Результат интеллектуальной деятельности: Металлокерамический сплав на основе урана

Изобретение относится к атомной технике и может быть использовано при изготовлении ядерного топлива тепловыделяющих элементов (твэлов) для коммерческих реакторов на тепловых нейтронах типа ВВЭР (как толерантное топливо), а также для реакторов на быстрых нейтронах и исследовательских реакторов.

Во всем мире в рамках международной программы по разработке толерантного топлива (Accident Tolerant Fuel-ATF) разрабатывается более теплопроводное, чем диоксид урана, металлическое топливо (cold fuel), позволяющее снизить рабочие температуры топлива до 500-600°С, в частности, дисилицид урана и уран-молибденовые сплавы [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) P 1349-1351].

Металлическое ядерное топливо (уран-молибден) обладает большей ураноемкостью (на 40-50% больше, чем у диоксида урана), что позволяет также увеличить коэффициент конверсии ядерного топлива, снизить его обогащение, продлить кампанию твэлов и увеличить КИУМ (коэффициент использования установленной мощности), что в конечном итоге положительно скажется на экономике топливного цикла.

Кроме того, в рамках программы ATF предполагается применение более стойких к пароциркониевой реакции оболочек из нержавеющих сталей, имеющих значительно больший, чем у циркония, захват тепловых нейтронов [S.J. Zinkle, К.А. Terrani, J.C. Gehin, L.J. Ott, L.L. Snead, Accident tolerant fuels for LWRs: A perspective, Journal of Nuclear Materials 448 (2014) P 374-379]. Чтобы не превышать нормированное ограничение в 5% обогащения по урану-235 у заводов-изготовителей, также требуется применение в этом случае более ураноемкого топлива. Известно, что уран-молибденовое топливо (ОМ-9) применялось в реакторах типа ВВЭР-Билибинской АЭС, AM, Белоярской АЭС, правда, в виде дисперсного топлива [Самойлов А.Г., Каштанов А.И., Волков B.C. "Дисперсионные тепловыделяющие элементы ядерных реакторов", том 1. М.: - Энергоиздат, 1982, с 295].

Однако уран-молибденовое топливо имеет недостатки, сдерживающее его применение в реакторах типа ВВЭР. Это относительно большое распухание, свойственное всем металлическим сплавам на основе урана, низкая температура ликвидуса и значительный захват тепловых нейтронов у U-Mo сплавов. Кроме того, при применении этого топлива в качестве толерантного (ATF) с оболочками из нержавеющей стали возможно "проедание" оболочек при аварийных ситуациях типа LOCA (Loss Off Coolant Accident-авария с потерей теплоносителя), так как чистый уран образует низкоплавкие эвтектики с железом, никелем и хромом.

Известен сплав урана [патент GB 809597, МПК С22С 43/00, опубл. 25.02.1959], содержащий 5-15% масс. молибдена и 15-25% масс. ниобия.

Повышенное содержание молибдена и ниобия в сплаве дополнительно стабилизирует гамма фазную структуру урана, способствует повышению термодинамической стабильности структуры и повышению температуры ликвидуса сплава примерно до 1400°С.

Однако, повышенное содержание поглощающих тепловые нейтроны элементов (молибден и ниобий), а также заметное снижение ураноемкости сплава (с 15,9 г/см³ у U-9Mo до 8,0-12,4 г/см³ у данного сплава) при столь значительном содержании легирующих элементов, делает его неприемлемым для использования в реакторах на тепловых нейтронах и в среднем значении не превышает ураноемкость диоксида урана 9,6 г/см³.

Известен сплав урана [патент GB 766061, МПК С22С 43/00, опубл. 16.01.1957], содержащий 0,1-5% масс. молибдена и 0,1-5% масс. кремния.

Данный сплав имеет достаточно малое сечение захвата тепловых нейтронов и повышенную радиационную стойкость за счет выделения U-Mo-Si интерметаллидных фаз, имеющих более низкий коэффициент распухания.

Однако он имеет следующие недостатки. Содержание кремния в сплаве при данном количестве молибдена приводит к образованию интерметаллидной фазы состава U-9,3Mo-2Si, в которой имеется повышенное содержание молибдена, по сравнению с твердым гамма фазным раствором на основе урана. Тем самым, переход его в интерметаллидную фазу приводит к распаду гамма твердого раствора даже при максимальном содержании молибдена в 5%. Меньшее же содержание молибдена приводит к образованию альфа фазы с низкими радиационными свойствами.

