WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

Pages:     || 2 | 3 |
-- [ Страница 1 ] --

Российский химико-технологический университет им. Д.И. Менделеева

На правах рукописи

МЕРКУШКИН АЛЕКСЕЙ ОЛЕГОВИЧ ПОЛУЧЕНИЕ ХИМИЧЕСКИ УСТОЙЧИВЫХ МАТРИЦ ДЛЯ ИММОБИЛИЗАЦИИ АКТИНОИДНОЙ ФРАКЦИИ ВАО 05.17.02 –

технология редких, рассеянных и радиоактивных элементов ДИССЕРТАЦИЯ на соискание ученой степени кандидата химических наук

Научные руководители:

доктор химических наук, профессор Очкин Александр Васильевич кандидат химических наук Ровный Сергей Иванович Москва 2003 СОДЕРЖАНИЕ ВВЕДЕНИЕ................................................................................................................. 5 ГЛАВА 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР.................................................................. 8 1.1. ОБРАЩЕНИЕ С ВАО................................................................................... 8 1.2. СВОЙСТВА МАТРИЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ И ТРЕБОВАНИЯ, ПРЕДЪЯВЛЯЕМЫЕ К НИМ........................................................................................................ 1.2.1. Химическая устойчивость.............................................................. 14 1.2.2. Радиационная устойчивость.......................................................... 21 1.2.3. Требования к матричным материалам.......................................... 23 1.3. МАТРИЧНЫЕ МАТЕРИАЛЫ........................................................................ 25 1.3.1. Цементы........................................................................................... 25 1.3.2. Стекло............................................................................................... 26 1.3.3. Мультифазная керамика................................................................. 30 1.3.4. Монофазная керамика.................................................................... 36 1.3.5. Композиционные материалы......................................................... 44 1.4. МЕТОДЫ СИНТЕЗА МАТРИЦ...................................................................... 46 1.5. ВЫБОР МАТРИЧНОГО МАТЕРИАЛА........................................................... 51 1.6. ЗАКЛЮЧЕНИЕ............................................................................................ 59 ГЛАВА 2. ИСПОЛЬЗОВАННЫЕ РЕАКТИВЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.................................................................................................. 60 2.1. РЕАКТИВЫ................................................................................................ 60 2.2. МЕТОДИКИ ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТОВ............................................. 61 2.2.1. Подготовка шихты.......................................................................... 61 2.2.2. Прессование..................................................................................... 62 2.2.3. Спекание.......................................................................................... 63 2.2.4. Выщелачивание............................................................................... 63 2.2.5. Вскрытие керамики......................................................................... 65 2.3. АНАЛИТИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ....................................................................... 66 2.3.1. Определение физических свойств керамики............................... 66 2.3.2. Определение относительной активности радионуклидов в растворе............................................................................................ 68 2.3.3. Определение удельной поверхности образцов............................ 69 2.3.4. Рентгенофазовый анализ................................................................ 71 2.3.5. Гранулометрический анализ.......................................................... 71 2.3.6. Оптическая микроскопия............................................................... 71 2.3.7. Сканирующая электронная микроскопия с энергодисперсионной системой (СЭМ/ЭДС)..................................................................... 71 2.3.8. Количественный анализ................................................................. 72 2.3.9. Термогравиметрический анализ.................................................... 72 2.4. ОБРАБОТКА ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫХ ДАННЫХ.......................................... 72 ГЛАВА 3. СВОЙСТВА ПЕРОВСКИТОВОЙ КЕРАМИКИ, ПОЛУЧЕННОЙ ХОЛОДНЫМ ПРЕССОВАНИЕМ И СПЕКАНИЕМ ИЗ МЕХАНИЧЕСКИ ОБРАБОТАННОЙ ШИХТЫ................................................................................ 74 3.1. ФАЗОВЫЙ СОСТАВ КЕРАМИКИ................................................................. 74 3.2. ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА СПЕКАНИЯ................................................................. 81 3.3. ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА МЕХАНИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ..................................... 88 3.3.1. Определение оптимальной механонагрузки................................ 89 3.3.2. Влияние среды при механообработке........................................... 89 3.3.3. Продолжительность обработки..................................................... 92 3.4. ВЛИЯНИЕ ДАВЛЕНИЯ ПРЕССОВАНИЯ........................................................ 93 3.5. ВЫБОР УСЛОВИЙ СИНТЕЗА КЕРАМИКИ..................................................... 96 ГЛАВА 4. ВЫЩЕЛАЧИВАНИЕ ИНДИКАТОРНЫХ КОЛИЧЕСТВ АКТИНОИДОВ ИЗ ИЗМЕЛЬЧЁННЫХ ОБРАЗЦОВ ПЕРОВСКИТОВОЙ КЕРАМИКИ, ПОЛУЧЕННОЙ МЕТОДОМ ХПС............................................ 97 4.1. ОТРАБОТКА МЕТОДИКИ ВЫЩЕЛАЧИВАНИЯ............................................. 97 4.2. ОЦЕНКА ВОСПРОИЗВОДИМОСТИ МЕТОДИКИ.......................................... 4.3. ВЫЩЕЛАЧИВАНИЕ ИНДИКАТОРНЫХ КОЛИЧЕСТВ АКТИНОИДОВ ИЗ ИЗМЕЛЬЧЁННЫХ ОБРАЗЦОВ КЕРАМИКИ................................................................. ГЛАВА 5. ВЫЩЕЛАЧИВАНИЕ ВЕСОВЫХ КОЛИЧЕСТВ РАДИОНУКЛИДОВ ИЗ МОНОЛИТНЫХ ОБРАЗЦОВ АЛЮМИНАТНОЙ И ФЕРРИТНОЙ КЕРАМИКИ, ПОЛУЧЕННОЙ МЕТОДОМ ХПС.......... 112 5.1. ВЫЩЕЛАЧИВАНИЕ АКТИНОИДОВ........................................................... 114 5.2. ВЫЩЕЛАЧИВАНИЕ МАТРИЧНЫХ ЭЛЕМЕНТОВ (РЗЭ).............................. 118 ГЛАВА 6. СИНТЕЗ ПЕРОВСКИТОВОЙ КЕРАМИКИ ИЗ ШИХТЫ, ПОЛУЧЕННОЙ ПРОКАЛКОЙ ИОНООБМЕННОЙ СМОЛЫ С СОРБИРОВАННЫМИ МАТРИЦЕОБРАЗУЮЩИМИ ЭЛЕМЕНТАМИ 121 6.1. СИНТЕЗ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ СУЛЬФОКАТИОНИТА............................... 122 6.2. СИНТЕЗ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ КОМПЛЕКСООБРАЗУЮЩЕЙ СМОЛЫ......... 124 6.2.1. Получение гранул......................................................................... 125 6.2.2. Получение керамики с использованием гранул (микросфер).. 131 ВЫВОДЫ................................................................................................................ 136 СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ................................................................................... 138 ПРИЛОЖЕНИЕ 1. ОЦЕНКА РАДИАЦИОННОЙ НАГРУЗКИ НА МАТРИЦУ.............................................................................................................. 169 ПРИЛОЖЕНИЕ 2. РАСЧЁТ КОЛИЧЕСТВА ЛАНТАНОИДОВ И АКТИНОИДОВ, ПОДЛЕЖАЩИХ ОТВЕРЖДЕНИЮ................................. ПРИЛОЖЕНИЕ 3. ОБОРУДОВАНИЕ, ИСПОЛЬЗОВАННОЕ В РАБОТЕ.. ПРИЛОЖЕНИЕ 4. ПЕРВИЧНЫЕ ДАННЫЕ РЕНТГЕНОФАЗОВЫХ АНАЛИЗОВ (ИЗЛУЧЕНИЕ Cu-K).................................................................. 179 ПРИЛОЖЕНИЕ 5. РЕЗУЛЬТАТЫ ГРАНУЛОМЕТРИЧЕСКИХ АНАЛИЗОВ............................................................................................................ 185 ВВЕДЕНИЕ Актуальность темы. Одним из долгосрочных и опасных последствий ядерных программ является накопление все возрастающих объемов радиоактивных отходов (РАО) [1, 2]. Наибольшую опасность представляют жидкие высокоактивные отходы (ВАО), образующиеся при радиохимической переработке облучённого ядерного топлива (ОЯТ). Хранение ВАО в жидком виде дорого и небезопасно. Вследствие значительного тепловыделения растворы ВАО необходимо охлаждать во избежание испарения воды и выпадения осадков. В 1957 г. образование нитратных осадков при отсутствии охлаждения привело к взрыву емкости с ВАО на ПО "Маяк" и радиоактивному загрязнению значительной территории [3-6]. Другой проблемой при хранении жидких ВАО является коррозия металлических емкостей. Связанная с ней необходимость периодического их опорожнения и ремонта приводит к облучению обслуживающего персонала. Согласно нормативам МАГАТЭ жидкие ВАО подлежат отверждению [7]. Основной целью является максимальное уменьшение их объема и кондиционирование, т.е. перевод в химически- и радиационно-устойчивую форму, сохраняющую свою стабильность на протяжении всего времени хранения. В настоящее время реализованы два технологических процесса по иммобилизации ВАО в матрицы на основе стекла. Установки по иммобилизации ВАО в боросиликатные стекла работают во Франции и в Великобритании [8, 9]. В России на ФГУП «ПО «Маяк» внедрен технологический процесс иммобилизации Cs-Sr фракции вместе с ВАО военного происхождения в алюмофосфатное стекло [10]. Однако, с точки зрения долговременной экологической безопасности стеклянные матрицы не могут быть использованы для иммобилизации отходов, содержащих долгоживущие радионуклиды, представляющие угрозу в течение де сятков и сотен тысяч лет. В течение столь длительного времени невозможно гарантировать сохранность стекла со включёнными отходами ввиду его недостаточной химической устойчивости и склонности к спонтанной кристаллизации (девитрификации) при повышенных температурах. Несомненным преимуществом перед стеклом обладают кристаллические матрицы на основе искусственных минералов, природные аналоги которых просуществовали в изменяющихся природных условиях в течение длительных периодов (до 4 миллиардов лет [11]), доказав тем самым свою долговременную геологическую стабильность. Для решения проблемы ВАО необходимо сформулировать требования к матричному материалу и на основании этих требований обосновать выбор матрицы, способной надёжно изолировать от окружающей среды наиболее долгоживущие и биологически опасные радионуклиды в течение всего времени, требуемого для снижения их активности до приемлемого уровня. Решению этих задач и посвящена настоящая работа. Цель и задачи работы. Целью работы являлось получение химически устойчивой керамической матрицы для надёжной иммобилизации актиноидной фракции ВАО, содержащей трансурановые (ТУЭ) и редкоземельные (РЗЭ) элементы. Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие основные задачи: • сформулировать требования, которым должна удовлетворять данная матрица;

• выбрать подходящие матричные материалы для дальнейших исследований;

• разработать способ синтеза, позволяющий получить механически прочную керамику;

• изучить выщелачивание матричных элементов и инкорпорированных радионуклидов из синтезированных матриц;

Научная новизна. 1. Обоснован выбор перовскитов состава LnMO3, где M=Al или Fe, в качестве матрицы, позволяющей включить максимальное количество актиноидной фракции ВАО. 2. Обосновано применение аппарата Сокслета для определения химической стойкости матриц, предназначенных для включения долгоживущих радионуклидов. 3. Установлено, что химическая стойкость (устойчивость к выщелачиванию водой) перовскитов LnMO3 достаточна для безопасного хранения композитов с актиноидной фракцией ВАО в течение периода в 100 тысяч лет и более даже в аварийных условиях (при заливе хранилища водой). 4. Впервые показано, что при включении в ферритную и алюминатную керамику весовых количеств актиноидов (высокоактивные растворы) устойчивость матриц к выщелачиванию не снижается. 5. Показано, что метод холодного прессования и спекания может быть использован для синтеза композитов на основе перовскитов состава LnMO3, где M=Al или Fe, включающих актиноидную фракцию ВАО. Полученные композиты обладают достаточной механической прочностью. Предложен также альтернативный способ синтеза через органо-минеральные сорбенты. Практическая значимость. Синтезированные методом ХПС материалы удовлетворяют требованиям, предъявляемым к матрицам для иммобилизации актиноидной фракции ВАО. Полученные в работе результаты могут быть использованы для проектирования установки, предназначенной для отверждения актиноидной фракции высокоактивных отходов. Показано, что метод синтеза матриц с использованием органоминеральных сорбентов может быть альтернативой традиционной порошковой технологии.

