만이 검출되었다. 이 결과는 도 18에 도시했고, 모든 부하 조건이 적용된 후, 최종 누설률 4.05x10-9 atm-cc/s는 계산된 누설률 요건보다 거의 전차수 등급 아래였다. 이 결과는 외부 SiC 오버코트로 코팅된 내부 SiC-SiC 복합재 층으로 구성되고 SiC 말단플러그 및 SiC 기반의 이음부로 밀봉된 SIC 기반의 클래딩 튜브가 강건한 거동을 나타내고 기밀성을 유지하면서 여러 부하 상태를 견딜 수 있다는 것을 보여준다. 또한, 이러한 결과는 본 발명에 설명된 디자인이 LWR 디자인에 필요한 누설률 요건을 초과하는 누설률 요건을 만족시킬 수 있다는 것을 보여준다.
치수 조절
클래딩 튜브가 치수 요건을 만족시킬 수 있음을 입증하기 위해, 균일성, 조도, 진원도 및 진직도/원통도, 및 여타 치수를 측정하는 정확한 수단이 이용되어야 한다. 현재, 이러한 치수 공차 값을 수득하기에 유용한 다양한 도구가 있으며, 그 예로는 현미경검사, CMM, 마이크로미터, 높이 게이지, 및 스타일러스 프로필로미터가 포함된다. X선 단층활영술은 부품의 고해상 3D 재구성을 생성하는데 사용될 수 있으며, 이는 단일 XCT 스캔으로부터 다양한 치수 측정값을 추출하는 것이 가능하다. 이 도구들은 본 발명에 기초한 탄화규소 클래딩 구조물이 진직도, 조도 및 균일성 요건을 충족하도록 제작될 수 있음을 입증하는데 사용되었다.
이 연구들에서, 몇몇 SiC-SiC 튜브 샘플의 일부는 x선 단층촬영술로 스캔되었고, 그 다음 분석을 위해 재구성되었다. 조도 측정을 위해, 더 작은 영역을 더 높은 해상도에서 스캔했고, 조도 값은 이 볼륨들로부터 추가 처리없이 즉시 수득했다. 더 긴 튜브 길이(약 0.9m)에 대한 대규모 측정(진직도, 원통도)에서는 여러 볼륨들은 정렬시키고, 봉합한 뒤 전체 튜브를 함유하는 하나의 더 큰 볼륨으로 결합시켜야 했다.
표면 조도 측정은 스타일러스 프로필로미터 스캔으로부터 수득했다. 2개의 튜브 샘플을 조사했다: 하나는 꼰 강화 섬유 구조를 가진 제작된 SiC-SiC 복합재 튜브 자체이고, 다른 튜브는 감소된 표면 조도를 제공하는 소규모 첨가제를 함유한 SiC-SiC 복합재 층을 도입시키는 추가 처리가 수행된 것이다.
제작된 튜브 자체는 도 19A에 제시된 바와 같이, 침윤 전에 초기 섬유 구조의 대표적인 사진에서 관찰되는 것처럼 기초 섬유 토우 구성에서 초래되는 유의적인 표면 질감을 나타낸다. 각 시도마다 수회의 스캔을 수득했고, 전체 튜브의 평균 조도를 수득할 수 있다. 스타일러스 프로필로미터로부터의 대표적인 표면 프로필은 도 19B에 제시했고, 정성적으로 유사하다.
프로필로미터에서 수득한 조도 값은 표 2에 제시했다. 개별 강화 SiC 섬유 토우의 높이 약 200㎛ 내지 300㎛ 범위이고, 토우가 오버랩하는 섬유 구성 및 영역은 제작된 튜브 자체에서 표면 기복에 기여한다. 따라서, 수득된 피크-밸리 조도 측정이 개별 섬유 토우의 두께와 매우 유사하다는 것은 예상된 결과이다. 이는 강도 또는 다른 성능 특성이 최적화된 섬유 구성이 클래딩 용도에 필요한 낮은 표면 조도를 제공하는데 이상적인 것은 아닐 수 있다는 것을 입증한다.
7mm 길이의 축 라인 프로필로부터 수집된 제작된 SiC-SiC 튜브 자체의 외측면에 대한 조도 값
조도 프로필로미터 결과
R평균 32.7㎛
Rrms 42.4㎛
R피크-밸리 197.4㎛
제작된 튜브 자체의 큰 피크-밸리 조도(뿐만 아니라 평균 및 rms 조도 값)는 핵연료 클래딩 용도에 충분한 것으로 생각되지 않는다. 클래딩 내면의 과도한 조도는 연료와 클래딩 사이의 갭에 변동을 유발할 것이고, 이는 클래딩에 추가 응력을 일으키는 비균일한 온도 구배를 산출할 수 있다. 또한, 클래딩의 외측면에서의 높은 표면 조도는 난류 혼합으로 인한 열전달에 몇몇 이점을 제공할 수 있지만, 이 조도는 코어를 통한 냉각재 압력 강하를 증가시킬 것이다. 2개 이상의 상이한 복합재 층의 사용은 이 문제를 평활한 표면에 최적화된 복합재 층과 강도에 최적화된 복합재 층을 조합하여 해결할 수 있다.따라서, 클래딩 튜브는 내면과 외측면에 조절가능한 조도를 갖는 것으로 특성화하는 것이 바람직하다. 조절된 표면 조도를 달성하기 위해, 연마 또는 마쇄, 또는 도 19A에 제시된 연속 섬유 강화 복합재에 비해 향상된 표면 평활도를 제공할 수 있는 복합재 층의 사용과 같은 여러 방법이 사용될 수 있다. 꼰 SiC-SiC 복합재 층의 내면 및 외면에 소규모 강화 첨가제를 함유하는 얇은 복합재 층을 가진 튜브가 도 19B 및 도 19C에 도시된 바와 같이 조사되었다.
꼰 연속 섬유 강화재를 가진 SiC-SiC 튜브에서와 같이 조도 값은 스타일러스 프로필로메트리를 사용하여 수득했다.
평균, 제곱평균 제곱근 및 피크-밸리 조도는 표 3에 정리했고, 이러한 소규모 첨가제 복합재 층 튜브가 꼰 섬유 SiC-SiC 튜브에 비해 유의적인(약 5 내지 10x) 조도 감소를 나타낸다. 이러한 소규모 첨가제 복합재 표면 및 꼰 섬유 복합재 표면에 대한 대표적인 표면 프로필 스캔은 도 19D에 제시했다. SiC 기반의 연료 클래딩의 조도 사양은 아직 정의되지 않았지만, 이 값들은 현재 Zircaloy 클래딩 튜브의 사양과 유사하고, 추가 향상은 처리 방법에 대한 추가 개선을 통해 수득될 수 있을 것이다. 내면 및 외측면의 조도 값은 비슷하다. 튜브 샘플의 6개 다른 영역으로부터 촬영한 2mm 길이의 라인 스캔 유래의 조도 값으로부터 표준 편차를 수득했다. 이는 유의적인 장점이 소규모 강화 첨가제를 함유하는 복합재 층으로부터 수득될 수 있는 더 평활하고 제작된 자체의 표면과 꼰 또는 권선형 연속 섬유 강화재를 함유하는 복합재의 바람직한 기계적 강도를 연결시킨 클래딩 튜브가 제조될 수 있을 때, 클래딩 구조 내에 2개의 상이한 복합재 층을 조합시킴으로써 수득될 수 있다는 것을 보여준다. 이와 같이 감소된 표면 조도는 표면 조도 사양을 만족시키기 위한 제작후 기계가공 및 연마와 관련된 비용 및 시간을 감소시킬 수 있다.
2mm 길이의 축 라인 프로필에서 수집한 스타일러스 프로필메트리를 사용하여 수득한 평활화된 SiC-SiC 튜브의 조도 값
조도 프로필로미터 결과 프로필로미터 표준편차
내면-R평균 6.4㎛ 2.2㎛
내면-Rrms 7.9㎛ 2.7㎛
내면-R피크-밸리 37.6㎛ 13.1㎛
외측면-R평균 6.1㎛ 1.8㎛
외측면-Rrms 7.7㎛ 2.3㎛
외측면-R피크-밸리 38.1㎛ 10.3㎛
진직도 및 원통도는 진직도의 편차가 완전 패킹된 연료 어셈블리의 튜브 사이에 비균일한 공간을 초래하여 열전달의 변동을 유발하고 응력을 증가시키며 잠재적 보잉(bowing)을 유발하기 때문에 연료 클래딩 용도에 매우 중요하다.튜브형 구조물에서, 진직도 측정은 튜브 축 방향을 따라 정렬된 직선 참조 라인으로부터 튜브 표면의 최대 편차를 평가한다. 오로지 진직도와 진원도(또는 난형도)가 클래딩 튜브에 필요한 사양일 수 있지만, 원통도 측정은 진직도 및 원형도 유래의 편차가 총원통도 값에 기여하므로 튜브 진직도와 튜브 진원도의 평가를 단일 측정으로 결합시킨다. 원통도 측정은 재구성된 XCT 볼륨의 분석을 통해 쉽게 수득할 수 있고, 이는 튜브 기하구조를 평가하는 단일 값을 제공한다.
원통도는 측정되는 튜브의 외부에 원통을 피팅시켜 측정했고, 이는 각각 4개의 약 25cm 길이의 XCT 볼륨, 및 봉합된 전체 길이 튜브에 대해 수행했다. 맞춤 공정은 사용자가 다수의 무작위 선택된 점들이 표면에 피팅되도록 수동적으로 선택하는 것을 수반했다(튜브의 내면 또는 외측면; 다음의 결과들은 외측면이 사용되었다). 5000개의 균일하게 이격된 점들은 튜브의 표면에 자동으로 피팅되어 수동적으로 선택된 점들을 포위했고, 가우스 최소 제곱 피트 방법을 사용하여 상기 자동적으로 선택된 점들에 완전한 원통을 피팅시켰다. 이 점들은 원통 직경을 수득하는데 사용했고, 또한 원통도는 원통에 대한 피트를 기반으로 한 최대 내접원 및 최소 외접원을 찾아 측정할 수도 있다. 이러한 측정들을 위해 선택한 스캔 크기는 127㎛이 원통도 측정의 해상도를 제공했다. 이는 전체 튜브 길이를 포함하는데 필수적인 스캔의 횟수 및 스캔 해상도 간의 균형을 나타냈다.