Кремний в количестве до 1,5% при данном содержании молибдена понижает температуру ликвидуса сплава до 1000-1100°С и способствует образованию эвтектики.

Повышенное содержание кремния снижает ураноемкость данного сплава (при 5% Mo и 5% Si ураноемкость сплава составляет 12,9 г/см, что значительно ниже, чем у сплава ОМ-9 (15,9 г/см³).

Известен сплав урана [патент GB 766060, МПК С22С 43/00, опубл. 16.01.1957], содержащий 6-10% масс. молибдена.

Повышенное содержание молибдена в сплаве дополнительно стабилизирует гамма фазную структуру урана и способствует повышению термодинамической стабильности структуры. Его ураноемкость не ниже 15,0 г/см³, что перспективно для его применения в твэлах реакторов на тепловых и быстрых нейтронах. Однако он имеет следующие недостатки.

Данный сплав с гамма фазной структурой обладает невысокой температурой ликвидуса (1250°С), что не соответствует требованиям, предъявляемым к толерантному ядерному топливу (ATF) - не менее 1400°С - выше пароциркониевой реакции. Пароциркониевая реакция начинается примерно при 861°С, а при 1200°С начинает развиваться очень быстро и становится самоподдерживающейся [Самойлов О.Б., Усынин Г.Б., Бахметьев А.М. Безопасность ядерных энергетических установок. - М: Энергоатомиздат, 1989-280 с.].

Он обладает значительным распуханием под облучением, свойственным всем металлическим сплавам урана, невысокой термодинамической стабильностью (для нижнего предела составов 6-8%) и относительно большим захватом тепловых нейтронов (для верхнего предела составов 8-10%).

Данный сплав, как и все подобные сплавы типа однофазного гамма твердого раствора активно взаимодействуют с конструкционными оболочечными и матричными материалами (нержавеющей сталью и алюминием), что не позволяет улучшить совместимость материалов при эксплуатации в реакторе и аварийных ситуациях.

Наиболее близким аналогом к заявляемому является сплав урана [патент DE 1151389, МПК С22С 43/00; G21C 3/60, опубл. 11.07.1963], содержащий 2-6% масс, молибдена, 0,1-1,0% алюминия и 0,1-1,0% кремния.

Данный сплав имеет достаточно малое сечение захвата тепловых нейтронов. Его ураноемкость не ниже 14,9 г/см³, что перспективно для его применения в твэлах реакторов на тепловых и быстрых нейтронах. Он имеет повышенную прочность и, следовательно, радиационную стойкость.

В то же время в его структуре сложные комплексные U-Mo-Si-Al интерметаллидные фазы имеют повышенное содержание молибдена и уменьшают стабильность гамма фазного твердого раствора, что приводит к образованию радиационно нестойкой альфа фазы урана и нивелирует эффект радиационной стойкости. Чтобы сохранить стабильность гамма фазы при данном содержании алюминия и кремния, необходимо повышение содержания молибдена до 10-12%, что приводит к повышению захвата тепловых нейтронов.

Данный сплав имеет низкую температуру ликвидуса 970-1120°С и способствует образованию эвтектики.

Хотя интерметаллидные фазы и улучшают частично радиационную стойкость металлического сплава, однако она недостаточна для его применения в реакторах типа ВВЭР вместо керамического топлива из диоксида урана, так как керамика по радиационной стойкости значительно превосходит интерметаллидные соединения. К тому же объемная доля интерметаллидных фаз в сплаве невелика (1-10%).

Низкое содержание в структуре интерметаллидных фаз, в состав которых входят алюминий и кремний, активно взаимодействующих с конструкционными материалами (сталью и алюминием), не позволяет улучшить совместимость сплавов.

Уран-молибденовые сплавы можно условно разделить на две группы. Первая, с низким содержанием молибдена (0,4-4,0%) с нестабильной структурой, состоящей в зависимости от концентрации молибдена из α, α' и α'' фаз, с небольшим количеством гамма фазы, увеличивающейся с повышением содержания молибдена. Они сильно распухают под облучением, склонны к формоизменению, сильнее взаимодействуют с материалами оболочек (сталью) и матрицей (алюминиевыми сплавами), а также обладают низкой коррозионной стойкостью в воде. По этим причинам возможность их применения ограничена. Поэтому обычно применяют вторую группу сплавов со структурой кубической гамма фазы с повышенным содержанием молибдена (5-10%), которая эту группу стабилизирует. Следует отметить, что стабильность гамма фазы могут обеспечить также ряд других легирующих элементов-ниобий, цирконий, титан. Однако они менее эффективны, чем молибден и к тому же в большей степени снижают ураноемкость сплава.