Глава 1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР 1.1. Обращение с ВАО К радиоактивным отходам относятся не подлежащие дальнейшему использованию вещества в любом агрегатном состоянии, в которых содержание радионуклидов превышает уровни, установленные действующими нормативами [12]. Объем накопленных в России РАО превышает 880 млн. м3 с активностью более 8.5 млрд. Кu [2]. Согласно действующим санитарным правилам [13] радиоактивные отходы делятся на три основные группы в соответствии с их удельной активностью. Различают высокоактивные, среднеактивные и низкоактивные отходы. Наибольшую опасность для биосферы представляют высокоактивные отходы [14], т.е. отходы с удельной активностью -излучателей, превышающей 1010 Бк/кг, -излучателей (кроме трансурановых элементов) – 109 Бк/кг, трансурановых элементов – 108 Бк/кг. Основная их часть представлена высокоактивными растворами, образующихся при радиохимической переработке облучённого ядерного топлива. В энергетических реакторах в основном используется урановое топливо с обогащением по U от 1.9 до 4.4% [15]. В процессе работы реактора проте кающие в топливе ядерные превращения приводят к образованию других изотопов урана, а также нуклидов нептуния, плутония и трансплутониевых элементов (ТПЭ), количество и массовые числа которых увеличиваются с ростом глубины выгорания [15]. Деление ядер 235U приводит к накоплению в подавляющем большинстве активных продуктов деления (ПД) с массовыми числами от 72 до 161 [16, 17]. Их активность в момент остановки реактора может достигать 1017-1018 Бк/т [15], но быстро падает и через пять лет составит лишь примерно 1% от первоначального количества. Актиноиды, определяющие наряду с продуктами деления радионуклидный состав ВАО, являются преимущественно -излучателями с радиационной опасностью, существенно 8 превышающей радиационную диационной опасностью, существенно превышающей радиационную опасность долгоживущих продуктов деления. Судьба отработавшего ядерного топлива (ОЯТ) пока вызывает дискуссию. Специалисты из США считают, что его не следует перерабатывать т.к. это может привести к неконтролируемому распространению ядерного оружия. Чтобы исключить это, в США построены специальные хранилища для отработавшего топлива. Позиция европейских стран и России (СССР) – хранение отработавшего топлива небезопасно и дорого и его радиохимическая переработка неизбежна. Переработка ОЯТ в настоящее время ведется гидрометаллургическими методами;

повсеместное распространение получила непрерывная противоточная экстракция урана и плутония трибутилфосфатом (ТБФ) в разбавителе – Пурекспроцесс [16]. В России при радиохимической переработке отработавшего топлива на ФГУП «ПО «Маяк» выделяется большая часть урана, плутония и нептуния – их потери не превышают соответственно 0.01%, 0.025% и 0.5% [18]. Образующиеся при этом жидкие ВАО (рафинат первого цикла экстракции) содержат 99.9% продуктов деления, а также радионуклиды америция, кюрия, остатки урана, плутония и нептуния [16, 17]. При переработке 1 т ОЯТ образуется около 13 м3 жидких ВАО [18], которые необходимо отверждать и утилизировать. В качестве вариантов утилизации ВАО в разное время предлагались: захоронение в стабильных геологических формациях [17, 19-29], захоронение в мировом океане [30-35], удаление в космос [36-40], захоронение в арктических льдах [41], трансмутация радионуклидов, составляющих ВАО [42]. На сегодняшний день наиболее приемлемым представляется захоронение отверждённых ВАО в стабильных геологических формациях;

в перспективе может стать целесообразной трансмутация актиноидов [16]. В настоящее время практически во всех развитых странах оптимальной признана следующая последовательность переработки ВАО [16]:

1) Хранение в жидкой форме для снижения остаточного тепловыделения до приемлемого уровня. 2) Отверждение выдержанных ВАО и временное контролируемое хранение. 3) Окончательное захоронение в стабильных геологических формациях. В основе этой концепции обращения с радиоактивными отходами лежит принцип мультибарьерной защиты, в соответствии с которым изоляция ВАО должна обеспечиваться системой инженерных и естественных барьеров, включающей в себя физико-химическую форму отходов, коррозионно-стойкий контейнер, наполнитель из слабопроницаемого сорбционного материала и геологическую формацию [7, 16, 43-47]. Поскольку невозможно гарантировать сохранность инженерных барьеров в течение всего времени хранения ВАО (сотни тысяч лет), очевидно, что наиболее важными являются первый и последний барьеры [45, 48]. Однако геологические условия в месте захоронения могут измениться по прошествии длительного времени таким образом, что захороненные блоки с ВАО окажутся на поверхности земли или придут в контакт с грунтовыми водами. В этом случае основная нагрузка по удерживанию радионуклидов от попадания в окружающую среду ляжет на первый барьер, степень надежности которого определяется изоляционными свойствами консервирующей матрицы [44]. Трудности при обращении с ВАО могут создать лишь радионуклиды, период полураспада которых превышает 15 лет [49, 50]. Среди продуктов деления таких радионуклидов всего 11 – 93 Sm, Cs, Cs, I, Sn, 121m Sn, Pd, 99Tc, Zr, 90Sr, 79Se. Большие периоды полураспада (>15 лет) имеют также долгожи вущие актиноиды (изотопы U, Np, Pu, Am и Cm). Государственные критерии, позволяющие оценить долговременную опасность, которую представляет радионуклид (группа радионуклидов), пока отсутствуют. Сравнительный анализ потенциальной опасности компонентов ВАО проведён в [49, 50]. Одним из наиболее точных критериев, подходящих для этой цели, по мнению авторов, является дозовый коэффициент (Зв/Бк). Для оценки потенциальной опасности каждого i-го радионуклида можно использовать про изведение его активности в отходах на дозовый коэффициент (Ai·i). Согласно предложенной концепции, продукты деления не представляют долговременной угрозы биосфере. Наибольшая опасность связана с радионуклидами 137Cs и 90Sr, однако их активность снизится до безопасного уровня в течение нескольких сотен лет. Актиноиды же остаются опасными в течение гораздо более длительного времени. В связи с тем, что периоды полураспада, биологическая опасность и химические свойства компонентов ВАО сильно различаются, целесообразность включения всех радионуклидов в одну и ту же матрицу вызывает сомнения. Более того, некоторые сложные виды жидких радиоактивных отходов (ЖРО) не могут быть остеклованы по существующей технологии [51]. Отсюда очевидны преимущества концепции фракционирования. Можно выделить следующие группы радионуклидов, которые имеет смысл выделять в виде отдельных фракций: Продукты деления (кроме йода, технеция и РЗЭ). Первые 600 лет основными производителями тепла в этой группе будут цезий и стронций. Они же будут представлять наибольшую биологическую опасность в течение этого периода времени. Уже через 15 лет на их долю придётся 50% всей активности ПД [17]. Технеций и Йод представляют биологическую опасность в течение очень долгого времени. С 99Tc будет связана основная активность продуктов деления после распада Cs и 90Sr. Технеций и йод способны образовывать анионы, ко торые могут мигрировать в почве со скоростью грунтовой воды без заметной задержки адсорбцией или ионным обменом. Актиноиды и Лантаноиды. Актиноиды и их дочерние продукты представляют главную опасность ВАО после тысячи лет захоронения. Большинство лантаноидов будут представлены стабильными изотопами уже через несколько лет, и только незначительные количества самария и европия – долгоживущими. В перспективе, с разработкой технологии трансмутации, может стать целесообразным выделение актиноидов в отдельную фракцию (без лантаноидов, многие из которых обладают большими сечениями захвата нейтронов). Однако, в этом случае необходима разработка приемлемого метода разделения этих групп элементов. Однако, известные способы группового разделения ТПЭ-РЗЭ (Трамекспроцесс [52], Талспик-процесс и его модификации [53-56]) обладают существенными недостатками, сдерживающими их промышленное применение. Ведутся работы по синтезу селективных экстрагентов, однако информация об их промышленном внедрении пока отсутствует. Поэтому на данном этапе лантаноиды целесообразно включать в минеральную матрицу вместе с актиноидами. Для этого есть следующие причины: их трудно разделить при фракционировании;

они кристаллохимически очень схожи между собой;

лантаноиды могут служить разбавителями -активных актиноидов, уменьшая тем самым радиационную нагрузку на материал матрицы. Следует отметить, что относительно необходимости разделения ВАО на фракции до сих пор нет единства мнений. Во Франции переработка отработавшего топлива заканчивается иммобилизацией полученных ВАО в стеклянную матрицу и возвратом их в страну-заказчик [8]. Разработанная австралийскими учеными во главе с Рингвудом керамика Синрок [57] также не предусматривает фракционирования, так как способна включить все радионуклиды, входящие в отходы. Концепция фракционирования ВАО частично реализована на ФГУП «ПО «Маяк» [10]. Основным объектом фракционирования являются засоленные кислые растворы, не подлежащие прямому отверждению по существующей технологии на печи типа ЭП-500 из-за сложности состава. Общая схема процесса следующая. Кубовый остаток после экстракционного доизвлечения U и Pu из кислых рафинатов аффинажного цикла и упаривания воднохвостовых растворов направляется для совместного извлечения радионуклидов Cs и Sr экстракцией раствором хлорированного дикарболлида кобальта в разбавителе. Полученный концентрат Cs и Sr после разрушения гидразиннитрата поступает на упаривание и остекловывание совместно с военными ВАО. Из воднохвосто вых растворов после выделения Cs и Sr проводят извлечение - и -активных радионуклидов методом оксалатного осаждения. Концентрат ТУЭ и РЗЭ, полученный после растворения осадка оксалатов в HNO3, предполагается направлять на отверждение. Фракция ТУЭ-РЗЭ представлена в основном трёхвалентными элементами с очень похожими свойствами. Это определяет специфику выбора матрицы, подходящей для их иммобилизации.

