斯嘉軒，吳璐,2，滕常青，辛虹陽，王楨，張偉，方忠強,2，溫榜,2，莫華均，伍曉勇,2

應(yīng)用技術(shù)

燒結(jié)成型的UO2陶瓷燃料微觀力學性能研究進展

斯嘉軒1，吳璐1,2，滕常青1，辛虹陽1，王楨1，張偉1，方忠強1,2，溫榜1,2，莫華均1，伍曉勇1,2

（1.中國核動力研究設(shè)計院第一研究所，成都 610005；2.中國核動力研究設(shè)計院反應(yīng)堆燃料及材料重點實驗室，成都 610213）

作為反應(yīng)堆的核心，UO2陶瓷燃料的力學性能與其安全可靠性、經(jīng)濟性緊密相關(guān)，一直是國內(nèi)外的研究熱點。當前學者已針對未輻照UO2燃料開展了大量研究，結(jié)果表明，UO2燃料的力學性能受晶粒尺寸、晶體取向、氣孔率、O/U比、應(yīng)變量、摻雜相類型及摻雜量等多種因素影響，并且還與測試溫度密切相關(guān)，但這些影響因素對其力學性能的耦合作用尚不清楚。近年來國外研究者還通過先進的納米力學測試技術(shù)，對輻照后的UO2陶瓷燃料進行了研究，為其設(shè)計制備和壽期內(nèi)性能預(yù)測提供了關(guān)鍵數(shù)據(jù)支撐。首先介紹了UO2微觀力學性能研究手段，并對未輻照以及輻照后UO2陶瓷燃料微觀力學性能研究進展進行了綜述，總結(jié)了現(xiàn)有的不足并提出了后續(xù)研究的建議：在服役溫度以及事故溫度下對不同燃耗的UO2燃料開展研究，獲得實際工況和事故工況下UO2燃料微觀力學性能隨燃耗的演變規(guī)律及機制，為燃料元件持續(xù)優(yōu)化改進提供支撐。

核燃料；UO2；納米壓痕；微觀力學性能；輻照

核能是一種能量密度高、低碳清潔、可持續(xù)發(fā)展的能源，發(fā)展核能被認為是應(yīng)對當前能源短缺、環(huán)境污染問題的有效途徑之一，對促進國家經(jīng)濟發(fā)展、保障能源安全均具有重要意義[1]。核能的利用離不開核反應(yīng)堆，作為其核心和關(guān)鍵，核燃料的服役性能直接關(guān)系到反應(yīng)堆的安全性和經(jīng)濟性。UO2陶瓷燃料因其具有熔點高、化學惰性好等優(yōu)點，已被廣泛應(yīng)用于各大商用核電站中，具有豐富的運行經(jīng)驗，被認為是最為成熟的核燃料。

研究表明，UO2燃料在壽期末高燃耗下，由于裂變氣體遷移聚集，會出現(xiàn)顯著腫脹，并將與包殼貼合產(chǎn)生強烈的芯塊–包殼相互作用（PCI），易導致燃料元件破損失效[2]。服役期間UO2的強度和蠕變等關(guān)鍵力學性能不僅直接影響到其在裂變氣體作用下的腫脹行為，還關(guān)系到燃料芯塊能否通過塑性變形、蠕變以及產(chǎn)生微裂紋的方式釋放掉PCI過程中的應(yīng)力，進而一定程度上降低燃料元件破損失效的風險。此外，UO2燃料堆內(nèi)服役期間，由于熱應(yīng)力以及裂變氣體壓力的影響，芯塊內(nèi)將不可避免地產(chǎn)生微裂紋甚至發(fā)生開裂。芯塊開裂將嚴重危害燃料元件的熱傳導，還會引起大量裂變產(chǎn)物釋放到自由空間，部分腐蝕性裂變產(chǎn)物（如碘、銫等）在包殼內(nèi)壁沉積，勢必會增加PCI過程中包殼應(yīng)力腐蝕開裂的概率，而服役期間UO2燃料的力學性能則是影響其開裂行為的關(guān)鍵。綜上所述，UO2燃料芯快的力學性能直接關(guān)系到燃料元件壽期長短并影響到反應(yīng)堆的安全可靠性[3]。

為制得力學性能優(yōu)異的UO2陶瓷燃料，需不斷優(yōu)化改進制備工藝，當前制備工藝主要包括制粉、造粒、壓制成形、高溫燒結(jié)和外緣磨削。制粉造粒的過程中需嚴格控制O/U比、雜質(zhì)含量、比表面、粒度，避免硬團聚，若加入摻雜相還應(yīng)使其混合均勻。燒結(jié)過程還應(yīng)選用合適的方法和參數(shù)（如溫度、壓力、保溫時間、升溫速率等），以便控制芯塊的密度、晶粒度、氣孔尺寸，進而得到性能理想的芯塊[4]。

近年來，隨著核電的快速發(fā)展，對提高燃料元件燃耗、延長換料周期以及增強耐事故能力的需求日益增加[5-7]，進而對UO2燃料的力學性能提出了更高要求，因此對輻照過程中UO2燃料力學性能演化規(guī)律及機制的研究已成為當前國內(nèi)外的研究熱點。文中首先介紹了UO2燃料微觀力學性能的研究手段，然后對UO2微觀力學性能研究現(xiàn)狀進行了綜述，在此基礎(chǔ)上總結(jié)了現(xiàn)有的不足并提出了對未來研究的建議。

