[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

WO2022240311A1 - Сплав на основе урана (варианты) - Google Patents

Сплав на основе урана (варианты) Download PDF

Info

Publication number
WO2022240311A1
WO2022240311A1 PCT/RU2022/000153 RU2022000153W WO2022240311A1 WO 2022240311 A1 WO2022240311 A1 WO 2022240311A1 RU 2022000153 W RU2022000153 W RU 2022000153W WO 2022240311 A1 WO2022240311 A1 WO 2022240311A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
uranium
alloy
silicon
melting
aluminum
Prior art date
Application number
PCT/RU2022/000153
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Алексей Михайлович САВЧЕНКО
Леонид Александрович КАРПЮК
Андрей Витальевич ЛАУШКИН
Сергей Владимирович МАРАНЧАК
Борис Александрович ТАРАСОВ
Евгений Вячеславович МАЙНИКОВ
Vladislav Konstantinovich ORLOV (ОРЛОВ, Владислав Константинович)
Original Assignee
Российская Федерация, от имени которой выступает Государственная корпорация по атомной энергии "Росатом"
Акционерное общество "Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов имени академика А.А. Бочвара"
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 Российская Федерация, от имени которой выступает Государственная корпорация по атомной энергии "Росатом", Акционерное общество "Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов имени академика А.А. Бочвара" filed Critical Российская Федерация, от имени которой выступает Государственная корпорация по атомной энергии "Росатом"
Priority to CN202280032950.5A priority Critical patent/CN117280066A/zh
Priority to KR1020237037261A priority patent/KR20240015064A/ko
Publication of WO2022240311A1 publication Critical patent/WO2022240311A1/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C43/00—Alloys containing radioactive materials
    • 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
    • G21C3/60—Metallic fuel; Intermetallic dispersions
    • 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

Definitions

  • the invention relates to nuclear engineering and can be used as nuclear fuel in the manufacture of fuel elements (fuel rods) for commercial thermal reactors of the VVER type.
  • Nuclear fuel made from uranium disilicide (U3S12) has a higher uranium capacity (17% more than that of uranium dioxide), which also makes it possible to increase the conversion factor of nuclear fuel, reduce its enrichment, extend the fuel rod campaign and increase the IUF (installed capacity utilization factor), which will ultimately have a positive impact on fuel cycle economics.
  • silicon compared with molybdenum in uranium-molybdenum fuel, has a smaller thermal neutron capture cross section, which improves the physics of the reactor.
  • uranium disilicide has disadvantages that hinder its use in VVER-type reactors as a tolerant fuel. This is a relatively large swelling, low radiation resistance, low corrosion resistance and insufficiently high uranium capacity (11.3 g/cm 3 ), only 17% more than that of uranium dioxide. In addition, due to its large swelling under irradiation in uranium disilicide pellets, it is necessary to use an axial hole to compensate for swelling, which further reduces the uranium content in the fuel element.
  • alloys In reality, due to nonequilibrium crystallization, alloys always contain an alpha uranium phase, which is formed at 935 °C during the crystallization of the a + U3S12 eutectic.
  • the alpha uranium phase has catastrophically low radiation and corrosion properties, and even its negligible presence in the alloy structure causes fuel destruction during operation in the reactor. Therefore, in order to form more radiation-resistant uranium silicide, it is necessary to carry out long-term annealing of alloys in vacuum at 800–850 °C for 100 hours. However, this phase, which contains 3.5–3.8% silicon and has a high uranium capacity (14.3 g/cm 3 instead of 11.3 g/cm 3 for uranium disilicide), has low corrosion resistance in water and swells strongly upon irradiation. in the reactor. The use of alloys based on uranium disilicide (7-8% silicon) significantly reduces their uranium content.
  • Alloys based on the uranium-silicon binary system also have a relatively low liquidus temperature (1050-1650 °C), which determines the stability of the fuel shape in LOCA (Loss Off Coolant Accident) accidents.
  • the radiation and corrosion resistance of these alloys, belonging to the group of metal alloys, is also low.
  • the mainly d-phase U 3 S1 formed after heat treatment also has a low radiation resistance characteristic of uranium silicide, and is also insufficient for its use in VVER-type reactors instead of uranium dioxide ceramic fuel.
  • the problem to be solved by the present invention is to obtain a high-density uranium-based alloy with a multiphase cermet structure, which has a high uranium capacity while maintaining thermodynamic stability, a higher liquidus temperature and a higher radiation resistance (less prone to swelling).
  • the technical result of the invention according to the first and second options is to obtain a high-density uranium-based alloy with high uranium capacity while maintaining thermodynamic stability, higher liquidus temperature and higher radiation resistance.
  • the uranium-based alloy contains silicon and aluminum U-Si-Al, and it additionally contains at least one element X selected from the group containing carbon, oxygen, nitrogen in the following ratio of components , % wt.:
  • the alloy was obtained by melting.
  • the alloy was obtained by melting followed by annealing.
  • the uranium-based alloy contains silicon and aluminum U-Si-Al, and it additionally contains at least one element X selected from the group containing carbon, oxygen, nitrogen, and additionally contains , at least one metal Y, selected from the group containing molybdenum, niobium, zirconium, titanium, tin, chromium, in the following ratio of components, % wt.:
  • the alloy was obtained by melting.
  • the alloy was obtained by melting followed by annealing.
  • the first option it is proposed to introduce at least one element X, selected from the group containing carbon, oxygen, nitrogen, into the composition of uranium-silicon alloys that form ceramic compounds U(C,N,0,Si), UO2 , UC, UN, etc. These compounds have high radiation resistance and high melting points. As a result, the resulting complex structure of the uranium silicide alloy is strengthened by ceramic phases. A composite-type structure is formed, which has enhanced properties compared to the original uranium silicides.
  • Ceramic and intermetallic phases have significantly better radiation resistance and less swelling due to stronger interatomic bonding.
  • the content of elements that form ceramic phases less than 0.15% (carbon, oxygen, nitrogen) has an insignificant effect of improving thermodynamic stability, increasing the liquidus temperature and radiation resistance.
  • the content of carbon and oxygen over 2%, and nitrogen over 1% reduces the uranium content of the alloys, and also leads to a decrease in the ductility of the alloy due to the brittleness of the ceramic phases. This can lead to technological difficulties in the manufacture of alloys by casting, difficulties in the machining of alloys and the manufacture of fuel pellets, as well as obtaining the required sizes of alloy granules by centrifugal atomization.
  • Ceramic refractory compounds Another feature of these ceramic refractory compounds is that they bind free uranium during crystallization, thereby reducing the amount of alpha uranium phase after melting and increasing thermodynamic stability, liquidus temperature and radiation resistance.
  • gamma stabilizing additives contribute to maintaining the thermodynamic stability of the alloy.
  • the post-annealing time for the d-phase (U 3 S1) is significantly reduced, or it is even possible to avoid this technological step altogether.
  • alloying elements Y - chromium and tin in small quantities, as an addition to the main alloying elements, along with aluminum stabilize the d-phase, and also form additional intermetallic phases that improve radiation resistance.
  • Additives of gamma stabilizing metals less than 0.15% (Mo, Nb, Zr, Ti), which bind excess precipitates of the alpha uranium phase, practically do not affect the stabilization of the gamma phase, but more than 5.0% for Mo and more than 2.0% for Nb , Zr, Ti reduce the uranium content of the alloys.
  • the content of tin, chromium is less than 0.1%, which form additional intermetallic phases in the alloy, has little effect.
  • the content of tin, chromium over 2% reduces the uranium content of the alloys.
  • FIG. 1 shows the microstructure of the alloy U-2.0Si-2.0Al-0.15C-0, 150-5, OMo-2.0Nb after melting according to example 4.
  • FIG. 2 shows the microstructure of the U-3,lSi-0.3Al-0.3C-0.30-0.15N-0.7Zr-0.5Ti-2.0Sn-2.0Cr alloy after melting according to example 5.
  • FIG. 3 shows the microstructure of the U-3.6Si-0.4Al-0.15C-0.4O-l,0N-I,OMo alloy after melting according to example 6.
  • FIG. 4 shows the microstructure of the alloy U-7.0Si-0.lAl-0.15C-0, 150-0, ZMo-0.16Nb-0.lCr after melting according to example 7.
  • FIG. 5 shows the microstructure of the U-3.2Si-0.3Al-2.0C-0.3O-0.15Zr-0.15Ti-l.0Sn-l.0Cr alloy after melting according to example 8.
  • FIG. 6 shows the microstructure of the U-2.7Si-0.lAl-0.15C-2.0O-2.0Zr-0.15T1 alloy after annealing according to example 9.
  • Melting was carried out in a small arc furnace MIFI-9 in argon in a copper water-cooled mold, with a non-consumable tungsten electrode with multiple remelting (4-5 remelting).
  • the starting materials were used - uranium metal, silicon and aluminum in the form of pieces, carbon in the form of graphite powder.
  • Oxygen was introduced in the form of uranium dioxide granules. Nitrogen was introduced into the furnace atmosphere and absorbed by the melt.
  • annealing to the d-phase was carried out at 810 °C for 24 hours in a CYD furnace in a vacuum of 1-10 '5 mm Hg. Art.
  • the alloy microstructure was studied both in the cast state and after d-phase annealing using optical and electron microscopes.
  • the liquidus temperature of the alloy was determined by differential thermal analysis (DTA) at heating and cooling rates of 20 deg/min.
  • X-ray phase analysis was carried out on a DRON-3 general purpose diffractometer using monochromatized CuCr radiation with a wavelength of 0.1393 nm by continuous scanning at a speed of 1 deg/min.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S12 and traces of U(0,C,N).
  • the liquidus temperature of the alloy is 1810 °C.
  • the rest of the uranium was manufactured by induction melting.
  • Induction melting was carried out in a vacuum of 1 10 mm Hg.
  • Art. High-density graphite grade ARV was used as a material for melting and foundry tooling.
  • the starting materials were used - uranium metal, silicon and aluminum
  • Oxygen was introduced in the form of uranium dioxide granules. Nitrogen was introduced into the furnace atmosphere and absorbed by the melt.
  • the temperature of the melt was controlled by an immersion thermocouple.
  • a protective coating based on zirconium oxide was applied to its working surface.
  • the temperature of the melt when pouring the metal into the mold was 1710°C.
  • the temperature was controlled using a tungsten-rhodium thermocouple.
  • the melt was poured into a graphite mold.
  • Ingots of finished alloys were rods with a diameter of 31 to 32 mm and a length of 200 to 250 mm.
  • the weight of the ingots was about 2 kg.
  • annealing to the d-phase was carried out at 850°C for 10 hours in a C YD furnace in a vacuum of 1 ⁇ 10 '5 mm Hg. Art.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S1, U(C,0), UO2.
  • the liquidus temperature of the alloy is 1630 °C.
  • the rest of the uranium was produced by induction melting (see example 2).
  • the temperature of the melt when pouring the metal into the mold was 1660°C.
  • the studies were carried out according to the method described in example 1.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S1, U(C,0,N,Si), UAI2.
  • the liquidus temperature of the alloy is 1580 °C.
  • the starting materials were used - uranium metal, silicon and aluminum in the form of pieces, carbon in the form of graphite powder, molybdenum and niobium in the form of plates.
  • Oxygen was introduced in the form of uranium dioxide granules.
  • the temperature of the melt when pouring the metal into the mold was 1550°C. After melting, annealing to the d-phase was carried out at 850°C for 10 hours in a CYD furnace in a vacuum of 1 ⁇ 10 '5 mm Hg. Art.
  • FIG. 1 shows the microstructure of the alloy after melting.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S1, U(0,C,Si), as well as UA , U3S12 and traces of g-U.
  • the liquidus temperature of the alloy is 1470 °C.
  • Example 5 Composition Alloy (wt %)
  • the rest of the uranium was produced by induction melting (see example 2).
  • uranium metal silicon, aluminum, zirconium, tin and chromium in the form of pieces
  • carbon in the form of graphite powder
  • titanium in the form of plates.
  • Oxygen was introduced in the form of uranium dioxide granules. Nitrogen was introduced into the furnace atmosphere and absorbed by the melt.
  • the temperature of the melt when pouring the metal into the mold was 1610°C. After melting, d-phase annealing was carried out at 810 °C for 24 hours in a CYD furnace with a vacuum of 1–10 "5 mm Hg.
  • FIG. 2 shows the microstructure of the alloy after melting.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S1, U(0,C,N,Si), U3S12, UsSru and traces of g-U.
  • the liquidus temperature of the alloy is 1530 °C.
  • Example 6 Composition Alloy (wt %)
  • the rest of the uranium was produced by arc melting (see example 1).
  • the starting materials were used - uranium metal, silicon and aluminum in the form of pieces, carbon in the form of graphite powder, molybdenum in the form of plates.
  • Oxygen was introduced in the form of uranium dioxide granules. Nitrogen was introduced into the furnace atmosphere and absorbed by the melt.
  • d-phase annealing was carried out at 810°C for 24 hours in a CYD furnace in a vacuum of 1–10 '5 mm Hg. Art.
  • FIG. 3 shows the microstructure of the alloy after melting.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S1, U(N,0,C), U3S12.
  • the liquidus temperature of the alloy is 1720 °C.
  • Example 7 Composition Alloy (wt %)
  • the rest of the uranium was produced by arc melting (see example 1).
  • the starting materials were used - uranium metal, silicon, aluminum and chromium in the form of pieces, carbon in the form of graphite powder, molybdenum and niobium in the form of plates.
  • Oxygen was introduced in the form of uranium dioxide granules.
  • FIG. 4 shows the microstructure of the alloy after melting.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S12, U(0,C,Si).
  • the liquidus temperature of the alloy is 1810 °C. After melting, annealing to the d-phase was not carried out.
  • Example 8 Composition Alloy (wt %)
  • the rest of the uranium was produced by arc melting (see example 1).
  • uranium metal silicon, aluminum, zirconium, tin and chromium in the form of pieces
  • carbon in the form of graphite powder
  • titanium in the form of plates.
  • Oxygen was introduced in the form of uranium dioxide granules.
  • FIG. 5 shows the microstructure of the alloy after melting.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S1, U(C,0), U3S12, and U5S114.
  • the liquidus temperature of the alloy is 1690 °C. After melting, annealing to the d-phase was not carried out.
  • the rest of the uranium was produced by arc melting (see example 1).
  • the starting materials were used - uranium metal, silicon, aluminum and zirconium in the form of pieces, carbon in the form of graphite powder, titanium in the form of plates.
  • Oxygen was introduced in the form of uranium dioxide granules.
  • annealing to the d-phase was carried out at 850 °C for 10 hours in a CYD furnace in a vacuum of 1-10 '5 mm Hg. Art.
  • FIG. 6 shows the microstructure of the alloy after melting.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S1, UO2, as well as U3S12 and traces of a-U.
  • the liquidus temperature of the alloy is 1740 °C.
  • Example 10 Composition Alloy (wt %)
  • the rest of the uranium was produced by induction melting (see example 2).
  • raw materials were used - uranium metal, silicon, aluminum, zirconium, tin and chromium in the form of pieces, carbon in the form of graphite powder,
  • the temperature of the melt when pouring the metal into the mold was 1670°C.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S1, U(C,0,N.Si), traces of g-U.
  • the liquidus temperature of the alloy is 1590 °C.
  • Example 11 Composition Alloy (wt %)
  • the rest of the uranium was produced by induction melting (see example 2).
  • the starting materials were used - uranium metal, silicon, aluminum, zirconium, tin and chromium in the form of pieces, carbon in the form of graphite powder, molybdenum, niobium and titanium in the form of plates.
  • Oxygen was introduced both in the form of uranium dioxide granules and in the form of molybdenum oxide (MOO3), which has a low melting point. Nitrogen was introduced into the furnace atmosphere and absorbed by the melt.
  • the temperature of the melt when pouring the metal into the mold was 1640°C.
  • the main structural constituents in the alloy are U3S1, U(C,0,N,Si), g-U, traces of U5S114 and U3S12.
  • the liquidus temperature of the alloy is 1560 °C.
  • the table shows the main properties of alloys based on uranium (prototype) in comparison with the claimed alloyed alloys based on uranium in examples 1-11
  • the claimed high-density alloy based on uranium (options) containing silicon and aluminum, having a multi-phase cermet structure consisting of a mixture of uranium disilicide, ceramic phases, uranium silicide and (or) intermetallic phases, ensures the achievement of a technical result - obtaining an alloy with high uranium content while maintaining thermodynamic stability, higher liquidus temperature and higher radiation resistance.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • High Energy & Nuclear Physics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacture Of Alloys Or Alloy Compounds (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)
  • Manufacture And Refinement Of Metals (AREA)

Abstract

Изобретение относится к атомной технике и может быть использовано как ядерное топливо при изготовлении тепловыделяющих элементов тепловых реакторов типа ВВЭР. Сплав на основе урана содержит, мас.%: кремний 2, 0-7, 0, алюминий 0, 1-2,0, по крайней мере один элемент, выбранный из группы: углерод 0,15-2,0, кислород 0,15-2,0, азот 0,15-1,0, и уран - остальное. Сплав на основе урана дополнительно может содержать по крайней мере один из элементов, выбранный из группы: молибден 0,15-5,0, ниобий 0,15-2,0, цирконий 0,15-2,0, титан 0,15-2,0, олово 0, 1-2,0, хром 0, 1-2,0. Обеспечивается получение высокоплотного сплава на основе урана, обладающего высокой ураноемкостью при сохранении термодинамической стабильности, высокой температурой ликвидуса и высокой радиационной стойкостью.

Description

Сплав на основе урана (варианты)
ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ
Изобретение относится к атомной технике и может быть использовано как ядерное топливо при изготовлении тепловыделяющих элементов (твэлов) для коммерческих тепловых реакторов типа ВВЭР.
ПРЕДШЕСТВУЮЩИЙ УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ
Во всем мире в рамках международной программы по разработке толерантного топлива разрабатывается более ураноемкое и теплопроводное, чем диоксид урана, металлическое топливо, 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 bum-up: irradiation tests in ATR”, Embedded Topical on Nuclear Fuel and Structural Material, American Nuclear Society (2012) P 1349-1351].
Ядерное топливо из дисилицида урана (U3S12) обладает большей ураноемкостью (на 17 % 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. К тому же кремний, по сравнению с молибденом в уран-молибденовом топливе, имеет меньшее сечение захвата тепловых нейтронов, что улучшает физику реактора.
Кроме того, в рамках программы по разработке толерантного топлива предполагается применение более стойких к пароциркониевой реакции оболочек из нержавеющих сталей, имеющих значительно больший, чем у оболочек из циркониевых сплавов, 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.
Однако дисилицид урана имеет недостатки, сдерживающие его применение в реакторах типа ВВЭР как толерантное топливо. Это относительно большое распухание, низкая радиационная стойкость, низкая коррозионная стойкость и недостаточно высокая ураноемкость (11,3 г/см3), всего на 17 % больше, чем у диоксида урана. К тому же из-за его большого распухания под облучением в таблетках из дисилицида урана приходится применять осевое отверстие для компенсации распухания, что дополнительно еще больше уменьшает содержание урана в твэле.
1 Ранее также рассматривалось использование более плотного силицида урана (U3S1) с меньшим содержанием кремния и большим содержанием урана в качестве топлива для реактора типа CANDU [S.J. Zinkle, К. A. 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]. Однако из-за его низкой радиационной стойкости и коррозионной стойкости в воде оно применения не нашло, несмотря на большую, чем у диоксида урана плотность и теплопроводность. К тому же выигрыш в увеличении ураноемкости по сравнению с дисилицидом урана приводил к потере термодинамической стабильности сплава и, как следствие, деградации его свойств (коррозионной и радиационной стойкости).
Известны патенты [GB908941A МПК G21C 3/62 опубл. 24.10.1962, US3567581A МПК G21C 3/30 опубл. 02.03.1971, СА664803А опубл. 11.06.1963] на сплавы урана, содержащие 2-8 % масс, кремния.
Однако в реальности за счет неравновесной кристаллизации в сплавах всегда присутствует альфа урановая фаза, образующаяся при 935 °С при кристаллизации эвтектики а + U3S12.
Альфа урановая фаза обладает катастрофически низкими радиационными и коррозионными свойствами и ее даже ничтожное присутствие в структуре сплава вызывает разрушение топлива при работе в реакторе. Поэтому для образования более радиационно-стойкого силицида урана приходится проводить длительный отжиг сплавов в вакууме при 800-850 °С в течение 100 часов. Однако и эта фаза, содержащая 3,5-3, 8 % кремния и обладающая высокой ураноемкостью (14,3 г/см3 вместо 11,3 г/см3 у дисилицида урана) имеет невысокую коррозионную стойкость в воде и сильно распухает при облучении в реакторе. Применение же сплавов на основе дисилицида урана (7-8 % кремния), значительно снижает их ураноемкость.
Сплавы на основе двойной системы уран-кремний имеют также относительно невысокую температуру ликвидуса (1050-1650 °С), которая определяет стабильность формы топлива при аварийных ситуациях типа LOCA (Loss Off Coolant Accident - авария с потерей теплоносителя). Радиационная и коррозионная стойкость этих сплавов, относящихся к группе металлических сплавов, также невысока.
Известен патент [US3717454A МПК С22С 43/00, опубл. 20.02.1973] на сплав урана, содержащего 3,5-3, 7 % масс кремния и 0,2-1, 5 % масс, алюминия. Алюминий добавлен в сплав для облегчения стабилизации силицида урана в процессе длительного отжига и минимизации содержания альфа урановой фазы. Алюминий в количестве до 0,5 % может растворяться в силициде урана, что способствует его термодинамической стабильности.
2 Однако коррозионная стойкость этих сплавов в воде из-за микровключений альфа урана оказалась низкой. К тому же сохранялись все недостатки, присущие силициду урана - низкая радиационная стойкость (большое распухание), низкая температура ликвидуса и необходимость проведения длительного (до 100 часов) стабилизационного отжига.
Наиболее близким аналогом к заявляемому является патент [US4023992, МПК С22С 43/00, опубл. 17.05.1977] на сплав урана, содержащего 3,2-3, 7 % масс, кремния и 0, 8-3, 0 % масс алюминия. Благодаря высокому содержанию алюминия, структура сплава после отжига представляет собой преимущественно d-фазу урана, с выделениями фаз UAI2 и U3Si2.
Однако, как отмечают сами авторы патента, большое содержание алюминия снижает как ураноемкость сплава (ураноемкость фазы UA12 составляет всего 6,9 г/см ), так и температуру ликвидуса, по сравнению с двойным ураново-кремниевым сплавом, почти на 200 °С, что снижает стойкость топлива к аварийным ситуациям. К тому же интерметаллидные фазы хотя и улучшают частично радиационную стойкость сплава, однако она остается недостаточной для применения данного топлива 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 %).
Несмотря на повышенное содержание алюминия после выплавки такого сплава все равно требуется термообработка в течение 72 часов при 800-850 °С для полного исчезновения a-фазы урана. К тому же образующаяся после термообработки преимущественно d-фаза U3S1 имеет также невысокую радиационную стойкость, свойственную силициду урана, и также недостаточна для его применения в реакторах типа ВВЭР вместо керамического топлива из диоксида урана.
Таким образом, анализ известных ураново-кремниевых сплавов, используемых как топливо в ядерных реакторах, показал, что в настоящее время отсутствуют сплавы, обладающие термодинамической стабильностью при сохранении высокой ураноемкости, высокой радиационной стойкостью (низким распуханием) и высокой температурой ликвидуса.
РАСКРЫТИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ
Задачей, на решение которой направлено предлагаемое изобретение, является получение высокоплотного сплава на основе урана, с многофазной металлокерамической структурой, обладающего высокой ураноемкостью при сохранении термодинамической стабильности, более высокой температурой ликвидуса и более высокой радиационной стойкостью (меньшей склонностью к распуханию).
3 Техническим результатом предлагаемого изобретения по первому и второму вариантам является получение высокоплотного сплава на основе урана обладающего высокой ураноемкостью при сохранении термодинамической стабильности, более высокой температурой ликвидуса и более высокой радиационной стойкостью.
Технический результат по первому варианту достигается тем, что сплав на основе урана, содержит кремний и алюминий U-Si-Al, причем он дополнительно содержит, по крайней мере, один элемент X выбранный из группы, содержащей углерод, кислород, азот при следующем соотношении компонентов, % масс.:
Кремний 2, 0-7,0;
Алюминий 0, 1-2,0;
X - по крайней мере один из элементов в % масс., выбранный из группы:
Углерод 0,15-2,0;
Кислород 0,15-2,0;
Азот 0,15-1,0;
Уран остальное.
Сплав получен плавкой.
Сплав получен плавкой с последующим отжигом.
Технический результат по второму варианту достигается тем, что сплав на основе урана, содержит кремний и алюминий U-Si-Al, причем он дополнительно содержит, по крайней мере, один элемент X выбранный из группы, содержащей углерод, кислород, азот, и дополнительно содержит, по крайней мере, один металл Y, выбранный из группы, содержащей молибден, ниобий, цирконий, титан, олово, хром, при следующем соотношении компонентов, % масс.:
Кремний 2, 0-7,0;
Алюминий 0, 1-2,0; где X - по крайней мере один из элементов в % масс., выбранный из группы:
Углерод 0,15-2,0;
Кислород 0,15-2,0;
Азот 0,15-1,0, где Y - по крайней мере один из металлов в % масс., выбранный из группы:
Молибден 0,15-5,0;
Ниобий 0,15-2,0;
Цирконий 0,15-2,0;
Титан 0,15-2,0;
Олово 0, 1-2,0;
4 Хром 0, 1-2,0
Уран остальное.
Сплав получен плавкой.
Сплав получен плавкой с последующим отжигом.
Для решения поставленной задачи по первому варианту предлагается введение, по крайней мере, одного элемента X, выбранного из группы, содержащей углерод, кислород, азот в состав ураново-кремниевых сплавов, образующих керамические соединения U(C,N,0,Si), UO2, UC, UN и др. Эти соединения имеют высокую радиационную стойкость и высокие температуры плавления. В результате образующаяся комплексная структура сплава из силицидов урана оказывается упрочнена керамическими фазами. Формируется структура композитного типа, обладающая повышенными свойствами по сравнению с исходными силицидами урана.
Керамические и интерметаллидные фазы имеют значительно лучшую радиационную стойкость и меньшее распухание за счет более прочной межатомной связи.
Наличие керамических тугоплавких соединений в структуре сплава значительно повышает температуру ликвидуса сплава, определяющую стабильность топлива при авариях типа LOCA в реакторах типа ВВЭР.
Содержание элементов, образующих керамические фазы, менее 0,15 % (углерод, кислород, азот) дает незначительный эффект улучшения термодинамической стабильности, повышения температуры ликвидуса и радиационной стойкости.
Содержание углерода и кислорода свыше 2 %, а азота свыше 1 % снижает ураноемкость сплавов, а также приводит к уменьшению пластичности сплава за счет хрупкости керамических фаз. Это может привести к технологическим сложностям при изготовлении сплавов методом литья, сложностям при механической обработке сплавов и изготовлении топливных таблеток, а также получению необходимых размеров гранул из сплава методом центробежного распыления.
Еще одной особенностью этих керамических тугоплавких соединений является то, что они связывают свободный уран при кристаллизации, уменьшая, тем самым, количество альфа урановой фазы после плавки и повышая термодинамическую стабильность, температуру ликвидуса и радиационную стойкость.
По второму варианту в сплав наряду с введением, по крайней мере, одного элемента X, выбраннного из группы, содержащей углерод, кислород, азот, может быть введен, по крайней мере, один элемент Y выбранный из группы, содержащей молибден, ниобий, цирконий, титан, в качестве гамма стабилизирующих добавок для дополнительного превращения кластеров альфа урановой фазы в более радиационно-стойкую кубическую
5 гамма фазу. Тем самым гамма стабилизирующие добавки способствуют сохранению термодинамической стабильности сплава. Кроме того, значительно снижается время последующего отжига на d-фазу (U3S1), или даже имеется возможность совсем избежать этой технологической операции.
Другие легирующие элементы Y - хром и олово, в небольших количествах, как дополнение к основным легирующим элементам, наряду с алюминием стабилизируют d- фазу, а также образуют дополнительные интерметаллические фазы, улучшающие радиационную стойкость.
Добавки гамма стабилизирующих металлов менее 0,15 % (Mo, Nb, Zr, Ti), связывающих избыточные выделения альфа урановой фазы, практически не влияют на стабилизацию гамма фазы, а более 5,0 % для Мо и более 2,0 % для Nb, Zr, Ti снижают ураноемкость сплавов.
Содержание олова, хрома менее 0,1 %, образующих добавочные интерметаллидные фазы в сплаве, дает незначительный эффект.
Содержание олова, хрома свыше 2 % снижает ураноемкость сплавов.
ОСУЩЕСТВЛЕНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ
На Фиг. 1 представлена микроструктура сплава U-2,0Si-2,0Al-0,15C-0, 150-5, ОМо- 2,0Nb после плавки по примеру 4.
На Фиг. 2 представлена микроструктура сплава U-3,lSi-0,3Al-0,3C-0,30-0,15N-0,7Zr- 0,5Ti-2,0Sn-2,0Cr после плавки по примеру 5.
На Фиг. 3 представлена микроструктура сплава U-3,6Si-0,4Al-0,15C-0,4O-l,0N- I,OMo после плавки по примеру 6.
На Фиг. 4 представлена микроструктура сплава U-7,0Si-0,lAl-0,15C-0, 150-0, ЗМо- 0,16Nb-0,lCr после плавки по примеру 7.
На Фиг. 5 представлена микроструктура сплава U-3,2Si-0,3Al-2,0C-0,3O-0,15Zr- 0,15Ti-l,0Sn-l,0Cr после плавки по примеру 8.
На Фиг. 6 представлена микроструктура сплава U-2,7Si-0,lAl-0,15C-2,0O-2,0Zr- 0,15Т1 после отжига по примеру 9.
Примеры конкретного исполнения.
Пример 1. Сплав состава (в масс. %)
Кремний 7,0
Алюминий 0, 1
Углерод 0,15
Кислород 0, 15
Азот 0,15
6 Уран остальное 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).
Для шихты использовались исходные материалы - уран металлический, кремний и алюминий в виде кусочков, углерод в виде порошка графита. Кислород вводился в виде гранул диоксида урана. Азот вводился в атмосферу печи и поглощался расплавом.
После плавки слитки разрезались для металлографических исследований.
После плавки проводился отжиг на d-фазу при 810 °С в течение 24 часов в печи “CYD” в вакууме 1-10'5 мм рт. ст.
Микроструктура сплава исследовалась как в литом состоянии, так и после отжига на d-фазу с помощью оптического и электронного микроскопов.
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 СиКр излучения с длиной волны равной 0,1393 нм, путем непрерывного сканирования со скоростью 1 град/мин.
Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S12 и следы U(0,C,N). Температура ликвидуса сплава составляет 1810 °С.
После отжига структура сплава практически не меняется, появляются небольшие следы UaSi фазы.
Остальные параметры сплава приведены в таблице.
Пример 2. Сплав состава (в масс. %)
Кремний 2,0
Алюминий 0,1
Углерод 2,0
Кислород 2,0
Азот 0,15
Уран остальное был изготовлен методом индукционной плавки.
Индукционная плавка проводилась в вакууме 1 10 мм рт. ст. В качестве материала плавильной и литейной оснастки использовался высокоплотный графит марки АРВ. Для шихты использовались исходные материалы - уран металлический, кремний и алюминий
7 в виде кусочков, углерод в виде порошка графита. Кислород вводился в виде гранул диоксида урана. Азот вводился в атмосферу печи и поглощался расплавом.
Во время проведения плавок температура расплава контролировалась термопарой погружения. Для предотвращения взаимодействия расплава с материалом плавильной и литейной оснастки на ее рабочую поверхность наносилось защитное покрытие на основе окиси циркония.
Температура расплава при сливе металла в изложницу составляла 1710 °С. Контроль температуры осуществлялся с помощью термопары вольфрам-родий. 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. Вес слитков составлял около 2 кг. После плавки проводился отжиг на d-фазу при 850 °С в течение 10 часов в печи “С YD” в вакууме 1 · 10'5 мм рт. ст.
Исследования сплава проводились по методике, описанной в примере 1.
Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S1, U(C,0), UO2. Температура ликвидуса сплава составляет 1630 °С.
После отжига структура сплава не изменилась.
Остальные параметры сплава приведены в таблице.
Пример 3. Сплав состава (в масс. %)
Кремний 2,0
Алюминий 2,0
Углерод 0,15
Кислород 0,15
Азот 1,0
Уран остальное был изготовлен методом индукционной плавки (см. пример 2).
Температура расплава при сливе металла в изложницу составляла 1660 °С. Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.
Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S1, U(C,0,N,Si), UAI2. Температура ликвидуса сплава составляет 1580 °С.
После плавки проводился отжиг на d-фазу. После отжига структура сплава практически не изменилась. Появились небольшие следы фазы UN.
Остальные параметры сплава приведены в таблице.
Пример 4. Сплав состава (в масс. %)
Кремний 2,0
Алюминий 2,0
8 Углерод 0,15
Кислород 0, 15
Ниобий 2,0
Молибден 5,0 Уран - остальное был изготовлен методом индукционной плавки (см. пример 2).
Для шихты использовались исходные материалы - уран металлический, кремний и алюминий в виде кусочков, углерод в виде порошка графита, молибден и ниобий в виде пластин. Кислород вводился в виде гранул диоксида урана.
Температура расплава при сливе металла в изложницу составляла 1550 °С. После плавки проводился отжиг на d-фазу при 850 °С в течение 10 часов в печи “CYD” в вакууме 1 · 10'5 мм рт. ст.
На Фиг. 1 представлена микроструктура сплава после плавки.
Исследования сплава проводились по методике, описанной в примере 1.
Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S1, U(0,C,Si), а также UA , U3S12 и следы g-U. Температура ликвидуса сплава составляет 1470 °С.
После отжига структура сплава практически не изменилась. Произошло небольшое увеличение U3S1 и U(0,C,Si) фаз и уменьшение U3S12 фазы.
Остальные параметры сплава приведены в таблице.
Пример 5. Сплав состава (в масс. %)
Кремний 3,1
Алюминий 0,3
Углерод 0,15
Кислород 0,3
Азот 0,15
Цирконий 0,3
Титан 0,15
Олово 2,0
Хром 2,0
Уран остальное был изготовлен методом индукционной плавки (см. пример 2).
Для шихты использовались исходные материалы - уран металлический, кремний, алюминий, цирконий, олово и хром в виде кусочков, углерод в виде порошка графита, титан в виде пластин. Кислород вводился в виде гранул диоксида урана. Азот вводился в атмосферу печи и поглощался расплавом.
9 Температура расплава при сливе металла в изложницу составляла 1610 °С. После плавки проводился отжиг на d-фазу при 810 °С в течение 24 часов в печи “CYD” вакууме 1 - 10"5 мм рт. ст.
Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.
На Фиг. 2 представлена микроструктура сплава после плавки. Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S1, U(0,C,N,Si), U3S12, UsSru и следы g-U. Температура ликвидуса сплава составляет 1530 °С.
После отжига структура сплава практически не изменилась. Произошло небольшое увеличение U3S1 и U(0,C,N,Si) фаз и исчезновение следов g-U фазы.
Остальные параметры сплава приведены в таблице.
Пример 6. Сплав состава (в масс. %)
Кремний 3,6
Алюминий 0,2
Углерод 0,15
Кислород 0,2
Азот 1 ,0
Молибден 0,3
Уран остальное был изготовлен методом дуговой плавки (см. пример 1).
Для шихты использовались исходные материалы - уран металлический, кремний и алюминий в виде кусочков, углерод в виде порошка графита, молибден в виде пластин. Кислород вводился в виде гранул диоксида урана. Азот вводился в атмосферу печи и поглощался расплавом.
После плавки слитки разрезались для металлографических исследований.
После плавки проводился отжиг на d-фазу при 810 °С в течение 24 часов в печи “CYD” в вакууме 1 - 10'5 мм рт. ст.
Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.
На Фиг. 3 представлена микроструктура сплава после плавки. Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S1, U(N,0,C), U3S12. Температура ликвидуса сплава составляет 1720 °С.
После отжига структура сплава практически не изменилась. Произошло небольшое увеличение U(N,0,C) фазы и уменьшение U3S12 фазы.
Остальные параметры сплава приведены в таблице.
Пример 7. Сплав состава (в масс. %)
Кремний 7,0
10 Алюминий 0,1
Углерод 0,15
Кислород 0,15
Молибден 0,3
Ниобий 0,16
Хром 0,1
Уран остальное был изготовлен методом дуговой плавки (см. пример. 1).
Для шихты использовались исходные материалы - уран металлический, кремний, алюминий и хром в виде кусочков, углерод в виде порошка графита, молибден и ниобий в виде пластин. Кислород вводился в виде гранул диоксида урана.
Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.
На Фиг. 4 представлена микроструктура сплава после плавки. Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S12, U(0,C,Si). Температура ликвидуса сплава составляет 1810 °С. После плавки отжиг на d-фазу не проводился.
Остальные параметры сплава приведены в таблице.
Пример 8. Сплав состава (в масс. %)
Кремний 3,2
Алюминий 0,3
Углерод 2,0
Кислород 0,3
Цирконий 0, 15
Титан 0,15
Олово 0,5
Хром 0, 1
Уран остальное был изготовлен методом дуговой плавки (см. пример. 1).
Для шихты использовались исходные материалы - уран металлический, кремний, алюминий, цирконий, олово и хром в виде кусочков, углерод в виде порошка графита, титан в виде пластин. Кислород вводился в виде гранул диоксида урана.
Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.
На Фиг. 5 представлена микроструктура сплава после плавки. Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S1, U(C,0), U3S12, а также U5S114. Температура ликвидуса сплава составляет 1690 °С. После плавки отжиг на d-фазу не проводился.
Остальные параметры сплава приведены в таблице.
Пример 9. Сплав состава (в масс. %)
И Кремний 2,7
Алюминий 0,1
Углерод 0,15
Кислород 2,0
Цирконий 2,0
Титан 0,15
Уран остальное был изготовлен методом дуговой плавки (см. пример. 1).
Для шихты использовались исходные материалы - уран металлический, кремний, алюминий и цирконий в виде кусочков, углерод в виде порошка графита, титан в виде пластин. Кислород вводился в виде гранул диоксида урана.
Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.
После плавки проводился отжиг на d-фазу при 850 °С в течение 10 часов в печи “CYD” в вакууме 1-10'5 мм рт. ст.
На Фиг. 6 представлена микроструктура сплава после плавки. Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S1, UO2, а также U3S12 и следы a-U. Температура ликвидуса сплава составляет 1740 °С.
После отжига следы a-U фазы превратились в g-U фазу.
Остальные параметры сплава приведены в таблице.
Пример 10. Сплав состава (в масс. %)
Кремний 2,0
Алюминий 0, 1
Углерод 0,15
Кислород 0, 15
Азот 0, 15
Молибден 0,15
Ниобий 2,0
Цирконий 2,0
Титан 2,0
Олово 0,1
Хром 2,0
Уран остальное был изготовлен методом индукционной плавки (см. пример 2).
Для шихты использовались исходные материалы - уран металлический, кремний, алюминий, цирконий, олово и хром в виде кусочков, углерод в виде порошка графита,
12 молибден, ниобий и титан в виде пластин. Кислород вводился в виде гранул диоксида урана. Азот вводился в атмосферу печи и поглощался расплавом.
Температура расплава при сливе металла в изложницу составляла 1670 °С.
Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.
Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S1, U(C,0,N.Si), следы g-U. Температура ликвидуса сплава составляет 1590 °С.
После плавки проводился отжиг на d-фазу. После отжига в структуре сплава увеличивается содержание g-U фазы.
Остальные параметры сплава приведены в таблице.
Пример 11. Сплав состава (в масс. %)
Кремний 2,0
Алюминий 0,3
Углерод 0,15
Кислород 0,15
Азот 0, 15
Молибден 5,0
Ниобий 0,15
Цирконий 0,15
Титан 0,15
Олово 2,0
Хром 0,1
Уран остальное был изготовлен методом индукционной плавки (см. пример 2).
Для шихты использовались исходные материалы - уран металлический, кремний, алюминий, цирконий, олово и хром в виде кусочков, углерод в виде порошка графита, молибден, ниобий и титан в виде пластин. Кислород вводился как в виде гранул диоксида урана, так и в виде окиси молибдена (М0О3), имеющей низкую температуру плавления. Азот вводился в атмосферу печи и поглощался расплавом.
Температура расплава при сливе металла в изложницу составляла 1640 °С.
Исследования проводились по методике, описанной в примере 1.
Основными структурными составляющими в сплаве являются U3S1, U(C,0,N,Si), g-U, следы U5S114 и U3S12. Температура ликвидуса сплава составляет 1560 °С.
После плавки проводился отжиг на d-фазу. После отжига в структуре сплава исчезает U3S12 фаза.
ПРОМЫШЛЕННАЯ ПРИМЕНИМОСТЬ
13 Остальные параметры сплава приведены в таблице.
В таблице приведены основные свойства сплавов на основе урана(прототип) в сравнении с заявляемыми легированными сплавами на основе урана по примерам 1-11
Таблица
Figure imgf000016_0001
14 Таким образом, заявляемый высокоплотный сплав на основе урана (варианты), содержащий кремний и алюминий, имеющий многофазную металлокерамическую структуру, состоящую из смеси дисилицида урана, керамических фаз, силицида урана и (или) интерметаллидных фаз, обеспечивает достижение технического результата - получение сплава, обладающего высокой ураноемкостью при сохранении термодинамической стабильности, более высокой температурой ликвидуса и более высокой радиационной стойкостью.
15

Claims

Формула изобретения
1. Сплав на основе урана, содержащий кремний и алюминий U-Si-Al, отличающийся тем, что он дополнительно содержит, по крайней мере, один элемент X выбранный из группы, содержащей углерод, кислород, азот при следующем соотношении компонентов, % масс.:
Кремний 2, 0-7,0;
Алюминий 0, 1-2,0;
X - по крайней мере один из элементов в % масс., выбранный из группы:
Углерод 0,15-2,0;
Кислород 0,15-2,0;
Азот 0,15-1,0;
Уран остальное.
2. Сплав на основе урана по п. 1, отличающийся тем, что, что он получен плавкой.
3. Сплав на основе урана по п. 1, отличающийся тем, что, что он получен плавкой с последующим отжигом.
4. Сплав на основе урана, содержащий кремний и алюминий U-Si-Al, отличающийся тем, что он дополнительно содержит, по крайней мере, один элемент X выбранный из группы, содержащей углерод, кислород, азот, и дополнительно содержит, по крайней мере, один металл Y, выбранный из группы, содержащей молибден, ниобий, цирконий, титан, олово, хром, при следующем соотношении компонентов, % масс.:
Кремний 2, 0-7,0;
Алюминий 0, 1-2,0; где X - по крайней мере один из элементов в % масс., выбранный из группы:
Углерод 0,15-2,0;
Кислород 0,15-2,0;
Азот 0,15-1,0, где Y - по крайней мере один из металлов в % масс., выбранный из группы:
Молибден 0,15-5,0;
Ниобий 0,15-2,0;
Цирконий 0, 15-2,0;
Титан 0,15-2,0;
Олово 0, 1-2,0;
Хром 0, 1-2,0
Уран остальное.
5. Сплав на основе урана по п. 4, отличающийся тем, что, что он получен плавкой.
6. Сплав на основе урана по п. 4, отличающийся тем, что, что он получен плавкой с последующим отжигом.
16
PCT/RU2022/000153 2021-05-11 2022-05-05 Сплав на основе урана (варианты) WO2022240311A1 (ru)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202280032950.5A CN117280066A (zh) 2021-05-11 2022-05-05 铀基合金(变体)
KR1020237037261A KR20240015064A (ko) 2021-05-11 2022-05-05 우라늄-기반 합금 (변형)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2021113397A RU2760902C1 (ru) 2021-05-11 2021-05-11 Сплав на основе урана (варианты)
RU2021113397 2021-05-11

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022240311A1 true WO2022240311A1 (ru) 2022-11-17

Family

ID=79174484

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/RU2022/000153 WO2022240311A1 (ru) 2021-05-11 2022-05-05 Сплав на основе урана (варианты)

Country Status (4)

Country Link
KR (1) KR20240015064A (ru)
CN (1) CN117280066A (ru)
RU (1) RU2760902C1 (ru)
WO (1) WO2022240311A1 (ru)

Citations (7)

* 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
US3717454A (en) * 1969-06-16 1973-02-20 Ca Atomic Energy Ltd Uranium-base alloys
US4023992A (en) * 1973-06-28 1977-05-17 Atomic Energy Of Canada Limited Uranium-base alloys
US20020050335A1 (en) * 2000-10-31 2002-05-02 Korea Atomic Energy Research Fabrication process of uranium foil having fine grains solidified rapidly from melt using cooling roll, and the fabrication apparatus
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)

Patent Citations (7)

* 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
US3717454A (en) * 1969-06-16 1973-02-20 Ca Atomic Energy Ltd Uranium-base alloys
US4023992A (en) * 1973-06-28 1977-05-17 Atomic Energy Of Canada Limited Uranium-base alloys
US20020050335A1 (en) * 2000-10-31 2002-05-02 Korea Atomic Energy Research Fabrication process of uranium foil having fine grains solidified rapidly from melt using cooling roll, and the fabrication apparatus
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)

Also Published As

Publication number Publication date
CN117280066A (zh) 2023-12-22
KR20240015064A (ko) 2024-02-02
RU2760902C1 (ru) 2021-12-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Kojima et al. Catalytic activities of TiC, WC, and TaC for hydrogenation of ethylene
US4865645A (en) Nuclear radiation metallic absorber
US3425826A (en) Purification of vanadium and columbium (niobium)
WO2022240311A1 (ru) Сплав на основе урана (варианты)
Lundin et al. Phase equilibria of the group IVA metals with yttrium
US9305667B1 (en) Nuclear fuel alloys or mixtures and method of making thereof
RU2763048C1 (ru) Металлокерамический сплав на основе урана
Savitskii et al. The phase diagram of the Zr-Re system
JPS6214085A (ja) 複合型核燃料被覆管の製造方法
Karpyuk et al. Prospective Accident-Tolerant Uranium-Molybdenum Metal Fuel
CN115896620B (zh) 一种耐腐蚀FeCrAl包壳及其制备方法
Farkas et al. The Solid-State Constitution of High-Uranium Alloys of the Uranium-Zirconium-Silicon System
Schussler et al. Mechanical Properties of Tantalum Metal Consolidated by Melting
Hanna et al. preparation of the Beryllides of Uranium and Thorium
Tachikawa et al. Metallurgical aspects and superconducting current capacities of Nb-Zr alloys
Fleischer Solid solution carbide nuclear fuels
Stroyev et al. ELECTRIC-ARC SMELTING OF MOLYBDENUM IN A VACUUM
Powers PRODUCTION OF URANIUM MONOCARBIDE
La Marche MANUFACTURING DEVELOPMENT OF TUNGSTEN ALLOYS FOR ROCKET NOZZLES. Mid-Year Report on (Phase II). Report No. 2-CPFF-WG-78256--I-(4)
Dickerson et al. A preliminary investigation of the Cr {sub 3} Si-Mo pseudo-binary phase diagram
Koval'chenko APPLICATION OF ZIRCONIUM AND ITS COMPOUNDS IN THE MAKING OF HARD AND REFRACTORY ALLOYS
Bychkov et al. ZIRCONIUM-NIOBIUM PHASE DIAGRAM
Pickman et al. High temperature mechanical working of arc-cast molybdenum
Hammond et al. LIQUID PHASE SINTERING OF METALLIC CARBIDES
CN116590588A (zh) 一种核用低活化、高强韧TiVAlCr高熵合金材料及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 22807929

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202280032950.5

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 22807929

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1