Однако только верхний предел содержания по молибдену (9-10%), обеспечивает относительную стабильность гамма фазы при изготовлении и эксплуатации топлива, хотя и его бывает недостаточно для полной и равновесной стабилизации гамма фазы. Снижение содержания молибдена до нижнего предела, с целью улучшения некоторых его свойств, например, уменьшения захвата тепловых нейтронов, ведет к потере его структурной стабильности, распаду до альфа фазы и потере его основных радиационных свойств.

Таким образом, анализ известных урановых гамма фазных сплавов, используемых в ядерных реакторах, показал, что в настоящее время отсутствуют сплавы, обладающие термодинамической стабильностью при сохранении низкого захвата тепловых нейтронов, высокой радиационной стойкостью (низким распуханием), высокой температурой ликвидуса, и совместимостью с конструкционными оболочечными (нержавеющая сталь) и матричными материалами (алюминий).

Задачей, на решение которой направлено предлагаемое изобретение, является получение сплава на основе урана с композитной металлокерамической структурой, состоящей из матричной γ-(U-Mo) фазы, керамических фаз и интерметаллидных фаз.

Техническим результатом предлагаемого изобретения является получение гамма фазного металлокерамического уран-молибденового сплава, обладающего термодинамической стабильностью при сохранении низкого захвата тепловых нейтронов, более высокой температурой ликвидуса, более высокой радиационной стойкостью (меньшей склонностью к распуханию) и совместимостью с конструкционными материалами: с оболочками из сталей при аварийных ситуациях типа LOCA (реакторы типа ВВЭР) и с алюминиевой матрицей (исследовательские реакторы).

Технический результат достигается тем, что металлокерамический сплав на основе урана, содержит молибден U-Mo-X, причем он дополнительно содержит по крайней мере один элемент X, выбранный из группы, содержащей кислород, углерод, азот при следующем соотношении компонентов, % масс.:

X - по крайней мере один из элементов, выбранный из группы:

В частном варианте исполнения металлокерамический сплав на основе урана, отличается тем, что он дополнительно содержит по крайней мере один металл Y, выбранный из группы, содержащей кремний, олово, хром, алюминий, ниобий, цирконий, титан, где

Y - по крайней мере один из металлов в % масс., выбранный из группы:

Металлокерамический сплав на основе урана получен плавкой с последующим гомогенизационным отжигом.

Для решения поставленной задачи предлагается принципиально новый подход к легированию U-Mo сплавов, состоящий в получении композитной металлокерамической структуры. Она состоит из матричной γ-(U-Mo) фазы и керамической и (или) интерметаллидной фазы или фаз, имеющих высокую радиационную стойкость и высокие температуры плавления. Эти фазы имеют максимальную плотность по урану, хорошую совместимость с алюминием, и не содержат молибден, остающийся в структуре гамма фазы для ее стабилизации.

Основная сложность легирования γ-U фазных сплавов, например U-Mo топлива, заключается в уменьшении стабильности γ-(U-Mo) фазы за счет снижения содержания в ней молибдена при добавлении легирующих элементов, в частности алюминия. Часть молибдена из гамма урановой фазы входит в интерметаллическую фазу, тем самым, обедняя твердый раствор гамма фазы по молибдену. Это должно уменьшать ее стабильность. Для предотвращения этого явления применен термодинамический анализ с использованием диаграмм состояния.

На Фиг. 1 приведен тип диаграммы состояния U-Mo сплава с образованием тройных интерметаллических соединений (U-Mo-Al).

На Фиг. 2 приведен тип диаграммы состояния U-Mo сплава с образованием двойных соединений (U-Mo-C изотермический разрез при 1500°С).

На Фиг. 3 представлен внешний вид слитка сплава U-4,2Mo-1,5C по примеру 1.

На Фиг. 4 представлена микроструктура сплава U-4,2Mo-1,5C после плавки по примеру 1.