원통도 결과는 먼저 더 짧은 볼륨 구역(각각 약 25cm 길이)에서 수득했다. 이 볼륨의 원통도는 평균 399㎛였고(표준 편차 49㎛), 평균 외경은 4.56mm(표준편차 0.019mm)였다. 그 다음 전체 0.9m 길이의 튜브를 나타내는 봉합 및 합병된 볼륨을 분석했고, 피트 공정(사용자가 선택한 표면 점들로 시작)은 8회 반복했다. 전체 길이에서 평균 튜브 외경은 개별 구역들의 평균 반경이 4.57mm(4.56mm 대비)로 거의 동일했고, 분석된 각각 8개의 개별 피트 간에 거의 변동이 없었다(이러한 8개 다른 피트들에서 반경의 표준편차는 0.001mm였다). 합병된 볼륨의 피트에 대한 평균 원통도는 774㎛였고, 다른 피트들 간에 표준편차는 30㎛였다. 이는 피팅 공정에 수동의 측면이 있지만(사용자가 피트의 기본을 형성하는 표면 점들을 선택함), 이 선택에 의해 도입되는 잠재적 오류는 적다(표준 편차는 평균 원통도 값의 겨우 약 4%이다)는 것을 시사했다.
본 연구에서 분석된 SiC-SiC 튜브에서, 제작된 그대로의 튜브의 표면 조도가 큰 진원도 편차 값에 기여했을 지라도, 전체 원통도는 진직도 편차로 인하여 유의적인 성분이었다. 진직도 편차가 0.9m 길이 튜브에서 774㎛ 평균 원통도 값에 대한 주요 기여인자라고 가정하면, 이는 전체 약 4m 길이의 연료봉에서의 직진도 편차 약 3.1mm에 해당할 것이며, 이는 LWR 연료 클래딩의 요건을 만족시킨다. 하지만, 핵 연료 클래딩 튜브의 진직도 공차는 진원도 요건에 비해 크다.
또한, 좌표 측정기(CMM) 및 수직 높이 게이지는 XCT 유래 값의 비교용으로서 상기 튜브의 원통도를 평가하는데 사용되었다. 이 측정 시도는 XCT 스캔에 비해 향상된 해상도를 제공하고(X, Y 및 Z 방향으로 12.7㎛), 한번에 전체 0.9m 길이의 튜브를 측정할 수 있다. 하지만, CMM 시도는 위치 측정이 개별적으로 수행되고, 결과적으로 XCT 시도가 제공할 수 있는 수천개의 표면 점을 가진 샘플에는 비현실적이라는 점에서 제한적이다. 이러한 CMM 제한은 몇몇 샘플링 오류를 도입시킬 수 있고, 잠재적으로 원통도를 적게 표시한다. 이러한 CMM 측정에서, 튜브 축을 따라 균일하게 이격된 각각 25개 다른 원주들에서 튜브의 원주 주위로 180°를 포위하는 5개의 점을 채택했다. 이 측정으로부터 수득한 원통도 값은 472㎛였다. 이 CMM 원통도 값은 개별(25cm 길이) XCT 볼륨(399㎛)에서 수득된 원통도 값과 유사하나, 합병된 XCT 볼륨(774㎛)에서의 원통도보다는 작다. 이 연구에서 다른 스캔 길이 및 측정 방법으로부터 수득된 원통도 값은 표 4에 정리했다.
다른 스캔 길이와 측정 기술에서 수득한 평균 원통도 또는 진직도 값
측정(수) 평균 원통도(표준편차)
XCT - 0.25m 길이(4회 다른 스캔) 399㎛
(49㎛)
XCT - 약 0.9m 봉합 길이(1 볼륨, 8회 피팅) 774㎛
(30㎛)
CMM - 약 0.9m 길이(1회 측정) 472㎛
(N/A)
높이 게이지 - 약 0.9m 길이(9개의 별개 튜브) 863㎛
(453㎛)
클래딩 튜브의 원통도는 기초 복합재에서 수득된 진직도에 의존적일 것이고, 거의 가공처리 개시쯤에 규명될 것이다(제작 말기 임의의 기계적 마쇄 또는 연마 없이). 따라서, 상기 보고된 원통도 값은 현재 이 구조물에서 수득될 수 있는 진직도의 양호한 근사치를 제공한다.튜브 진직도의 빠른 평가로서 1가지 추가 방법이 사용되었다. 수직 높이 게이지는 튜브 말단들이 편평한 화강암 표면에 놓여 있는 동안 튜브의 길이를 따라 최고점을 찾는데 사용했다. 이 수직 높이 게이지 방법은 빠른 측정을 제공했지만, 이 시도의 실질적인 정확성은 튜브의 최고점이 측정되도록 하는 가시적 평가에 의존적이었다. 이처럼, 수직 높이 게이지의 해상도가 10㎛인 동안, 이 측정 방법의 정확도는 XCT 및 CMM 원통도 측정 방법보다 더 많은 사용자 오류의 대상이 되었다. 또한, 이 방법은 튜브의 최고점만을 측정하는 바, 원통도 측정보다는 진직도 측정을 제공한다(원통도는 진직도 및 진원도 평가를 통합한 것이고, 최고점만 샘플링되면, 수직 높이 게이지는 원통도에 대한 진원도 기여를 측정하지 못한다). 하지만, 이러한 높이 게이지 측정은 명목상 동일한 제작 방법을 사용하여 생산한 다양한 튜브를 따라 진직도 분포를 평가하는데 사용되었다. 모든 튜브는 길이가 약 0.9m였고, 9개 튜브를 따라 평균 진직도는 863㎛이고, 모든 샘플들 간의 표준편차는 453㎛였다. 이 측정 세트는 도 20에 제시했다. 현재 클래딩 진직도 요건은 길이 300mm당 0.25mm(0.833mm/m에 해당)이고, XCT 및 CMM 방법을 사용하여 측정된 튜브 및 높이 게이지 방법에 의해 측정된 튜브의 약 1/2은 사양을 충족시킨다(높이 게이지를 사용하여 측정한 튜브 중 3개는 요건을 초과하고, 2개는 3% 이내이다). 제작 공정에 대한 개선으로, 반복성은 이 사양을 만족시키는 튜브의 수율을 향상시키고 더 높은 수율의 튜브를 생산할 것으로 예상되며, 이는 본 발명에 설명된 클래딩 디자인이 클래딩 진직도 요건을 만족시킬 수 있음을 보여준다.
연료 클래딩 용도의 긴 SiC-SiC 튜브의 생산에서 치수 공차를 충족시키는 것 외에도, 물질 성능이 튜브 길이를 따라 균일하고 기계적, 열적 및 투과율 요건을 만족시키는 것도 필수적이다. 섬유 구조 및 배향은 긴 튜브에서 매우 일관되게 유지될 수 있다; 하지만, 이 섬유의 침윤은 화학적 증기 침윤 공정 동안 길이의 함수로서 변동될 수 있다. 침윤의 완성도는 침윤 동안의 온도, 압력 및 국소 전구체 농도의 함수이고, 이러한 파라미터 전부뿐만 아니라 부산물 농도는 침윤 챔버를 통해 시공간적으로 변동될 수 있다. 침윤 공정 동안, 침착 구배는 복합재의 외측으로부터 중심으로 발달하고, 이는 복합재의 외측면에 치밀한 SiC 층의 점진적 형성을 초래할 것이다. 침윤의 균일성은 튜브의 길이를 따라 위치의 함수로서 성질 또는 다공도를 측정하여 평가할 수 있고, 또는 대략적 근사치로서, 외부 SiC 층의 두께가 균일성의 게이지로서 사용될 수 있다. 이 근사치는 외측 복합재 표면에 대한 SiC의 침착이 균일하면, 내부 침윤은 아마도 유사할 것으로 추정한다. 튜브 길이의 다른 점들에서 기계적 및 열적 성능을 직접 비교하거나 밀도 측정만큼 정확하지는 않지만, 길이의 함수로서 SiC 코팅 두께의 변동은 침윤 공정의 균일성에 대한 중요한 피드백을 제공할 수 있다.
대표적인 튜브 길이를 따라 균일성의 측정은 2가지 시도로 수행했다. 첫째, XCT 스캔은 한쪽 말단에서 시작하여 튜브의 중심으로 계속해서 길이를 따라 약 10cm 간격으로 수행했다. 튜브의 대표적인 볼륨은 각 간격마다 분석했고, 총 물질 부피 및 총 내부 기공 부피도 측정했다. 사용된 XCT 스캔의 해상도로 인해, 극히 작은 기공들은 분석될 수 없을 수 있고, 결과적으로, 이 값들은 실제 총 샘플 다공도를 약간 과소평가할 수 있다. 하지만, 위치의 함수로서 이러한 과소평가의 유의적인 변동은 예상되지 않고, 이러한 XCT 스캔들은 균일성의 양호한 지표를 제공해야 한다. 이러한 측정들로부터 다공도 분율을 계산했고, 도 21에 튜브 길이를 따라 위치의 함수로서 플로팅했다. 두번째 시도는 오버코트 두께 근사치를 이용했고, 오버코트의 측정 및 두께 변동(평균 두께에 대해 표준화됨)을 수득하여 도 21에 제시했다. 이 데이터는 튜브 길이를 따라 거리의 절반을 나타낸다(한쪽 말단에서 중심까지); 하지만, 제작 중에 튜브의 주기적인 회전을 통해 임의의 두께 변동은 각 튜브 말단마다 대칭적일 것으로 생각된다. 이러한 초기 결과는 다공도가 튜브 길이를 따라 5% 내지 8% 사이이고 코팅 두께 변동은 5% 이하임을 보여준다. 또한, 위치의 함수로서 다공도 또는 오버코트 두께의 변동에 대한 분명한 트렌드는 관찰되지 않았다. 튜브 길이를 따라 밀도, 기계적 및 열적 성질의 완전한 평가는 더욱 완전한 데이터 세트를 제공할 것이지만, 이 결과들은 이 클래딩 디자인에서 양호한 튜브 축 균일성이 달성될 수 있다는 것을 암시한다.