1 UO2微觀力學性能研究手段

UO2燃料堆內(nèi)服役期間往往會出現(xiàn)一定程度的開裂破碎[8]，難以通過傳統(tǒng)宏觀測試手段獲取其力學性能，并且輻照后核燃料具有極強的放射性，宏觀力學測試手段要求樣品尺寸大，大樣品的放射性更強，這也給實驗操作帶來了困難。此外，輻照后核燃料樣品極其珍貴，而宏觀力學測試手段不僅對樣品需求量大，測試過程還會破壞樣品。綜上所述，傳統(tǒng)宏觀力學測試方法不適用于輻照后強放射性核燃料研究。納米壓痕作為一種先進的表征手段，為核燃料力學性能的研究提供了新的思路，一方面納米壓痕所需樣品尺寸小，樣品放射性也相對較小[9]；另一方面納米壓痕近乎無損檢測，并可在同一樣品內(nèi)選取多個區(qū)域進行測試，既節(jié)約樣品又能獲得多組數(shù)據(jù)。此外，由于納米壓痕儀具有較高的力和位移分辨率，能在納米尺度上對材料進行研究，結(jié)合掃描電鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）、電子探針（Electron Probe Microanalysis，EPMA）、電子背散射衍射儀（Electron Backscatter Diffraction System，EBSD）、聚焦離子束電鏡（Focused Ion Beam，F(xiàn)IB）以及透射電鏡（Transmission Electron Microscope，TEM），可深入分析服役過程中UO2燃料的顯微組織、化學成分、微觀結(jié)構(gòu)對其微觀力學性能的影響，探索揭示其變形開裂機制，因此納米壓痕被廣泛應(yīng)用于UO2燃料的微觀力學性能研究領(lǐng)域。

納米壓痕測試是通過壓頭以一定載荷對樣品表面進行加載、飽載和卸載，測得其載荷–位移曲線如圖1所示[10]，進而計算獲得材料硬度、模量、斷裂韌性、蠕變應(yīng)力指數(shù)等微觀力學性能數(shù)據(jù)[11]。

材料硬度（GPa）和彈性模量s（GPa）的計算見式（1）—（3）。

式中：max為最大壓入載荷，μN；c為接觸面積，nm2；r和s分別為樣品的約化模量和泊松比；

i和i分別為壓頭的彈性模量和泊松比。納米壓痕測試斷裂韌性IC的計算見式（4）。

式中：為壓痕徑向裂紋長度，μm；為與壓頭有關(guān)的經(jīng)驗常數(shù)。研究表明，對于未輻照UO2燃料，不同壓入載荷max對斷裂韌性測試結(jié)果的影響不明顯[12-13]。

結(jié)合常規(guī)單軸蠕變方程即可計算得到材料的蠕變應(yīng)力指數(shù)，其計算見式（6）。

納米壓痕儀還可通過對材料進行反復壓痕以研究其在載荷循環(huán)作用下的疲勞過程。除了直接壓痕外，結(jié)合FIB、EBSD在材料特定區(qū)域銑削出微懸臂梁，再對其進行彎曲測試，可研究材料特定取向晶粒以及晶界的斷裂應(yīng)力[17]和斷裂韌性[18]。斷裂應(yīng)力R的計算見式（7）。

式中：c為斷裂時的載荷，μN；為微懸臂梁斷裂面與加載點之間的距離，μm；為微懸臂梁表面與其重心之間的距離，μm；G為轉(zhuǎn)動慣量。斷裂應(yīng)力具有明顯的尺寸效應(yīng)。宏觀方法測得的未輻照UO2斷裂應(yīng)力約100 MPa，而對含多個晶粒的UO2微懸臂梁進行彎曲測試，獲得的斷裂應(yīng)力約為300～ 700 MPa，微懸臂梁彎曲測得的UO2單晶樣品和單個UO2晶粒的斷裂應(yīng)力高達2～4 GPa[14,19]。此外研究表明，微懸臂梁彎曲測得的斷裂應(yīng)力與微懸臂梁斷裂面上最大缺陷尺寸緊密相關(guān)[20]。

相較于斷裂應(yīng)力測試，微懸臂梁彎曲測試斷裂韌性前需要在微懸臂梁靠近基底處通過FIB銑削出缺口，斷裂韌性的計算見式（8）。

式中：R為斷裂應(yīng)力，GPa；為缺口的深度，μm；(/2)為與微懸臂梁尺寸相關(guān)的形狀因子。對于UO2陶瓷燃料，通過微懸臂梁彎曲測得各類晶粒的斷裂韌性與樣品的宏觀斷裂韌性極為接近[21]，一方面表明斷裂韌性尺寸效應(yīng)不明顯，另一方面也顯示出微懸臂梁銑削制備上的細微差別對斷裂韌性測試結(jié)果的影響較小。但由于輻照后UO2燃料晶界處存在超壓氣泡、固體裂變產(chǎn)物沉淀等，具有潛在的殘余應(yīng)力場，制備輻照后含晶界且?guī)笨诘奈冶哿哼^程中，銑削切口將不可避免地降低微懸臂梁的剛度，引起殘余應(yīng)力釋放，導致微懸臂梁發(fā)生不可逆的變形，因此尚不能通過該方法測試輻照后UO2燃料晶界的斷裂韌性[22]。

2 未輻照UO2的微觀力學性能研究現(xiàn)狀

鑒于UO2燃料的顯微組織與其微觀力學性能緊密相關(guān)，國內(nèi)外研究者針對UO2燃料的晶粒尺寸、晶體取向、O/U比、摻雜相類型及摻雜量等因素對其微觀力學性能的影響開展了大量研究，并分析了其在不同應(yīng)變程度以及溫度下的力學性能。研究團隊主要有美國加州大學伯克利分校、超鈾元素研究所和中國核動力研究設(shè)計院等。

Gong等[27]還發(fā)現(xiàn)UO2燃料的微觀力學性能與其O/U比緊密相關(guān)，相較于納米晶UO2，超化學計量納米晶樣品（UO2.11）的硬度更高，此外過高的氧含量還會增加其斷裂表面能[28-29]，抑制裂紋的擴展延伸，進而提高其斷裂韌性，如圖2所示。

圖2 7 μm晶粒、納米晶和超化學計量納米晶UO2燃料的硬度和斷裂韌性[27]

