The characteristics of high density U-Mo alloy powders solidified rapidly by the centrifugal atomization process have been examined. The thermal compatibility between centrifugally atomized particle and aluminium matrix in U-Mo alloy fuels has been studied. In addition, the characteristics, that is, morphology, size distribution, alloy phase and microstructure of $U_3Si_2$ powders solidified rapidly by a centrifugal atomization process have been investigated. It has been carried out a comparison test for two kinds of rod type fuels prepared with atomized spherical $U_3Si_2$ powder and comminuted irregular $U_3Si_2$ powder for the purpose of increasing U loading density. Also, thermal compatibility of atomized $U_3Si_2$ dispersed fuel meats has been characterized, and compared with comminuted $U_3Si_2$.
In chapter Ⅲ, most of atomized U-Mo alloy particles have a smooth surface and near-perfect spherical shape. The atomized powder irrespective of particle size is found to be single phase γ-U alloy with isotropic structure and non-dendritic grain. The continuous cooling DSC trace of U-5at.% Mo alloy shows a small, broad endothermic peak originated from the formation of α-U phase and $U_2$ Mo phase, whereas that of U-22at.% Mo alloy shows no peak over all temperature ranges associated with the decomposition of α-U phase. The γ-U phase of U-5at.% Mo powder is decomposed as the α-U phase and the $U_2$ Mo phase after an annealing treatment at 400℃ for 100 hours. But the γ-U phase of atomized U-22at.% Mo powder remains as it was.
In chapter Ⅳ, extruded dispersion fuels of 24 vol.% spherical U-2wt.% Mo and U-22at.% Mo powders in an aluminum matrix have been annealed for over 2000 hours at 400℃. No significant dimensional changes occurs in the U-22at.% Mo/aluminum dispersions. The U-5at.% Mo/aluminum dispersion, however, increases in volume by 26% after 2000 hours at 400℃. This large volume change is mainly due to the formation of voids and cracks resulting from nearly complete interdiffusion of U-Mo and aluminum. Interdiffusion between U-22at.% Mo and aluminum is found to be minimal. The different diffusion behavior is primarily due to the fact that U-5at.% Mo decomposes from an as-atomized metastable γ-phase (bcc) solid solution into the equilibrium γ-U and $U_2$Mo two-phase structure during the experiment, whereas U-22at.%Mo retains the metastable γ- phase structure throughout the 2000 hours anneal and thereby displays superior thermal compatibility with aluminum compared to U-5at.%Mo. In addition, the molybdenum supersaturated in U-22at.%Mo particles along the grain boundary inhibits the diffusion of aluminum atoms into the particle. The dissolution of only a few Mo atoms in $UAl_3$ retards the formation of the intermediate phase, as Mo atoms need to migrate from newly intermetallic compounds to unreacted islands, which results in a slight thermally-induced swelling. A model is proposed to describe the sequence of intermediate phase growth in the U-5at.%Mo fuel meat.
In chapter V, most of the atomized $U_3Si_2$ particles have spherical shape with smooth surfaces and few attached satellites. The particle size distribution of atomized powders tends to become finer and narrower as the rotating speed is increased and the flow rate of melts is reduced. In typical case, the $U_3Si_2$ powder 80 ㎛ in the median diameter is obtained at the rotating speed of 30,000 rpm and the feeding rate of 2,500 g/min. The microstructure of $U_3Si_2$ particles consists of a cellular structure with fine $U_3Si_2$ grains and finely dispersed precipitates. As the volume fraction of $U_3Si_2$ powder in fuel core is increased, the particles are more fractured. The atomized powder on the whole retains spherical shapes with some cracks inside the particle, even in fuel core with high volume fraction, while fuel core with comminuted powder shows many $U_3Si_2$ fragments in Al matrix formed by fracturing of the fuel particles during extruding, even in fuel core with low volume fraction. As the volume fraction of $U_3Si_2$ powder is increased, the percentage of porosity increases, irrespective of preparation method of powder. In general, at constant volume percentage of fuel, the porosities of the extrusion rod with comminuted powder are higher than those with atomized powder for $U_3Si_2$, especially at higher $U_3Si_2$ fractions. It is attributed that the force on spherical particles with high flowability in a circular extrusion die is more uniform leaving the particles largely intact, thus generating less porosity.