대안적 구조물 및 실험 결과
내부 모놀리식 SiC 층
내부 모놀리식 SiC 층을 함유하는 대안적 구조물, 뿐만 아니라 전적으로 SiC-SiC 복합재로만 구성된 구조물은 또한 본 발명의 디자인 및 이점에 대한 대비를 보여주기 위해 생산했다. 내부 모놀리식 층을 함유하는 튜브들은 박막(약 450㎛ 벽 두께)의 압출 및 소결된 SiC Hexoloy 튜브(St. Gobain Ceramic Materials)를 포함했다. CVD SiC와 비교했을 때, Hexoloy는 유사한 방사선조사되지 않은 물질 성질을 갖지만, 소결 보조제를 함유하고 약간 낮은 밀도 및 순도를 나타낸다. 그 다음, 이러한 내부 모놀리식 주위에 제2 층으로서 강화 섬유가 형성되었다. 튜브 구조물(SiC-SiC 복합재로만 구성된 튜브 및 내부 복합재 층을 가진 튜브)은 튜브 내경을 한정하는 맨드렐 주위로 섬유를 배치하여 형성시켰다. 예를 들어, 도 14C는 내부 모놀리식 SiC 층을 가진 튜브 구조의 횡단면도이다.
SiC-SiC 튜브 구조물의 기계적 특성화를 위한 시험 모델
비교 목적으로, 간단한 섬유 구성에 기초하여 후프 강도 대 축 강도의 예상 비율을 계산했다. 최종 강도가 섬유의 강도에 의해 좌우된다는 가정 하에(최대 강도는 유의적인 매트릭스 균열이 매트릭스 하중 운반 능력을 감소시킨 후 나타난다), 필라멘트 권선된 압력 용기 강도 방정식은 주어진 섬유 정렬에서의 대략적인 강도 추정치를 제공할 수 있다. 이러한 간단한 시도는 섬유 구성의 세부사항, 예컨대 직조법, 섬유 토우 곡률, 및 관련 크림핑 효과를 무시하지만, 여러 섬유 강화 구조물의 후프 방향 및 축 방향으로 상대적 강도의 대략적인 근사치를 제공할 수 있다. 연구된 섬유 구성에서, 측정된 후프 강도는 상기 간단한 근사치에 기초한 예측이 암시하는 것보다 축 강도에 비하여 더 높다. 축 편중 샘플에서, 이 간단한 추정치는 후프 방향보다는 축 방향으로 50% 더 높은 강도를 예상했지만, 측정된 축 강도는 후프 강도보다 겨우 약 13% 더 높았다. 이 차이는 30% 더 높은 후프 강도가 예상되었지만, 측정된 후프 강도는 축 강도보다 300% 이상 더 높았던 후프 편중 표본에서도 분명하게 나타났다. 이는 균형을 이룬 꼰 구성(축:후프 섬유 강화재 1:1 비율)에서 예상되듯이, 거의 동일한 후프 및 축 거동이 관찰되었다는 문헌의 ±45°꼰 튜브에서의 보고와 대조된다.
모델 예측과 측정 간의 모순은 섬유 강화재 구성 외에 다른 파라미터가 기계적 성질에 영향을 미치고 있음을 시사한다. 과거 제작 경험은 특정 섬유 프리폼이 더 쉽게 거의 완전한 이론적 밀도로 침윤할 수 있고, 또는 더욱 유리한 기공 분포를 가져 향상된 기계적 성질을 산출한다는 것을 보여주었다. 다공도는 구체적으로 세라믹 및 세라믹 복합재의 탄성률에 직접적인 영향을 미치는 것으로 알려져 있으므로, 섬유 구성 내에 이의 분포가 아마도 모순의 가장 가능성 있는 원인일 것이다.
또한, 추정된 후프 강도 및 축 강도와 측정된 값의 차이는 시험 방법 및 시험 표본 기하구조 간의 차이 때문일 수도 있다. 축 시험에서, 게이지 길이 내에는 비교적 큰 볼륨의 물질이 부하되는 반면, C 링 시험에서는 단지 작은 볼륨의 물질이 가장 엄격한 부하 상태로 처리된다. 흠과 공극의 분포를 가진 세라믹 매트릭스에서는 더 큰 볼륨이 낮은 응력 수준에서 균열을 개시할 수 있는 더 큰 공극을 함유할 증가된 확률을 가질 것이다. 하지만, C 링 후프 강도 결과와 팽창성 플러그 후프 강도 결과(훨씬 더 큰 샘플 볼륨이 부하된 경우) 간의 유사성은 이미 입증되었고, 이는 응력을 받은 물질의 볼륨 차이가 축 강도 및 후프 강도 결과의 차이를 완전히 설명할 수는 없다는 것을 암시한다. 기공 크기 분포 외에, 기공 기하구조도 방향 의존성을 나타낼 수 있다. 공극 형태와 정렬도 섬유 구성에 의해 영향을 받고, 이 또한 관찰된 후프 강도 및 축 강도의 변동에 기여할 수도 있다. 또 다른 기여 인자는 그리핑 및 부하 동안 일어나 표본의 초기 파괴에 기여할 더욱 복잡한 응력 상태의 가능성일 수 있다. 축 인장 시험에서, 작은 부정정렬은 부하 중에 굽힘 모멘트를 도입할 수 있는 반면, C 링 표본 상의 접촉 점들은 파괴 지점과 멀다. 하지만, 축 인장 시험에서 측정된 굽힘은 일반적으로 5% 이하였다. 측정된 SiC-SiC 복합재 성질에 미치는 제작 및 기계적 시험 파라미터들의 효과에 대한 더 상세한 연구는 모델 예측과 측정 간의 모순을 해결하기 위해 필요하다. 그럼에도 불구하고, 모델 계산은 구성을 평가하는 상대적 가이드를 제공한다.
다층 튜브의 기계적 성능이 다층 구조의 효과를 조사하기 위해 내부 또는 외부 모놀리식 층으로 시험되었다. 기계적 시험 중에, 이 다층 구조는 그대로 유지되었고, 층간 박리는 관찰되지 않았다. SiC-SiC 복합재로만 구성되고 섬유 구성은 동일하지만 모놀리식 SiC 층은 없는 추가 튜브를 동일한 상태에서 처리하고 비교 목적으로 시험했다. 완전한 모놀리식 튜브는 이 연구에서 시험하지 않았고, 하지만 참고적으로 CVD SiC는 탄성률이 약 460 GPa이고 강도가 200MPa 내지 500MPa 범위이며, 소결된 Hexoloy SiC는 보고된 굴곡 강도가 280MPa이고 실온에서 탄성률이 420MPa였다. 다층상 및 전체 복합재 튜브의 후프 강도 결과는 표 2에 제시되어 있다. Weibull 분석은 C 링 결과에 수행했고, Weibull 계수도 표 5에 기록했다. 이 시험을 위해, 10개의 표본을 내부 모놀리식 구조, 대응하는 전체 복합재 구조 및 외부 모놀리식 구조에 시험했다. 이 샘플들의 Weibull 계수 값은 4.6 내지 7.9 범위이다. 외부 모놀리식 구조에 대응하는 전체 복합재 구조 중에서 5개의 표본만을 시험했고, 이 표본 세트가 더 적은 이유는 이 샘플이 12.1의 더 높은 Weibull 계수를 갖고 있었기 때문인 것으로 생각된다. 이 값들은 SiC-SiC 복합재에 대해 문헌에 보고된 것과 유사하다(3.7 내지 11.0). 내부 모놀리식 샘플과 대응하는 전체 복합재 샘플에서, 사용된 강화 섬유 구성은 표 1에 제시된 축 변향된 구성과 동일하다. 외부 모놀리식 및 이의 대응하는 전체 복합재 튜브는 전형적인 LWR 클래딩 직경(약 19mm 내경)보다 더 컸고; 하지만, 이 튜브의 제작 공정은 더 작은 튜브와 본질적을호 동일했고, 이 섬유 구조는 대표적이고, LWR 크기의 튜브에서도 유사한 결과가 예상될 것이다. 몇몇 양태들에서, 외부 모놀리식 및 대응하는 전체 복합재 구조의 섬유 구성은 후프 편중성이었다. 강화 섬유 구성의 차이로 인해, 전체 내부 및 외부 모놀리식 구조의 강도 값은 서로 비교될 수 없으며; 이 연구에서 이 강도 값은 대응하는 전체 복합재 튜브 샘플과만 비교되어야 한다.