Frazer等[14]針對UO2燃料應(yīng)變程度對其微觀力學性能的影響開展了研究。結(jié)果表明，各溫度（25、100、300、500 ℃）下，預(yù)應(yīng)變（0.6%）UO2的硬度均比未應(yīng)變時低，但溫度越高，預(yù)應(yīng)變UO2硬度的降低幅度越小，而各溫度下應(yīng)變前后UO2樣品的彈性模量相差不大。蠕變性能方面，各溫度（300和500 ℃）下，預(yù)應(yīng)變UO2的抗蠕變性能均比未應(yīng)變的樣品好，未應(yīng)變UO2在300 ℃和500 ℃下的蠕變應(yīng)力指數(shù)分別為（17.9±2.9）、（7.3±1.0），而預(yù)應(yīng)變UO2在300 ℃和500 ℃下的蠕變應(yīng)力指數(shù)僅為（8.8±0.2）、（4.7±0.1）。

過去幾十年研究者們也嘗試在UO2燃料內(nèi)摻雜一系列物質(zhì)以期改善其力學性能[30-31]。吳學志等[32]研究發(fā)現(xiàn)，摻雜碳納米管能顯著增強UO2的硬度、壓縮強度和彎曲強度，增強效果與碳納米管的摻雜量和長徑比密切相關(guān)，當摻雜碳納米管體積分數(shù)和長徑比分別為12%和9×103時增強效果最佳，超過該值碳納米管將在UO2晶界處團聚，影響UO2晶粒間的有效結(jié)合，進而導致增強效果降低。Xiao等[33]發(fā)現(xiàn)UO2中摻雜ZrO2會形成（U,Zr）O2固溶體，并導致樣品晶粒細化。由于Zr?O比U?O的內(nèi)在結(jié)合力更強，因此摻雜后樣品硬度和彈性模量均出現(xiàn)了升高，但斷裂韌性卻呈現(xiàn)出一定程度的降低，隨著ZrO2的摻雜量（質(zhì)量分數(shù)）從0增加到20%，UO2的硬度增加了16.4%，彈性模量增加了14.5%，斷裂韌性降低了17%。Kurosaki等[26]對摻雜CeO2的UO2燃料進行納米壓痕測試發(fā)現(xiàn)，摻雜CeO2后力學性能不但未得到提升，隨著CeO2摻雜量的增加，其硬度和彈性模量還出現(xiàn)了一定程度的降低。摻雜雖然被認為是優(yōu)化改善燃料力學性能的有效途徑，但在摻雜相類型的篩選以及摻雜量的確定上還應(yīng)當考慮其對燃料晶粒尺寸、燒結(jié)密度、熱導率以及中子吸收截面等的影響。后續(xù)研究中尤其需要關(guān)注摻雜后燃料在輻照考驗過程中微觀組織結(jié)構(gòu)的演化行為，并針對其輻照腫脹程度以及輻照過程中熱/力學性能變化情況等進行評估，分析研究摻雜相類型及摻雜量對各關(guān)鍵服役性能的影響規(guī)律及機制。此外，還需考慮到摻雜將一定程度上降低燃料的鈾裝載量，進而對反應(yīng)堆的經(jīng)濟性產(chǎn)生一定影響。可以看到當前含摻雜相的UO2燃料芯塊的研發(fā)仍存在較多的問題，離工程應(yīng)用還有較遠的距離。

3 輻照后UO2的力學性能研究現(xiàn)狀

UO2陶瓷燃料在反應(yīng)堆內(nèi)長期處于高溫高壓、強輻照等嚴酷的服役環(huán)境，其力學性能將不可避免地出現(xiàn)顯著退降，主要原因如下：（1）受到高通量中子輻照損傷和裂變碎片慢化過程裂變峰的作用，燃料內(nèi)將產(chǎn)生大量的空洞、位錯環(huán)等輻照缺陷；（2）裂變產(chǎn)生的各類裂變產(chǎn)物將引起燃料化學組成顯著改變；（3）析出的固體裂變產(chǎn)物顆粒和裂變氣體遷移聚集形成的氣泡還會影響到燃料內(nèi)的應(yīng)力場，并導致燃料出現(xiàn)一定的塑性變形；（4）當燃耗達到一定程度時，UO2燃料將形成高燃耗結(jié)構(gòu)，氣孔尺寸、氣孔率增加的同時，晶粒也將明顯細化[34-37]。由于輻照對UO2燃料力學性能影響機制極其復雜，當前針對輻照后UO2燃料微觀力學性能的研究還處在起步階段。

Spino等[38]針對燃耗對UO2硬度的影響開展了研究，結(jié)果顯示低燃耗時隨著燃耗升高UO2的硬度增加，但當燃耗達到70 GWd/tM后，隨著燃耗繼續(xù)增加，UO2硬度呈現(xiàn)出一定程度的降低，并最終區(qū)域平穩(wěn)，如圖3所示。分析認為輻照過程中UO2的硬化一方面歸因于產(chǎn)生的輻照缺陷，另一方面來源于固溶和沉淀在其中的裂變產(chǎn)物。當燃耗達到70 GWd/tM時UO2形成高燃耗結(jié)構(gòu)，由于重結(jié)晶，輻照缺陷開始愈合，因而硬化程度降低；當燃耗超過90 GWd/tM時硬化主要由裂變產(chǎn)物固溶沉淀導致。Kurt等[39]使用納米壓痕儀，通過淺表壓痕（壓入深度僅為20 nm）以及連續(xù)剛度法（CSM）對UO2高燃耗結(jié)構(gòu)的硬度和模量進行了深入研究。結(jié)果表明，高燃耗結(jié)構(gòu)亞晶粒間晶界的硬度和模量均明顯低于亞晶粒內(nèi)，究其原因，可能與裂變產(chǎn)物偏聚削弱有關(guān)[40]。不難看出輻照過程中UO2燃料的力學性能與裂變產(chǎn)物緊密相關(guān)，為了控制變量，更好地分析評估輻照過程中裂變產(chǎn)物對其力學性能的影響，研究者們對模擬燃耗燃料樣品進行了研究。模擬燃耗燃料是一種特殊的含摻雜相的燃料，它是通過將無放射性的固態(tài)裂變元素摻雜進UO2內(nèi)制成[40-43]。Kurosaki等[44]發(fā)現(xiàn)模擬燃耗為150 GWd/tU的UO2燃料（即固體裂變產(chǎn)物的質(zhì)量分數(shù)為11.52%），其硬度為（10.9±1.5）GPa，相較于多晶UO2硬度（8.5±0.4）GPa更高，而其約化模量為（217±20）GPa，與多晶UO2約化模量（223±7）GPa相近。模擬燃料內(nèi)還觀察到Ba（U,Zr,Mo）O3氧化物相，其硬度為（8.2±0.5）GPa，約化模量為（197±17）GPa。Xiao等[45]的研究結(jié)果表明，摻雜有10% ZrO2（質(zhì)量分數(shù)）的UO2燃料，隨著裂變元素摻雜量增加（模擬燃耗從0增加至250 GWd/tU），其硬度降低了38.7%，彈性模量降低了29.5%，斷裂韌性降低了13.5%。但也有結(jié)果表明，固體裂變產(chǎn)物的摻雜會使UO2的硬度升高，并最終趨于穩(wěn)定[46-47]。針對固體裂變產(chǎn)物對UO2力學性能的影響研究目前還處于起步階段，很多機制尚未得到有效解釋，亟待針對裂變產(chǎn)物類型和分布、裂變產(chǎn)物在燃料內(nèi)的存在形式（固溶還是析出），以及固體裂變產(chǎn)物的尺寸、結(jié)構(gòu)和取向等對其力學性能的影響開展進一步研究。