На Фиг. 5 представлена микроструктура сплава U-4,2Mo-1,5C после гомогенизационного отжига при 1100°С в течение 4 часов по примеру 1.

На Фиг. 6 представлена микроструктура сплава U-6Mo-0,5O после плавки по примеру 2.

На Фиг. 7 представлена микроструктура сплава U-6Mo-0,5O после гомогенизационного отжига при 800°С в течение 4 часов по примеру 2.

На Фиг. 8 представлена микроструктура сплава U-6Mo-0,1C-0,5O-0,1N-0,7Si после плавки по примеру 4.

На Фиг. 9 представлена микроструктура сплава U-10Mo-0,3C-0,1O-0,1Si-0,1Cr после плавки по примеру 5.

На Фиг. 10 представлена микроструктура сплава U-10Mo-0,3C-0,1O-0,1Si-0,1Cr после гомогенизационного отжига.при 1000°С в течение 3 часов по примеру 5.

На Фиг. 11 представлена микроструктура сплава U-3Mo-3,0C-3,0O-1,0Si-3,1Nb-0,3 Ti после плавки по примеру 6.

На Фиг. 12 представлена микроструктура сплава U-3Mo-3,0C-3,0O-1,0Si-3,1Nb-0,3 Ti после гомогенизационного отжига при 1050°С в течение 2 часов по примеру 6.

На Фиг. 13 представлена микроструктура сплава U-7Mo-0,1O-2,0Si-0,3Cr-0,5Zr после плавки по примеру 7.

На Фиг. 14 представлена микроструктура сплава U-4,5Mo-0,4O-0,4Si-0,4Al-0,5Sn после плавки по примеру 8.

При легировании U-Mo сплава элементами, образующими с ураном интерметаллические соединения, реализуется приведенный на Фиг. 1 нежелательный тип диаграммы состояния, так как в образующиеся тройные интерметаллические фазы входит молибден, обедняя U-Mo гамма твердый раствор, приводя к его частичному распаду. Такой результат наблюдается, например, в тройных системах U-Mo-Al, U-Mo-Sn.

Чтобы молибден не входил в интерметаллидную фазу, а оставался бы в твердом растворе с ураном, необходимо, чтобы реализовывался тип диаграммы состояния, приведенный на Фиг. 2.

На Фиг. 2 фазовый треугольник ограничен тройными фазами U-U₂Mo-UΨ, где UΨ - двойное интерметаллическое соединение между ураном и легирующим элементом ψ. Такой вариант возможен в системе U-Mo-C, в которой теоретически не должно образовываться тройных соединений вблизи уранового угла диаграммы состояния. Подобный эффект должен присутствовать при добавке к системе U-Mo следующих элементов - азота и кислорода, которые можно добавлять и в комплексе, так как они образуют сложные окси-нитриды урана, в которых присутствие молибдена термодинамически маловероятно. При достаточном количестве этих фаз добавление небольшого количества кремния не повлияет на термодинамическое равновесие.

Заявляемый металлокерамический сплав на основе урана, содержащий молибден, характеризуется тем, что при добавлении в сплав, по крайней мере, одного легирующего элемента X, выбранного из группы кислород, углерод, азот, они не входят в твердый раствор гамма урановой фазы, а образуют отдельные керамические фазы в матрице из гамма твердого раствора U-Mo, формируя, тем самым, структуру композитного типа, обладающую, как все композиты, повышенными свойствами по сравнению с матричным твердым раствором. Но главное, предлагаемые добавки не образуют нежелательные тройные соединения типа U-Mo-Al, U-Mo-Sn, U-Mo-Si, U-Mo-Cr и т.д. Подобные соединения образуют обычные для урана легирующие добавки, такие как алюминий, олово, кремний, хром и т.д., взятые по отдельности. Тем самым, вводя кислород, углерод, азот, мы можем за счет увеличения температуры ликвидуса сплава сохранять термодинамическую стабильность гамма фазы при значительно меньшем содержании молибдена, а также за счет снижения поперечного сечения захвата тепловых нейтронов у легирующих элементов улучшить нейтронно-физические характеристики таких реакторов.