2개의 다른 다층 구성 및 대응하는 복합재 만의 튜브에 대한 후프 방향 성질의 기계적 데이터(괄호 안은 표준 편차이다)
구성 UTS C 링
(MPa)		 Weibull 계수 PLS - 팽창 플러그(MPa) UTS - 팽창 플러그(MPA) 탄성률 - 팽창 플러그(GPa)
내부 모놀리식 174(28) 7.0 OD=92 (6) ID=140(7) OD=152(8) ID=231(9) 278(20)
복합재 209(24) 7.9 N/A N/A N/A
외부 모놀리식 311(59) 4.6 OD=129(10) ID=158(12) OD=271(2) ID=332(3) 288(13)
복합재 304(14) 12.1 N/A N/A N/A
다층 물질의 경우, c 링 시험에서 후프 UTS로부터 더 큰 편차를 유발할 수 있는 튜브의 불균일성으로 인해 C 링 데이터 및 팽창 플러그 데이터가 모두 제공된다. 팽창 플러그 시험에서는 OD 및 ID에서의 응력이 계산되어 보고되지만, 이 특별한 계산은 균일한 물질(다층 보다)을 추정한다. 복합재와 모놀리식 간의 탄성률 및 푸아송 비의 차이는 층 사이의 다른 응력 프로필을 유발하고 이처럼 보고된 값들은 근사치로서만 처리되어야 한다. 특히, 균일한 물질 근사치와 비교할 때, 모놀리식 층의 실제 응력은 모놀리식의 더 높은 탄성률로 인해 복합재 층에서보다 더 높을 것이다. 이러한 층상 클래딩 구조를 통한 응력 분포를 더 정확하게 계산하기 위해서는 더 상세한 FEM 분석이 필요할 것이다. 내부 모놀리식의 경우, C 링 시험에 의해 측정된 UTS는 대응하는 복합재만의 UTS보다 약간 더 낮다. 내경에 위치한 140MPa의 PLS는 내부 모놀리식 층의 균열에 대응한다. 이러한 표본에서 C 링 시험에서 응력 vs. 변위는 도 22A에서 볼 수 있다. C 링 시험은 장력에 복합재의 OD를 넣고 압축에 ID를 넣으며, 이로써 내부 모놀리식 표본의 응력-변위 거동은 인장 응력이 두 경우 모두 주로 복합재 층에 적용되므로, 복합재만의 경우와 매우 유사한 것으로 예측되고 실험적으로 관찰되기도 한다. 전반적인 형태 및 UTS는 매우 유사하지만, UTS에서 더 높은 변위는 모든 복합재 표본에서 평균적으로 관찰된다. 이는 모놀리식의 첨가가 감소된 섬유 분율로 인해 표본의 인성을 약간 상실시킨다는 것을 암시하고, 이는 이 내부 모놀리식 구성이 모놀리식 층에 이상적인 위치가 아니라는 것을 보여준다.
외부 모놀리식 구조에서, UTS는 대응하는 복합재만의 표본과 더 유사하고, 이는 외부 모놀리식의 적용이 복합재 층 자체에 거의 영향을 미치지 않고, 모놀리식 층이 파괴되는 즉시 복합재 만의 표본과 유사하게 행동한다는 것을 암시한다. 이러한 관찰은 도 22B에서 관찰된 C 링 시험에 의해 지지된다. 외부 모놀리식 표본에서는 모놀리식 층이 파괴하도록 부하될 때 초기 직선 탄성 영역이 관찰된다. 모놀리식 층이 파괴되는 즉시, 하중은 복합재 상에 재분포되고, 응력-변위 거동은 복합재만의 표본에서 관찰된 것과 매우 유사해진다. 외부 모놀리식 및 내부 모놀리식 표본은 PLS에 도달한 후 현저한 추가 하중 운반 능력이 있고, 복합재 거동이 관찰된다.
변형률은 복합재의 OD에서 변형률 게이지의 사용을 통해 측정되었고, 다층 튜브에 수행된 팽창성 플러그 시험의 응력 vs. 변형률 플롯은 도 23A 및 도 23B에서 관찰할 수 있다. 이 플롯에서 특히 흥미로운 것은 PLS에서, 그리고 바로 다음 응력 변형률 플롯의 형태이다. PLS는 튜브의 외부 및 내부 표면에서 측정될 수 있고(표 5에 나열됨), 모놀리식의 위치 차이(내부 vs 외부)로 인해 플롯에서 관찰되는 PLS 값의 상이함에도 불구하고, 두 경우 모두, 모놀리식은 약 130 내지 140 MPa에서 파괴된다. 모놀리식이 파괴되는 즉시, 응력/변형률을 운반하는 모놀리식의 능력이 현저히 감소함으로 인해 시스템에 변형률의 빠른 재분포가 일어난다. 이 효과는 내부 모놀리식에서 균열이 일어난 즉시 복합재의 OD에서 변형률의 큰 점프가 관찰되는 내부 모놀리식 구조인 경우에 특히 현저하다. 이러한 내부 표면에서 응력이 가장 높다면, 이는 더 큰 재분포가 일어나야 한다는 것을 의미한다. 이 데이터는 튜브를 간단히 내부 가압하는 경우에 외측면에 모놀리식을 사용하는 것이 유리하다는 것을 강조한다.
SiC 기반의 사고 내성 연료는 작동 상태 중에 열 구배 및 방사선 조사 유도 팽윤으로 인해 실제 응력 분포가 더욱 더 복합할 것이다. 결과적으로, 오로지 이 데이터로부터 명확한 결론이 도출될 수는 없고, 이러한 복합한 상태에 대한 더욱 포괄적인 평가가 필요하다. 연료 클래딩 용도에서는 가압뿐 아니라 열구배 및 방사선 조사 유도된 팽윤 효과를 고려하는 철저한 응력 분석이 수행되어야 한다. 여러 잠재적 SiC 기반의 사고 내성 연료 클래딩 디자인에 대한 응력 결과가 분석되었고, 결과는 다른 곳에 공개되었다. 하지만, 여기에 사용된 C 링 및 팽창 플러그 시험 방법은 여전히 가치있는 기본 강도 정도를 제공하여, 전체 복합재 구조 및 더욱 복잡한 다층 클래딩 디자인을 평가하는데 도움을 줄 수 있다.
열확산율
샘플 곡률이 레이저 섬광법(온도가 최대값의 절반에 도달하는데 필요한 시간을 평가하여)을 사용한 열확산율 측정에 미치는 효과를 측정하기 위해 대리 재료에 대해 일련의 측정을 수행했다. 1.25mm 두께의 납 시트로 제조하고 다른 반경으로 구부린 대리 샘플의 실험 결과는 도 24에 제시했고, 이러한 결과를 기반으로 하여 기하학적 계수를 실험적으로 측정했다.
치수 조절
배향되어 합병될 수 있는 인접한 스캔 볼륨에서의 인식가능한 특징들은 정렬 과정을 돕는데 사용될 수 있다. 적당한 정렬 특징의 사용은 합병되어야 할 볼륨이 볼륨을 서로 쉽게 구별할 수 없는 유사한 반복적인 특징을 가질 때 특히 중요할 수 있다. 본 연구에서 정렬 보조물로 제공하기 위해, 길이를 따라 3개의 간격으로 스캔되는 더 긴 튜브의 측면에 SiC-SiC 튜브의 작은 추가 부분을 부착시켰다. 이 추가 정렬 보조물의 정확한 성질은 스캔을 서로 쉽게 배향할 수 있을 정도의 크기이고 인접 스캔들에 완전히 포함될 수 있으며 XCT에서 대비 문제를 유발하지 않을 정도로 스캔되는 SiC-SiC 튜브와 유사한 밀도를 갖는 한, 중요하지 않다.
SiC-SiC 튜브에 상대적인 이러한 정렬 보조물 중 하나의 구성은 도 25A에 제시했고, 이와 함께 도 25B에는 4개의 개별적인 스캔된 볼륨이, 도 25C에는 완전 봉합되고 재구성된 0.9m 길이의 SiC-SiC 튜브가 제시되어 있다.
x선 단층촬영술의 사용은 샘플 표면의 큰 면적에 대한 조도(다수의 프로필 스캔을 통해), 뿐만 아니라 임의 방향(축 방향에 제한되지 않음)에서의 조도 평가를 빠르게 측정할 수 있게 하지만, 이 결과들은 스캔 해상도에 기초한 XCT 시도가 문제점이 있음을 보여준다. 더 큰 표면 조도를 가진 샘플에서(제작된 자체의 튜브), XCT 조도 결과는 참조 측정(스타일러스 프로필로미터 값)과 잘 일치한다. XCT 조도 값은 스타일러스 프로필로메트리 결과의 대략 절반 값이다. 이러한 더 평활한 샘플은 이 연구에서 XCT 스캔에 사용된 스캔 해상도가 프로필로미터 스캔과 동일한 조도 디테일을 제공하기에 충분하지 않았고, 실제 샘플 조도를 과소평가했다. 이러한 더 평활한 SiC-SiC 튜브(Ra 약 5㎛)에는 해상도가 약 1㎛ 이상인 더 고 배율의 XCT 스캔이 사용되어야 한다. SiC-SiC 복합재의 X선 단층촬영은 ㎛ 이하의 해상도인 것으로 문헌에 보고되어 있다. 이와 같은 향상된 해상도 및 XCT 스캔 파라미터에 대한 변경 및 볼륨 재구성을 이용하면 이 기술은 SiC 기반의 핵 클래딩 튜브를 빠르게 평가하는데 사용될 수 있을 것이다.
진원도는 XCT 튜브 볼륨의 내경 또는 외경에 원을 피팅시켜 측정했다. 각 피트 원은 5000개의 균일하게 이격된 점 및 가우스 최소 제곱법을 이용하여 원 직경을 측정했다. 그 다음, 진원도는 원에 피팅된 5000개 점의 위치를 기반으로 한 최대 내접원 및 최소 외접원을 사용하여 측정했다(도 26A). 이 시도를 사용하여 전체 0.9m 튜브의 봉합된 XCT 3D 재구성의 축을 따라 균일하게 이격된 11개의 점에서 진원도(및 대응하는 튜브 반경 값)를 측정했다. 이러한 11개 측정값을 기반으로 한 평균 외경은 4.56mm(표준 편차 0.02mm)였고, 진원도는 242㎛(표준 편차 22㎛)였다. 튜브 길이를 따라 수득된 진원도 값 및 튜브 반경 값은 도 26B에 플로팅했다.
진원도 값은 원형으로부터의 유의적인 편차를 나타내고 ±25㎛의 진원도 사양을 초과한다; 하지만, 이것은 조도를 감소시키는 추가 프로세싱 단계를 겪지 않은 제작된 튜브 자체의 큰 표면 조도의 결과이다. 진원도 측정값은 원통형 횡단면을 따라 수득되는 최고점과 최저점의 함수이므로, 기저 섬유 토우 구조에 의해 유발된 불균일도는 측정된 큰 조도 값을 야기한다. 본 연구에서 높은 조도로 측정된 것과 같은 튜브에서 전체 진원도 값에 대한 난형도 및 조도의 기여도는 도 26C 및 도 26D에 도시된 것처럼 분리될 수 없다.
