KR20240015064A - 우라늄-기반 합금 (변형) - Google Patents

우라늄-기반 합금 (변형) Download PDF

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KR20240015064A
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안드레이 비탈레비치 라우쉬킨
세르게이 블라디미로비치 마란차크
보리스 알렉산드로비치 타라소프
예브게니 뱌체슬라보비치 마이니코프
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스테이트 에토믹 에너지 코퍼레이션 “로사톰”온 비핼프 오브 더 러시안 페더레이션
보츠바 하이-테크놀로지 리서치 인스티튜트 포 인오가닉 머테리얼스 조인트-스탁 컴퍼니
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Abstract

본 발명은 원자력 공학에 관한 것이며, VVER 타입의 열 반응기용 연료 요소의 제조에서 핵 연료로 사용하기에 적합하다. 우라늄-기반 합금은 다음을 포함한다: 2.0 내지 7.0 중량% 실리콘, 0.1 내지 2.0 중량% 알루미늄, 다음으로 구성된 그룹에서 선택된 적어도 하나의 원소: 0.15 내지 2.0 중량% 탄소, 0.15 내지 2.0 중량% 산소, 0.15 내지 1.0 중량% 질소, 잔량 우라늄. 우라늄계 합금은, 몰리브덴 0.15 내지 5.0 중량%, 니오븀 0.15 내지 2.0 중량%, 지르코늄 0.15 내지 2.0 중량%, 티타늄 0.15 내지 2.0 중량%, 티타늄 0.1 내지 2.0 중량% 주석, 0.1 내지 2.0 중량% 크롬으로 구성된 그룹으로부터 선택된 적어도 하나의 원소를 추가로 함유할 수 있다. 이를 통해 열역학적 안정성, 높은 액상선 온도 및 높은 내방사선성을 유지면서도 동시에 우라늄 함량이 높은 고밀도 우라늄-기반 합금을 생산할 수 있다.

Description

우라늄-기반 합금 (변형)
본 발명은 원자력 공학에 관한 것이며 VVER-타입의 상업용 열 반응기(reactor, 원자로)용 연료 요소(연료봉)의 제조에서 핵 연료로 사용될 수 있다.
전 세계적으로, 국제 사고 방지 연료 개발 프로그램은, 금속 연료, 특히 이산화우라늄보다 더 높은 우라늄 함량과 열전도도를 갖고 그래서 연료 작동 온도를 500 내지 600 ℃까지 낮출 수 있는 이규화우라늄과 우라늄-몰리브덴 합금을 개발하고 있다 [H.J. Chichester, R.D. Mariani, S.L. Hayes, J.R. Kennedy, A.E. Wright, Y.S. Kim, "Advanced metallic fuel for ultra-high burn-up: irradiation tests in ATR", Embedded Topical on Nuclear Fuel and Structural Material, American Nuclear Society, (2012), pp. 1349-1351].
이규화우라늄(U3Si2)으로부터 만들어진 핵 연료는 더 높은 우라늄 함량을 갖게 되어 (이산화우라늄보다 17% 더 높음), 이는 핵 연료의 전환율을 높이고, 농축도를 낮추며, 연료봉 캠페인(the fuel rod campaign)을 연장하고, 설치 용량 활용 계수(the installed capacity utilization factor, ICUF)를 높여서, 궁극적으로 연료 주기 경제성에 긍정적 영향을 갖게 된다. 또한, 우라늄-몰리브덴 연료 중의 몰리브덴과 비교하여, 실리콘은 더 작은 열 중성자 포획 단면적을 갖게 되어, 이는 반응 물성(reactor physics)을 향상시킨다.
더욱이, 국제 사고 방지 연료 개발 프로그램에서는 지르코늄 증기 반응에 더 저항력이 있고 지르코늄 합금 피복재보다 훨씬 더 높은 열 중성자 포집 능력을 갖는 스테인리스강 피복재를 사용하는 것을 가정한다 [S.J. Zinkle, K.A. Terrani, J.C. Gehin, L.J. Ott, L.L. Snead, "Accident tolerant fuels for LWRs: A perspective", Journal of Nuclear Materials, 448(2014), pp. 374-379]. 제조 공장에서 표준화된 5% 우라늄-235 농축 한도를 충족하려면, 이 경우에 우라늄 함량이 더 높은 강한 연료의 사용이 요구된다.
그러나 VVER 타입 반응기에서 내성 연료로서 우라늄 이실리사이드를 사용하는 것은 상대적으로 큰 스웰링, 낮은 내방사선성, 낮은 내부식성 및 불충분하게 높은 우라늄 함량 (11.3g/cm3, 이산화우라늄보다 단지 17% 큼)과 같은 단점으로 인해 방해를 받는다. 더욱이, 우라늄 이규화물 펠릿에서 조사 하에서 큰 스웰링때문에, 팽창을 보상하면서도 연료 요소 중의 우라늄 함량을 더욱 감소시키는 축 홀을 사용할 필요가 있다.