1.2. Свойства матричных материалов и требования, предъявляемые к ним Для того чтобы включённые в матрицу радионуклиды были надёжно иммобилизованы в течение необходимого времени, она должна обладать определённым комплексом физических и химических характеристик. Теплофизические свойства материала – теплопроводность, теплоемкость и температуропроводность – должны способствовать облегчению отвода тепла в процессе хранения во избежание чрезмерного разогрева отверждённого блока, могущего сопровождаться нарушением его целостности или изменением фазового состава. Для мультифазных матриц разница значений коэффициентов термического расширения отдельных фаз может стать причиной микроскопических напряжений, ведущих к снижению механической прочности матрицы [58]. Механические характеристики (прочность на сжатие, изгиб и др.) также имеют большое значение, т.к. при получении, хранении, транспортировке и захоронении в геологической среде отвержденные отходы испытывают механические нагрузки, которые, при недостаточной прочности захораниваемых блоков, могут привести к появлению трещин и разломов (т.е. увеличению поверхности материала), что в свою очередь скажется на устойчивости отверждённых отходов к выщелачиванию водой. К другим важным характеристикам матричных материалов можно отнести радиационную стойкость и химическую стабильность. Поскольку основным способом попадания радионуклидов из захороненных отходов в окружающую среду является выщелачивание грунтовыми водами, оценка свойств отвержденных отходов должна начинаться с химической устойчивости [44]. 1.2.1. Химическая устойчивость Основным параметром, характеризующим химическую устойчивость матрицы, является скорость выщелачивания радионуклидов и матричных элементов. Наиболее распространённой и рациональной единицей измерения этой величины можно считать так называемую нормализованную скорость выщелачивания [59, 60], которая выражает отношение активности радионуклидов, перешедших в воду в течение суток с 1 см2 поверхности образца, к удельной активности твердого материала [61]. Нормализованную скорость выщелачивания Wi (г/см2·сут) компонента i вычисляют по уравнению [2]:

Wi = Ai m0 A0i S t (1.1) где Ai – количество выщелоченного компонента i за время t (в сутках);

A0i – начальное количество i-го компонента в образце;

m0 – начальная масса образца, г;

S – поверхность контакта с водой, см2. Величины Ai и A0i должны быть выражены в одних и тех же единицах. Иногда используют скорость проникновения (penetration rate) PRi=Wi/ (см/сут), которая является весьма важной характеристикой при выщелачивания матричных элементов, т.к. показывает линейную скорость коррозии матрицы [59]. Как правило, скорость выщелачивания радионуклидов определяется сложным процессом, связанным со скоростью проникновения воды к свежим слоям материала, диффузией радионуклидов по поверхности микропор, образующихся при выщелачивании растворимых компонентов, и скоростью обмена образовавшегося в порах раствора с растворителем [61, 62]. С течением времени, со гласно разработанным рядом авторов моделей, скорость выщелачивания снижается [59, 63, 64]. Истинное поведение отвержденных отходов при геологическом захоронении будет зависеть от ряда факторов [44, 65], к которым относятся температура, скорость водообмена, состав грунтовых вод (солесодержание и pH среды) и т.д. Влияние температуры выщелачивающего раствора в общем случае выражается уравнением Аррениуса: Wi=k0·exp(-E/RT) вания. Влияние pH и состава выщелачивающего раствора может выражаться в образовании плёнок малорастворимых соединений на поверхности материала, снижающих скорость его выщелачивания, или их растворении. Большинство грунтовых вод имеют pH5.5-8. В месте захоронения pH грунтовой воды может увеличиваться (из-за выноса из отверждённых отходов щелочных компонентов) или уменьшаться (вследствие накопления продуктов радиолиза). Диапазон этих изменений оценивается как 39 [59]. Уменьшение pH ниже некоторого уровня приводит обычно к ускорению растворения матрицы и росту скорости выщелачивания. Повышение pH или солесодержания раствора действует, как правило, в обратном направлении из-за образования малорастворимых плёнок на поверхности материала, за исключением случаев, когда матричные элементы способны образовывать прочные гидроксо- или иные комплексы. Влияние скорости потока выщелачивателя проанализировано Хьюзом с сотрудниками [66]. Согласно их взглядам, в случае разбавленных растворов (большие объемы или кратковременный контакт) скорость потери массы контролируется кинетикой гидролиза матрицы. При очень малых объемах или долговременном контакте, когда достигаются пределы растворимости, скорость выщелачивания лимитируется диффузией через поверхностную систему "пористое тело/поверхностный слой раствора". При промежуточных скоростях потока выщелачивателя на скорость выщелачивания непосредственно влияют 15 (1.2) Т.е. с ростом температуры, наблюдается повышение скорости выщелачи концентрации различных элементов, особенно матричных. Влияние соотношения поверхности контакта отходов с выщелачивающим раствором к объёму раствора (S/V) менее выражено [67]. Важно отметить, что результаты измерения скорости выщелачивания могут существенно отличаться (вплоть до порядка) в зависимости от применяемого теста. К сожалению, в прошлом были некоторые разногласия по поводу выбора подходящего теста на выщелачиваемость, и до сих пор не существует какой-либо договорённости, какую методику следует считать более "предпочтительной" [59]. Поэтому прежде чем выбрать методику для исследования конкретного матричного материала, важно разобраться в многообразии существующих тестов и выяснить границы их применимости. Все существующие тесты можно условно разделить на две группы, в соответствии с используемым режимом выщелачивания. Возможны два режима – статический и динамический. В статических условиях отверждённые отходы подвергаются выщелачиванию фиксированным объёмом раствора в течение продолжительного времени при изотермических условиях. Суммарное количество растворённого вещества определяется по завершении теста. Обычно растворение отверждённых отходов практически прекращается после достижения насыщения раствора по одному или нескольким основным компонентам, после чего наблюдается резкое снижение скорости выщелачивания. Такую модель можно считать справедливой при медленном просачивании воды в хранилище вследствие чего в биосферу попадают растворы, близкие к насыщению. В динамических условиях свежий (ненасыщенный) выщелачивающий раствор непрерывно находится в контакте с поверхностью отверждённых отходов и периодически анализируется. Такая ситуация может возникнуть в случае залива хранилища потоком воды, вследствие чего в биосферу будет выноситься большое количество загрязненной воды, однако весьма далекой от насыщения. В литературе упоминается около 30 тестов, большинство из которых разрабатывались в разных странах в 70-ых годах для испытания различных стекол. Наиболее распространённые из них рассмотрены ниже. Тесты МСС (Materials Characterization Center, USA) [59]. MCC-1 является статическим тестом для монолитных образцов с известной геометрической поверхностью. Выщелачивание проводят в тефлоновом контейнере (ограничение интегральной дозы – 105 рад). Сосуд с образцом подвергают термостатированию при температурах 40, 70 и/или 90оС Отношение S/V поддерживается в пределах 0.0100±0.0005 мм-1. Используются три выщелачивателя: чистая вода, силикатно/бикарбонатный раствор и рассол. В дополнение к стандартным могут быть использованы и другие выщелачиватели, определяемые местными условиями. Через разные промежутки времени выщелачивающий раствор подвергают анализу, при этом для каждой точки используют свой образец, раствор и сосуд. MCC-2 отличается от MCC-1 тем, что выщелачивание проводят в автоклаве при более высоких температурах – 110, 150 и 190°С. Тест МСС-3 предназначен для определения растворимости образцов в условиях перемешивания при температурах 40о, 90о, 110о, 150о и 190оС. Используются порошки, содержащие частицы размером 149-175 мкм и второй группы – с размером меньше 45 мкм. Стандартными являются те же выщелачиватели, что и в МСС-1. Отношение объем выщелачивателя/масса образца поддерживается постоянным 10.0±0.1 мл/г. Тест МСС-4 является проточным с низкими скоростями потока выщелачивателя – 0.10, 0.01 и 0.001 мл/мин. Как и в MCC-1, выщелачиванию подвергаются образцы с известной геометрической поверхностью;

стандартными являются те же температуры и выщелачиватели. MCC-5 (наряду с MCC-1) – одна из наиболее широко распространённых сейчас методик. Используют монолитные образцы с известной поверхностью и тефлоновые аппараты Сокслета. Выщелачивание проводят при температуре кипения воды (зависит от атмосферного давления) в течение 3 и 14 суток. В последнем случае растворы анализируют через 3, 7 и 14 суток, как и в MCC-1, используя для каждой точки отдельный образец. ISO/DIS-6961 (методика МАГАТЭ). Тест предназначен для изучения поведения отверждённых отходов при длительном выщелачивании. В качестве образцов используют полированные блочки, соотношение S/V составляет 0.01 мм-1. Рекомендованы температуры 25, 40, 70 и 90°С;

pH поддерживается на уровне 2.3, 5.6 и 9.5 буферными растворами (THAM (трис-(гидроксиметил)-аминометан), глицин, глицинсульфат). Выщелачивающий раствор меняют в следующем режиме: первые пять суток – через сутки, следующие 12 – через трое суток, следующие 28 – через 7 суток, далее – через месяц и так до года и далее [59]. Похожая методика рекомендована в [62]. Powder №1 (P1). Разработан в Австралийском Национальном Университете для исследования керамики Синрок [68]. Образец измельчается в ацетоне, высушивается и просеивается через нейлоновые сита (отбирается фракция 100-200 мкм). Навеску (обычно 0.2 г) помещают в тефлоновый сосуд и заливают дистиллированной водой (обычно 20 мл). Соотношение площади поверхности порошка (рассчитанной в предположении о кубической форме частиц с ребром куба 150 мкм) к объёму раствора поддерживается постоянным внутри серии тестов, и составляет, как правило, 0.05-0.125 мм-1. Выщелачивание ведут при постоянной температуре (95-200°С);

в конце каждого периода раствор сливают для анализа и заливают новую порцию дистиллированной воды – обычно на 1-ые, 3-и, 7-ые, 10е сутки, и далее через каждые 10 суток [59, 68, 69]. Powder №2 (P2). Разработан Австралийской Комиссией по Атомной Энергии для исследования керамики Синрок (тесты средней продолжительности). Фракцию измельчённого образца 100-150 мкм помещают в нейлоновую сетку, которую опускают в сосуд с выщелачивающим раствором Для используемой фракции геометрическая площадь поверхности оценивается в 1.9 раза больше площади сфер усредненных по массе частиц. Соотношение площади поверхности порошка к объёму раствора берётся равным 0.6±0.2 мм-1. Выщелачивание ведут в поли пропиленовых сосудах при 40-100°С дистиллированной водой, которую заменяют каждый день [59]. Soxhlet. Различные варианты этого теста использовались в Бельгии, Германии, Индии, Японии, Великобритании и США [59, 62]. Выщелачивание образцов (измельчённых или монолитных) осуществляется конденсатом растворителя, заведомо не содержащим каких-либо продуктов выщелачивания;