Керамические фазы в структуре гамма твердого раствора урана имеют значительно лучшую радиационную стойкость и меньшее распухание за счет более прочной межатомной связи [А.С. Займовский, В.В. Калашников, И.С. Головнин "Тепловыделяющие элементы атомных реакторов", Атомиздат, Москва, 1966]. Она, в свою очередь, определяется также их величиной температуры плавления. В таблице 1 приведены основные фазы, образующиеся в предлагаемом металлокерамическом сплаве, и их температуры плавления.

Наличие тугоплавких соединений в структуре сплава значительно повышает температуру ликвидуса сплава, определяющую термодинамическую стабильность топлива при аварийных ситуациях типа LOCA в реакторах типа ВВЭР. Температура ликвидуса нелегированных уран-молибденовых сплавов с 1230-1270°С увеличивается до 1400-1800°С у металлокерамических сплавов (см. таблицу 2). В таблице 2 приведены температуры ликвидуса U-Mo сплавов и металлокерамических сплавов с разными легирующими элементами.

Урановые сплавы с керамическими фазами, но без молибдена (UO₂, UC, UN и т.д.), по сравнению с уран-молибденовыми сплавами без керамических фаз, имеют высокую совместимость с конструкционными материалами, в частности, с оболочками из нержавеющих сталей, а также алюминиевой матрицей. Как известно, U-Mo сплавы "проедают" оболочку твэла из нержавеющей стали уже при 850°С за счет образования низкоплавких эвтектик с ураном (А.С. Займовский, В.В. Калашников, И.С. Головнин "Тепловыделяющие элементы атомных реакторов", Атомиздат, Москва, 1966).

Это, кстати, ограничивает рабочие температуры твэлов реакторов на быстрых нейтронах с металлическим топливом. В заявляемых нами сплавах за счет наличия в структуре химически инертных фаз и усиления межатомных связей температура начала взаимодействия сплава с нержавеющей сталью повышается до 1030-1300°С (см. таблицу 3).

Металлы, стабилизирующие U-Mo гамма твердый раствор, такие как ниобий, титан, цирконий также могут быть добавлены к заявляемым U-Mo металлокерамическим сплавам для дополнительной стабилизации гамма фазы.

Другие легирующие металлы-кремний, олово, хром, алюминий в небольших количествах, как дополнение к основным легирующим элементам, образуют добавочные интерметаллические фазы, улучшающие радиационную стойкость.

Содержание молибдена менее 2,5% приводит к термодинамической нестабильности структуры сплава, и началу распада гамма фазы урана. Содержание молибдена более 12% увеличивает нежелательный захват тепловых нейтронов и снижает ураноемкость сплавов.

Содержание элементов, образующих керамические фазы, углерода, кислорода, азота, менее 0,1% дает незначительный эффект улучшения вышеуказанных свойств.

Содержание кислорода и азота свыше 3%, а углерода свыше 2% снижает ураноемкость сплавов, а также приводит к уменьшению пластичности за счет уменьшения объемной доли пластичной гамма урановой фазы в структуре сплава. Это приводит к технологическим сложностям при изготовлении сплавов методом литья, сложностям при механической обработке сплавов и изготовлении таблеток, а также получению гранул из сплавов методом центробежного распыления.

Содержание металлов, стабилизирующих U-Mo гамма твердый раствор, таких как ниобий, титан, цирконий менее 0,1% практически не влияет на стабилизацию гамма фазы, а более 5% снижает ураноемкость сплавов.

Содержание металлов, образующих добавочные интерметаллидные фазы в сплаве, таких как кремний, алюминий, олово, хром, менее 0,1% дает незначительный эффект.

Содержание кремния свыше 3,5%, олова свыше 3%, хрома свыше 2%, а алюминия свыше 1% снижает ураноемкость сплавов.

Сплавы выплавлялись как в индукционной вакуумной печи, так и в дуговой печи. После плавки проводился гомогенизационный отжиг при 800-1150°С в течение 0,5-4 часов. Гомогенизационный отжиг способствует дополнительной стабилизации гамма фазы, достижению равновесного состояния сплава и увеличению плотности сплава.

Исследование микроструктуры, дифференциальный термодинамический анализ (ДТА) и фазовый анализ проводились как после плавки, так и после гомогенизационного отжига.

Примеры конкретного исполнения.

Пример 1. Сплав состава U-4,2Mo-l,5C был изготовлен методом дуговой плавки.

Плавка проводилась в малой дуговой печи марки МИФИ-9 в среде аргона в медной водоохлаждаемой изложнице, с нерасходуемым вольфрамовым электродом с многократным переплавом (4-5 переплавов).