기존 연구에서는 CANDU 반응기용 연료로서 실리콘이 더 적고 우라늄이 더 많이 함유된 고밀도 규화우라늄(U3Si)의 사용에 관한 것이었다 [S.J. Zinkle, K.A. Terrani, J.C. Gehin, L.J. Ott, L.L. Snead, "Accident tolerant fuels for LWRs: A perspective", Journal of Nuclear Materials, 448(2014), pp. 374-379]. 그러나 이산화우라늄에 비해 밀도와 열전도율이 높음에도 불구하고, 낮은 내방사선성과 물 내부식성 때문에 적용이 발견되지 않았었다. 더욱이, 이규화우라늄과 대비하여 우라늄 함량이 높을수록 합금의 열역학적 안정성의 손실로 이어지고 결국, 낮은 물성(내부식성 및 내방사선성)에 이르게 된다.
알려진 특허 [GB908941A IPC G21C 3/62, 1962년 10월 24일 공개, US3567581A IPC G21C 3/30, 1971년 3월 2일 공개, CA664803A, 1963년 11월 06일 공개]는 2 내지 8 중량%의 실리콘을 함유한 우라늄 합금을 개시하고 있다.
그러나 실제로 비평형 결정화 때문에, 합금은, α-U + U3Si2 공융의 결정화 중에 935℃에서 형성되는 α-우라늄 상을 항상 포함한다.
α-우라늄 상은 내방사능성 및 내부식성이 현저히 낮고, 합금 구조 중의 무시할 정도의 존재라도 반응기 작동 중 연료 파괴를 초래한다. 그러므로 더 높은 내방사선성을 갖는 규화우라늄을 형성하기 위해서, 800 내지 850 ℃ 진공 상태에서 100시간 동안 합금을 장기간 어닐링을 수행하는 것이 필요하다. 그러나 3.5 내지 3.8% 실리콘을 함유하고 높은 우라늄 함량(14.3g/cm3 vs. 이규화 우라늄 11.3g/cm3)을 갖는 상기 상은, 물 내부식성이 낮고 반응기에서 조사될 때 강하게 스웰링한다. 이규화우라늄 (7 내지 8% 실리콘)에 기반하는 합금의 사용은 우라늄 함량을 크게 감소시킨다.
우라늄-실리콘 이원계에 기반한 합금은 상대적으로 낮은 액상선 온도(liquidus temperature)(1050 내지 1650 ℃)를 가지고, 이는 냉각재 손실 사고(LOCA) 시 연료 형태 안정성을 결정한다. 금속 합금 그룹에 속하는 이들 합금들은 또한 낮은 내방사선성과 내부식성을 갖는다.
알려진 특허 [US3717454A IPC C22C 43/00, 1973년2월20일 공개]는 3.5 내지 3.7 중량%의 실리콘과 0.2 내지 1.5 중량%의 알루미늄을 함유한 우라늄 합금을 개시하고 있다. 알루미늄은, 긴 어닐링 동안 우라늄 규화물의 안정화를 촉진하고 α-우라늄 상을 최소화하기 위해 합금에 첨가된다. 우라늄 규화물은 최대 0.5% 알루미늄을 용해할 수 있어, 열역학적 안정성에 기여한다.
그러나 α-우라늄의 미세 함유 때문에 이들 합금의 물 내부식성은 낮은 것으로 나타났다. 더욱이, 이는 우라늄 규화물의 고유 단점: 낮은 내방사선성(강한 스웰링), 낮은 액상선 온도, 장기간(최대 100시간) 안정화 어닐링의 필요성을 모두 보여준다.
청구 발명에 가장 가까운 선행기술은, 실리콘 3.2 내지 3.7 중량%와 알루미늄 0.8 내지 3.0 중량%를 함유한 우라늄 합금을 개시한 공개특허 [US4023992, IPC C22C 43/00, 1977년05월17일 공개]이다. 높은 알루미늄 함량 때문에, 어닐링 후 합금의 구조는, 주로 UAl2 및 U3Si2 상이 포함된 δ-우라늄 상으로 구성된다.
그러나, 특허 저자에 의해 지적된 바와 같이, 이중 우라늄-실리콘 합금에 비하여 높은 알루미늄 함량은 합금의 우라늄 함량(UAl2상의 우라늄 함량은 6.9g/cm3에 불과함) 및 액상선 온도(거의 200 ℃까지)를 모두 감소시키고, 이는 비상 상황에 대한 연료의 저항을 감소시킨다. 또한, 합금의 금속간 화합물이 부분적으로 내방사선성을 향상시키지만, 세라믹이 본질적으로 내방사선성에서 금속간 화합물보다 우수하기 때문에, 이산화우라늄 세라믹 연료를 대신하는 VVER 타입 반응기에서 이 연료를 사용하기에는 여전히 불충분하다. 더욱이, 합금 중의 금속간 상의 부피 분율은 낮다 (1 내지 10%).
이러한 합금은 용융 후 알루미늄 함량이 높음에도 불구하고, α-우라늄 상이 완전히 없어지기 위해서는 800 내지 850 ℃에서 72시간 동안의 열처리가 필요하다. 또한, 열처리 후 주로 형성된 δ-U3Si 상은 낮은 내방사선성을 갖고, 이는 이산화우라늄 세라믹 연료 대신 VVER 타입 반응기에 사용하기에는 충분치 않은 우라늄 규화물의 특징이다.