последние концентрируются в кубовой части аппарата. В качестве растворителя обычно используется вода. Продолжительность теста может быть различной и изменяется от нескольких суток до месяца, реже – до года. Часто выщелачивание ведут при повышенных температурах (90-100°С). Модификации аппарата Сокслета позволяют проводить выщелачивание с периодической или непрерывной сменой выщелачивателя в камере с образцом. Аппарат Сокслета приспособлен для выщелачивания как измельчённых, так и монолитных образцов. Однако при изучении материалов с малой скоростью выщелачивания образцы, как правило, подвергают измельчению с целью увеличения их удельной поверхности для интенсификации процесса. ГОСТ 29114-91. В соответствии с ГОСТом 29114-91 [70], для выщелачивания должны использоваться монолитные образцы с неполированной поверхностью. Поверхность образца, рассчитанная по линейным размерам, должна заключаться в пределах от 10 до 100 см2. Для выщелачивания рекомендованы тефлоновые и полипропиленовые ёмкости, соотношение S/V должно лежать в диапазоне 0.10.33 м-1 (0.0001-0.00033 мм-1). В начале контактный раствор следует менять после 1, 2, 3 и 7 дней от начала испытаний, далее еженедельно, затем ежемесячно. Опыты прекращают, когда скорость выщелачивания становится практически постоянной. Анализ методик определения скоростей выщелачивания показал, что многие из них не лишены некоторых недостатков. Так, например, для тестов Powder-1 и Powder-2 характерна неопределенность, связанная с интенсивно стью перемешивания. Кроме того, используемый в этих тестах метод оценки поверхности порошка керамики по среднему размеру частиц не всегда можно обосновать, т.к. любая керамика характеризуется, как правило, отличной от нуля пористостью. Следовательно, внутренняя поверхность открытых пор, обычно доступных для выщелачивателя, не учитывается, что приводит к завышению результатов. Подобный недостаток характерен для тестов MCC, МАГАТЭ и ГОСТ 29114-91, где поверхность монолитных образцов вычисляется по их линейным размерам. Данный способ определения поверхности можно считать корректным только для непористых материалов (стекло, пластмасса). Динамические тесты с высокой скоростью потока, а также статические с частой сменой выщелачивателя могут оказаться мало полезными при изучении устойчивых к выщелачиванию матриц, т.к. концентрации выщелоченных элементов могут быть ниже границ определения. Длительные статические тесты в отсутствие термостатирования могут дать заниженные результаты из-за вторичного осаждения на поверхность образца матричных или иных элементов в виде труднорастворимых соединений, образующих защитный слой, препятствующий дальнейшему выщелачиванию. При выборе теста для определения скоростей выщелачивания, необходимо учитывать свойства матрицы (характер поверхности и химическую устойчивость), а также цели исследования. Так, например, статические тесты (например МСС-1), предназначены для оценки устойчивости матрицы в "штатном" режиме, когда скорость просачивания воды в хранилище довольно низка. Условия, имитируемые в аппарате Сокслета, соответствуют ситуации, когда хранилище залито проточной водой. Такой тест позволяет оценить устойчивость матрицы при серьёзной аварии (например, при полном разрушении хранилища). Использование аппарата Сокслета наиболее удобно в кратковременных тестах матричных материалов, характеризующихся низкими скоростями выщелачивания, когда другие тесты могут не дать результатов. Кроме того, очень важно получить оценку устойчивости исследуемого материала в аварийной ситуации.

1.2.2. Радиационная устойчивость Матрица со включёнными ВАО будет подвергаться действию -, -частиц и -излучения благодаря распаду содержащихся в отходах радионуклидов. Основным источником радиационных эффектов в отверждённых ВАО является распад;

вклад -частиц, нейтронов и осколков деления существенно меньше [59]. Радиация может воздействовать на стабильность отверждённых отходов, во-первых, посредством индуцированного повреждения твердого тела. Основным радиационным эффектом здесь является образование вакансий и межузельных атомов [43]. Во-вторых, воздействие радиации проявляется при взаимодействии с водой, воздухом или водяным паром в образовании разнообразных коррозионно-активных радиолитических продуктов, включющих азотную кислоту, пероксид водорода и такие виды радикалов, как HO2– и O2–. Радиолитические продукты могут влиять на стабильность матрицы вследствие изменения red/ox-условий, рН раствора или комплексообразования [71-75]. В некоторых системах воздействие радиолиза может доминировать над процессами атомных смешений от упругих соударений [76]. Это особенно характерно для остеклованных отходов, хранящихся на воздухе [77]. Аккумулирующиеся в отверждённых отходах радиационные эффекты вызывают структурные и химические изменения на атомном уровне, что может приводить к изменению объёма, микроструктуры, механических свойств матрицы, её устойчивости к выщелачиванию, а также к накоплению гелия [43, 59]. Ниже рассмотрены основные эффекты, которыми может сопровождаться внутреннее облучение матрицы со включёнными высокоактивными отходами. Изменение объёма (под действием -частиц). Зависимость величины этого эффекта от дозы можно представить уравнением:

= A (1 e BD ) (1.3) где – плотность, D – накопленная доза, A и B – константы, зависящие от матрицы [78]. Согласно расчетам [79] при дозе, меньшей 1023 -распадов/м3 ((25)·1016 -распадов/г), объёмы стекла и керамики практически не подвергаются изменению. Эффект достигает насыщения при дозах порядка 5·1024 распадов/м3 ((1-2)·1018 -распадов/г), и дальнейший рост накопленной дозы (на 1-2 порядка) не приводит к дополнительному изменению объёма. Изменения структуры/микроструктуры под действием излучения характерно как для аморфных, так и для кристаллических фаз матрицы. Радиационное воздействие на аморфную фазу (например, стекло) может сопровождаться их кристаллизацией. Кристаллические фазы отверждённых отходов под действием ионизирующего излучения могут подвергаться аморфизации. И тот, и другой процесс в конечном итоге приводят к увеличению скорости выщелачивания отверждённого материала – либо вследствие физического разрушения материала (увеличение доступной поверхности), либо из-за снижения химической устойчивости фазы, содержащей радионуклиды. Механические свойства матрицы (прочность, пористость) также могут изменяться под действием облучения. Прочность может снижаться вследствие микрорастрескивания, вызванного ростом внутренних напряжений в материале. При длительном внутреннем -облучении накопление гелия может привести к увеличению пористости, что, в конечном счёте, также отразится на прочности материала. Скорость выщелачивания может увеличиваться при облучении матрицы. Обычно это является следствием перечисленных выше эффектов, приводящих к разрушению кристаллической структуры или росту удельной поверхности. Кроме того, как отмечалось выше, выщелачивание может ускоряться под воздействием коррозионно-активных продуктов радиолиза. Чтобы определить требования к радиационной устойчивости матрицы, предназначенной для иммобилизации актиноидов, необходимо рассчитать дозу, которую она получит за всё время хранения. Часто для этой цели используют другую величину – количество -распадов в единице объёма или массы. В приложении 1 приведён расчет этой величины для матрицы с 10%-ой загрузкой актиноидами. Результаты расчёта представлены в табл. П1.1 и П1.2 и на рис. П1.1, П1.2. Анализ полученных данных показывает, что основная радиационная нагрузка на матрицу первые сто тысяч лет будет связана с распадом цепочек Am, Am, и Cm – их вклад составит 98.4%. Общее количе ство -распадов в одном грамме материала через 105 лет хранения матрицы с 10-ю процентами актиноидов составит величину порядка 1·1017. При увеличении загрузки отходами до 20 или 40% эта величина также вырастет в 2 или 4 раза и составит соответственно 2·1017 и 4·1017 -распадов/г. Эти величины необходимо учитывать при формулировании требований к радиационной устойчивости матриц.

1.2.3. Требования к матричным материалам В Российской Федерации требования к основным свойствам отверждённых высокоактивных отходов в настоящее время регламентируются ГОСТом Р 50926-96 [80]. Таблица 1.1. Требования ГОСТ Р 50926-96 [80] к основным свойствам отверждённых ВАО. Параметр Прочность на сжатие, МПа Прочность на изгиб, МПа Модуль Юнга, ГПа Коэффициент линейного расширения (), К-1 Теплопроводность в интервале температур от 20 до 500°С, Вт/м·К Скорость выщелачивания, определённая по ГОСТ 29114-91, г/см2·сут Термическая устойчивость, T не менее Радиационная устойчивость (неизменность скорости выщелачивания, структуры и состава) Значение не менее 9 не менее 41 не менее 5.4 не более 9·10-6 1-2 для Cs и Sr - не более 10-6;

для Pu - не более 10-7. 550°С, - 108 Гр - 1018-1019 -распадов/г Во время хранения отходы будут претерпевать воздействие определённого давления. Требования ГОСТа к прочности отверждённого блока при сжатии составляют 9 МПа. Реальное давление на форму отходов является функцией глубины хранения и геологии среды. Всестороннее литостатическое давление, обусловленное весом столба горных пород, будет соответствовать этой величине на глубине порядка 330 м (при градиенте давления 27 МПа/км [81]). Однако, современные концепции обращения с отверждёнными ВАО предусматривают захоронение в более глубоких скважинах – от 500-700 метров до нескольких километров. В этом случае механическая прочность захораниваемых блоков, очевидно, должна быть выше. Обоснованность требований ГОСТа к радиационной устойчивости матрицы с инкорпорированными актиноидами также вызывает сомнения. Вероятно, эти требования излишне жёсткие, т.к. через 100 тысяч лет хранения удельное количество -распадов в матрице с 40%-ой загрузкой актиноидами составит лишь 4·1017/г, что значительно ниже величины, приведённой в ГОСТе. Следует иметь ввиду, что при включении в матрицу актиноидов совместно с РЗЭ, радиационная нагрузка на матрицу будет существенно ниже. Приведённые в приложении 2 расчёты показывают, что доля актиноидов составит лишь 4% от массы РЗЭ. Обращают на себя внимание и довольно высокие значения предельно допустимой скорости выщелачивания, составляющей 10-6 г/(см2·сут) для цезия и стронция и 10-7 г/(см2·сут) для плутония. В [49], например, показано, что для иммобилизации цезия и стронция подходят матрицы со скоростью выщелачивания матричных элементов менее 2·10-7 г/(см2·сут). Матрица же, предлагаемая для иммобилизации плутония, должна обладать скоростью выщелачивания матричных элементов меньшей, чем 10-8 г/(см2·сут). В свете выявленных противоречий, требования действующего ГОСТа к свойствам отверждённых ВАО, возможно, нуждаются в пересмотре.