In Chapter Ⅵ, thermal compatibility of atomized $U_3Si_2$ dispersed fuel meats was characterized, and was compared with comminuted $U_3Si_2$. The amount of swelling was found to increase with increasing temperature, increasing heating time and increased proportion of dispersed $U_3Si_2$. $U_3Si_2$ fuel samples with comminuted powder showed a larger volume increase compared with those including with atomized powder after annealing, irrespective of heat treatment temperature and volume fraction of $U_3Si_2$ powder. The reason has been determined as follows. Firstly, the smaller specific surface area of atomized spherical powder in comparison to the irregular comminuted powder is related to the reduction of volume change in the fuel meat in terms of diffusion-controlled process. Secondly, comminuted fuel samples had higher porosity than atomized fuel samples. It contributes to reduce the restraint force of the fuel meat on swelling. Thirdly. $U_3Si_2$ fuel samples with comminuted powder have exclusive penetration paths, that is, deformation zones or cracks, originated from the comminution and the extrusion process, leaving a network of unreacted islands. The penetration mechanisms of $U_3Si_2$ fuel with atomized powder are classified into two unstable paths; firstly, through the phase interface, leaving a island with a large 'kernel-like' structure; secondly, along the grain boundary, leaving several unreacted islands. The cause of the growth of $U_3Si_2$ fuel rods with atomized powder has been determined to be a three-step. The reaction of the $U_3Si_2$ with Al to form a less dense product, $U(Si·Al)_3$. The large voids are formed around the reacting particles. Many pores are stabilized by trace impurity gases such as hydrogen due to the formation of the intermediate phase without dissolution of the gases. It leads to the release of adsorbed gases and the volume change in the dispersion as a result of internal gas pressure build up.
연구로용 원자로의 핵연료로서 고농축 U-Al 합금이 주로 사용되었으나, 핵확산 방지를 위하여 미국의 DOE (The Department of Energy)를 주축으로 하여 1978 년부터 RERTR (Reduced Enrichment Research and Test Reactor) program을 구성하여 저농축 우라늄합금 핵연료를 개발하기 시작하였다. 이에 따라 농축도 90% 이상의 U-Al 합금 대신에 농축도 20% 이하의 저농축 핵연료로서 uranium-silicide ($U_3Si_2$, $U_3Si$) 분산 핵연료가 개발되었다. 저농축 핵연료 개발에 대한 주안점은 저농축 우라늄 사용시 $^238U$ 함유율 증가에 따른 중성자 흡수와 중성자 spectrum에 대한 영향을 극복하기 위해 핵연료의 연소 안정성을 해치지 않는 범위 내에서 단위부피당 핵분열성 uranium 함량을 증가시킬 수 있는 핵연료 소재를 개발하는 것이었다. 이와 같은 핵연료 농축도의 저감을 보충하기 위해 단위부피당 핵분열성 우라늄의 증가를 필요로 하게 되었다. 핵연료 후보소재로서 $U_6Fe$, $U_6Mn$, $U_3Si_2$, $U_3Si$, $U_3SiAl$ 합금 등을 선정하여 성능을 검토한 결과 $U_6Fe$, $U_6Mn$ 합금은 uranium 밀도가 높은 반면 고연소도시 안정성이 부족하여 부적합한 것으로 판명되었다. 특히 $U_3Si_2$ 분산 핵연료는 uranium 밀도가 높을 뿐만 아니라 노내 안정성이 최고로 우수한 핵연료로서 인정되어 미국, 유럽 등 세계적으로 널리 사용되고 있다. 이와 같은 핵연료물질로서 $U_3Si_2$를 사용하는 Al 기지 분산형 핵연료의 개발로 인해 $~5 g U cm^{-3}$ 까지 핵연료심재의 loading을 필요로 하는 연구로를 90% 정도 성공적으로 전환해 왔다. 그러나 $U_3Si_2$ 분산 핵연료는 프랑스 RHF 및 Orphee, 벨기에의 BR-2 등과 같은 고출력, 고중성자속을 요구하는 원자로에 대하여는 저농축 핵연료로 전환할 수 없다. 왜냐하면 이와 같은 연구로를 완전히 저농축우라늄 원자로로 전환하기 위해서는 U-loading 8~9 g-U/㎠의 핵연료가 필요하기 때문이다. 보다 고연소도시 안정성을 나타내며 더 높은 우라늄 밀도의 LEU 분산 핵연료 개발이 필요하고, 이에 대해 기본적으로 두 가지 방안을 생각해 볼 수가 있다.
첫 번째 방안은 분산 핵연료로 제조될 수 있고 안정한 조사거동을 가지는 최고로 높은 우라늄 밀도의 우라늄 합금을 발견하거나 개발하는 것이다. 일반적으로 high density 우라늄 합금은 서냉응고시 α-U (: orthorhombic structure)을 형성하며 이와 같은 α-U은 조사시 이방적 성장거동으로 인한 swelling으로 말미암아 그 동안 연구로용 핵연료로서의 사용이 불가능하다고 여겨졌다. 그래서 우라늄 합금에 대해 등방적인 구조를 가지는 γ-U(: cubic)이 형성되도록 하는 것이 높은 우라늄 밀도의 우라늄 합금을 개발하는 데 있어서 넘어야 할 관문이라고 할 수 있다. 이상과 같은 인식 하에서 본 논문에서는 원심분무 분말제조방법을 우라늄 합금 제조 시에 적용하여 급속응고효과를 이용하여 상온에서 등방적인 조사성장거동을 나타내는 γ-U(: cubic) phase를 가지는 분산 핵연료 소재를 발견 또는 개발하고자 하였다. 그래서 고온에서 광범위한 γ-U 상 영역을 가지는 U-Mo 합금에 대해 원심분무 급속응고를 적용하여 원심분무 U-Mo 합금 분말의 특성을 조사하였다. U-Mo 합금 핵연료의 원심분무분말과 Al 기지간의 열적 양립성이 연구되었다.
두 번째 방안은 $U_3Si_2$ 핵연료 심재내에서 핵연료 입자의 최대 부피분율을 얻는 것이다. Plate type 핵연료의 압연 또는 rod type 핵연료의 압출 동안에 일정한 량의 porosity가 형성된다. 이것은 압연 또는 압출 force으로 말미암은 핵연료 입자의 파괴에 주로 기인된다. 이와 같이 제조시 형성되는 porosity를 저감 또는 제거시켜야 보다 더 높은 실질적인 최대 uranium loading의 핵연료를 얻을 수 있다. 현재 세계적으로 사용되는 $U_3Si_2$ 합금 분말은 진공아크용해 후 pressing을 통한 comminution에 의해 제조되는 비정형 형태를 가진다. 그러나 $U_3Si_2$ 합금에 대해서도 $U_3Si$ 분산 구형핵연료 제조시 사용된 원심분무 급속응고를 적용하면 원심분무분말의 구형형태로 인해 핵연료 심재 성형시 보다 더 균일한 소성유동을 일으킬 수 있다고 생각된다. 특히 이로 인해 핵연료 심재내에서 핵연료 입자의 높은 부피분율을 가지는 경우 형성될 수 있는 핵연료 입자와 aluminum 계면간의 void가 저감될 것으로 기대된다. 또한 원심분무분말은 기계적 충격을 전혀 받지 않았기 때문에 파쇄중에 파쇄분말이 가질 수 있는 pre-crack을 전혀 가지지 않으므로 성형시에 그 만큼 덜 파손될 것으로 예상된다. 이상의 관점으로부터 본 논문에서는 원심분무 급속응고방법을 $U_3Si_2$ 분산 핵연료 제조 시에 적용하였다. 먼저 원심분무에 의해 제조된 $U_3Si_2$ 분말의 특성, 즉 형태, 입도 분포, 합금상 및 미세조직이 분석되었다. 단위부피당 U loading을 증가시키기 위해 원심분무 $U_3Si_2$ 분말 및 파쇄 $U_3Si_2$ 분말로서 제조된 핵연료심재인 압출봉에 대한 비교연구가 수행되었다. 그리고, 원심분무 $U_3Si_2$ 분산 핵연료심재의 열적 양립성이 파쇄분말 심재와 비교하면서 조사하야였다.
본 학위 논문은 4 장으로 구성되어 있다. 제 3 장에서는 원심분무공정에 의해 급속응고된 고밀도 U-Mo 분말의 특성이 조사되었다. 그 결과, 원심분무분말은 매끈한 표면상태와 거의 완전한 구형형태를 나타내 보였다. 또한 입자크기에 관계없이 원심분무분말은 등방적이며 입상인 γ-U 상 합금상태이었다. U-5at.%Mo 합금의 연속냉각 DSC trace는 α-U 및 $γ'-U_2Mo$ 상의 형성에 기인하는 작고 넓은 흡열 peak를 나타내 보였다. 반면에, U-22at.%Mo 합금의 연속냉각 DSC trace는 γ-U 상의 분해와 관련되는 어떠한 peak도 보여주지 않았다. U-5at.%Mo 합금의 γ-U 상은 400℃에서 100시간 동안의 열처리 후에 α-U 및 $γ'-U_2Mo$ 상으로 분해되었으나, 반면에 U-22at.%Mo 합금의 γ-U 상은 분해되지 않고 그대로 유지되는 안정한 상태를 나타내 보였다. 이와 같이 U-22at.%Mo 합금이 대체로 안정한 γ-U 상을 나타내 보이는 이유는 γ-U 고용체내에서 Mo이 크게 과포화되어 우라늄의 확산변태를 저지하기 때문이라고 생각된다.
제 4 장에서는 알루미늄 기지의 24 vol.% 구형 U-5at.%Mo 및 U-22at.%Mo 분말 압출핵연료를 400℃에서 2,000 시간 동안 유지하여 양립특성과 침투기구를 조사하였으며, 그 결과, 어떠한 현저한 치수변화도 U- 22at.%Mo/Al 분산핵연료에서 일어나지 않았다. 그렇지만, U- 5at.%Mo/Al 분산핵연료에서는 400℃에서 2,000 시간 동안 유지후 26%까지 부피가 크게 증가하였다. 이와 같은 큰 부피변화는 주로 U-Mo 및 Al 간의 거의 완전한 상호확산에 기인하는 공공과 균열의 형성 때문이다. U-22at.%Mo과 Al 간의 상호확산은 거의 생기지 않았다. 이와 같이 다른 확산거동은 U-5at.%Mo는 열처리 동안에 원심분무상태인 준안정 γ-U 상 (bcc) 고용체로부터 평형상인 α-U 및 $γ'-U_2Mo$의 two phase 조직으로 분해되는 사실에 주로 기인하였다. 알루미늄은 Mo이 충분히 과포화되지 않은 입계와 같은 불안정한 침투경로를 따라서 U-5at.%Mo 입자로 확산하여 새로운 우라늄-알루미늄 화합물을 형성하여, 그 결과로 분산핵연료에 있어서 큰 부피증가를 가져왔다. 반면에, U-22at.%Mo는 2,000시간 열처리 후에도 대체로 준안정 γ-U 상 조직을 유지하며, 그 때문에 U-5at.%Mo에 비해 Al과 최상의 양립성을 나타내 보여 주었다. 게다가, U-22at.%Mo 입자의 입계 주위에 크게 과포화된 치환형 원자인 Mo는 입계를 통한 Al의 확산을 저지하여, 그 결과로 큰 치수변화가 없었다. 또한 U-5at.%Mo 핵연료 심재의 중간상 형성과정을 설명하기 위해 하나의 성장기구 모델이 제시되었다.
제 5 장에서는 원심분무공정에 의해 제조된 $U_3Si_2$ 분말의 특성이 조사되었다. 그 결과, 대부분의 원심분무분말은 위성분말을 거의 가지지 않고 매끈한 표면상태의 거의 완전한 구형를 나타내 보였다. Disk의 회전속도가 증가하고 용탕의 공급속도가 감소할수록, 분무분말의 입도는 미세해지며 입도 분포는 협소한 경향을 나타내 보였다. $U_3Si_2$ 분말의 미세조직은 미세한 $U_3Si_2$ 입자와 미세하게 분산된 석출물을 가지는 cellular structure로 구성되어 있었다. 핵연료 심재중 $U_3Si_2$ 분말의 체적분율이 증가함에 따라, 분말은 압출 중에 더 많이 파손되었다. 분무분말은 높은 부피분율을 가지는 핵연료심재 조차 압출 후에도 구형형태를 유지하였다. 반면?L} 파쇄분말 핵연료심재는 낮은 부피분율을 가지는 핵연료심재 조차 Al 기지중 압출 동안에 핵연료 입자의 파손에 의하여 형성된 많은 파편들을 보여 주었다. 핵연료의 같은 체적분율에서 분무분말 압출봉의 기공도는 항상 파쇄분말 압출봉의 기공도 보다도 더 낮았으며, $U_3Si_2$ 분말의 체적분율이 증가할수록 그 차이는 점점 증가하였다. 이와 같은 결과는 원형의 압출 die에서는 높은 유동도를 가지는 구형분말에 대해 압출력이 보다도 균일하게 작용하여, 그 분말들이 크게 손상되지 않았으며, 보다 적은 기공도를 나타내었다고 생각된다.
제 6 장에서는 알루미늄 기지의 15 vol.% 및 50 vol.% 구형 $U_3Si_2$ 분말 압출핵연료를 400℃에서 1,000 시간 이상 그리고 500℃에서 200 시간 이상 유지하여 양립특성과 침투기구를 조사하였다. 파쇄분말 $U_3Si_2$ 핵연료심재는, 열처리온도 및 $U_3Si_2$ 부피분율에 상관없이, annealing 후에 분무분말 핵연료심재에 비해 작은 부피증가를 나타내었다. 그 이유는 불규칙한 파쇄분말 $U_3Si_2$ 핵연료심재가 구형인 분무분말에 비해, 파쇄분말의 비표면적이 크기 때문에 중간상 형성에 대한 핵생성 site가 많으며, 비정형이며 파쇄중에 생성된 균열로 말미암아 압출후 높은 porosity를 가지기 때문에 팽윤에 대한 구속력을 감소시키며, 또한 그물망 형태의 미반응 islands를 남기는 변형영역 또는 균열로 말미암아 Al의 추가적인 침투경로를 가졌다. 분무분말을 가진 $U_3Si_2$ 핵연료심재의 불안정한 침투기구는 첫 번째 경로는 하나의 큰 미반응 'kernel-like' structure를 남기는 $U_3Si_2$ 분말과 Al 기지간의 상계면을 통해서 침투하였고, 두 번째 경로는 여러 개의 미반응 islands를 남기는 $U_3Si_2$ 입계를 통해 침투하였다. 한편 분무분말을 가지는 $U_3Si_2$ 핵연료봉의 팽윤에 대한 원인은 세 단계로 분석되었다. $U_3Si_2$와 Al 간의 반응은 저밀도의 반응생성물, $U(Si·Al)_3$를 형성하여 밀도차이로 인해 부피가 팽창한다. 확산반응의 결과, 반응원소의 부분 확산계수의 차이로 인해 공동과 같은 결함이 반응분말 주위에서 형성되어 큰 부피팽창이 생긴다. 게다가, 중간상 $U(Si·Al)_3$의 생성시 수소가 전혀 고용되지 못하기 때문에, 핵연료 심재 내에 존재하는 많은 pore는 주로 수소로 충전된다. 이와 같은 내부가스 압력이 핵연료심재의 기계적 강도를 초과하면 팽윤에 대한 구속력이 감소하여, 큰 부피변화가 생긴다.