따라서, 핵 반응기에서 연료로서 사용되는 알려진 우라늄-실리콘 합금의 분석은, 현재 열역학적 안정성을 갖고 높은 우라늄 함량, 높은 내방사선성(낮은 스웰링) 및 높은 액상선 온도를 유지하는 합금이 없음을 보여준다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는, 높은 우라늄 함량을 갖고, 열역학적 안정성, 더 높은 액상선 온도, 더 높은 내방사선성 (낮은 스웰링)을 유지하는 멀티상 서멧 구조(multiphase cermet structure)를 갖는 고밀도 우라늄-기반 합금을 제공하는 것이다.
첫 번째 변형(예)에 따른 기술적 효과는, 상기 우라늄-기반 합금 U-Si-Al이, 하기 성분비, 중량%로, 실리콘 및 알루미늄을 함유하고, 탄소, 산소, 질소로 이루어진 군에서 선택되는 적어도 하나의 원소 X를, 추가적으로 함유한다는 사실에 의하여 달성된다:
실리콘 2.0-7.0;
알루미늄 0.1-2.0;
여기서, X는 (중량%)로 구성된 군에서 선택된 요소 중 적어도 하나:
탄소 0.15-2.0;
산소 0.15-2.0;
질소 0.15-1.0; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance).
상기 합금은 용융에 의하여 얻어졌다.
상기 합금은 추가 어닐링을 통해 용융에 의하여 얻어졌다.
두 번째 변형(예)에 따른 기술적 효과는, 상기 우라늄-기반 합금 U-Si-Al 이, 하기 성분비(중량%)로, 실리콘 및 알루미늄을 함유하고, 탄소, 산소, 질소로 이루어진 군에서 선택되는 적어도 하나의 원소 X를 추가적으로 함유하고, 몰리브덴, 니오븀, 지르코늄, 티타늄, 주석, 크롬으로 이루어진 군에서 선택되는 적어도 하나의 금속 Y를 추가적으로 함유한다는 사실에 의하여 달성된다:
실리콘 2.0-7.0;
알루미늄 0.1-2.0;
여기서, X는 상기 군에서 (중량%)로 선택되는 요소 중 적어도 하나:
탄소 0.15-2.0;
산소 0.15-2.0;
질소 0.15-1.0,
여기서, Y는 상기 군에서 (중량%)로 선택되는 금속 중 적어도 하나:
몰리브덴 0.15-5.0;
니오븀 0.15-2.0;
지르코늄 0.15-2.0;
티타늄 0.15-2.0;
주석 0.1-2.0;
크롬 0.1-2.0; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance).
상기 합금은 용융에 의하여 얻어졌다.
상기 합금은 추가 어닐링을 통해 용융에 의하여 얻어졌다.
제1 및 제2 변형(예)에 따른 본 발명의 기술적 효과는, 높은 우라늄 함량을 갖고, 열역학적 안정성, 더 높은 액상선 온도 및 더 높은 내방사선성을 보존(유지)하는 고밀도 우라늄-기반 합금을 제공하는 것이다.
도 1은 실시예 4에 따른 용융 후 U-2.0Si-2.0Al-0.15C-0.15O-5.0Mo-2.0Nb 합금의 미세구조를 보여준다.
도 2는 실시예 5에 따른 용융 후 U-3.1Si-0.3Al-0.3C-0.3O-0.15N-0.7Zr-0.5Ti-2.0Sn-2.0Cr 합금의 미세구조를 보여준다.
도 3은 실시예 6에 따른 용융 후 U-3.6Si-0.4Al-0.15C-0.4O-1.0N-1.0Mo 합금의 미세구조를 보여준다.
도 4는 실시예 7에 따른 용융 후 U-7.0Si-0.1Al-0.15C-0.15O-0.3Mo-0.16Nb-0.1Cr 합금의 미세구조를 보여준다.
도 5는 실시예 8에 따른 용융 후 U-3.2Si-0.3Al-2.0C-0.3O-0.15Zr-0.15Ti-1.0Sn-1.0Cr 합금의 미세구조를 보여준다.
도 6은 실시예 9에 따른 어닐링 후의 U-2.7Si-0.1Al-0.15C-2.0O-2.0Zr-0.15Ti 합금의 미세구조를 보여준다.
이 문제를 해결하기 위해서, 첫 번째 변형(예)에 따르면, 탄소, 산소, 질소로 구성된 그룹에서 선택되는 적어도 하나의 원소 X를, 세라믹 화합물 U(C,N,O,Si), UO2, UC, UN 등을 형성하는 우라늄-실리콘 합금의 조성에 도입하는 것이 제안되었다. 이 화합물들은 높은 내방사선성과 높은 융점을 가진다. 결과적으로, 우라늄 규화물 합금의 최종 복합 구조는 세라믹 상에 의해 강화된다. 따라서 출발 우라늄 규화물에 비해 향상된 물성을 갖는 복합 구조가 형성된다.