1.3. Матричные материалы 1.3.1. Цементы Цементы были с успехом использованы в США и Европе для иммобилизации низко- и среднеактивных отходов [82], однако захоронение высокоактивных отходов, включённых в цементные блоки, не проводилось. В опытном масштабе (лаборатория Саванна Ривер, США) была изучена иммобилизация военных ВАО в цементе;

в дальнейшем метод получил своё развитие в Окриджской Национальной Лаборатории США, где был разработан FUETAPпроцесс (FUETAP – аббревиатура от англ. Formed Under Elevated Temperatures And Pressures). Было показано, что Ca-Al цемент, полученный горячим прессованием по своим свойствам превосходит Портланд-цементы [59]. Скорость выщелачивания элементов ВАО из FUETAP-цемента, определённая по методике Soxhlet (97°C, 14 суток), составила 7·10-4 г/см2·сут, что значительно больше значения, полученного для остеклованных отходов в этих условиях [83]. Механические и физико-химические свойства цементной матрицы могут быть улучшены путём введения в её состав гранул полиэтилена [84]. Модифицированные полимером цементы обладают повышенной удерживающей способностью по отношению к щелочным и щелочноземельным металлам (например Cs и Sr), однако их преимущества при иммобилизации -активных нуклидов несущественны [85]. Хотя сами фазы цементной матрицы, включающие радионуклиды, довольно устойчивы (например, циркон, апатит [86]), на сегодняшний день цемент не рассматривается в качестве матрицы, подходящей для иммобилизации ВАО, в связи с большой водопроницаемостью и, следовательно, относительно низкой устойчивостью к выщелачиванию. Применение этого метода отверждения ограничено иммобилизацией отходов удельной активностью до 3.7·106 Бк/кг [87].

1.3.2. Стекло Процесс включения отходов в стекло заключается в добавлении оксидов ВАО, например в виде кальцинированного порошка или шлама, к стеклообразующим материалам и последующем плавлении полученной смеси до образования гомогенной массы. Суммарное содержание оксидов отходов в стеклах обычно находится в пределах 10-30 мас.%. При этом большинство радионуклидов растворяются в структуре стекла, участвуя в образовании решётки, или помещаясь внутри неё. При превышении предела растворимости, определённые элементы будут образовывать дисперсные частицы вторичных фаз. Одним из наиболее изученных и распространённых классов оксидных стёкол, применяемых для иммобилизации радиоактивных отходов, являются силикатные стёкла. Их основой служит диоксид кремния, выполняющий роль стеклообразователя. Тетраэдры SiO44–, соединяясь ионно-ковалентными связями мостикового кислорода, образуют трёхмерный каркас, который легко включает в свои пустоты оксиды других элементов, обычно связывающихся с решёткой связями немостикового кислорода [79]. Характер добавок оказывает существенное влияние на свойства получаемого стекла. Силикатные стёкла, содержащие значительные количества щелочных металлов образуются при более низких температурах, но менее стойки к воздействию воды. Добавки оксидов цинка, кальция или магния к щелочным силикатным стёклам повышает их устойчивость к действию воды лишь незначительно;

добавки оксидов алюминия и бора – существенно [88]. Однако, для включения отходов в алюмосиликатные материалы необходима температура выше 1200°С;

достаточно текучие системы получены лишь при 1350°С. Получение боросиликатных стекол более предпочтительно, так как введение бора позволяет понизить температуру переработки до 1000-1150°С, уменьшает вязкость расплава и увеличивает растворимость в расплаве некоторых компонентов отходов [60]. Самый простой состав имеет французское стекло AVM – 56.1% SiO2, 25.3% B2O3 и 18.6% Na2O [89]. Большинство других марок боросиликатного стекла имеют более сложный состав, включающих в ряде случаев оксиды Li, Ca, Mg, Al, Zr, Ti, Zn, La и др [79]. Наиболее растворимыми элементами в боросиликатном стекле являются щелочные металлы и бор, наименее – кремний. При 60°С скорость выщелачивания кремния в минимуме составляет примерно 2.6·10-6 г/см2·сут [89]. Химическая устойчивость данных стёкол повышается по мере увеличения содержания в них диоксида кремния [89] и достигает максимума при его содержании выше 66.67 мол.% [90]. По выщелачиванию кремния высококремнеземное стекло может на 1-2 порядка превосходить обычные стекла. Однако очень высокая температура плавления (1400°С и выше), летучесть компонентов, чувствительность к составу отходов [88] делают такие стекла малопригодными для иммобилизации радиоактивных отходов [90]. Применение золь-гель технологии позволяет снизить температуру получения высококремнезёмного стекла до 1000°С, однако трёхвалентные элементы образуют в такой системе относительно растворимые силикатные фазы, что снижает устойчивость стекла к выщелачиванию [91, 92]. О выщелачивании актиноидов из боросиликатных стекол в литературе имеется сравнительно мало сведений. По данным [93] скорость выщелачивания Np проточной дистиллированной водой при 75°С равна примерно 4·10- г/см2·сут, Pu – порядка 10-7 г/см2·сут. Близкие значения приведены в [94]:

3·10-7 г/см2·сут для британской стеклокомпозиции MW и французского стекла R7T7 при 70°С и 5·10-7 г/см2·сут при 100°С в аппарате Сокслета. Скорость выщелачивания, определённая с использованием статических тестов заметно меньше – 0.4·10-7 г/см2·сут. Повышение температуры от 40 до 90°С приводит к ускорению растворения стеклянной матрицы на порядок [95]. При более высоких температурах (200°С) скорости выщелачивания Am и Np из боросиликатного стекла значительно выше и составляют по данным [96] (1.5-2.5)·10-2, 0.10.2 г/см2·сут соответственно.

Наряду с силикатными системами в качестве матриц для включения радиоактивных отходов находят применение и фосфатные стекла, химическая стойкость которых определяется наличием полимерного фосфатного каркаса. Большое внимание фосфатным стёклам уделялось в 60-х годах прошлого века, преимущественно, благодаря относительно низкой температуре их получения (900-1000°С), а также способности включать большие количества таких компонентов отходов как молибдаты и сульфаты без угрозы ликвации расплава и уменьшения химической стойкости материала [59, 97, 98]. Типичное фосфатное стекло содержит 50±5 % P2O5, 20±5% Na2O и 30±5% оксидов многовалентных металлов [60]. К существенным недостаткам фосфатных стёкол можно отнести высокую коррозионную способность фосфатного расплава по отношению к металлу и керамике [61, 85], а также склонность к девитрификации при сравнительно низких (400°С) температурах, приводящую к значительному (на три порядка) ухудшению химической устойчивости. Из за них фосфатные стекла попали в список матричных материалов, отнесенных MCC к неперспективным. В результате, к 1972 г. изучение фосфатных стекол в США было практически прекращено. В Европе, тем не менее, продолжались работы по изучению возможности использования алюмофосфатных стекол для иммобилизации ВАО. Основное внимание уделялось натриево- и железо-алюмофосфатным стеклам [59, 99, 100]. Эти стекла образуются при температурах ниже 1000°С (в области оптимальных составов – обычно в интервале 750-900°С). Однако, их удалось получить лишь в виде мелких шариков;

в крупных отливках стёкла девитрифицировались при остывании [101]. Кроме того, при повышенной температуре алюмофосфатное стекло в присутствии водных растворов характеризуется относительно низкой химической устойчивостью [102]. Несмотря на это в России алюмофосфатные стёкла до сих пор используют для отверждения радиоактивных отходов. Типичное стекло такого типа применяется в настоящее время на установке остекловывания ФГУП «ПО «Маяк». Устойчивость фосфатных стекол к выщелачиванию примерно того же порядка, что и боросиликатных. Скорость выщелачивания плутония при 20-25°С лежит в пределах (0.1-1)·10-7 г/см2·сут [197]. Хотя к настоящему времени предложены более устойчивые стёкла (например, железо-свинцово-фосфатное [102105]), перспективы их внедрения в промышленном масштабе пока не определены. Несмотря на то, что многие стёкла обладают приемлемыми механической прочностью [59, 106], теплофизическими характеристиками [44, 69, 106] и радиационной стойкостью [59, 61, 107-110], тем не менее, анализ литературных данных не позволяет рассматривать выпускаемые промышленностью стёкла в качестве матриц, подходящих для иммобилизации актиноидов. Во-первых, стёкла не обладают достаточной химической стойкостью. Скорость выщелачивания актиноидов из стёкол превышает 10-8 г/см2·сут. Учитывая скорость выщелачивания кремния, приведённую выше и принимая неизменность скорости выщелачивания в динамических условиях, можно предположить, что при плотности боросиликатных стекол около 2.6 г/см3 линейная скорость коррозии составит примерно 3.65·10-4 см/год, что говорит о весьма ограниченном времени жизни такого стекла в проточной воде. Во-вторых, стёкла подвержены спонтанному расстекловыванию – девитрификации. Вероятность девитрификации возрастает при повышении температуры. В [111] показано, что типичные боросиликатные стёкла, предлагаемые для иммобилизации ВАО, девитрифицируются при действии водяного пара с температурой 300°С в течении двух недель;

при 350-400°С и 1000 атм. процесс проходит за 24 часа [112, 113]. Кроме того, есть неопределённость, связанная с долговременной стабильностью стёкол в геологической среде. Как известно, суммарное количество стекла в земной коре, по сравнению с кристаллическими фазами исчезающе мало [64]. Хотя возраст некоторых природных стёкол достаточно велик [43], это говорит лишь о том, что стекло может просуществовать длительное время при определенном сочетании физико-химических условий (низкая влажность, умеренная температура при отсутствии её перепадов). Однако, следует помнить, что воздействию тепла и влажности радиоактивные стёкла и будут с большой вероятностью подвергаться после захоронения. Таким образом, стекло может рассматриваться в качестве надежной матрицы в течение десятков и даже сотен тысяч лет лишь в очень мягких условиях хранения, которые невозможно гарантировать в течение столь длительного времени. Недостатки стекла способствовали развитию альтернативного направления, связанного с использованием кристаллических матриц, обладающих большей устойчивостью. 1.3.3. Мультифазная керамика Концепция иммобилизации радиоактивных отходов в группу минеральных фаз, впервые предложенная Хетчем в 1953 году [114], заключается в использовании устойчивых в земной коре минералов. Первоначально речь о фракционировании отходов не шла, поэтому большинство ранних исследований были посвящены минераллоподобным матрицам, способным включить весь спектр компонентов ВАО. Очевидно, что вряд ли возможно подобрать кристаллическую фазу, способную надёжно иммобилизовать все радионуклиды ВАО при величине загрузки, обеспечивающей рентабельность процесса отверждения. Проблема может быть решена только при использовании мультифазной керамики, каждая из фаз которой ответственна за иммобилизацию отдельной группы радионуклидов. С 80-х годов прошлого века пристальное внимание уделяется включению высокоактивных отходов, содержащих трансурановые и редкоземельные элементы, в титанатную керамику, главным компонентом которой является TiO2 с меньшими количествами других оксидов (обычно комбинация CaO, ZrO2, Аl2О3 и ВаО) [115]. Широкое распространение получила высокостойкая мультифазная керамика, названная Синрок (Synroc от англ. Synthetic Rock – искусствен ный камень). Синрок был разработан А.Е. Рингвудом в Австралийском Национальном Университете и впервые описан в 1978 году. Этому материалу до сих пор уделяется большое внимание [57, 59, 112, 116-118]. Существует несколько разновидностей керамики Синрок. Первой композицией был Синрок-A, получавшийся плавлением при 1300°C с последующим медленным охлаждением. Закристаллизованный материал состоял из минеральных фаз голландита, перовскита, цирконолита, цельзиана (бариевого полевого шпата), кальцита и лейцита. Впоследствии состав был упрощен за счет исключения менее устойчивых к выщелачиванию алюмосиликатных минералов. Такой модифицированный материал, получивший наименование Синрок-B, состоял только из трех минералов – голландита, цирконолита и перовскита. Новая модификация требовала для получения ее плавлением более высоких температур и в дальнейшем было предложено получать Синрок-B горячим прессованием при ~13000C [57, 112, 117]. Композиция Синрок-C разработана для иммобилизации ВАО от переработки ОЯТ энергетических реакторов и содержит до 20 мас.% оксидов (кальцината) ВАО. Типичный состав (масс. %): 57.0 TiO2, 5.4 ZrO2, 4.3 Al2O3, 4.4 BaO, 8.9 CaO, 20.0 оксидов ВАО. Такой материал содержит около 30% голландита, 30% цирконолита, 20% перовскита, 15% оксидов титана и титанатов кальцияалюминия (САТ фазы), 5% металлического сплава (в основном – Mo, Fe, Ni) и фосфата кальция [57, 119-121]. Основным способом получения этой керамики также является горячее прессование. Композиция Синрок-D была разработана для иммобилизации военных отходов завода в Саванна-Ривер (США) [122]. Этот материал состоит из цирконолита, перовскита, шпинели и нефелина (примерно 16-19%, 11-15%, 48-55% и 18%, соответственно);