개별적인 XCT 재구성 및 봉합된 XCT 재구성으로부터 수득된 원통도의 증가(개별적인 볼륨의 평균 원통도 399㎛ 대 합병된 볼륨의 평균 원통도 774㎛)는 2가지 다른 기원에서 발생할 수 있다. 이의 원인 1가지는 25cm 개별 분절들의 스캔에 비해 더 긴 튜브에서 진직도 편차의 실제 증가일 수 있다. 개별적인 25cm 길이의 스캔을 분석하여 누락되었던 전체 길이 튜브에서의 더 큰 진직도 편차가 있었다면, 진직도 값은 튜브 길이의 증가와 함께 증가할 것이고, 이에 대응하게 분석되는 튜브 길이가 감소하면 감소할 것으로 생각될 것이다.
대안적으로, 실제 튜브에 존재하는 것보다 봉합 과정의 인공산물인 부정정렬을 야기하고 진직도 편차를 도입하는, 봉합 과정과 관련된 오류가 있을 수 있다.
외부 복합재 층으로 싸인 내부 모놀리식으로 구성된 튜브 구조에서 진직도는 대신 기저 모놀리식 튜브의 진직도에 의해 강한 영향을 받을 것이다. 이를 조사하기 위해, 압출된 약 0.9m 길이의 박막(벽 두께 약 400 내지 500㎛) Hexoloy 튜브의 원통도를 CMM을 사용하여 측정했다. 이는 도 14C에 제시된 내부 모놀리식 구조들에 사용된 것과 같은 물질이었다. 이 부분의 원통도는 267㎛ 또는 제작된 SiC-SiC 튜브 자체의 원통도의 절반보다 약간 큰 값이었다. 이 Hexoloy 튜브의 표면 조도는 제작된 복합재 튜브의 표면 조도보다 훨씬 더 평활하므로, Hexoloy 원통도에 없는 전체 복합재 튜브의 원통도에는 현저한 조도 기여인자가 있다(약 200㎛, 표 1 참조). 또한, 내부 모놀리식 구조의 경우, 섬유 구성에 의해 유발된 조도는 중첩된 복합재 층에 여전히 존재할 것이고, 따라서 Hexoloy 튜브에서 측정된 267㎛ 원통도가 내부 모놀리식 구조를 가진 튜브의 최선의 원통도를 나타내야 하고, 최종 원통도는 전체 복합재 튜브 또는 외부 모놀리식 튜브의 원통도와 비슷할 수 있다.
실험 결과 논의
SiC-SiC 복합재의 섬유 구성은 본 연구에서 시험된 튜브의 상대적 후프 강도 및 축 강도에 상당한 영향을 미쳤다. 결과들은 튜브 섬유 구조의 세심한 디자인으로 인해 작동 요건을 만족시키는 최종 후프 강도 및 축 강도의 조절 및 균형이 가능할 것이라는 견해를 지지한다. 또한, 후프 강도는 다층 튜브 구조물에서도 측정되었고, 이 표본은 대응하는 전체 복합재 샘플과 유사한 강도를 나타냈다.
외부 모놀리식 층을 가진 SiC 기반의 튜브 구조물의 기밀성은 헬륨 누설 검출기를 사용하여 입증했다. 개방 말단의 튜브를 포함하는 원형 튜브 구조 및 한쪽 말단은 말단캡 및 SiC 기반의 이음부로 밀봉된 튜브로 구성된 튜브 구조물은 기계적 및 열적 하중으로 처리했다. SiC 기반의 이음부를 사용하여 말단캡으로 밀봉된 튜브로 구성된 상기 구조물은 불투과성을 유지하면서 다양한 응력을 견디는 능력 및 내구성을 입증해 보였다.
더 긴(약 0.9m) SiC 기반의 튜브에서의 치수 공차를 평가하기 위해 몇가지 시도를 사용했다. 일반적으로, x선 단층촬영술(XCT)은 광범위한 치수 공차를 측정하는 다재다능한 수단을 제공할 수 있다. 단일 스캔의 기계 크기 제한을 초과하는 매우 큰 부품은 다수의 분절들로 스캔되어야 하고, 이들은 분석을 위한 단일 볼륨으로 재조합될 수 있다. 조도는 제작된 복합체 튜브 자체(기저 섬유 구조로부터 상당한 질감을 나타냄)에 대한 스타일러스 프로필로메트리를 사용하여 측정할 수 있다. 하지만, 소규모 SiC 휘스커 및 다른 첨가제를 첨가한 복합재 층의 사용은 매우 향상된 표면 평활도를 제공했고, 이는 여러 상이한 복합재 층의 조합이 유리함을 보여준다.
또한, 튜브 원통도 및 진직도도 평가했다. 3가지 시도를 사용하여 튜브 원통도를 측정했고, 튜브 진직도 및 표면 조도의 기여도를 포함하는 이 값들은 길이 m당 편차가 0.5mm 내지 1.0mm 범위였다.
더 평활한 SiC-SiC 튜브에서 측정된 조도 값은 현재 Zircaloy 클래딩 튜브에서의 사양과 유사하다. 측정된 긴(약 0.9m) 튜브의 대부분은 현행 진직도 요건을 만족시킨다.
종합해보면, 4개의 상이한 클래딩 계측량을 평가하는 특성화 방법은 대표적인 SiC-SiC 튜브 구성에서 입증되었고, 이는 본 발명에 설명된 클래딩 디자인이 LWR 연료봉 클래딩 용도의 치수 공차, 및 다른 원자로 종류의 연료봉 사양을 충족시키도록 제작될 수 있다는 것을 보여주었다. 연료 수명 동안 SiC 기반의 연료 클래딩이 경험할 더욱 복잡한 기계적 및 열적 응력 상태를 정확하게 나타내기 위해서 신규 특성화 기술의 개발이 필요하며, 사고 내성의 클래딩 구조의 추가 개량은 이러한 응력을 더 잘 수용할 수 있는 연료 디자인을 산출할 것이다.
흑연 맨드렐이 없는 제작
본원에 개시된 다층 SiC 복합재 구조는 다양한 방법으로 제조할 수 있다. 예를 들어, SiC 복합재 구조를 제작하기 위한 치밀화 과정을 완료하기 위해 CVD 또는 CVI의 가혹한 조건을 견딜 수 있는 맨드렐 재료로써 흑연이 사용될 수 있다. 하지만, 앞서 논의된 것처럼, 치밀화 완료 후 맨드렐 제거 단계는 보통 SiC CMC가 흑연과 기계적으로 상호연결될 수 있기 때문에 흑연 물질을 연소시키거나 기계가공처리하는 것을 수반한다. 본 특허 문서는 또한 SiC 복합재 구조를 매트릭스 가공처리 중에 흑연 맨드렐 없이 복합한 형태로 제작하는데 사용될 수 있는 기술 및 방법을 설명한다.
개시된 SiC 복합재 구조의 제작은 결합제 또는 첨가제에 의해 지지되는 섬유 프리폼을 사용하여 수행할 수 있다. 섬유 프리폼이 지지되지 않고 결합제 또는 첨가제를 함유하지 않을 때에는 최소 응력을 가진 자연 휴식 위치로 이완한다. 하지만, 첨가제로 예비함침된 프리폼은 첨가제 스캐폴딩이 섬유를 지지하기 때문에 CVD/CVI 동안 자신의 형태를 유지한다. 상기 섬유 및 첨가제는 슬러리 내의 결합제가 분해한 후 남아 있을 것이다. 이 스캐폴딩은 섬유간 지지체로서 작용하여 코팅 가스가 강건한 모놀리식 지지체 구조를 형성하기에 충분히 오랫동안 섬유가 자연 휴식 위치로 복귀하지 못하게 한다.
지지된 프리폼을 제조하는 첨가제 부하량은 SiC 매트릭스의 기하구조에 따라 달라질 수 있다. 예컨대, 길이 대 직경의 높은 종횡비를 가진 얇은 단층 꼬인 슬리브는 종횡비가 낮은 두꺼운 다층 꼰 슬리브보다 더 많은 첨가제 지지체를 필요로 할 수 있다. 디자인 고려사항 중 하나는 프리폼에 적용되는 힘의 양 및 방향이다. 예를 들어, 날카로운 각도 위로 당겨진 섬유 시트는 긴 반경 곡선 위로 당겨진 섬유 시트보다 각 주위에 더 많은 지지체를 필요로 할 것이다.
이와 같이 지지된 프리폼의 용이한 제조에는 첨가제, 결합제 및 용매를 함유하는 슬러리가 사용될 수 있다. 첨가제 지지체가 반드시 필요하지는 않지만 섬유 프리폼이 취급 과정 중에 이동하는 경향이 있는 상황에서 프리폼의 용이한 취급을 위해 첨가제가 없는 슬러리가 사용될 수도 있다.
도 27은 복합재 섬유 프리폼을 생산하는 제작 과정 전에 분리되어 있는 지지체 구조(2702)와 섬유(2704)의 예시적인 개략도를 나타낸다. 제작 중에, 도 28에 예시된 것처럼 섬유(2704)는 지지체 구조(2702)의 외측면에 위치하고, 예컨대 지지체 구조 주위에 래핑된다. 몇몇 양태들에서, 섬유(2704)는 지지체 구조(2702)의 내면에 위치할 수도 있다. 섬유(2702)의 위치는 제조될 부품의 최종 기하구조를 정의한다. 도 3에 도시된 특수 양태에서, 섬유(2704)는 지지체 구조(2702) 주위에 래핑되어 지지체 구조(2702) 외부에 프리폼 구조를 형성한다. 도 28의 아래쪽 이미지는 지지체 구조(2702) 위의 섬유 토우 횡단면(2804)에 대한 확대도를 나타낸다. 슬러리가 적용되고 건조되기 전에 바람직한 최종 형태를 유지하기 위해, 해짐을 방지하기 위한 꼰 슬리브의 래핑 말단과 같은 몇몇 외부 방호장치가 적용될 수 있다.