세라믹 및 금속간 상은 더 강한 원자간 결합에 의하여 더 높은 내방사선성 및 낮은 스웰링을 갖는다.
합금 구조 중 세라믹 내화 화합물의 존재는 합금의 액상선 온도를 크게 증가시키고, VVER 타입 반응기에서 LOCA 사고 시 연료 안정성을 결정한다.
세라믹 상을 구성하고 0.15% 미만의 함량으로 갖는 원소(탄소, 산소, 질소)는, 열역학적 안정성을 향상시키고 액상선 온도와 내방사선성을 높이는 효과을 약하게 제공한다.
2%를 초과하는 탄소 및 산소, 1%를 초과하는 질소 함량은, 합금의 우라늄 함량을 감소시키고 또한 부서지기 쉬운 세라믹 상으로 인하여 합금의 연성을 감소시킨다. 이는 주조에 의한 합금 제조에 있어서의 기술적 어려움뿐만 아니라, 합금 기계가공, 연료 펠릿 제조 및 원심 분무(centrifugal atomization)에 의한 합금 과립(alloy granule)의 요구되는 크기 제공에 있어서의 기술적 어려움을 초래할 수 있다.
이러한 세라믹 고융점 화합물의 또 다른 특징은, 결정화 과정에서 유리 우라늄(free uranium)을 결합시키고 이로써 용융 후 α-우라늄 상의 양을 줄이고, 열역학적 안정성, 액상선 온도 및 내방사선성을 증가시킨다는 것이다.
두 번째 변형(예)에 따르면, 탄소, 산소, 질소로 구성된 그룹에서 선택된 적어도 하나의 원소 X의 도입과 함께, 몰리브덴, 니오븀, 지르코늄, 티타늄으로 구성된 그룹에서 선택된 적어도 하나의 원소 Y가, α-우라늄 상 클러스터를 더 높은 내방사선성의 입방체 γ-상으로의 추가 전환을 위한 γ-상 안정화 첨가제로서 도입될 수 있다. 따라서 γ상 안정화 첨가제는 합금의 열역학적 안정성을 유지하는 데 기여한다. 나아가, δ-상(U3Si)에 대한 후속 어닐링 시간이 크게 감소되거나 이러한 기술적 작업조차 완전히 피할 수 있다.
기타 합금 원소 Y(크롬 및 주석)가 알루미늄과 함께, 주요 합금 원소에 소량 첨가되면 δ-상을 안정화하고, 또한 내방사선성을 향상시키는 추가 금속간 상을 형성한다.
α-우라늄 상의 과잉 성분(excess inclusion)을 결합하는 0.15% 미만의 γ-상 안정화 금속(Mo, Nb, Zr, Ti)의 첨가는, γ-상 안정화에 본질적으로 영향을 미치지 않지만, Mo 5.0% 이상 및 Zr, Ti, Nb 2.0% 이상의 첨가는 합금의 우라늄 함량을 감소시킨다.
합금에 추가적인 금속간 상을 형성하는 주석이나 크롬의 함량이 0.1% 미만이면 약간의 효과를 제공한다.
2% 이상의 주석 또는 크롬 함량은 합금의 우라늄 함량을 감소시킨다.
특정 실시예의 예시
실시예 1. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 7.0;
알루미늄 0.1;
탄소 0.15;
산소 0.15;
질소 0.15; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 아크 용융에 의하여 만들어졌다.
용융은 비소모성 텅스텐 전극이 있는 구리 수냉식 몰드에서 아르곤 하에서 MEPHI-9 소형 아크로에서 다회(4회 또는 5회) 재용융으로 수행되었다.
충전에 사용된 출발 물질은, 조각 형태의 우라늄 금속, 실리콘, 알루미늄 및 흑연 분말 형태의 탄소였다. 산소는 이산화우라늄 과립 형태로 도입되었다. 질소는 로 대기로 도입되고(into the furnace atmosphere) 용융에 의하여 흡수되었다.
용융 후, 금속학적 연구(확인)를 위해 잉곳을 절단하였다.
용융 후, 1×10-5 mmHg 진공 상태의 CYD 로에서 810 ℃에서 24시간 동안 δ-상으로 어닐링을 수행하였다.
합금의 미세 구조는 주조 상태 및 δ-상으로 어닐링된 후에 광학 및 전자 현미경을 사용하여 연구되었다.
합금의 액상선 온도는 20℃/분의 가열 및 냉각 속도에서 시차 열 분석(DTA)에 의해 결정되었다.
X-선 상 분석은, DRON-3 범용 회절계에서 1 deg/min의 속도 연속 스캐닝에 의하여 파장 0.1393 nm의 단색화 CuKβ 방사선을 사용하여 수행되었다.
합금 중 주요 구조 성분은 U3Si2와 미량(trace) U(O,C,N)이다. 합금의 액상선 온도는 1810℃이다.
어닐링 후에, 합금의 구조는 본질적으로 변하지 않으며, 약간의 U3Si 상이 나타난다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
실시예 2. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 2.0;
알루미늄 0.1;
탄소 2.0;
산소 2.0;
질소 0.15; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 인덕션 용융에 의하여 만들어졌다.