содержание в нем оксидов ВАО достигает 60-70% [119, 123]. Необходимость введения дополнительной инертной фазы (шпинели) продиктована высоким содержанием в военных отходах алюминия и переходных металлов (железо, марганец, никель). Силикатная фаза (нефелин), необходима из-за присутствия натрия и кремния;

она же служит иммобилизующей матрицей для цезия. Материал Синрок-E состоит из голландита, цирконолита, перовскита и пирохлора в сплошной матрице рутила (80 масс.%), которая из-за чрезвычайно низкой растворимости препятствует выщелачиванию компонентов из основных минеральных фаз. Содержание оксидов ВАО составляет 5-7% [124]. Синрок-F был разработан специально для иммобилизации растворенного, но не переработанного ОЯТ энергетических реакторов, содержащего не более 2% продуктов деления. в Основной фазой в нем является пирохлор перовскит Ca(U,Zr)Ti2O7;

меньших количествах присутствуют (Ca,U)(Ti3+,Ti4+)O3 и уранинит (U,Ca,Ti)O2;

примесными фазами являются голландит и рутил [94]. Модификация Синрок-H (высокоголландитовый Синрок) может быть использована для иммобилизации Cs-Sr фракции ВАО. Сравнительно недавно предложена еще одна модификация – цирконолитовый Синрок, предназначенный для иммобилизации оружейного плутония и плутонийсодержащих ВАО [125]. В последнем случае Синрок содержит, наряду с цирконолитом (около 70%), также нефелин и рутил (примерно по 15% каждого) [126, 127]. Большое число работ посвящено изучению химической устойчивости Синрока. Результаты, полученные Рингвудом с соавторами [68, 128, 129] свидетельствуют об очень низкой скорости выщелачивания элементов из горячепрессованной керамики с имитатом ВАО (9-20%). Так, при 95°С и 9%-ой загрузке имитатом ВАО скорости выщелачивания Ti, Zr, Ca, Sr, Ba, U и Nd составили соответственно 3·10-9, 1.5·10-9, 5·10-8, 1.5·10-7,2·10-7, 5·10-10, 8·10-9 г/см2·сут (тест P1). Очевидно, что скорости выщелачивания из Синрока разных элементов неодинаковы – в первую очередь выщелачиваются одно- и двух- зарядные катионы, оставляя поверхностный слой обогащённым TiO2 и, в меньшей степени, – ZrO2, Al2O3 и Fe2O3 [69, 130, 131], частично гидратирующимися в гидротермальных условиях с образованием гидроксидов [132]. Похожие результаты были получены при изучении выщелачивания из обогащённой цирконолитом керамики [133, 134]. Слой из чрезвычайно трудно растворимых оксидов/гидроксидов титана и циркония служит дополнительным барьером, препятствуя дальнейшему растворению матрицы. Выщелачивание из Синрока трансурановых элементов – нептуния, плутония, америция и кюрия изучено Ривом и Смитом с соавторами [135-137] (использовался тест МСС-1). Скорость выщелачивания Am деионизированной водой в среднем составила 2·10-9 г/cм2·сутки при 70°С, а при использовании силикатных и гидрокарбонатных растворов оказалась еще меньше. Скорость выщелачивания плутония уменьшалась со временем от 1·10-9 до (3-4)·10-10 г/см2·сут (через 50 суток) [135]. Похожие цифры были получены Смитом и Люмпкином [137]: 1·10-9 г/см2·сут через 50 суток в деионизованной воде;

однако за 2472 суток скорость выщелачивания снизилась до 5·10-11 г/см2·сут. В силикатном и карбонатном растворах она оказалась выше и составила 1·10-8 г/см2·сут через 50 суток. Скорость выщелачивания кюрия изучалась в двух параллельных экспериментах. В одном случае она снизилась за тридцать суток с 7·10-9 до 2·10-9 г/см2·сут, во втором была почти на порядок ниже [135]. По данным [136] за 60 суток скорость выщелачивания нептуния в деионизованной воде при 70°С снижается от 1·10-8 до 1·10-9 г/см2·сут, и далее не изменяется вплоть до 2283 суток. В целом можно заключить, что выщелачивание радионуклидов из Синрока происходит в среднем в 3000 раз медленнее, чем из боросиликатного стекла. Кроме того, для керамики характерна гораздо меньшая температурная зависимость скорости выщелачивания. Сравнение скорости выщелачивания Синрока и боросиликатного стекла показало, что в случае керамики она увеличивается в 25 раз при повышении температуры от 45 до 300°С, тогда как для стекла – в 250 раз [59]. Оверсби и Рингвудом [68] было установлено, что керамика мало чувствительна к загрузке отходами. Они обнаружили лишь незначительное увеличение скорости выщелачивания для Синрока с 20%-ой загрузкой, что, однако, может быть вызвано небольшими различиями между условиями горячего прессования образцов. Другие исследователи не обнаружили чёткой зависимости между заполнением керамики отходами (в пределах 5-22 масс.%) и её устойчивостью к выщелачиванию [59]. С ростом загрузки отходами (10-23%) в керамике Синрок наблюдается увеличение доли основных минеральных фаз – голландита, цирконолита и перовскита, при этом распределение радионуклидов между фазами существенно не меняется [138]. Механические свойства керамики Синрок удовлетворяют необходимым требованиям. Так, предел прочности при сжатии составляет 810 МПа (для модификации С) [69], а при изгибе – 64 МПа (для модификации B) [79]. Теплофизические характеристики материала также вполне приемлемы. Небольшое превышение коэффициента линейного расширения над значением, установленным ГОСТом Р 50926-96 компенсируется большей теплопроводностью [69, 79, 139, 140], что приводит к снижению градиента температур и уменьшению механических напряжений в материале. Радиационная устойчивость Синрока достаточно высока: различные эффекты (аморфизация, изменение микроструктуры) становятся заметными только при дозах, превышающих 1025 -распадов/м3 (2.3·1018 -распадов/г) [141143]. По оценкам [69, 144], суммарная доза -облучения, которая будет получена минеральными фазами Синрока за время распада -излучающих радионуклидов до безопасных уровней вызовет лишь небольшие структурные изменения в цирконолите и перовските, являющимися хост-минералами для этих радионуклидов. Кроме того, выдержка даже облучённой дозой большой мощности керамики Синрок при 200°С, как показано в [145], приводит к отжигу 40% образующихся структурных дефектов. Т.к. в реальных условиях мощность дозы значительно меньше, хранение керамической формы ВАО при этой температуре (на глубине 6 км), вероятно, обеспечит отжиг практически всех образующихся структурных дефектов [145]. К достоинствам керамики Синрок можно отнести также её способность включать в свой состав до 50-65% отходов по массе, т.е. значительно больше, чем стекло. Относительная кристаллохимическая изменчивость позволяет со ставлять композицию подходящим образом для отходов того или иного состава. О гидротермальной и радиационной устойчивости данной керамики говорит и тот факт, что в природных минералах Синрока естественные радиоактивные элементы оставались иммобилизованными на протяжении длительных по геологическим меркам периодов времени (до полумиллиарда лет и выше [146]) в широком диапазоне геохимических условий. Предлагались и другие мультифазные керамические матрицы для иммобилизации радионуклидов, однако они были исследованы не столь подробно, как Синрок. Морганом с соавторами [147] исследовалась керамика, предназначенная для больших загрузок коммерческими ВАО. Её основные фазы представлены пирохлором, перовскитом, голландитом, сложными фосфатами РЗЭ, Ti, Sr, Zr, U, Cs, Ba и металлическими сплавами Ru, Re, Mo. Отмечается, что высокая степень заполнения отходами может быть достигнута во многих случаях, и только щелочные металлы, особенно в паре с фосфатами представляют трудности, т.к. образуют стеклофазу. Харкер и Флинтофф [148] показали, что полифазная керамика, состоящая из CaF2, CaZrTi2O7, CaTiO3, ZrO2 хорошо удерживает трёх- и четырёхвалентные актиноиды. Однако, между зёрнами основных фаз отмечено образование наименее устойчивой к выщелачиванию аморфной фазы, что вызвано наличием бора в отходах. В Радиевом институте им. В.Г. Хлопина разработана керамика на основе граната (Y,Gd,Ca,Fe)3(Al,Ga,Fe)5O12 и перовскита (Y,Gd)(Al,Ga)O3 для иммобилизации актиноидных отходов сложного состава. Преимущество данной системы состоит в способности обеспечить вхождение в структуру этих устойчивых минералов как актиноидов (Pu, Am, Np, Cm), так и разновалентных нерадиоактивных элементов отходов (Na, Ca, Fe, Ga, Mg и др.). Однако, количество плутония и урана, вошедшего в структуру граната в синтезированных образцах не превышало 3-4 масс. % и зависело от условий синтеза [149]. К разновидности мультифазной керамики можно отнести также "суперкальцинат", разработанный в Государственном Пенсильванском Университете США в 1974-1976 гг. и представляющий собой совокупность в большинстве своём кристаллических тугоплавких, устойчивых к выщелачиванию взаимно совместимых фаз (в основном – апатит, флюорит, шеелит, поллуцит и монацит) [85, 150]. Изначально суперкальцинаты предназначались для больших загрузок отходами (70-80% – для ВАО Пурекс-процесса) [151]. Однако, получение материала высокой плотности требовало применять горячее прессование с матричным материалом – кремнезёмом, что приводило к образованию стеклоподобной массы [59]. В качестве матриц для иммобилизации ВАО рассматривались также ферросиликатный минераллоподобный материал [44], полифазная керамика для иммобилизации военных РАО завода в Саванна-Ривер, США [152-153], цирконолит-пирохлоровая керамика [154], гранитоподобная керамика [155] и другие керамики, основными фазами которых были: магнетоплюмбит A2+(Al, Fe)12O19, корунд Al2O3, нефелин NaAlSiO4, и фаза типа ловеренгита (Ca, Ce)(Ti, Fe, Cr, Mg)21O39 [156, 157]. Важно подчеркнуть, что использование мультифазной керамики (например, Синрока) может быть целесообразным только для нефракционированных отходов. Включение в неё отдельной фракции ВАО (актиноиды+РЗЭ) вряд ли оправданно, т.к. иммобилизация будет происходить только в хост-фазах данных элементов (перовскит и частично цирконолит). Остальные же фазы будут балластом, существенно увеличивающим объём захораниваемых отходов, что неизбежно приведёт к удорожанию всего процесса отверждения в целом. Таким образом, отдельно выделенную актиноидную фракцию для иммобилизации предпочтительно включать в монофазную керамику. 1.3.4. Монофазная керамика В качестве монофазных матриц рассматривались радиационно устойчивые минералы: кремнезем, глинозем, -кварц [83], муллит, рутил [158], поллуцит [159], цеолит, полевой шпат [160], апатит, гранит [161] и многие другие. Важнейшие керамические фазы, предложенные для иммобилизации РАО перечислены в табл. 1.2;