圖3 UO2的硬度隨燃耗的變化規(guī)律[38]

UO2的硬度還與其氣孔率密切相關(guān)，氣孔率增加會使壓痕的承載面積減小，進而導致硬度降低[38]，如圖4所示。

燃耗對UO2彈性模量的影響方面。Kurt等[39]通過納米壓痕儀對UO2芯塊沿徑向的彈性模量進行了測試，結(jié)果表明，隨著燃耗的增加，UO2的彈性模量降低。Kurt等測得的UO2彈性模量隨燃耗的變化結(jié)果相較于Marchetti等[48]通過聲學顯微鏡測得的結(jié)果趨勢一致，但數(shù)值上略低，如圖5所示。究其原因，一方面可能與樣品制備有關(guān)；另一方面，納米壓痕測試彈性模量需要泊松比，但燃耗對UO2泊松比的影響尚不清楚，Kurt等的計算過程中默認各燃耗下UO2的泊松比均為0.3。

圖4 UO2的硬度隨氣孔率的變化規(guī)律[38]

燃耗對UO2斷裂韌性的影響方面，Zacharie等[12]針對不同燃耗的UO2開展了壓痕斷裂韌性測試，結(jié)果表明，燃耗低于60 GWd/tM時，UO2的斷裂韌性幾乎保持恒定，而燃耗超過該值，UO2內(nèi)的壓痕裂紋擴展變短，斷裂韌性呈現(xiàn)線性增加，如圖6所示。他們認為這主要與一定燃耗下UO2形成高燃耗結(jié)構(gòu)有關(guān)。高燃耗結(jié)構(gòu)中較高的孔隙率、固體裂變產(chǎn)物以及隨之產(chǎn)生的殘余應(yīng)力將阻礙裂紋的擴展，進而引起其斷裂韌性增加。但也有觀點認為，裂紋擴展較短主要與高燃耗結(jié)構(gòu)中較高密度的弱晶界相關(guān)[49]，這些弱晶界會偏轉(zhuǎn)壓痕產(chǎn)生的裂紋，但具體機制還有待進一步探索研究。

圖5 UO2芯塊彈性模量隨半徑和燃耗的變化規(guī)律[39,48]

圖6 UO2的斷裂韌性隨燃耗的變化規(guī)律[12]

Henry等[20]通過對輻照后UO2燃料進行微懸臂梁彎曲測試（如圖7所示）發(fā)現(xiàn)，低燃耗下UO2的斷裂韌性與未輻照時相近，與Zacharie等的研究結(jié)果一致。此外他們還針對UO2的斷裂應(yīng)力進行了研究，輻照對UO2晶粒內(nèi)的斷裂應(yīng)力影響不明顯，但輻照后UO2晶界處由于大量固體裂變產(chǎn)物和氣泡沉積，斷裂應(yīng)力明顯降低。未輻照時晶界的斷裂應(yīng)力與晶內(nèi)相近，約為（2.54±0.35）GPa，而輻照后晶界僅為1 GPa。

失效行為研究方面，由于實驗條件和技術(shù)限制尚沒有關(guān)于中子輻照后UO2的相關(guān)研究報道。但Frazer等[50]通過透射電鏡原位觀察研究了He離子輻照后UO2的微懸臂梁彎曲斷裂過程，結(jié)果如圖8所示。未輻照UO2微懸臂梁彎曲過程中沒有觀察到位錯滑移，UO2薄片內(nèi)部無塑性變形區(qū)，微懸臂梁以脆性斷裂的方式失效。低注量He離子輻照的UO2微懸臂梁，其彎曲過程依然以單一裂紋脆性斷裂的方式失效；而高注量時，UO2微懸臂梁呈現(xiàn)出一定程度的延展性，由于He泡形核使斷裂過程中裂紋發(fā)生偏轉(zhuǎn)，沿多條路徑擴展延伸，呈蜘蛛網(wǎng)狀。

燃料元件壽期末時，腫脹的UO2燃料將與鋯合金包殼發(fā)生接觸反應(yīng)并形成燃料–包殼化學交互作用層（Fuel-Cladding Chemical Interaction，F(xiàn)CCI）。Kurt等[39]針對該FCCI層的微觀力學性能進行了研究，結(jié)果如圖9所示。該層的硬度約為15 GPa，彈性模量約為160 GPa，遠高于燃料和包殼，并且壓痕邊角處未觀察到裂紋萌生，暗示著該層可能具有較高的斷裂韌性。FCCI層的彈性模量值與四方相ZrO2的值[51-53]極為接近，后來Lach等[54]通過TEM證實了靠近UO2燃料處的FCCI層為四方相ZrO2。