인덕션 용융은 1×10-3 mmHg의 진공에서 수행되었다. 고밀도 흑연 등급 ARV는 용융 및 주조 툴링용 재료로서 사용되었다. 충전에 사용된 출발 물질은, 조각 형태의 우라늄 금속, 실리콘 및 알루미늄과 흑연 분말 형태의 탄소였다. 산소는 이산화우라늄 과립 형태로 도입되었다. 질소는 로 대기로(into the furnace atmosphere) 도입되고 용융에 의하여 흡수되었다.
용융 시, 용융 온도는 담금 써모커플 (immersion thermocouple)로 제어되었다. 용융물의 용융 및 주조 장비의 재료와의 상호 작용을 방지하기 위해, 작업 표면에는 보호용 산화지르코늄-기반 코팅이 제공되었다.
금속을 몰드로 배출할 때 용융 온도는 1710℃였다. 온도는 텅스텐-로듐 써모커플을 사용하여 제어되었다. 용융물은 흑연 주형에 부어졌다. 최종 합금의 잉곳은 직경 31 내지 32 mm, 길이 200 내지 250 mm의 로드였다. 잉곳의 무게는 약 2 kg였다. 용융 후, 1 x 10-5 mmHg의 진공 상태에서 CYD 로에서 850 ℃에서 10시간 동안 α상으로 어닐링이 수행되었다.
합금은 실시예 1에 기술된 방법에 따라 연구되었다.
합금 중의 주요 구조 구성요소는, U3Si, U(C,O), UO2이다. 합금의 액상선 온도는 1630 ℃이다.
어닐링 후에, 합금의 구조는 변하지 않았다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
실시예 3. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 2.0;
알루미늄 2.0;
탄소 0.15;
산소 0.15;
질소 0.1; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 인덕션 용융에 의하여 만들어졌다 (실시예 2 참고).
금속을 몰드로 배출할 때 용융 온도는 1660 ℃였다.
실시예 1에 기술된 방법에 따라 연구가 수행되었다.
합금 중의 주요 구조 요소는, U3Si, U(C,O,N,Si), UAl2이다. 합금의 액상선 온도는 1580 ℃이다.
용융 후, δ-상으로의 어닐링이 수행되었다. 어닐링 후에, 합금의 구조는 본질적으로 변하지 않았다. 약간의 UN 상이 나타났다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
실시예 4. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 2.0;
알루미늄 2.0;
탄소 0.15;
산소 0.15;
니오븀 2.0;
몰리브덴 5.0; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 인덕션 용융에 의하여 만들어졌다 (실시예 2 참고).
충전에 사용된 출발 물질은, 조각 형태의 우라늄 금속, 실리콘, 알루미늄과 흑연 분말 형태의 탄소, 플레이트 형태의 몰디브덴 및 니오븀이었다. 산소는 이산화우라늄 과립 형태로 도입되었다.
금속을 몰드로 배출할 때 용융 온도는 1550 ℃였다. 용융 후, δ-상으로의 어닐링이 1Х10-5 mmHg 의 진공의 CYD 로에서 850 ℃에서 10시간 동안 수행되었다.
도 1은 용융 후 합금의 미세구조를 보여준다.
실시예 1에 기술된 방법에 따라 합금은 연구되었다.
합금 중의 주요 구조 요소는, U3Si, U(O,C,Si) 뿐만 아니라 UAl2, U3Si2 및 미량 γ-U이다. 합금의 액상선 온도는 1470 ℃이다.
어닐링 후에, 합금의 구조는 본질적으로 변하지 않았다. U3Si 및 U(O,C,Si) 상은 약간 증가하고, U3Si2 상은 감소하였다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
실시예 5. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 3.1;
알루미늄 0.3;
탄소 0.15;
산소 0.3;
질소 0.15;
지르코늄 0.3;
티타늄 0.15;
주석 2.0;
크롬 2.0; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 인덕션 용융에 의하여 만들어졌다 (실시예 2 참고).
충전에 사용된 출발 물질은, 조각 형태의 우라늄 금속, 실리콘, 알루미늄, 지르코늄, 주석 및 크롬과 흑연 분말 형태의 탄소 및 플레이트 형태의 티타늄이었다. 산소는 이산화우라늄 과립 형태로 도입되었다. 질소는 로 대기로 도입되고 용융에 의하여 흡수되었다.
금속을 몰드로 배출할 때 용융 온도는 1610 ℃였다. 용융 후, δ-상으로의 어닐링이 1Х10-5 mmHg의 진공의 CYD 로에서 810 ℃에서 24시간 동안 수행되었다.
실시예 1에 기술된 방법에 따라 연구가 수행되었다.
도 2는 용융 후 합금의 미세구조를 보여준다. 합금 중의 주요 구조 요소는, U3Si, U(O,C,N,Si), U3Si2, U5Sn4, 및 미량의 γ-U이다. 합금의 액상선 온도는 1530 ℃이다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
실시예 6. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 3.6;
알루미늄 0.2;
탄소 0.15;
산소 0.2;
질소 1.0;
몰리브덴 0.3; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 아크 용융에 의하여 만들어졌다 (실시예 1 참고).