там же указаны радионуклиды, которые могут быть иммобилизованы в каждой из них. Таблица 1.2. Важнейшие фазы, предложенные для иммобилизации радионуклидов. Общая формула или элементный состав 3+ (Ln, An3+)PO4 A2+B4+O3 A3+B3+O3 CsAlSi2O6 A2+B3+2O4 A2+10(PO4)6X2 (Sr, Ba)MoO4 SrAl2Si2O8 ZrO2+x CaZrTi2O7 TiO2 АхВyС8-yO16, x2 BaAl2Ti6O16 BaFe12O19 NaZr2(PO4)3 A3+2B4+2O7, A(I)2+A(II)2+B4+2O7 ZrSiO4 A4B2C7O20-22 A3+3B3+2(XO4)3 A3+3B3+5O12 Структурный тип Монацит Перовскит Поллуцит Шпинель Апатит Шеелит Полевой шпат Флюорит Цирконолит Рутил Голландит Магнетоплюмбит Ортофосфат Na-Zr (NZP) Пирохлор Циркон Муратаит Гранат Возможные радионуклиды Ln, An Sr, Ru, Tc4+, Ln, An Cs Tc4+ Sr, U, Ln Sr, Tc6+ Sr Ln, An Sr, Ru, Ln, An Ru, Tc Cs, Ba, Sr Sr, Cs Cs, Sr, Ln, An, Tc4+,Ru An, Ln An, Ln (<6%) Ln, An, Sr Ln, An Sr, Ba, Zr Литература [64, 162, 163] [64, 164] [64] [64] [64, 165, 166] [64] [64] [64, 166, 167] [64, 168-171] [64] [64, 172, 173] [64] [58, 64,174-178] [179-183] [11, 184-186] [187-189] [149, 165, 190-192] Анализ литературных данных показывает, что к основным фазам, пригодным для долговременной иммобилизации актиноидной фракции ВАО, можно отнести монацит, перовскит (A3+B3+O3), цирконолит, гранат, пирохлор, муратаит и NZP. Монацит представляет собой смешанный ортофосфат лантаноидов LnPO4 (Ln = La, Ce, Nd…). Природный монацит содержит примеси, а иногда и значительные количества, тория и урана (до 28% в сумме) [193]. При разработке ус тойчивой матрицы для иммобилизации актиноидной фракции ВАО был выполнен большой объем работ по изучению ортофосфатов РЗЭ со структурой монацита, основные результаты которых обобщены в обзоре [162]. С помощью метода электронного парамагнитного резонанса (ЭПР) показано, что ионы компонентов РАО в керамике, полученной холодным прессованием и спеканием, занимают те же структурные позиции, что и в монокристаллах, выращенных из расплава флюса. Это свидетельствует о высокой долговременной стабильности данной формы ВАО. Образование твёрдых растворов в ряду монацита повышает вероятность образования монофазной керамики с равномерным распределением актиноидов [163]. Однако, попытки разработать технологический процесс получения монацитовой матрицы столкнулись с некоторыми трудностями, связанными с повышенными требованиями к раствору, подаваемому на отверждение. Избыток фосфорной кислоты в этом растворе приводит к образованию метафосфатов;

при её недостатке выпадает фаза типа Ce2O3. Обе фазы обладают повышенной выщелачиваемостью по сравнению с монацитом. Кроме того, долговременная геологическая стабильность монацита вызывает сомнения в свете того факта, что монолитных объектов из него в природе не обнаружено. Форма существования этого минерала в природных условиях – монацитовые пески. Гранат имеет обобщенную формулу AVIII3BVI2[XO4]3. Основу его структуры составляют чередующиеся тетраэдры XO4 и октаэдры BO6, соединенные общими вершинами в трехмерный каркас [194, 195]. В полостях располагаются восьмикоординированные катионы. Структуру граната могут иметь силикаты, алюминаты, ферриты, германаты и ванадаты. В ней могут быть аккумулированы редкоземельные элементы и актиноиды в количестве 4-6 мас.% [190]. Ортофосфат натрия-циркония NaZr2(PO4)3 (NZP) относится к группе ортофосфатов тригональной структуры с общей формулой MIM2II (PO4)3 и является представителем фаз каркасного типа, где катионы MI и MII занимают октаэдрические позиции, а фосфор образует тетраэдры PO4 [176]. Одна элементарная ячейка содержит 6 единиц NaZr2(PO4)3. Известны аналогичные фазы, в которых цирконий замещён на Ti [196], четырёхвалентные Np, Pu, U, Th [197]. Особенностью каркасной структуры данного типа является широкий изоморфизм катионов и анионов, позволяющий размещать в позициях MI и MII одно- двух-, трех- и четырехзарядные катионы, октаэдрически координированные по кислороду. Ионы P5+ также могут изоморфно замещаться на другие четырех-, пяти и шестизарядные катионы (Si4+, Ge4+, As5+, V5+, S6+) с тетраэдрической координацией по кислороду. Такой широкий изоморфизм, низкая температура синтеза, возможность использования для производства керамики хорошо изученного для гелей Zr-O-P золь-гель метода [174] делают NZP и другие соединения этой группы перспективными для целей связывания РАО сложного и переменного состава. Изменением соотношения P/Na и Zr/Na, можно добиться включения в фазу со структурой NZP 10-20 масс. % ВАО [58]. Рядом авторов натрий-цирконий-фосфатная керамика рассматривается как перспективная с точки зрения долговременного хранения форма РАО [58, 64, 175, 177]. NZP-керамика даже рассматривалась как альтернатива Синроку. Было найдено, что скорости выщелачивания компонентов из NZP-керамики и Синрока по порядку величины одинаковы [198]. По радиационной устойчивости фаза NZP также не уступает Синроку. Так, по данным [178], метамиктизация фосфата NaPu2(PO4)3 (238Pu, 48% масс.) со структурой NZP из-за внутреннего -облучения происходила через месяц при накопленной дозе 9.3·1018 распадов/г (~5·1025 -распадов/м3). Из теоретического рассмотрения был постулирован характер распределения ионов компонентов РАО в структурных позициях NZP. Однако, в самое последнее время методом ЭПР было показано, что, например, элементы группы железа способны входить в структуру спеченной NZP керамики в очень ограниченных количествах (не более 2-3 мол.% в пересчете на Fe2O3 или Cr2O3) [199]. Поэтому, несмотря на казалось бы хорошо теоретически обоснованную высокую изоморфную емкость соединений класса NZP по отношению почти ко всем компонентам РАО и высокую химическую устойчивость самой керамики, для окончательно заключения об ее пригодности как монофазной керамики для иммобилизации РАО требуются дополнительные исследования. Кроме того, в [58, 196] отмечается, что при включении ВАО в фазы со структурой NZP возможно образование дополнительной фазы монацита, концентрирующей РЗЭ. В этом случае возникает вопрос о целесообразности применения NZP-керамики для иммобилизации актиноидной фракции. Данная керамика, возможно, могла бы найти применение для отверждения нефракционированных ВАО. Муратаит – минерал кубической симметрии с обобщенной формулой A4B2C7O20-22, где A = Ca, Mn, REE, An;

B = Mn, Ti, Zr, U;

C = Ti, Al, Fe. Это близко к стехиометрии природной фазы A4B3C6O18(F,OH)4, где A = Na, REE, Ca;

B = Zn, Fe;

C = Ti, Fe, Nb [187]. Способность муратаита включать значительное количество компонентов ВАО обусловлена наличием нескольких структурных позиций, обеспечивающих возможности для вхождения катионов с зарядами от +1 до +5 и радиусами от 0.5-0.6 (Al3+, Nb5+) до 1.0-1.2 (Na+, Ca2+, REE3+, An3+, An4+). Суммарное содержание элементов актиноидной фракции ВАО в синтетическом муратаите достигает 20 мас.% [187]. Показана также возможность инкорпорирования до 10 мас.% плутония [189]. Перовскит имеет общую формулу ABO3. Природные перовскиты охватывают твердые растворы между А2+В4+О3, А+В5+О3 и А3+В3+О3 [164, 200]. Исследования изотопного состава перовскитов показали, что они обладают высокой эффективностью в отношении удержания урана, тория и свинца, что позволяет рассматривать их как перспективный тип матрицы для актиноидов и дочерних продуктов их распада [164]. Большинство соединений с общей формулой ABO3 имеет структуру перовскита. В этой структуре катион "A" координирован с двенадцатью атомами кислорода, а катион "B" – с шестью. При этом между "A", "B" и "O", должно выполняться равенство: R A + R O = t 2 (R B + R O ), где RA, RB и RO – ионные радиусы [201]. Структура перовскита стабильна, если коэффициент t лежит в пределах 0.80.9. Она сохраняется и в несколько более широком диапазон значений t (0.731.0), однако уже искажённая [200, 202]. Перовскиты типа А2+В4+О3 имеют кубическую или орторомбическую симметрию, в то время как А3+В3+О3 – ромбоэдрическую или орторомбическую. Большинство таких соединений имеют орторомбическую структуру, аналогичную GdFeO3. Основные изоморфные замещения в перовскитах: Ca2+ = Sr2+;

Ca2+ + Ti4+ = REE3+ + Al3+ (Ti3+, Fe3+);