В качестве шихты использовались заготовки сплава U-2Mo, молибден в виде пластин, порошок графита.

Внешний вид слитка представлен на Фиг. 3. После плавки слитки разрезались для металлографических исследований.

Дополнительно после плавки проводился гомогенизационный отжиг при 1100°С в течение 4 часов в печи "CYD" в вакууме 10^-5 мм рт.ст.

Проведено исследование материала топливного уран-молибденового сплава. Исследовалась микроструктура сплава, как в литом состоянии, так и после гомогенизационного отжига с помощью оптического и электронного микроскопов. На Фиг. 4 представлена микроструктура сплава после плавки, на Фиг. 5 - после отжига.

Температура ликвидуса сплава определялась методом дифференциального термического анализа (ДТА) при скоростях нагрева и охлаждения 20 град/мин.

Рентгеновский фазовый анализ проводился на дифрактометре общего назначения ДРОН-3 с использованием монохроматизированного CuKp излучения с длиной волны равной 0,1393 нм, путем непрерывного сканирования со скоростью 1 град/мин.

После гомогенизационного отжига произошла дополнительная стабилизация структуры сплава, на что указывает увеличение плотности сплава на 0,5-1,5%.

Фазовый анализ показал, что в структуре сплава имеются только две основные составляющие-гамма твердый раствор на основе урана и карбид урана, что подтверждает наши термодинамические расчеты. Также присутствуют оксидные включения. Следует отметить, что, несмотря на малое количество молибдена (4,2%) как гамма стабилизатора, в структуре сплава не обнаружено следов распада гамма фазы. Температура ликвидуса сплава составляет 1470°С. В то время как в сплаве U-4,2Mo (без легирования 1,5% С) основными фазами являются α' и α'', и имеется лишь небольшое содержание гамма фазы.

Свойства сплава U-4,2Mo-l,5C приведены в таблице 3.

Пример 2. Сплав состава U-6Mo-0,5O был изготовлен методом дуговой плавки (см. пример 1). Кислород вводился как в виде гранул диоксида урана, так и в виде окиси молибдена (MoO₃), имеющей низкую температуру плавления.

После плавки слитки разрезались для металлографических исследований. На Фиг. 6 представлена микроструктура сплава после плавки, на Фиг. 7 - микроструктура сплава после гомогенизационного отжига при 800°С в течение 4 часов.

Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.

Структура сплава состоит из двух фаз, уран-молибденовой гамма фазы и диоксида урана. Температура ликвидуса сплава составляет 1470°С. Остальные свойства сплава приведены в таблице 3.

Пример 3. Сплав состава U-3,5Mo-2,0N был изготовлен методом дуговой плавки (см. пример 1). Азот вводился в газовую атмосферу печи и поглощался расплавом. После плавки слитки разрезались для металлографических исследований. Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.

После плавки проводился гомогенизационный отжиг при 1150°С в течение 0,5 часа.

Структура сплава состоит из трех фаз, γ-уран-молибденовой фазы, γ₀-уран-молибденовой фазы и нитрида урана. Остальные свойства сплава приведены в таблице 3.

Пример 4. Сплав состава U-6Mo-0,1C-0,5O-0,1N-0,7Si был изготовлен методом дуговой плавки (см. пример 1). Кислород вводился в шихту в виде окиси молибдена (МоО₃). Углерод вводился в шихту в виде порошка графита. Кремний добавлялся в шихту в виде кусочков. Азот вводился в газовую атмосферу печи и поглощался расплавом. После плавки слитки разрезались для металлографических исследований. На Фиг. 8 представлена микроструктура сплава после плавки.

Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.

После плавки проводился гомогенизационный отжиг при 950°С в течение 2,5 часов.

Структура сплава состоит γ-уран-молибденовой фазы и сложной фазы окси-карбо-нитрида урана, в которую также входит кремний. Обнаружено также небольшое количество силицидов урана. Следов распада гамма фазы не обнаружено. Остальные свойства сплава приведены в таблице 3.

Пример 5. Сплав состава U-10Mo-0,3C-0,1O-0,1Si-0,1Cr был изготовлен методом дуговой плавки (см. пример 1). Молибден, кислород, углерод и кремний добавлялись в шихту как в примере 4. Хром добавлялся в шихту в виде кусочков.