충전에 사용된 출발 물질은, 조각 형태의 우라늄 금속, 실리콘 및 알루미늄과 흑연 분말 형태의 탄소, 플레이트 형태의 몰디브덴이었다. 산소는 이산화우라늄 과립 형태로 도입되었다. 질소는 로 대기로 도입되고 용융에 의하여 흡수되었다.
용융 후, 금속학적 연구(확인)를 위해 잉곳을 절단하였다.
용융 후, 1×10-5 mmHg 진공 상태의 CYD 로에서 810 ℃에서 24시간 동안 δ-상으로의 어닐링을 수행하였다.
실시예 1에 기술된 방법에 따라 연구가 수행되었다.
도 3은 용융 후 합금의 미세구조를 보여준다. 합금 중의 주요 구조 구성요소는, U3Si, U(N,O,C), U3Si2이다. 합금의 액상선 온도는 1720 ℃이다.
어닐링 후에, 합금의 구조는 본질적으로 변하지 않았다. U(N,O,C) 상은 약간 증가하고, U3Si2 상은 감소하였다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
실시예 7. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 7.0;
알루미늄 0.1;
탄소 0.15;
산소 0.15;
몰리브덴 0.3;
니오븀 0.16;
크롬 0.1; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 아크 용융에 의하여 만들어졌다 (실시예 1 참고).
충전에 사용된 출발 물질은, 조각 형태의 우라늄 금속, 실리콘, 알루미늄 및 크롬과 흑연 분말 형태의 탄소, 플레이트 형태의 몰디브덴 및 니오븀이었다. 산소는 이산화우라늄 과립 형태로 도입되었다.
실시예 1에 기술된 방법에 따라 연구가 수행되었다.
도 4는 용융 후 합금의 미세구조를 보여준다. 합금 중의 주요 구조 요소는, U3Si2, U(O,C,Si)이다. 합금의 액상선 온도는 1810℃이다. 용융 후, δ-상으로의 어닐링이 수행되었다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
실시예 8. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 3.2;
알루미늄 0.3;
탄소 2.0;
산소 0.3;
지르코늄 0.15;
티타늄 0.15;
주석 0.5;
크롬 0.1; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 아크 용융에 의하여 만들어졌다 (실시예 1 참고).
충전에 사용된 출발 물질은, 조각 형태의 우라늄 금속, 실리콘, 알루미늄, 지르코늄, 주석 및 크롬과 흑연 분말 형태의 탄소, 플레이트 형태의 티타늄이었다. 산소는 이산화우라늄 과립 형태로 도입되었다.
실시예 1에 기술된 방법에 따라 연구가 수행되었다.
도 5는 용융 후 합금의 미세구조를 보여준다. 합금 중의 주요 구조 요소는, U3Si, U(C,O), U3Si2, 및 U5Sn4 이다. 합금의 액상선 온도는 1690 ℃이다. 용융 후, δ-상으로의 어닐링이 수행되었다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
실시예 9. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 2.7;
알루미늄 0.1;
탄소 0.15;
산소 2.0;
지르코늄 2.0;
티타늄 0.15; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 아크 용융에 의하여 만들어졌다 (실시예 1 참고).
충전에 사용된 출발 물질은, 조각 형태의 우라늄 금속, 실리콘, 알루미늄 및 지르코늄과 흑연 분말 형태의 탄소, 플레이트 형태의 티타늄이었다. 산소는 이산화우라늄 과립 형태로 도입되었다.
실시예 1에 기술된 방법에 따라 연구가 수행되었다.
용융 후, 1×10-5 mmHg 진공 상태의 CYD 로에서 850 ℃에서 10시간 동안 δ-상으로의 어닐링을 수행하였다.
도 6은 용융 후 합금의 미세구조를 보여준다. 합금 중의 주요 구조 요소는, U3Si, UO2 뿐만 아니라 U3Si2 및 미량의 α-U이다. 합금의 액상선 온도는 1740 ℃이다.
어닐링 후, 미량의 α-U 상은 γ-U 으로 전환되었다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
실시예 10. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 2.0;
알루미늄 0.1;
탄소 0.15;
산소 0.15;
질소 0.15;
몰리브덴 0.15;
니오븀 2.0;
지르코늄 2.0;
티타늄 2.0;
주석 0.1;
크롬 2.0; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 인덕션 용융에 의하여 만들어졌다 (실시예 2 참고).
충전에 사용된 출발 물질은, 조각 형태의 우라늄 금속, 실리콘, 알루미늄, 지르코늄, 주석 및 크롬과 흑연 분말 형태의 탄소, 플레이트 형태의 몰디브덴, 니오븀 및 티타늄이었다. 산소는 이산화우라늄 과립 형태로 도입되었다. 질소는 로 대기로 도입되고 용융에 의하여 흡수되었다.
금속을 몰드로 배출할 때 용융 온도는 1670 ℃였다.