그 다음, 적당한 슬러리가 프리폼 구조에 적용된다. 몇몇 양태에서, 현재 지지체 구조(2702) 주위에 섬유(2704)를 래핑하여 제조한 것과 같은 바람직한 프리폼 기하구조는 슬러리가 적용된 후에도 안정을 유지한다. 슬러리는 다양한 적당한 방법, 예컨대 브러싱, 분무, 침지, 또는 가온 압착 중 하나로 적용할 수 있다.
도 29A는 예컨대 섬유 래핑된 지지체 구조(2702) 위에 슬러리를 브러싱하여 슬러리를 적용하는 것을 보여준다. 대안적으로 도 29B는 슬러리 배쓰 내에 섬유 래핑된 지지체 구조(2702)를 침지시켜 슬러리를 적용할 수 있다는 것을 보여준다. 슬러리 적용은 최종 기하구조를 한정할 위치의 지지체 구조로 완성될 수 있다.
도 30은 슬러리 코팅이 적용되기 전(2702) 및 후(3004)의 섬유 래핑된 지지체 구조를 나타낸다. 슬러리 코팅된 프리폼(3006)은 일단 건조되면 지지체 구조(2702)의 지지없이 형태를 유지하기에 충분하게 강성이 된다. 지지체 구조(2702) 및 임의의 다른 외부 방호장치는 그 다음 도 31에 도시된 바와 같이 매트릭스 치밀화가 일어나기 전에 제거된다(슬라이딩, 푸싱, 용융 등에 의해).
전술한 공정에 사용된 슬러리는 몇몇 구현예에 따르면, 첨가제, 결합제 및 용매를 포함할 수 있다. 사용된 첨가제는 분말, 휘스커, 섬유, 과립 또는 이의 임의의 조합일 수 있다. 입자 크기는 일반적으로 mm 이하이고, 슬러리 용액의 부하 분율은 일반적으로 0 내지 75% 첨가제이다. 슬러리의 결합제 일부는 매트릭스 치밀화 공정의 온도보다 낮은 온도에서 퇴화하고 번아웃 동안 열적으로 팽창하지 않는 열가소성 중합체를 포함한다. 결합제는 실온에서 고체이고 깨끗하게 증발하는 용매, 예컨대 아세톤, 메틸 에틸 케톤 및 에탄올에 용해성이어야 한다. 슬러리 혼합물의 점도는 주로 첨가제 대 결합제 비, 뿐만 아니라 첨가제 및 결합제 대 용매 비에 근거하여 변동될 수 있다. 슬러리 점도는 사용되는 적용 방법에 맞춰 조정되어야 하고 추가적으로 수회 적용이 가능하다는 것이 고려되어야 한다.
사용된 섬유는 직경, 길이, 종횡비, 횡단면 기하구조 및 재료가 다양할 수 있다. 섬유는 바람직한 최종 프리폼 기하구조 및 기계적 강도를 달성하는 임의의 방식으로 배치될 수 있다. 몇몇 배치 예로는 편평한 시트로 제직된 섬유, 튜브로 꼬인 섬유, 및 점감형 맨드렐 주위에 권선된 섬유를 포함한다. 또한, 섬유는 후프 배향 또는 축 배향으로 배치될 수 있다.
지지체 구조는 결합제 및 결합제 용매와 융화성인 것이 바람직하다. 또한, 지지체 구조는 매트릭스 치밀화가 일어나기 전에 제거될 수도 있다. 지지체 구조의 제거는 흑연, 이황화몰리브덴(MoS2), 폴리테트라플루오로에틸렌(PTFE) 또는 질화붕소(BN)과 같은 낮은 표면 마찰 지지체, 및 결합제 번아웃 온도 이하의 온도에서 용융제거될 수 있는 지지체(왁스, 열가소성물질)를 사용하면 용이해질 수 있다. 지지체 구조는 제거 공정이 이전에 확립된 치수 공차 이상으로 지지체를 변경시키거나 손상시키지 않는 한, 재사용할 수 있다.
샘플은 상기 구조와 공정을 기반으로 하여 제조할 수 있다. 예컨대, 슬러리는 SiC 휘스커, 메틸 에틸 케톤(용매), 및 폴리프로필렌 카보네이트 중합체(결합제)를 혼합하여 제조했다. 결합제는 고전단 혼합기에서 4000rpm으로 교반되는 동안 MEK의 얼음조 냉각 용기에 천천히 첨가했다. 결합제가 완전히 용해되면, 즉시 바람직한 1:1 비의 결합제 대 첨가제가 수득될 때까지 SiC 첨가제를 천천히 첨가했다.
SiC 섬유 토우는 튜브 형태로 PTFE 지지체 구조(예, 봉)의 외경 주위에 고정시키고, 양 말단을 추가 SiC 섬유 토우로 체결시켰다. 그 다음, 슬러리는 균일하게 코팅될 때까지 페인트 브러시를 이용하여 섬유에 적용한 뒤, 공기 중에서 건조시켰다.
이 단계들은 수회 반복하여 본원에 개시된 다층 SiC 복합재 구조물을 제조할 수 있다. 예컨대, 몇몇 양태들에서, 제2 복합재 구조를 가진 섬유 프리폼의 제2 층이 섬유 프리폼의 제1 층 위에 형성될 수 있다. 제2 복합재 구조는 섬유 프리폼의 제1 층의 제1 복합재 구조와 다르도록 다른 형태의 섬유 배치(예컨대, 섬유 배향 조정, 섬유 토우 수 변동 등)를 사용할 수 있다. 몇몇 양태들에 따르면, 섬유 프리폼의 제2 층 위에는 외부 모놀리식 층이 형성될 수 있다.
몇몇 양태들에 따르면, 제1 층과 제2 층 사이에는 각각 다른 복합재 구조를 가진 하나 이상의 섬유 프리폼 층이 형성될 수 있다. 또한, 섬유 프리폼의 제2 층과 외부 모놀리식 층 사이에는 하나 이상의 모놀리식 층이 존재할 수도 있다. 몇몇 구현예들에 따르면, 외부 모놀리식 층과 하나 이상의 모놀리식 층 사이, 및 각각 하나 이상의 모놀리식 층 사이에는 다수의 얇은 층을 침착하여, 균열 전파를 억제할 수 있다. 외부 모놀리식 층의 상단에는 장벽 코팅 층이 형성될 수 있다.
건조 후, 프리폼은 지지체 구조에서 인발되었다. 지지체 구조의 낮은 표면 마찰은 프리폼의 기계적 분리 및 용이한 제거를 가능하게 했다.
도 32A는 밝은 색의 지지체 구조(3201)가 어두운 색의 프리폼(3203)으로부터 슬라이딩되고 있는 예를 나타낸다. 도 32B는 어두운 색의 프리폼(3203)으로부터 분리된 밝은 색의 지지된 구조(3201)의 예를 나타낸다. 지지체 구조의 형태 및 기하구조는 프리폼 제조 공정 후 거의 본래 상태를 유지했고 이후 제작 공정에 재사용될 수 있다.
그 다음, 프리폼은 CVD 코팅기에 넣고, 추가 스캐폴딩 및 섬유를 각각 바람직한 형태를 유지하면서 CVI에 의해 치밀화시켰다. 결합제는 고온 진공 상태하에 연소 제거되었다. 제작된 프리폼은 튜브형 구조이고 도 1A에 제시된 바와 같이 연료봉을 형성하기 위해 추가 가공처리될 수 있다. 적당한 추가 가공처리는 제작된 프리폼 튜브형 구조에 있는 기공 및 균열을 채워서 물 또는 다른 액체가 불투과성이 되도록 하고 최종 구조의 강도를 향상시켜 원자로의 핵반응에 핵 펠릿을 담고 있을 수 있게 한다.
핵연료 클래딩은 보통 긴 박막형 튜브 형태이지만, 열교환기, 항공우주 또는 핵융합 용도를 비롯한 다른 용도들은 편평한 망상 형태 및 미편평한 거의 망상 형태를 필요로 할 수 있다. 이러한 형태들은 또한 본 특허 문서에 설명된 기술 및 방법을 사용하여 대응하는 지지체 구조로 제조할 수도 있다.
도 33은 복합재 섬유 프리폼을 생산하는 제작 공정 전에 분리된 지지체 구조(3302) 및 섬유(3304)의 예시적 개략도를 나타낸다. 이 구체예에서, 지지체 구조(3302)는 노즈콘 모양을 갖고 있다. 제작 중에, 도 34에 예시된 바와 같이, 섬유(3304)는 지지체 구조(3302)의 외측면에 위치하며, 예컨대 지지체 구조 주위에 래핑된다. 몇몇 양태들에서, 섬유(3304)는 지지체 구조(3302)의 내부에 위치할 수도 있다. 섬유(3304)는 지지체 구조(3302) 주위에 래핑되어 지지체 구조(3302) 외부에 프리폼 구조를 형성한다.
다음으로, 적당한 슬러리가 프리폼 구조에 적용된다. 몇몇 양태들에 따르면, 일반적으로 섬유(3304)를 지지체 구조(3302) 주위에 래핑시켜 제조하였듯이 바람직한 프리폼 기하구조는 슬러리가 적용된 후에도 안정하게 남아 있는다. 슬러리는 예컨대 브러싱, 분무, 침지 또는 가온 압착을 비롯한 다양한 적당한 방법 중 하나의 방법으로 적용될 수 있다. 예를 들어, 도 35는 섬유 래핑된 지지체 구조(3302) 위에 슬러리를 브러싱하여 슬러리가 적용된다는 것을 보여준다. 슬러리 적용은 최종 기하구조를 정의하는 위치에 지지체 구조를 두어 완료할 수 있다. 추가 섬유 층과 슬러리는 배치되고 적용되어 전술한 다층 SiC 복합재 구조와 일치하는 다층 섬유 프리폼을 형성할 수 있다.