圖7 UO2燃料的斷裂應(yīng)力及斷裂韌性[20]

圖8 微懸臂梁彎曲過程的TEM像[50]

圖9 UO2芯塊與包殼間FCCI層的硬度和彈性模量[39]

壽期末UO2燃料與包殼接觸時，燃料邊緣處U原子裂變產(chǎn)生的高能裂變碎片還會反沖損傷包殼內(nèi)壁，影響該處的力學性能。Gunuar等[55]通過電子探針（Electron Probe Microanalysis，EPMA）在BWR燃料元件鋯包殼內(nèi)壁距燃料表面10 μm的范圍內(nèi)檢測到了一系列反沖出的裂變產(chǎn)物，距燃料表面越遠，裂變產(chǎn)物總量越低。硬度測試結(jié)果顯示該區(qū)域呈現(xiàn)出明顯的硬化現(xiàn)象，并且越靠近燃料表面，硬度越高（如圖10所示）。反應(yīng)堆瞬態(tài)運行后，還觀察到包殼內(nèi)壁產(chǎn)生了微裂紋，裂紋長度與硬化區(qū)厚度一致。分析認為，反沖出的裂變碎片在包殼內(nèi)慢化的過程中將不可避免地激起離位峰和熱峰，引起該區(qū)域產(chǎn)生大量空洞、位錯環(huán)等輻照缺陷，甚至形成非晶態(tài)，并且熱峰還易導致包殼局部區(qū)域瞬時熔化膨脹，產(chǎn)生極大的應(yīng)力并引發(fā)塑性變形，此外滯留在包殼內(nèi)的裂變產(chǎn)物還勢必會改變該區(qū)域的化學組成，最終引起該區(qū)域硬化[56-57]。

圖10 鋯包殼內(nèi)裂變元素濃度以及硬度隨距燃料表面距離的變化[55]

4 待解決的問題和研究趨勢

綜上所述，雖然已取得了一定的研究成果，但針對UO2燃料服役過程中微觀力學性能演變行為的研究還極為缺乏。規(guī)律方面，目前國內(nèi)外僅針對少量特定燃耗的UO2樣品進行了研究，初步獲得了其微觀力學性能隨燃耗的變化規(guī)律，但尚未關(guān)注輻照溫度、裂變速率等參數(shù)對其微觀力學性能的影響。機制方面，服役過程中UO2燃料微觀力學性能與其顯微組織（晶粒、晶界、氣孔）、微區(qū)成分（O/U比、裂變產(chǎn)物）、微觀結(jié)構(gòu)（團簇、位錯環(huán)等典型輻照缺陷）以及熱應(yīng)力和塑性變形程度等多種因素緊密相關(guān)，而各影響因素對其微觀力學性能的影響機制還尚不清楚。內(nèi)容方面，目前國內(nèi)外對輻照后UO2的微觀力學性能的研究主要集中在硬度、模量、斷裂應(yīng)力和斷裂韌性方面，還暫未涉及蠕變、疲勞以及強度等關(guān)鍵力學參數(shù)。

值得注意的是，當前UO2微觀力學性能隨燃耗的變化規(guī)律還需進一步完善，一方面由于樣本量少，且不同樣本的制造工藝、輻照溫度和運行歷史均有所差異，另一方面該規(guī)律是通過對不同平均燃耗的UO2樣品進行測試獲得的，不夠精確。納米壓痕研究的是燃料微米尺度范圍內(nèi)的微觀力學性能，而核燃料服役的過程中，由于中子自屏蔽效應(yīng)等存在，中子通量很難達到均勻分布，燃料內(nèi)各微區(qū)處的燃耗將有所差異，微觀力學性能可能呈現(xiàn)出非均質(zhì)的特點。因此亟待通過更為先進的燃耗測試手段對單個UO2樣品內(nèi)不同微區(qū)處的燃耗進行測試[58-59]，同時表征各微區(qū)處的微觀力學性能，避免不同樣品間輻照溫度、制造工藝、裂變速率等差異帶來的干擾，更為精確地研究燃耗對UO2微觀力學性能的影響。

目前針對輻照后UO2微觀力學性能的研究均是在室溫下進行，而對其在服役溫度甚至事故溫度下的微觀力學性能認識還極為不足。高溫微觀力學性能研究，可以通過納米壓痕儀配備的加熱臺對UO2燃料樣品升溫后再進行原位力學測試，但仍面臨著一些挑戰(zhàn)。一方面輻照后核燃料加熱會促進其內(nèi)部裂變產(chǎn)物釋放，并被電鏡真空泵抽走，易損壞電鏡設(shè)備甚至造成實驗室污染，危害實驗人員健康；另一方面高溫力學測試對試樣尺寸要求高，這也給樣品制備帶來了困難；此外高溫微觀力學測試過程中熱漂移嚴重，如何提高測試精準度也成為亟待解決的問題。

當前UO2燃料微觀力學性能研究方法主要集中在壓痕和微懸臂梁彎曲，尚未獲得燃料強度和塑性等關(guān)鍵力學指標。采用FIB在燃料內(nèi)切取納米線并將其黏附在PTP樣品臺上，再通過納米壓痕儀對其進行壓縮，可有效測得燃料強度、伸長率等力學參數(shù)，同時結(jié)合TEM原位觀察，還可獲取燃料拉伸變形過程中微觀結(jié)構(gòu)的演變，進而深入研究燃料斷裂失效行為。此外，通過FIB在燃料內(nèi)銑削微柱并通過納米壓痕儀對微柱進行壓縮，還可分析UO2燃料界面結(jié)合力以及晶體滑移行為。

由于輻照后核燃料具有強放射性，給樣品的制備和測試均帶來了極大的困難，存在較高的實驗操作難度。由于實驗條件的限制，國內(nèi)在該領(lǐng)域尚處于起步階段，暫未獲得輻照后燃料微觀力學性能的相關(guān)數(shù)據(jù)，不利于深入理解UO2燃料輻照效應(yīng)及其失效機制?？紤]到當下提高燃料元件耐事故能力、延長換料周期以及燃料元件全面國產(chǎn)化等重大任務(wù)需求的增加，亟待突破現(xiàn)有技術(shù)，采用先進的表征測試方法，針對服役溫度和事故溫度下UO2燃料微觀力學性能隨燃耗的演變規(guī)律及機制開展更為系統(tǒng)深入的研究工作。