실시예 1에 기술된 방법에 따라 연구가 수행되었다.
합금 중의 주요 구조 요소는, U3Si, U(O,C,N,Si), 및 미량의 γ-U이다. 합금의 액상선 온도는 1590 ℃이다.
용융 후, δ-상으로의 어닐링이 수행되었다. 어닐링 후, 합금 구조에서 γ-U 상의 함량이 증가한다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
실시예 11. 아래를 함유(중량%)하는 합금:
실리콘 2.0;
알루미늄 0.3;
탄소 0.15;
산소 0.15;
질소 0.15;
몰리브덴 5.0;
니오븀 0.15;
지르코늄 0.15;
티타늄 0.15;
주석 2.0;
크롬 0.1; 및
우라늄 - 잔량(양론, balance)
은 인덕션 용융에 의하여 만들어졌다 (실시예 2 참고).
충전에 사용된 출발 물질은, 조각 형태의 우라늄 금속, 실리콘, 알루미늄, 지르코늄, 주석 및 크롬과 흑연 분말 형태의 탄소, 플레이트 형태의 몰디브덴, 니오븀 및 티타늄이었다. 산소는 이산화우라늄 과립 형태와 낮은 녹는점을 갖는 산화몰리브덴 (MoO3) 형태로 도입되었다. 질소는 로 대기로 도입되고 용융에 의하여 흡수되었다.
금속을 몰드로 배출할 때 용융 온도는 1640 ℃였다.
실시예 1에 기술된 방법에 따라 연구가 수행되었다.
합금 중의 주요 구조 요소는, U3Si, U(O,C,N,Si), γ-U, 미량 U5Sn4 및 U3Si2이다. 합금의 액상선 온도는 1560 ℃이다.
용융 후, δ-상으로의 어닐링이 수행되었다. 어닐링 후, 합금 구조에서 U3Si2 상은 없어졌다.
합금의 다른 파라미터는 표로 주어진다.
표는 실시예 1 내지 11에서 청구된 우라늄 기반 도핑된 합금과 비교하여 우라늄 기반 합금 (종래 기술)의 주요 물성을 보여준다.
합금 액상선 온도, ℃ 합금 중 우라늄 함량, g/cm3 상 조성
U-Si-Al 합금 (3.2-3.7Si+0.8-3.0Al) (종래기술) 1270-1450 10.2-13.4 U3Si, U3Si2, UAl2, α-U (어닐링 전)
U-7.0Si-0.1Al-0.15C-0.15O-0.15N (용융 후 실시예1) 1800 12.7 U3Si2, 추적 U(O,C,N)
U-7.0Si-0.1Al-0.15C-0.15O-0.15N (어닐링 후 실시예1) 1800 12.8 U3Si2, 추적 U(O,C,N), 추적 U3Si
U-2.0Si-0.1Al-2.0C-2.0O-0.15N (용융 후 실시예2) 1630 12.8 U3Si, U(C,O), UO2
U-2.0Si-0.1Al-2.0C-2.0O-0.15N (어닐링 후 실시예2) 1630 12.9 U3Si, U(C,O), UO2
U-2.0Si-2.0Al-0.15C-0.15O-1.0N (용융 후 실시예3) 1590 13.8 U3Si, U(O,C,N,Si), UAl2,
U-2.0Si-2.0Al-0.15C-0.15O-1.0N (어닐링 후 실시예3) 1590 13.9 U3Si, U(C,O,N,Si), UAl2, 추적 UN
U-2.0Si-2.0Al-0.15C-0.15O-5.0Mo-2.0Nb (어닐링 후 실시예4) 1470 12.8 U3Si, U(O,C,Si), UAl2, U3Si2, 추적 γ-U
U-3.1Si-0.3Al-0.15C-0.3O-0.15N-0.3Zr-0.15Ti-2.0Sn-2.0Cr (용융 후 실시예5) 1530 14.1 U3Si, U(O,C,N,Si), U3Si2, U5Sn4, 추적 γ-U
U-3.6Si-0.2Al-0.15C-0.2O-1.0N-0.3Mo (용융 후 실시예6) 1720 13.4 U3Si, U(N, O,C), U3Si2
U-7.0Si-0.1Al-0.15C-0.15O-0.3Mo-0.16Nb-0.1Cr (용융 후 실시예7) 1810 12.3 U3Si2, U(O,C,Si)
U-3.2Si-0.3Al-2.0C-0.3O-0.15Zr-0.15Ti-0.5Sn-0.1Cr (용융 후 실시예8) 1690 12.6 U3Si, U(C,O), U3Si2, U5Sn4
U-2.7Si-0.1Al-0.15C-2.0O-2.0Zr-0.15Ti (용융 후 실시예9) 1740 13.2 U3Si, UO2, U3Si2, 추적 α-U
U-2.7Si-0.1Al-0.15C-2.0O-2.0Zr-0.15Ti (어닐링 후 실시예9) 1740 13.3 U3Si, UO2, U3Si2, 추적 γ-U,
U-2.0Si-0.1Al-0.15C-0.15O-0.15N-0.15Mo-2.0Nb-2.0Zr-2.0Ti-0.1Sn-2.0Cr (용융 후 실시예10) 1580 13.1 U3Si, U(C,O,N,Si), 추적 γ-U
U-2.0Si-0.1Al-0.15C-0.15O-0.15N-0.15Mo-2.0Nb-2.0Zr-2.0Ti-0.1Sn-2.0Cr (어닐링 후 실시예10) 1580 13.1 U3Si, U(C,O,N,Si), γ-U