도 36은 다양한 용도에 사용하기 위한 SiC 섬유를 기반으로 하는 프리폼 튜브형 구조를 제조하는 제작 흐름도(3600)를 나타낸다. 이 방법(3600)은 3602에서 다수의 첨가제, 하나 이상의 결합제 및 하나 이상의 용매로 슬러리를 제조하고, 이때 하나 이상의 결합제가 열가소성 중합체를 함유하는 단계; 3604에서 바람직한 기하구조의 프리폼을, 지지체 구조 위에 섬유를 배치하여 바람직한 기하구조의 섬유 프리폼의 제1 층을 형성시키는 단계; 바람직한 기하구조의 섬유 프리폼의 제1 층에 슬러리를 적용하는 단계; 및 3608에서 슬러리가 고화하고 바람직한 기하구조의 섬유 프리폼의 제1 층과 결합한 후 지지체 구조를 제거하여 슬러리와 바람직한 기하구조의 섬유 프리폼의 제1 층이 프리폼을 형성하도록 하는 단계를 포함한다.
이 제작 방법은 CVI 공정 중에 맨드렐의 필요성을 없애주고, CVD/CVI 단계라 완료된 후 시간 소모적인 산화 단계를 피하게 해준다. 또한, 강건한 섬유 프리폼의 모든 측면들로부터 CVD/CVI 전구체 가스의 유체 경로도 제공한다. 추가 침윤 경로들은 지지체 구조를 제거하여 개방되기 때문에 지지체가 없는 복합재에 의해 더 높은 총 치밀화 및 감소된 침윤 시간이 가능하다. 또한, 내경 및 외경 표면 모두의 코팅도 가능해진다. 이 공정의 추가 이점은 코팅 공정의 개시 전에 섬유 프리폼의 공극 크기가 감소하는 것이다.
본 특허 문서는 많은 구체예를 함유하지만, 이는 임의의 발명의 범위 또는 청구할 수 있는 범위에 대한 제한으로서 간주되기보다는 특정 발명의 특정 양태에 특이적일 수 있는 특징의 설명으로서 간주되어야 한다. 본 특허 문서에서 분리된 양태들의 정황에서 설명된 특정 특징들은 또한 단일 양태에서 함께 수행될 수도 있다. 이와 반대로, 단일 양태의 정황에서 설명된 다양한 특징들은 각각 다수의 양태들에서 또는 임의의 적당한 하위조합으로 수행될 수도 있다. 더욱이, 특징들이 앞에서 특정 조합 및 심지어 초기 청구된 그대로 작용하는 것으로 설명될 수 있지만, 청구된 조합에서 하나 이상의 특징들은 몇몇 경우에 조합으로부터 삭제될 수 있고, 청구된 조합은 하위조합 또는 하위조합의 변형에 관한 것일 수 있다.
단 몇가지 구현예 및 실시예가 설명되어 있고 본 특허 문서에 기술 및 예시된 것을 기초로 하여 다른 구현예, 향상 및 변동이 제조될 수 있다.

Claims (25)

  1. 외피 및 이 외피 내부의 중공 공간을 포함하는 챔버를 함유한 세라믹 복합재 구조물로서, 상기 외피가
    제1 복합재 구조를 포함하는 내부 복합재 층,
    이 내부 복합재 층의 외측에 위치하고 상기 제1 복합재 구조와 다른 제2 복합재 구조를 포함하는 중간 복합재 층, 및
    공간적으로 물질의 균일성을 갖고 상기 중간 복합재 층의 외측에 위치한 외부 모놀리식(monolithic) 층을 포함하는 세라믹 복합재 구조물.
  2. 제1항에 있어서, 추가로 내부 복합재 층과 중간 복합재 층 사이에 위치하는, 다른 복합재 구조를 가진 하나 이상의 복합재 층을 포함하는 세라믹 복합재 구조물.
  3. 제1항에 있어서, 추가로 중간 복합재 층과 외부 모놀리식 층 사이에 위치한 하나 이상의 모놀리식 층을 포함하는 세라믹 복합재 구조물.
  4. 제3항에 있어서, 추가로 외부 모놀리식 층과 하나 이상의 모놀리식 층 사이 및 각각 하나 이상의 모놀리식 층 사이에 침착되어 균열 전파를 억제하는 다수의 박막층을 포함하는, 세라믹 복합재 구조물.
  5. 제4항에 있어서, 다수의 박막층이 연성 물질을 포함하는, 세라믹 복합재 구조물.
  6. 제5항에 있어서, 다수의 박막 층이 열분해 탄소 또는 금속을 포함하는, 세라믹 복합재 구조물.
  7. 제1항에 있어서, 제1 복합재 구조가 강화 탄화규소(SiC) 복합재를 포함하는, 세라믹 복합재 구조물.
  8. 제1항에 있어서, 제2 복합재 구조가 강화 탄화규소(SiC) 복합재를 포함하는, 세라믹 복합재 구조물.
  9. 섬유를 지지체 구조 위에 배치하여 섬유 프리폼(preform)의 제1 층을 형성시키는 단계;
    상기 섬유 프리폼의 제1 층에, 다수의 첨가제, 열가소성 중합체를 포함하는 하나 이상의 결합제, 및 하나 이상의 용매를 포함하는 슬러리를 적용하는 단계; 및
    슬러리가 고화하여 섬유 프리폼의 제1 층과 결합한 후 지지체 구조를 제거하여, 슬러리와 섬유 프리폼의 제1 층이 일괄적으로 프리폼을 형성하는 단계를 포함하여,
    세라믹 복합재 제조에 사용하기에 적합한 프리폼을 제작하는 방법.
  10. 제9항에 있어서, 프리폼의 형성이,
    섬유 프리폼의 제1 층의 상부에 섬유를 배치하여 섬유 프리폼의 제1 층의 제1 복합재 구조와 다른 제2 복합재 구조를 가진 섬유 프리폼의 제2 층을 형성시키는 단계; 및
    상기 섬유 프리폼의 제2 층의 상부에 외부 모놀리식 층을 형성시키는 단계를 포함하는 방법.
  11. 제9항에 있어서, 슬러리를 적용하는 단계는 섬유 내에 슬러리를 함침시키는 단계를 포함하는 방법.
  12. 제9항에 있어서, 슬러리를 적용하는 단계는 섬유에 슬러리를 브러싱, 분무, 진공 성형 또는 가온 압착하는 단계를 포함하는 방법.
  13. 제9항에 있어서,
    프리폼을 화학 증착(CVD) 코팅 공정 또는 화학적 증기 침윤(CVI) 공정에 두는 단계, 및
    CVD 또는 CVI 코팅 공정으로 프리폼을 치밀화시키는 단계를 더 포함하는 방법.
  14. 제13항에 있어서, 하나 이상의 결합제는 선택된 각 결합제가, CVD 또는 CVI 코팅 공정으로 프리폼이 치밀화되는 온도 이하의 온도에서 퇴화하도록 선택되는 방법.
  15. 제9항에 있어서, 지지체 구조를 제거하는 단계에 이어서, 상기 지지체 구조를 이용하여 다른 프리폼을 제작하는 단계를 더 포함하는 방법.
  16. 제10항에 있어서, 제1 층과 제2 층 사이에 섬유 프리폼의 하나 이상의 층을 형성하는 단계로서, 하나 이상의 층 각각은 상이한 복합재 구조를 각각 갖는, 단계를 더 포함하는 방법.
  17. 제10항에 있어서, 섬유 프리폼의 제2 층과 외부 모놀리식 층 사이에 하나 이상의 모놀리식 층을 형성하는 단계를 더 포함하는 방법.
  18. 제17항에 있어서, 균열 전파를 억제하기 위해서, 외부 모놀리식 층과 하나 이상의 모놀리식 층 사이에 그리고 하나 이상의 모놀리식 층들 각각의 사이에 복수의 박층을 침착시키는 단계를 더 포함하는 방법.
  19. 제10항에 있어서,
    프리폼의 적어도 일부를 사용하여 핵 연료 물질을 보유하기 위한 핵 연료 클래딩, 열교환기의 일부, 노즐의 일부, 노즈콘, 덮개(shroud), 연소기 라이너, 또는 유동 채널 인서트를 제작하는 단계를 더 포함하는 방법.
  20. 제7항에 있어서, 강화 SiC 복합재는 꼰(braided) SiC 섬유 복합재, 권선형(wound) SiC 섬유 복합재 또는 나노규모나 마이크로규모의 첨가제 복합재를 포함하는 세라믹 복합재 구조물.
  21. 제8항에 있어서, 강화 SiC 복합재는 꼰 SiC 섬유 복합재, 권선형 SiC 섬유 복합재 또는 나노규모나 마이크로규모의 SiC 첨가제 복합재를 포함하는 세라믹 복합재 구조물.
  22. 제1항에 있어서, 외부 모놀리식 층은 치밀한 β-SiC 물질을 포함하는 세라믹 복합재 구조물.
  23. 제1항에 있어서, 외부 모놀리식 층의 외측에 위치하는 장벽(barrier) 코팅 층을 더 포함하고, 장벽 층은 금속 또는 세라믹을 포함하는 세라믹 복합재 구조물.
  24. 제1항에 있어서, 내부 복합재 층 및 중간 복합재 층의 두께는 전체 두께의 50%를 초과하는 세라믹 복합재 구조물.
  25. 제1항에 있어서, 외피는 핵연료 물질을 보유하기 위한 핵 연료 클래딩, 열교환기의 일부, 노즐의 일부, 노즈콘, 덮개, 연소기 라이너, 또는 유동 채널 인서트의 제조를 위해 구성되는 세라믹 복합재 구조물.