После плавки слитки разрезались для металлографических исследований. Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.

После плавки проводился гомогенизационный отжиг при 1000°С в течение 3 часов.

Микроструктура сплава после плавки представлена на Фиг. 9, микроструктура сплава после гомогенизационного отжига - на Фиг. 10.

Структура сплава состоит из у-уран-молибденовой фазы и сложной фазы окси-карбида урана, в которую также входит кремний. Следов распада гамма фазы не обнаружено. Остальные свойства сплава приведены в таблице 3.

Пример 6. Сплав состава U-3Mo-3,0C-3,0O-1,0Si-3,1Nb-0,3Ti был изготовлен методом дуговой плавки.

После плавки слитки разрезались для металлографических исследований. Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.

После плавки проводился гомогенизационный отжиг при 1050°С в течение 2 часов.

Микроструктура сплава после плавки представлена на Фиг. 11, микроструктура сплава после гомогенизационного отжига - на Фиг. 12.

Структура сплава очень сложна и состоит преимущественно из окси-карбида урана, карбида урана и диоксида урана, а также γ-уран-молибденовой фазы. Следов распада гамма фазы не обнаружено. Остальные свойства сплава приведены в таблице 3.

Пример 7. Сплав состава U-7Mo-0,1O-0,3C-2,0Si-0,3Cr-0,5Zr был изготовлен методом индукционной плавки.

Индукционная плавка проводилась в вакууме не хуже 1⋅10^-3 мм. рт.ст. В качестве материала плавильной и литейной оснастки использовался высокоплотный графит марки АРВ. Для шихты использовались исходные материалы-уран, молибден и кремний, крупка диоксида урана, хром и цирконий. Молибден в виде пластин и остальные легирующие компоненты в виде кусочков укладывались на дно плавильного тигля. Во время проведения плавок температура расплава контролировалась термопарой погружения.

Температура расплава при сливе металла в изложницу составляла 1550°С. Контроль температуры осуществлялся с помощью вольфраморениевой термопары. Разливка расплава проводилась в графитовую изложницу. Слитки готовых сплавов представляли собой стержни диаметром от 31 до 32 мм и длиной от 200 до 250 мм. Масса слитков составляла около 2 кг.

Исследования проводились по методике, описанной в примере 1. После плавки слитки разрезались для металлографических исследований. Микроструктура сплава после плавки представлена на Фиг. 13.

После плавки проводился гомогенизационный отжиг при 900°С в течение 3,5 часов.

Структура сплава состоит преимущественно из γ-уран-молибденовой фазы, окси-карбида урана, и дисилицида урана, расположенных преимущественно по границам зерен. Следов распада гамма фазы не обнаружено. Остальные свойства сплава приведены в таблице 3.

Пример 8. Сплав состава U-4,5Mo-0,4O-0,4Si-0,4Al-0,5Sn был изготовлен методом индукционной плавки (см. пример 7).

Исследования проводились по методике, описанной в примере 1. После плавки слитки разрезались для металлографических исследований. Микроструктура сплава после плавки представлена на Фиг. 14.

После плавки проводился гомогенизационный отжиг при 850°С в течение 4 часов.

Структура сплава состоит преимущественно из γ-уран-молибденовой фазы, окси-карбида урана и метастабильной γ₀ фазы. Также наблюдаются небольшое количество выделений UAl₂ и U₅Sn₄ фаз. Остальные свойства сплава приведены в таблице 3.

В таблице 3 приведены основные свойства металлических уран-молибденовых сплавов-аналогов в сравнении с заявляемыми легированными уран-молибденовыми сплавами по примерам 1-8.

Таким образом, заявляемый металлокерамический сплав на основе урана, содержащий молибден, имеющий отличительные признаки от существующих сплавов в виде композитной металлокерамической структуры сплава, состоящей из матричной γ-(U-Mo) фазы и керамической и (или) интерметаллидной фазы или фаз, обеспечивает достижение технического результата - получение сплава, обладающего термодинамической стабильностью при сохранении низкого захвата тепловых нейтронов, более высокой температурой ликвидуса, более высокой радиационной стойкостью (меньшей склонностью к распуханию) и совместимостью с конструкционными материалами: с оболочками из сталей при аварийных ситуациях с потерей теплоносителя с алюминиевой матрицей (исследовательские реакторы).