U-2.0Si-0.3Al-0.15C-0.15O-0.15N-5.0Mo-0.15Nb-0.15Zr-0.15Ti-2.0Sn-0.1Cr (용융 후 실시예11) 1560 13.7 U3Si, U(C,O,N,Si ), γ-U, 추적 U5Sn4 and U3Si2
U-2.0Si-0.3Al-0.15C-0.15O-0.15N-5.0Mo-0.15Nb-0.15Zr-0.15Ti-2.0Sn-0.1Cr (어닐링 후 실시예11) 1560 13.8 U3Si, U(C,O,N,Si), γ-U, 추적 U5Sn4
따라서, 실리콘과 알루미늄을 함유하고 우라늄 이실리사이드, 세라믹 상, 우라늄 실리사이드 및(또는) 금속간 상의 혼합물로 구성된 멀티상 서멧 구조를 갖는 청구된 고밀도 우라늄-기반 합금(변형)은 기술적 효과의 달성을 보장한다 : 높은 우라늄 함량을 갖고, 열역학적 안정성, 더 높은 액상선 온도 및 더 높은 내방사선성을 유지하는 합금의 제공.

Claims (6)

  1. 하기 성분비, 중량%로, 탄소, 산소, 질소로 이루어진 군에서 선택되는 적어도 하나의 원소 X를, 추가적으로 함유하는 것을 특징으로 하는, 실리콘 및 알루미늄을 함유하는 U-Si-Al 우라늄-기반 합금:
    실리콘 2.0-7.0;
    알루미늄 0.1-2.0;
    여기서, X는 (중량%)로 구성된 군에서 선택된 요소 중 적어도 하나:
    탄소 0.15-2.0;
    산소 0.15-2.0;
    질소 0.15-1.0; 및
    우라늄 - 잔량(양론, balance).
  2. 제1항에 있어서,
    용융에 의하여 얻어지는 것을 특징으로 하는 우라늄-기반 합금.
  3. 제1항에 있어서,
    추가 어닐링을 통해 용융에 의하여 얻어지는 것을 특징으로 하는 우라늄-기반 합금.
  4. 하기 성분비(중량%)로, 탄소, 산소, 질소로 이루어진 군에서 선택되는 적어도 하나의 원소 X를 추가로 함유하고, 몰리브덴, 니오븀, 지르코늄, 티타늄, 주석, 크롬으로 이루어진 군에서 선택되는 적어도 하나의 금속 Y를 추가적으로 함유하는 것을 특징으로 하는, 실리콘 및 알루미늄을 함유하는 U-Si-Al 우라늄-기반 합금:
    실리콘 2.0-7.0;
    알루미늄 0.1-2.0;
    여기서, X는 상기 군에서 (중량%)로 선택되는 요소 중 적어도 하나:
    탄소 0.15-2.0;
    산소 0.15-2.0;
    질소 0.15-1.0,
    여기서, Y는 상기 군에서 (중량%)로 선택되는 금속 중 적어도 하나:
    몰리브덴 0.15-5.0;
    니오븀 0.15-2.0;
    지르코늄 0.15-2.0;
    티타늄 0.15-2.0;
    주석 0.1-2.0;
    크롬 0.1-2.0; 및
    우라늄 - 잔량(양론, balance).
  5. 제4항에 있어서,
    용융에 의하여 얻어지는 것을 특징으로 하는 우라늄-기반 합금.
  6. 제4항에 있어서,
    추가 어닐링을 통해 용융에 의하여 얻어지는 것을 특징으로 하는 우라늄-기반 합금.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR1332984A (fr) * 1961-09-01 1963-07-19 Nukem Gmbh Alliages d'uranium et combustibles nucléaires contenant lesdits alliages
US3170788A (en) * 1962-07-16 1965-02-23 Martin H Binstock Uranium base alloy
CA885927A (en) * 1969-06-16 1971-11-16 S. Wyatt Brian Uranium-base alloys
CA987135A (en) * 1973-06-28 1976-04-13 Alan M. Ross Uranium-base alloys
KR100388808B1 (ko) * 2000-10-31 2003-06-25 한국전력공사 냉각 롤에 의해 용탕으로부터 직접 급속응고시켜 미세한결정립을 가지는 우라늄박판 및 그 제조장치와 제조방법
RU2193242C2 (ru) * 2000-12-18 2002-11-20 Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт неорганических материалов им. академика А.А.Бочвара" Таблетка ядерного топлива
RU2376665C2 (ru) * 2007-12-27 2009-12-20 Открытое акционерное общество "ТВЭЛ" Таблетка ядерного топлива высокого выгорания и способ ее изготовления (варианты)

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