5 結(jié)語

雖然當前國內(nèi)外研究者已針對輻照前后UO2燃料的微觀力學性能開展了大量研究，但對實際工況甚至事故工況下UO2燃料微觀力學性能的認識還極為不足。因此需在服役溫度及事故溫度下，對UO2燃料微觀力學性能隨燃耗的演變規(guī)律及機制開展更為系統(tǒng)深入的工作。研究成果不僅可以用于分析、評估、預(yù)測燃料元件壽期內(nèi)各階段的安全可靠性，還可為后續(xù)緩解降低其服役過程中面臨的開裂風險以及壽期末強烈的PCI作用提供關(guān)鍵的理論指導和數(shù)據(jù)支撐。

[1] 程亮. UO2-Mo事故容錯燃料的微觀結(jié)構(gòu)設(shè)計、制備與性能研究[D]. 綿陽: 中國工程物理研究院, 2020: 1-2.

CHENG Liang. UO2-Mo Composite Pellets for Accident Tolerant Fuel: Microstructure Design, Fabrication and Performance[D]. Mianyang: China Academy of Engineering Physics, 2020: 1-2.

[2] CHUNG H M, KASSNER T F. Cladding Metallurgy and Fracture Behavior during Reactivity-Initiated Accidents at High Burnup[J]. Nuclear Engineering and Design, 1998, 186(3): 411-427.

[3] UFFELEN P V, SUZUKI M. Oxide Fuel Performance Modeling and Simulations[M]. Comprehensive Nuclear Materials, 2012, 3: 535-577.

[4] 尹邦躍. 陶瓷核燃料工藝[M]. 哈爾濱: 哈爾濱工程大學出版社, 2016: 241-272.

YIN Bang-yue. Ceramic Nuclear Fuel Process[M]. Harbin: Harbin University of Engineering Press, 2016: 241-272.

[5] GONG Xing, LI Rui, SUN Mao-zhou, et al. Opportunities for the LWR ATF Materials Development Program to Contribute to the LBE-Cooled ADS Materials Qualification Program[J]. Journal of Nuclear Materials, 2016, 482: 218-228.

[6] KAROUTAS Z, BROWN J, ATWOOD A, et al. The Maturing of Nuclear Fuel: Past to Accident Tolerant Fuel[J]. Progress in Nuclear Energy, 2018, 102: 68-78.

[7] 莫華均, 張偉, 吳璐, 等. 耐事故UO2基復合燃料芯塊的研發(fā)進展[J]. 核動力工程, 2020, 41(2): 36-39.

MO Hua-jun, ZHANG Wei, WU Lu, et al. R & D Progress of Accident-Tolerant UO2-Based Composite Fuel Pellets[J]. Nuclear Power Engineering, 2020, 41(2): 36-39.

[8] BARON D D, HALLSTADIUS L. Fuel Performance of Light Water Reactors (Uranium Oxide and MOX)[J]. Comprehensive Nuclear Materials (Second Edition), 2020, 2: 35-71.

[9] HOSEMANN P, SHIN C, KIENER D. Small Scale Mechanical Testing of Irradiated Materials[J]. Journal of Nuclear Materials, 2015, 30(9): 1231-1245.

[10] 賈鎖剛, 萬有余, 王倩, 等. 頁巖各向異性力學特性微觀測試方法研究[J]. 地質(zhì)力學學報, 2021, 27(1): 10-18.

JIA Suo-gang, WAN You-yu, WANG Qian, et al. Research on the Micro-Scale Method for Testing the Mechanical Anisotropy of Shale[J]. Journal of Geomechanics, 2021, 27(1): 10-18.

[11] 魏振偉, 劉昌奎, 周靜怡, 等. 納米壓痕技術(shù)在工程材料研究中的應(yīng)用[J]. 失效分析與預(yù)防, 2018, 13(4): 255-260.

WEI Zhen-wei, LIU Chang-kui, ZHOU Jing-yi, et al. Application of Nano-Indentation in Engineer Materials Research[J]. Failure Analysis and Prevention, 2018, 13(4): 255-260.

[12] ZACHARIE A I, HENRY R, TH B, et al. Effects of Irradiation on Mechanical Properties of Nuclear UO2Fuels Evaluated by Vickers Indentation at Room Temperat-ure[J]. Journal of Nuclear Materials, 2021, 547: 152821.

[13] KUTTY T R G, CHANDRASEKHARAN K N, PANAKKAL J P, et al. Fracture Toughness and Fracture Surface Energy of Sintered Uranium Dioxide Fuel Pellets[J]. Journal of Materials Science Letters, 1987, 6(3): 260-262.

[14] FRAZER D. Elevated Temperature Small Scale Mechanical Testing of Uranium Dioxide[D]. Berkeley: University of California, 2018: 5-10.

[15] LI Fu-cheng, XIE Ya, SONG Min, et al. A Detailed Appraisal of the Stress Exponent Used for Characterizing Creep Behavior in Metallic Glasses[J]. Materials Science & Engineering A, 2016, 654: 53-59.

[16] PHANI P S, OLIVER W C. A Direct Comparison of High Temperature Nanoindentation Creep and Uniaxial Creep Measurements for Commercial Purity Aluminum[J]. Acta Materialia, 2016, 111: 31-38.

[17] HENRY R, BLAY T, DOUILLARD T, et al. Local Fracture Toughness Measurements in Polycrystalline Cubic Zirconia Using Micro-Cantilever Bending Tests[J]. Mechanics of Materials, 2019, 136: 103086.

[18] CHAN H, ROBERTS S G, GONG J. Micro-Scale Fracture Experiments on Zirconium Hydrides and Phase Boundaries[J]. Journal of Nuclear Materials, 2016, 475: 105-112.