KR1020197006923A 2016-08-08 2017-08-08 엔지니어링된 sic-sic 복합체 및 모놀리식 sic 층상 구조체 KR102222185B1 (ko)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201662372239P 2016-08-08 2016-08-08
US62/372,239 2016-08-08
PCT/US2017/045990 WO2018031596A2 (en) 2016-08-08 2017-08-08 Engineered sic-sic composite and monolithic sic layered structures

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20190051969A KR20190051969A (ko) 2019-05-15
KR102222185B1 true KR102222185B1 (ko) 2021-03-03

Family

ID=61162497

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020197006923A KR102222185B1 (ko) 2016-08-08 2017-08-08 엔지니어링된 sic-sic 복합체 및 모놀리식 sic 층상 구조체

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20200027580A1 (ko)
EP (1) EP3497703A4 (ko)
JP (2) JP6966536B2 (ko)
KR (1) KR102222185B1 (ko)
CN (1) CN109564786A (ko)
CA (2) CA3033391C (ko)
RU (1) RU2720579C1 (ko)
WO (1) WO2018031596A2 (ko)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10801108B2 (en) * 2017-08-28 2020-10-13 Raytheon Technologies Corporation Method for fabricating ceramic matrix composite components
CN108806804B (zh) * 2018-05-28 2020-07-28 广东核电合营有限公司 SiC纤维增强的燃料芯块及其制备方法
JP2020029373A (ja) * 2018-08-20 2020-02-27 株式会社フェローテックホールディングス ＳｉＣ繊維を内包する管状体
CN110941882B (zh) * 2019-10-17 2023-09-29 内蒙古科技大学 一种具有曲线界面的复合材料的热性能分析方法
US11768193B2 (en) 2019-12-20 2023-09-26 The Research Foundation For The State University Of New York System and method for characterizing the equibiaxial compressive strength of 2D woven composites
CN111243769B (zh) * 2020-01-22 2023-02-21 核工业第八研究所 一种用于长尺寸核燃料碳化硅陶瓷包壳管中间复合材料层缠绕的缠绕方法
RU2762000C1 (ru) * 2020-11-10 2021-12-14 Акционерное общество "Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов имени академика А.А. Бочвара" (АО "ВНИИНМ") Способ изготовления керамической многослойной трубки для оболочки тепловыделяющего элемента ядерной энергетической установки
CN112876257B (zh) * 2021-01-27 2022-05-17 中国核动力研究设计院 一种SiCf/SiC复合材料两层复合包壳管及其制备方法
JP7427626B2 (ja) * 2021-03-18 2024-02-05 株式会社東芝 チャンネルボックス及び燃料集合体
CN113571209B (zh) * 2021-08-02 2023-10-24 西北工业大学 一种多层包壳管及其制备方法
DE102022202475A1 (de) 2022-03-11 2023-09-14 Fraunhofer-Gesellschaft zur Förderung der angewandten Forschung eingetragener Verein Mehrlagiger Werkstoffverbund, Bauteil umfassend den mehrlagigen Werkstoffverbund, Verfahren zu deren Herstellung und deren Verwendung
CN116384163B (zh) * 2023-06-05 2023-09-05 中国航发四川燃气涡轮研究院 一种航空发动机用陶瓷基复合材料复杂构件的设计方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20060039524A1 (en) 2004-06-07 2006-02-23 Herbert Feinroth Multi-layered ceramic tube for fuel containment barrier and other applications in nuclear and fossil power plants

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06287062A (ja) * 1993-03-31 1994-10-11 Toshiba Corp 強化ＳｉＣ基セラミックス部材
US6506483B1 (en) * 2000-04-28 2003-01-14 Technology Assessment & Transfer, Inc. Ceramic fiber debond coatings
US6979490B2 (en) * 2001-01-16 2005-12-27 Steffier Wayne S Fiber-reinforced ceramic composite material comprising a matrix with a nanolayered microstructure
DE10222258A1 (de) * 2002-03-22 2003-10-09 Schunk Kohlenstofftechnik Gmbh Verbundkeramikkörper sowie Verfahren zum Herstellen eines solchen
JP2009210266A (ja) * 2008-02-29 2009-09-17 Ibiden Co Ltd 管状体
CA2758971A1 (en) * 2009-04-16 2010-10-21 Chevron U.S.A. Inc. Structural components for oil, gas, exploration, refining and petrochemical applications
RU2549369C2 (ru) * 2010-02-04 2015-04-27 Дженерал Атомикс Модульный реактор, преобразующий отходы деления ядерных материалов
JP5662077B2 (ja) * 2010-08-04 2015-01-28 イビデン株式会社 炭素繊維構造体の製造方法
EP2639211B1 (en) * 2010-11-11 2021-02-17 Kyoto University Sic ceramic material and sic ceramic structure, and production method for same
US20140192949A1 (en) * 2011-06-16 2014-07-10 Thor Energy As Nuclear reactor fuel element having silicon carbide multilayered cladding and thoria-based fissionable fuel
US20120318448A1 (en) * 2011-06-16 2012-12-20 General Electric Company Method for manufacturing a composite surface
FR2978697B1 (fr) * 2011-08-01 2014-05-16 Commissariat Energie Atomique Tube multicouche ameliore en materiau composite a matrice ceramique, gaine de combustible nucleaire en resultant et procedes de fabrication associes
ES2656024T3 (es) * 2012-04-05 2018-02-22 General Atomics Juntas de alta durabilidad entre artículos de cerámica, y método para realizar la junta
SG11201501621WA (en) * 2012-09-05 2015-04-29 Transatomic Power Corp Nuclear reactors and related methods and apparatus
US20160049211A1 (en) * 2012-12-20 2016-02-18 Ceramic Tubular Products, LLC Silicon carbide multilayered cladding and nuclear reactor fuel element for use in water-cooled nuclear power reactors
US9328620B2 (en) * 2013-03-13 2016-05-03 Rolls-Royce Corporation Method for making gas turbine engine composite structure
JP5696174B2 (ja) * 2013-04-26 2015-04-08 イビデン株式会社 核燃料被覆管及びその製造方法
EP3010024B1 (en) * 2013-06-12 2017-11-08 Hitachi, Ltd. Tubular body and method for manufacturing tubular body
JP6334292B2 (ja) * 2014-07-02 2018-05-30 イビデン株式会社 管状体の製造方法
JP2016052974A (ja) * 2014-09-04 2016-04-14 グンゼ株式会社 ＳｉＣモノリシック層を最外層に備えたＳｉＣ複合材及びその製造方法
RU2575863C1 (ru) * 2014-11-19 2016-02-20 Акционерное общество "Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов имени академика А.А. Бочвара" (АО "ВНИИНМ") Способ изготовления керамической трубки для оболочки тепловыделяющего элемента
US10017424B2 (en) * 2014-12-04 2018-07-10 Rolls-Royce Corporation Ceramic matrix composites and methods of making the same
JP6460808B2 (ja) * 2015-01-23 2019-01-30 イビデン株式会社 管状体
CN105139898B (zh) * 2015-06-30 2017-08-25 清华大学 一种包覆燃料颗粒及其制备方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20060039524A1 (en) 2004-06-07 2006-02-23 Herbert Feinroth Multi-layered ceramic tube for fuel containment barrier and other applications in nuclear and fossil power plants
JP2008501977A (ja) * 2004-06-07 2008-01-24 ウエスチングハウス・エレクトリック・カンパニー・エルエルシー 原子力発電所における燃料格納容器障壁等に使用される多層セラミックチューブ

Also Published As

Publication number Publication date
CA3033391C (en) 2022-10-18
JP6966536B2 (ja) 2021-11-17
CA3170919A1 (en) 2018-02-15
CN109564786A (zh) 2019-04-02
JP2019531246A (ja) 2019-10-31
EP3497703A4 (en) 2020-05-27
JP2021165225A (ja) 2021-10-14
EP3497703A2 (en) 2019-06-19
WO2018031596A2 (en) 2018-02-15
KR20190051969A (ko) 2019-05-15
RU2720579C1 (ru) 2020-05-12
WO2018031596A3 (en) 2018-07-26
US20200027580A1 (en) 2020-01-23
CA3033391A1 (en) 2018-02-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102222185B1 (ko) 엔지니어링된 sic-sic 복합체 및 모놀리식 sic 층상 구조체
Deck et al. Characterization of SiC–SiC composites for accident tolerant fuel cladding
Kim et al. Fabrication and measurement of hoop strength of SiC triplex tube for nuclear fuel cladding applications
Stempien et al. Characteristics of composite silicon carbide fuel cladding after irradiation under simulated PWR conditions
US10062458B2 (en) SiC matrix fuel cladding tube with spark plasma sintered end plugs
US9548139B2 (en) Multilayer tube in ceramic matrix composite material, resulting nuclear fuel cladding and associated manufacturing processes
Koyanagi et al. SiC/SiC cladding materials properties handbook
Verrilli et al. Effect of environment on the stress‐rupture behavior of a carbon‐fiber‐reinforced silicon carbide ceramic matrix composite
Gradl et al. Carbon-carbon nozzle extension development in support of in-space and upper-stage liquid rocket engines
Galizia et al. Disclosing residual thermal stresses in UHT fibre-reinforced ceramic composites and their effect on mechanical behaviour and damage evolution
Feinroth et al. Mechanical strength of CTP Triplex SiC fuel clad tubes after irradiation in MIT research reactor under PWR coolant conditions
Bumgardner et al. Analysis of SiC/SiC composites for energy applications at ambient conditions
Tao et al. Fabrication of highly dense three‐layer SiC cladding tube by chemical vapor infiltration method
Katoh et al. Assessment of silicon carbide composites for advanced salt-cooled reactors
Liu et al. XCT damage evaluation and analysis of SiC/SiC turbine guide vanes after thermal shocks
Lorrette et al. Progress in developing SiC/SiC composite materials for advanced nuclear reactors
Daines Evaluation of multilayer silicon carbide composite cladding under loss of coolant accident conditions
Deck et al. Demonstration of engineered multi-layered SiC-SiC cladding with enhanced accident tolerance
Ross Jr et al. Strength testing of monolithic and duplex silicon carbide cylinders in support of use as nuclear fuel cladding
Nance et al. Influence of weave architecture on mechanical response of SiCf-SiCm tubular composites
Feinroth A Multi-Layered Ceramic Composite for Impermeable Fuel Cladding for COmmercial Wate Reactors
More et al. Microstructural and mechanical characterization of a hybrid oxide CMC combustor liner after 25,000-hour engine test
Kim et al. Corrosion and Mechanical Properties of SiC-Based ATF Fuel Cladding
Uchihashi et al. ICONE23-1387 DEVELOPMENT OF SIC/SIC COMPOSITE FOR NUCLEAR REACTOR CORE WITH ENHANCED SAFETY
De Zanet Selection of Joining Materials for Light Water Reactors

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant