우라늄 -실리콘 - 알루미늄 계에서 포석 반응과 계면 반응에 관한 연구 Kinetics of peritectoid transformation and interfacial reaction in the uranium - silicon - aluminium system원문보기
종래의 연구용 및 시험용 원자로의 경우 고농축 우라늄-알루미늄 합금이 주로 사용되어 왔으나, 세계적인 핵 확산 방지 정책에 따라 저 농축 핵연료의 대체 사용이 꾸준히 연구되고 있다. 그 대상 핵연료 재료로 U-Si-Al 계 합금을 비롯하여 $U_6Mn$, $U_3Si$, $U_3Si_2$, $U_3Si-Cu$, $U_6Fe$ 또는 이들의 혼합 분산형이 사용 되고 있으나 현재는 알루미늄 기지 내에 silicide를 분산시킨 형태의 핵연료 재료가 높은 우라늄 함량 및 안정성에 의해 실제 사용 가능한 재료로 인정 되고 있다. 이와 같은 핵연료의 안정성에 영향을 미치는 요인중에는 핵연료 재료인 $U_3Si$와 ...
종래의 연구용 및 시험용 원자로의 경우 고농축 우라늄-알루미늄 합금이 주로 사용되어 왔으나, 세계적인 핵 확산 방지 정책에 따라 저 농축 핵연료의 대체 사용이 꾸준히 연구되고 있다. 그 대상 핵연료 재료로 U-Si-Al 계 합금을 비롯하여 $U_6Mn$, $U_3Si$, $U_3Si_2$, $U_3Si-Cu$, $U_6Fe$ 또는 이들의 혼합 분산형이 사용 되고 있으나 현재는 알루미늄 기지 내에 silicide를 분산시킨 형태의 핵연료 재료가 높은 우라늄 함량 및 안정성에 의해 실제 사용 가능한 재료로 인정 되고 있다. 이와 같은 핵연료의 안정성에 영향을 미치는 요인중에는 핵연료 재료인 $U_3Si$와 cladding 재료인 알루미늄의 계면반응과 불완전한 포석반응에 의한 팽윤(swelling), 조사 열화(irradiation embrittlement) 그리고 핵연료 부식등이 있다. 계면 반응과 포석 반응은 핵생성과 열적성장으로 정의 되어 진다. 이때 핵생성은 계면에서 heterogeneous하게 일어나고 성장은 각각의 계면에서 확산 율속으로 일어난다. 계면반응에 있어 성장속도 식은 열처리 시간의 제곱근에 비례하는 관계가 있음이 관찰 되었고 성장층은 stoichiometry를 가지며 확산 율속임이 관찰 되었으나 생성 상의 종류 ￡? 각 상의 성장속도 그리고 multi-phase의 생성기구 등은 아직 불분명한 상태에 있다. 또한 포석 반응의 경우 에도 핵생성은 Arrhenian은 도 의존성을 보이고 있음이 관찰되었고 항온 포석 변태 kinetics 의존 식이 나와 있지만 이론적인 값과 실험치와는 많은 차이를 보이며 그 결과가 아직 불분명한 상태이다. 따라서 본 논문은 $U_3Si$ 핵연료 재료에서 첫째, 계면 반응으로 생성되는 생성상, 성장속도 그리고 multi-phase 생성기구를 관찰 하였으며 둘째로, 항온 포석 변태에 미치는 인자를 관찰하여 규명하였고 이를 토대로 포석 변태 kinetics 의존 식을 재 도출 하였다. 본 학위 논문은 3 장으로 구성되어 있다. 먼저 $U_3Si$ 와 cladding 재료인 알루미늄 의 thermal compatibility 기구 규명을 위한 선행연구로서 제 3 장에서는 $U_3Si$를 알루미늄 용탕에 hot dipping 방법을 사용하여 diffusion couple을 만들어 $510\,^\circ$ 에서 $670\,^\circ\!C$ 온도 영역에서 $U(Al,Si)_2$ 상과 $U(Al,Si)_3$ 상의 생성및 성장을 관찰 하였다. 알루미늄 원소의 침투 및 화학 조성은 SEM-EDAX 및 SEM-WDX 를 이용해 구하였다. 알루미늄 원소는 $U_3Si$의 입자반경을 통해 빠르게 확산하는 것으로 관ⓟ暳퓸珦만 }우라늄 이나 실리콘의 확산은 관찰되지 않았다. 생성 상은 초기에 $U(Al,Si)_2$ 상이 생성되다가 계속되는 알루미늄의 확산에 의해 $U(Al,Si)_3$ 상으로 변하였으며 $U(Al,Si)_4$ 상은 어느 영역에서도 관찰되지 않았다. 규칙-불규칙 변태는 $U(Al,Si)_3$ 상의 재결정을 도와 주는 것으로 나타났으며 재결정으로 인해 single-phase 와 multi-phase 를 구별 할 수 있었다. 또한 각각의 상은 parabolic rate law를 만족하고 있었다. $U(Al,Si)_3$ 상의 성장에 관여하는 활성화 에너지는 220 kJ/mol로 계산되었다. 제 4 장 에서는 우라늄 기지내에 초기 상 $U_3Si_2$ 의 입자크기에 따른 포석 변태 kinetics를 연구하였다. 초기 상 $U_3Si_2$의 입자크기는 약 3 $\mu$m 에서 150 $\mu$m 정도 이었다. $U_3Si_2$ 와 우라늄이 $U_3Si$로 되는 항온 포석 변태에서 변태량과 입자크기의 관계는 Schulson 과 Graham 이 구한 Johnson-Mehl-Avrami 공식이 실험식과 잘 일치하였으며 이때 size exponent 는 2 임이 관찰 되었다. 또한 초기 상 $U_3Si_2$ 입자 크기가 작을 수록 포석 변태 시간이 짧았으며 생성된 상 $U_3Si$의 입자크기도 작아 졌는데 이는 초기 상 $U_3Si_2$의 입자크기가 작아질 수록 표면적 대부피의 비가 증가 하고 초기 상 간의 거리가 짧아져서, 핵생성은 더욱 증가하고 성장거리가 짧아지게 되기 때문으로 생각된다. 제 5 장에서는 항온 변태 kinetics 를 zirconium/$Zr_2Al$ 계에서 관찰 하였다. 또한 uranium/$U_3Si_2$계에서는 초기 상 입자를 조대화 시켜 실험적으로 관찰 하였다. time exponent 는 항온 포석 변태 초기에는 2.5 이었으나 반응이 진행된 후에는 1.5로 감소되는 것이 관찰되었다. 또한 impingement exponent는 실험 영역에서 2로 관찰되었다. 실험 결과에서 항온 포석 변태는 초기에는 핵생성과 확산 율속으로 성장 하다가 변태가 더욱 진행되면 핵생성은 끝나고 확산 율속으로 성장하는 것을 알 수 있었다. 이와 같은 결과에서 항온 포석 변태 kinetics 공식을 구할 수 있었다.
종래의 연구용 및 시험용 원자로의 경우 고농축 우라늄-알루미늄 합금이 주로 사용되어 왔으나, 세계적인 핵 확산 방지 정책에 따라 저 농축 핵연료의 대체 사용이 꾸준히 연구되고 있다. 그 대상 핵연료 재료로 U-Si-Al 계 합금을 비롯하여 $U_6Mn$, $U_3Si$, $U_3Si_2$, $U_3Si-Cu$, $U_6Fe$ 또는 이들의 혼합 분산형이 사용 되고 있으나 현재는 알루미늄 기지 내에 silicide를 분산시킨 형태의 핵연료 재료가 높은 우라늄 함량 및 안정성에 의해 실제 사용 가능한 재료로 인정 되고 있다. 이와 같은 핵연료의 안정성에 영향을 미치는 요인중에는 핵연료 재료인 $U_3Si$와 cladding 재료인 알루미늄의 계면반응과 불완전한 포석반응에 의한 팽윤(swelling), 조사 열화(irradiation embrittlement) 그리고 핵연료 부식등이 있다. 계면 반응과 포석 반응은 핵생성과 열적성장으로 정의 되어 진다. 이때 핵생성은 계면에서 heterogeneous하게 일어나고 성장은 각각의 계면에서 확산 율속으로 일어난다. 계면반응에 있어 성장속도 식은 열처리 시간의 제곱근에 비례하는 관계가 있음이 관찰 되었고 성장층은 stoichiometry를 가지며 확산 율속임이 관찰 되었으나 생성 상의 종류 ￡? 각 상의 성장속도 그리고 multi-phase의 생성기구 등은 아직 불분명한 상태에 있다. 또한 포석 반응의 경우 에도 핵생성은 Arrhenian은 도 의존성을 보이고 있음이 관찰되었고 항온 포석 변태 kinetics 의존 식이 나와 있지만 이론적인 값과 실험치와는 많은 차이를 보이며 그 결과가 아직 불분명한 상태이다. 따라서 본 논문은 $U_3Si$ 핵연료 재료에서 첫째, 계면 반응으로 생성되는 생성상, 성장속도 그리고 multi-phase 생성기구를 관찰 하였으며 둘째로, 항온 포석 변태에 미치는 인자를 관찰하여 규명하였고 이를 토대로 포석 변태 kinetics 의존 식을 재 도출 하였다. 본 학위 논문은 3 장으로 구성되어 있다. 먼저 $U_3Si$ 와 cladding 재료인 알루미늄 의 thermal compatibility 기구 규명을 위한 선행연구로서 제 3 장에서는 $U_3Si$를 알루미늄 용탕에 hot dipping 방법을 사용하여 diffusion couple을 만들어 $510\,^\circ$ 에서 $670\,^\circ\!C$ 온도 영역에서 $U(Al,Si)_2$ 상과 $U(Al,Si)_3$ 상의 생성및 성장을 관찰 하였다. 알루미늄 원소의 침투 및 화학 조성은 SEM-EDAX 및 SEM-WDX 를 이용해 구하였다. 알루미늄 원소는 $U_3Si$의 입자반경을 통해 빠르게 확산하는 것으로 관ⓟ暳퓸珦만 }우라늄 이나 실리콘의 확산은 관찰되지 않았다. 생성 상은 초기에 $U(Al,Si)_2$ 상이 생성되다가 계속되는 알루미늄의 확산에 의해 $U(Al,Si)_3$ 상으로 변하였으며 $U(Al,Si)_4$ 상은 어느 영역에서도 관찰되지 않았다. 규칙-불규칙 변태는 $U(Al,Si)_3$ 상의 재결정을 도와 주는 것으로 나타났으며 재결정으로 인해 single-phase 와 multi-phase 를 구별 할 수 있었다. 또한 각각의 상은 parabolic rate law를 만족하고 있었다. $U(Al,Si)_3$ 상의 성장에 관여하는 활성화 에너지는 220 kJ/mol로 계산되었다. 제 4 장 에서는 우라늄 기지내에 초기 상 $U_3Si_2$ 의 입자크기에 따른 포석 변태 kinetics를 연구하였다. 초기 상 $U_3Si_2$의 입자크기는 약 3 $\mu$m 에서 150 $\mu$m 정도 이었다. $U_3Si_2$ 와 우라늄이 $U_3Si$로 되는 항온 포석 변태에서 변태량과 입자크기의 관계는 Schulson 과 Graham 이 구한 Johnson-Mehl-Avrami 공식이 실험식과 잘 일치하였으며 이때 size exponent 는 2 임이 관찰 되었다. 또한 초기 상 $U_3Si_2$ 입자 크기가 작을 수록 포석 변태 시간이 짧았으며 생성된 상 $U_3Si$의 입자크기도 작아 졌는데 이는 초기 상 $U_3Si_2$의 입자크기가 작아질 수록 표면적 대부피의 비가 증가 하고 초기 상 간의 거리가 짧아져서, 핵생성은 더욱 증가하고 성장거리가 짧아지게 되기 때문으로 생각된다. 제 5 장에서는 항온 변태 kinetics 를 zirconium/$Zr_2Al$ 계에서 관찰 하였다. 또한 uranium/$U_3Si_2$계에서는 초기 상 입자를 조대화 시켜 실험적으로 관찰 하였다. time exponent 는 항온 포석 변태 초기에는 2.5 이었으나 반응이 진행된 후에는 1.5로 감소되는 것이 관찰되었다. 또한 impingement exponent는 실험 영역에서 2로 관찰되었다. 실험 결과에서 항온 포석 변태는 초기에는 핵생성과 확산 율속으로 성장 하다가 변태가 더욱 진행되면 핵생성은 끝나고 확산 율속으로 성장하는 것을 알 수 있었다. 이와 같은 결과에서 항온 포석 변태 kinetics 공식을 구할 수 있었다.
The growth kinetics of interfacial reaction between metal and intermetallic compound in uranium-silicon-aluminium system have been studied as a function of annealing time and temperature. The nucleation and the growth kinetics of peritectoid transformation in that system were also investigated. More...
The growth kinetics of interfacial reaction between metal and intermetallic compound in uranium-silicon-aluminium system have been studied as a function of annealing time and temperature. The nucleation and the growth kinetics of peritectoid transformation in that system were also investigated. Moreover, in order to understand the controlling factor in peritectoid transformation, the effect of size of parent $U_3Si_2$ precipitate in uranium matrix has been considered. In chapter III, formation of $U(Al,Si)_2$ and $U(Al,Si)_3$ and their growth kinetics have been investigated from hot dipped diffusion couples of $U_3Si$ and aluminium in the temperature range 510 to $670\,^\circ\!C$. The penetration width of aluminium atom and the chemical composition of growing phases were determined with SEM in connection with EDAX and WDX techniques. SEM-EDAX and -WDX analyses indicated aluminium atoms diffused faster into grain boundaries of $U_3Si$ than uranium or silicon did into aluminium and proved to be dominant moving species in the growing $U(Al,Si)_3$ phase. $U(Al,Si)_2$ was first formed at grain boundaries of $U_3Si$ by the diffusion of aluminium and grew finally to form $U(Al,Si)_3$ by further diffusion of aluminium. The diffusion of aluminium did not lead to any formation of $U(Al,Si)_4$. The order to disorder transformation of $U(Al,Si)_3$ phase helped recrystallization process to occur. Optical microscopy permitted one to distinguish the single phase region of recrystallized grained $U(Al, Si)_3$ from the neighbouring multi-phase region composed of $U_3Si$,$U(Al,Si)_2$ and $U(Al,Si)_3$. The course of growth of the multi-phase region as well as the $U(Al, Si)_3$ phase obeyed a respective parabolic rate law. The activation energy governing the growth of the $U(Al,Si)_3$ phase was calculated to be about 220kJ/mol. In chapter IV, the kinetics of peritectoid reaction of $3U+U_3Si_2\rightarrow2U_3Si$ as a function of size of parent $U_3Si_2$ precipitate in uranium matrix have been investigated using optical microscopy and image analysis in the annealing time between 10 minutes and 72 hours at $800\,^\circ\!C$. The precipitate size of the primary $U_3Si_2$ produced within the uranium matrix range form 3 to 150 $\mu$m. JohnsonMehl-Avrami equation specified by Schulson and Graham indicated that the isothermal peritectoid transformation of uranium and $U_3Si_2$ into $U_3Si$ proceeds as a function of precipitate size of primary $U_3Si_2$ and the relationship between the degree of transformation and parent particle size well fitted the model until the growing $U_3Si$ particles were impinged to one another. Particle size exponent was found to be 2. The finer the parent $U_3Si_2$ precipitates in the uranium matrix, the shorter was the time for complete transformation into $U_3Si$ and the finer the transformed product phase of the $U_3Si$, viz., the reduced time both to nucleation and to growth due to the increased surface-to-volume ratio of the parent precipitates and to the decreased interspacing between the parent precipitates, respectively. In chapter V, the kinetics of isothermal peritectoid transformation have been critically evaluated from the zirconium/$Zr_2Al$ partial system reported previously. In addition, the isothermal peritectiod reaction has been experimentally studied as a function of time from the coarsened $U_3Si_2$ precipitate/uranium matrix system using optical microscopy. The plots of Austin-Rickett equation indicated that the time exponents are obtained to be 2.5 and 1.5 in the early stage and the later stage of the isothermal peritectoid reaction, respectively. Also, the impingement exponent was found to be 2. The experimental results indicated that the peritectoid transformation proceeds on a nucleation and a diffusion-controlled growth in the early stage and on a diffusioncontrolled growth without nucleation in the later stage, from which formulae describing the isothermal peritectoid transformation are derived.
The growth kinetics of interfacial reaction between metal and intermetallic compound in uranium-silicon-aluminium system have been studied as a function of annealing time and temperature. The nucleation and the growth kinetics of peritectoid transformation in that system were also investigated. Moreover, in order to understand the controlling factor in peritectoid transformation, the effect of size of parent $U_3Si_2$ precipitate in uranium matrix has been considered. In chapter III, formation of $U(Al,Si)_2$ and $U(Al,Si)_3$ and their growth kinetics have been investigated from hot dipped diffusion couples of $U_3Si$ and aluminium in the temperature range 510 to $670\,^\circ\!C$. The penetration width of aluminium atom and the chemical composition of growing phases were determined with SEM in connection with EDAX and WDX techniques. SEM-EDAX and -WDX analyses indicated aluminium atoms diffused faster into grain boundaries of $U_3Si$ than uranium or silicon did into aluminium and proved to be dominant moving species in the growing $U(Al,Si)_3$ phase. $U(Al,Si)_2$ was first formed at grain boundaries of $U_3Si$ by the diffusion of aluminium and grew finally to form $U(Al,Si)_3$ by further diffusion of aluminium. The diffusion of aluminium did not lead to any formation of $U(Al,Si)_4$. The order to disorder transformation of $U(Al,Si)_3$ phase helped recrystallization process to occur. Optical microscopy permitted one to distinguish the single phase region of recrystallized grained $U(Al, Si)_3$ from the neighbouring multi-phase region composed of $U_3Si$,$U(Al,Si)_2$ and $U(Al,Si)_3$. The course of growth of the multi-phase region as well as the $U(Al, Si)_3$ phase obeyed a respective parabolic rate law. The activation energy governing the growth of the $U(Al,Si)_3$ phase was calculated to be about 220kJ/mol. In chapter IV, the kinetics of peritectoid reaction of $3U+U_3Si_2\rightarrow2U_3Si$ as a function of size of parent $U_3Si_2$ precipitate in uranium matrix have been investigated using optical microscopy and image analysis in the annealing time between 10 minutes and 72 hours at $800\,^\circ\!C$. The precipitate size of the primary $U_3Si_2$ produced within the uranium matrix range form 3 to 150 $\mu$m. JohnsonMehl-Avrami equation specified by Schulson and Graham indicated that the isothermal peritectoid transformation of uranium and $U_3Si_2$ into $U_3Si$ proceeds as a function of precipitate size of primary $U_3Si_2$ and the relationship between the degree of transformation and parent particle size well fitted the model until the growing $U_3Si$ particles were impinged to one another. Particle size exponent was found to be 2. The finer the parent $U_3Si_2$ precipitates in the uranium matrix, the shorter was the time for complete transformation into $U_3Si$ and the finer the transformed product phase of the $U_3Si$, viz., the reduced time both to nucleation and to growth due to the increased surface-to-volume ratio of the parent precipitates and to the decreased interspacing between the parent precipitates, respectively. In chapter V, the kinetics of isothermal peritectoid transformation have been critically evaluated from the zirconium/$Zr_2Al$ partial system reported previously. In addition, the isothermal peritectiod reaction has been experimentally studied as a function of time from the coarsened $U_3Si_2$ precipitate/uranium matrix system using optical microscopy. The plots of Austin-Rickett equation indicated that the time exponents are obtained to be 2.5 and 1.5 in the early stage and the later stage of the isothermal peritectoid reaction, respectively. Also, the impingement exponent was found to be 2. The experimental results indicated that the peritectoid transformation proceeds on a nucleation and a diffusion-controlled growth in the early stage and on a diffusioncontrolled growth without nucleation in the later stage, from which formulae describing the isothermal peritectoid transformation are derived.
주제어
#우라늄 함유합금 Surfaces Intermetallic compounds Aluminum-uranium alloys Dynamics 포석 반응 금속간 화합물 계면 반응 Peritectoid
학위논문 정보
저자
Rhee, Chang-Kyu
학위수여기관
한국과학기술원
학위구분
국내박사
학과
재료공학과
발행연도
1992
총페이지
vi, 120 p.
키워드
우라늄 함유합금 Surfaces Intermetallic compounds Aluminum-uranium alloys Dynamics 포석 반응 금속간 화합물 계면 반응 Peritectoid
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