[19] GATT J M. Experimental and Numerical Study of Fracture Mechanisms in UO2Nuclear Fuel[J]. Engineering Failure Analysis, 2015, 47: 299-311.

[20] HENRY R, ZACHARIE-AUBRUN I, BLAY T, et al. Irradiation Effects on the Fracture Properties of UO2Fuels Studied by Micro-Mechanical Testing[J]. Journal of Nuclear Materials, 2020, 536: 152-179.

[21] EVANS A G, DAVIDGE R W. The Strength and Fracture of Stoichiometry Polycrystalline UO2[J]. Journal of Nuclear Materials, 1969, 33(3): 249-260.

[22] HENRY R, ZACHARIE-AUBRUN I, BLAY T, et al. Fracture Properties of an Irradiated PWR UO2Fuel Evaluated by Micro-Cantilever Bending Tests[J]. Journal of Nuclear Materials, 2020, 538(11):152-209.

[23] OVID'KO I A, SHEINERMAN A G, AIFANTIS E C. Stress-Driven Migration of Grain Boundaries and Fracture Processes in Nanocrystalline Ceramics and Metals[J]. Acta Materialia, 2008, 56(12): 2718-2727.

[24] BOBYLEV S V, MUKHERJEE A K, OVID￠KO I A. Emission of Partial Dislocations from Amorphous Intergranular Boundaries in Deformed Nanocrystalline Ceramics[J]. Scripta Materialia, 2008, 60(1): 36-39.

[25] 郁金南. 核材料科學與工程-材料輻照效應(yīng)[M]. 北京: 化學工業(yè)出版社, 2007: 122-143.

YU Jin-nan. Nuclear Materials Science and Engineering-Irradiation Effects of Materials[M]. Beijing: Chemical Industry Press, 2007: 122-143.

[26] KUROSAKI K. Nanoindentation Studies of UO2and (U,Ce)O2[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2004, 381: 240-244.

[27] GONG Bo-wen, FRAZER D, YAO Tian-kai, et al. Nano- and Micro-Indentation Testing of Sintered UO2Fuel Pellets with Controlled Microstructure and Stoichiometry[J]. Journal of Nuclear Materials, 2019, 516: 169-177.

[28] TADASHI I, HANSJOACHIM M. Fracture Surface Energy of UO2and ThO2Containing Additives[J]. Journal of Nuclear Science and Technology, 2012, 17(12): 908-912.

[29] MATZKE H, INOUE T, WARREN R. The Surface Energy of UO2as Determined by Hertzian Indentation[J]. Journal of Nuclear Materials, 1980, 91(1): 205-220.

[30] BLEIBERG M L, BERMAN R M, LUSTMAN B. Effects of High Burn-up on Oxide Ceramic Fuel[J]. Radiation Damage in Reactor Materials, 1963, 43: 318-428.

[31] KULKARNI N K. Thermal Studies on Fluorite Type Thermal Studies on Fluorite Type ZrU1?O2Solid Solutions Solid Solutions[J]. Journal of Nuclear Materials, 2008, 384(2): 81-86.

[32] 吳學志, 尹邦躍, 鄭新海. 碳納米管增強UO2燃料力學性能研究[J]. 材料導報, 2020, 34(S1): 153-156.

WU Xue-zhi, YIN Bang-yue, ZHENG Xin-hai. Study on Mechanical Properties of CNTS Reinforced UO2Fuel[J]. Materials Reports, 2020, 34(S1): 153-156.

[33] XIAO Hong-xing, WANG Xiao-min, LONG Chong-sheng, et al. Investigation of the Mechanical Properties of ZrO2-Doped UO2Ceramic Pellets by Indentation Technique[J]. Journal of Nuclear Materials, 2018, 509: 482-487.

[34] WISS T, RONDINELLA V V, KONINGS R J M, et al. Properties of the High Burnup Structure in Nuclear Light Water Reactor Fuel[J]. Radiochimica Acta, 2017, 105(11): 893-906.

[35] RONDINELLA V V, WISS T. The High Burn-up Structure in Nuclear Fuel[J]. Materials Today, 2010, 13(12): 24-32.

[36] BARANOV V G, LUNEV A V, TENISHEV A V, et al. Interaction of Dislocations in UO2during High Burn-up Structure Formation[J]. Journal of Nuclear Materials, 2014, 444(1/2/3): 129-137.

[37] LEENAERS A. Surface-Engineered Low-Enriched Uranium-Molybdenum Fuel For Research Reactors: In- and Out-of-Pile Studies for the Conversion of Research Reactors from Using High-Enriched to Low-Enriched Nuclear Fuels[D]. US: Ghent University, 2014: 33-44.

[38] SPINO J, COBOS J. Room-Temperature Microindentation Behavior of LWR-Fuels, Part 1: Fuel Microhardness[J]. Journal of Nuclear Materials, 2003, 322(2/3): 204-216.

[39] KURT A. Young's Modulus Evaluation of High Burnup Structure in UO2with Nanometer Resolution[J]. Journal of Nuclear Materials, 2018, 508: 33-39.

[40] PARISH C M, GERCZAK T J, EDMONDSON P D, et al. A Challenge to Multivariate Statistical Analysis: Spent Nuclear Fuel[J]. Microscopy and Microanalysis, 2016, 22(S3): 330-331.

[41] LEE J W, JEON S C, KANG Sang-jun, et al. Effect of Sintering Aids on the Grain Growth of Simulated Dupic Fuel Pellets Using the Simfuel Technique[J]. Ceramics International, 2016, 42(1): 705-710.

[42] VERRALL R A, LUCUTA P G. Specific Heat Measurements of UO2and SIMFUEL[J]. Journal of Nuclear Materials, 1996, 228(2): 251-253.

[43] LUCUTA P G, MATZKE H, VERRALL R A. Thermal Conductivity of Hyperstoichiometric SIMFUEL[J]. Journal of Nuclear Materials, 1995, 223(1): 51-60.

[44] KUROSAKI K, SAITO Y, UNO M, et al. Characterization of Simulated Burnup Fuel by Nanoindentation[J]. Journal of Nuclear Materials, 2006, 350(3): 203-207.

[45] XIAO Hong-xing, WANG Xiao-min, LONG Chong-sheng, et al. Effect of Burnup on the Mechanical Properties of Doped UO2Ceramic Pellets Using the Simfuel Technique[J]. Journal of Nuclear Materials, 2019, 524(C): 247-255.

[46] COBOS J. Phase Characterization of Simulated High Burn-up UO2Fuel[J]. Journal of Alloys and Compounds, 1998, 271: 610-615

[47] SPINO J, PAPAIOANNOU D. Lattice Parameter Changes Associated with the Rim-Structure Formation in High Burn-up UO2Fuels by Micro X-Ray Diffraction[J]. Journal of Nuclear Materials, 2000, 281(2): 146-162.

[48] MARCHETTI M, LAUX D, FONGARO L, et al. Physical and Mechanical Characterization of Irradiated Uranium Dioxide with a Broad Burnup Range and Different Dopants Using Acoustic Microscopy[J]. Journal of Nuclear Materials, 2017, 494: 322-329.

[49] GERCZAK T J, PARISH C M, EDMONDSON P D, et al. Restructuring in High Burnup UO2Studied Using Modern Electron Microscopy[J]. Journal of Nuclear Materials. 2018, 509: 245-259.

[50] FRAZER D, SHAFFER B. In-Situ Transmission Electron Microscopy Microcantilever and Nanoindentation Testing of UO2[J]. JOM, 2020, 72(8): 3028-3036.

[51] SMITH C F, CRANDALL W B. Calculated High-Temperature Elastic Constants for Zero Porosity Monoclinic Zirconia[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2010, 47(12): 624-627.

[52] INGEL R P. Elastic Anisotropy in Zirconia Single Crystals[J]. Journal of the American Ceramic Society, 2010, 71(4): 265-271.

[53] ERICH H. Elastic Constants of Tetragonal Zirconia Measured by a New Powder Diffraction Technique[J]. Journal of the American Ceramic Society, 1998, 81: 1682-1684.

[54] LACH T G, EDWARDS D J, BUCK E C, et al. Fission Recoil-Induced Microstructural Evolution of the Fuel-Cladding Interface [FCI] in High Burnup BWR Fuel[J]. Journal of Nuclear Materials, 2019, 521: 120-125.

[55] GUNUAR L. Pellet-clad Interaction in Water Reactor Fuels[C]// Seminar Proceedings Aix-en-Provence, France, 2004: 265-278.

[56] PIRO M, SUNDERLAND D. A Review of Pellet-Clad Interaction Behavior in Zirconium Alloy Fuel Cladding[J]. Comprehensive Nuclear Materials, 2017, 2: 248-306.

[57] 丁淑蓉, 龔辛, 趙云妹, 等. 彌散核燃料燃燒演化過程中的關(guān)鍵力學問題[J]. 力學季刊, 2018, 39(1): 1-21.

DING Shu-rong, GONG Xin, ZHAO Yun-mei, et al. Key Mechanical Problems in Dispersion Nuclear Fuels during Their Burning Evolution Process[J]. Chinese Quarterly of Mechanics, 2018, 39(1): 1-21.

[58] WALKER C T, STAICU D, SHEINDLIN M, et al. On the Thermal Conductivity of UO2Nuclear Fuel at a High Burn-up of around 100MWd/KGHM[J]. Journal of Nuclear Materials, 2005, 350(1): 19-39.

[59] MANZEL R, WALKER C T. EPMA and SEM of Fuel Samples from PWR Rods with an Average Burn-up of around 100 MWd/KGHM[J]. Journal of Nuclear Materials, 2002, 301(2): 170-182.

Research Progress on Micromechanical Properties of Sintered UO2Ceramic Fuel

SI Jia-xuan1, WU Lu1,2, TENG Chang-qing1, XIN Hong-yang1, WANG Zhen1, ZHANG Wei1, FANG Zhong-qiang1,2, WEN Bang1,2, MO Hua-jun1, WU Xiao-yong1,2

(1. The First Sub-institute, Nuclear Power Institute of China, Chengdu 610005, China; 2. Science and Technology on Reactor Fuel and Materials Laboratory, Nuclear Power Institute of China, Chengdu 610213, China)

As the core of the reactor, the mechanical performance of UO2ceramic fuel is closely related to its safety, reliability and economy, and has been a hot research topic at home and abroad. Numerous studies have been conducted by previous scholars on unirradiated UO2fuels. The results show that the mechanical properties of UO2fuels are affected by various factors such as grain size, crystal orientation, porosity, O/U ratio, strain, doping phase type and doping amount, and are also closely related to the test temperature, but the coupling effect of these influencing factors on their mechanical properties is not clear. In recent years, foreign researchers have also conducted studies on irradiated UO2ceramic fuels through advanced nanomechanical testing techniques, providing key data to support their design, preparation and lifetime performance prediction. Firstly, this paper introduces the research methods of UO2micromechanical properties, and reviews the progress of micromechanical properties of unirradiated and irradiated UO2ceramic fuels, summarizes the existing shortcomings, and proposes recommendations for follow-up research: research on UO2fuels with different burnups under service temperature and accident temperature, and obtain the evolution law and mechanism of UO2fuel micromechanical properties with burnup under actual working conditions and accident conditions, to provide support for the continuous optimization and improvement of fuel elements.

nuclear fuel; UO2; nanoindentation; micromechanical properties; irradiation

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.05.020

TL349

A

1674-6457(2022)05-0143-10

2021–09–02

國防基礎(chǔ)科研計劃（JCKY2017201C016）

斯嘉軒（1996—），男，碩士，研究實習員，主要研究方向為核燃料及材料的輻照效應(yīng)。

伍曉勇（1969—），男，碩士，研究員，主要研究方向為核燃料及材料的輻照效應(yīng)。

責任編輯：蔣紅晨