2Ca2+ = An4+ + вакансия. В керамике Синрок перовскит является основной фазой для иммобилизации стронция, а также легких и промежуточных РЗЭ, трехвалентных актиноидов и натрия. В системах цирконолит-перовскит лантаноиды и актиноиды с меньшим ионным радиусом (Y, Gd, U…) преимущественно входят в цирконолит, а с большим радиусом (Ce, Nd,...) – в перовскит [138]. При этом, коэффициент распределения в пользу перовскита уменьшается от ~12 для Ce3+ до ~2 для Gd3+. Радиационная устойчивость допированного кюрием перовскита изучалось в [203]. При дозе 2.04·1024 -распадов/м3 изменение объёма составило 0.8%. При дозе, эквивалентной той, которую Синрок получит за 5·105 лет, перовскит останется кристаллическим [69]. Несбиттом [204] определены скорости выщелачивания кальция из полированного монокристалла перовскита, а также стронция и бария из его аналогов. Они составили соответственно 1.9·10-9, 3.2·10-9 и 3.4·10-9 г/см2·сут (100°С, семидневный тест). Скорость выщелачивания Ca из допированного кюрием перовскита существенно не изменяется при увеличении полученной дозы с 1.6·1017 до 4.0·1017 -распадов/г (от 8·1023 до 2·1024 -распадов/м3) [203]. Скорости выщелачивания кальция из CaTiO3 и стронция из SrTiO3, полученные Очкиным с соавторами [121] в динамических условиях с использованием аппарата Сокслета оказались значительно выше – 1.1·10-8 и 5.9·10-7 г/см2·сут соответственно. Столь большая разница в поведении кальция и стронция вероятно объясняется большей растворимостью титаната стронция. Высказывалось мнение [205], что перовскит (CaTiO3) является термодинамически нестабильным минералом в природных условиях, способным непо средственно или через водный раствор реагировать с такими силикатными минералами как кварц, плагиоклаз, полевой шпат с образованием сфена. Однако, долговременная геологическая стабильность убедительно доказывается возрастом природных образцов этого минерала, достигающим по данным Оверсби и Рингвуда [146] полумиллиарда лет. Цирконолит имеет идеальную кристаллохимическую формулу CaZrTi2O7. Атомы щелочных и щелочноземельных элементов, редких земель и актиноидов благодаря близким размерам и зарядам ионов способны изоморфно замещать атомы Ca и Zr. В позициях титана могут присутствовать Nb, Ta, Al, Mg, элементы семейства железа и хром [169, 170]. В структуру цирконолита могут быть инкорпорированы катионы с зарядами от +1 до +5 и радиусами от 0.4 до 1.5 [206]. Основные схемы изоморфных замещений, представляющие интерес с точки зрения иммобилизации компонентов ВАО, особенно РЗЭ и актиноидов, следующие: Гомовалентные: Ca2+ = Me2+, Zr4+ = Me4+, Ti4+ = Me4+, Гетеровалентные: • Ca2+ + Ti4+ = Me13+ + Me23+;

Me1 = REE3+, An3+;

Me2 = Al3+, Fe3+;

• Ca2+ + Zr4+ = 2 Me3+;

Me3+ = REE3+, An3+;

• Zr4+ + Ti4+ = Me3+ + Me5+;

Me3+ = REE3+, An3+;

Me5+ = Nb5+, Ta5+. При этом максимальные концентрации дополнительных компонентов, соответствующие изоморфной емкости минерала составляют 20-25% для актиноидов, около 15-18% в сумме для Nb и Ta, 10-12% для суммы РЗЭ, порядка 8% для суммы элементов семейства Fe и Mg, примерно 4-6% для Al, 2% для Si, около 1% для Na, K, Sr и Cr. Так, например, были синтезированы цирконолиты, содержащие (масс. %): UO2 – 27%, ThO2 – 20%, Nb2O5 – 14%, TR2O3 – 29%, PuO2 – 11% [125, 133, 207]. Согласно результатам ряда исследований, цирконолит довольно устойчив к действию радиации. Так, по данным [208], радиационно-индуцированная аморфизация в цирконолите наблюдается после полученной дозы 1018 распадов/г (~6·1025 -распадов/м3). Однако, Синклер и Рингвуд [144], изучавшие образцы природных цирконолита и перовскита, установили, что цирконолит остается кристаллическим вплоть до 2·1019 -распадов/г (~1·1026 распадов/м3) и выше;

полностью метамиктным цирконолит становится лишь после 1.1·1020 -распадов/г (~6·1026 -распадов/м3). Цирконолит весьма устойчив к выщелачиванию, по некоторым данным – ещё более, чем перовскит. Так, при изучении устойчивости фаз, составляющих керамику Synroc, Венс и МакГлинн [208, 209] пришли к выводу о большей устойчивости к выщелачиванию цирконолита по сравнению с перовскитом. К такому же выводу пришёл Хенч с соавторами [119], расположивший фазы Синрока-D в порядке возрастания скоростей выщелачивания матричных элементов таким образом: цирконолит < шпинель < перовскит < нефелин. Однако, разница в скоростях выщелачивания кальция из цирконолита и перовскита, заметная в кислой среде, несущественна в нейтральной или слабощелочной средах [209]. Пирохлор имеет идеальную формулу A2B2X6Y, где позиции "А" занимают крупные катионы (Na, Ca, U, Th, Y и Ln), позиции "В" – катионы меньшего размера с более высоким зарядом (Nb, Ta, Ti, Zr, Fe3+), позиции "X" и "Y" – анионы [180]. В природе существуют преимущественно пирохлоры типа A2+2B5+2O6(OH,F) [193]. Фазы со структурой пирохлора, пригодные для иммобилизации РЗЭ и актиноидов соответствуют формулам A3+2B4+2O7 или A(I)3+A(II)3+B4+2O7. Актиноиды в них могут входить в позиции "А", баланс зарядов поддерживается дефицитом катионов и замещениями в позиции "В". Типичными соединениями со структурой пирохлора являются REE2Ti2O7, REE2Zr2O7 и ряд соединений CaZr1-x(U,Pu)x(Ti,Zr)2O7 при 0.25

стеклокерамики, полученные на основе природного сырья – базальта, а также композиция "Синрок-стекло", представляющая собой набор кристаллических фаз (цирконолит, перовскит, шпинель, нефелин, и витлокит) в стекломатрице [221, 222]. Присутствие стеклофазы делает стеклокерамику более гибкой к вариациям в составе отходов и позволяет снизить температуру и давление горячего прессования. Однако, результаты исследований не выявили какого бы то ни было улучшения химической устойчивости по сравнению с боросиликатными стёклами [59]. Скорость выщелачивания из искусственного базальта (IEB), определенная по МСС-1, как суммарная, так и для отдельных элементов (например, Am) была значительно выше допустимой (~10-6 г/см2·сут) [219]. Более того, при контакте с водой наблюдалось селективное выщелачивание стекловидной фазы [60], что при продолжительном выщелачивании неизбежно приведёт к фрагментированию матрицы. К другим недостаткам данной формы РАО можно отнести большое влияние редокс-условий и температуры на образование кристаллических фаз и на распределение элементов между фазами [223]. К композиционным материалам можно отнести и так называемые "инкапсулированные" формы отходов. Концепция инкапсулирования заключается в физическом окружении частиц фазы, содержащей радионуклиды, инертным материалом, что должно обеспечить низкую проницаемость отверждённой формы и, следовательно, более высокую устойчивость. В качестве инертной фазы могут быть использованы металл [85, 155, 224, 225] (изучались железоникилевые сплавы, медь, свинец), стекло (боросиликатное, кварцевое или свинцовое), цемент (в основном предлагались разновидности Портландцемента), или керамика (кварц, муллит, корунд, рутил, шпинель) [64, 80]. Преимущество металлической матрицы заключается в высокой теплопроводности получаемого материала (10-30 Вт/м·К) [60]. Одной из наиболее исследованных матриц такого рода является сплав свинца с включёнными гранулами стекла, содержащими РАО. Этот материал впервые был получен и исследован в Бельгии и получил название "витромет" [59]. Однако, использование материалов с подобной теплопроводностью может быть оправдано лишь при удельном тепловыделении отходов более 109 Дж/м3 [60]. Следует также отметить, что допустимая температура хранения таких материалов должна быть ниже температуры плавления используемых металлов т.е. значительно ниже максимально допустимой температуры хранения стекла или керамики. Общим недостатком композиционных матриц можно считать различия в свойствах составляющих их материалов, могущие приводить в условиях радиационной и тепловой нагрузки к растрескиванию блока. Композиционным материалам на основе стекла, кроме того, свойственны и недостатки, присущие стеклянным матрицам.

1.4. Методы синтеза матриц К основным способам производства отверждённых форм ВАО можно отнести плавление (в печи или индукционное в холодном тигле (ИПХТ)), твердофазный синтез (холодное прессование с последующим спеканием (ХПС) и горячее прессование (ГП)), самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС) и гидротермальный синтез. Плавление (в печи) является простым, удобным и хорошо отработанным методом, с помощью которого в настоящее время получают относительно легкоплавкую форму – стекло. Нагрев может осуществляться как стенками плавителя, так и электрическим током, проходящим через расплав. Последняя схема реализована на ФГУП «ПО «Маяк» при создании печи ЭП-500 для получения алюмофосфатного стекла. К недостаткам метода в целом можно отнести высокую агрессивность расплавов (особенно фосфатных) по отношению к большинству конструкционных материалов. Довольно перспективным признан метод ИПХТ. Помимо стекла он позволяет получать тугоплавкие минераллоподобные формы отходов [118, 226-230]. Сущность метода заключается в следующем: шихту из оксидов (или карбонатов) матрицеобразующих элементов и отходов в необходимых соотношениях засыпают в тигель вместе со "стартовым" материалом (стружка металлического титана или графитовое кольцо, которое после "стартового" нагрева извлекают). Расплавленный материал выливают в форму. Преимуществами данного способа являются относительно простая технология, не требующая высоких давлений и очень тонкого измельчения шихты для её полной гомогенизации. Кроме того, плавление можно вести в гарниссажном слое, что исключает контакт расплава со стенками тигля. Полученный способом ИПХТ Синрок-С по своему минеральному составу близок к горячепрессованному, однако отличается значительно большим размером кристаллов и довольно высокой пористостью. Кроме того, отмечена склонность молибдена образовывать относительно растворимые молибдаты, в которых локализуется заметная часть Sr, Ba и Cs [118], что вызывает необходимость поддерживать жёсткие восстановительные условия, либо предварительно выделять из ВАО щелочные элементы [231]. При твердофазном синтезе основными этапами являются получение порошков заданного состава, формирование заготовок и высокотемпературная консолидация [232]. Для консолидации порошков применяют горячее прессование и холодное прессование с последующим спеканием. Горячее прессование позволяет получить материал с очень хорошими механическими свойствами (высокая плотность, низкая пористость, большая механическая прочность). В литературе описаны способы получения керамики Синрок методом горячего изостатического прессования, одноосного горячего прессования в графитовых формах [57];

одноосного горячего прессования в гофрированных контейнерах (сильфонах) [233, 234]. Применение нашел по следний метод. В соответствии с ним шихту, смешанную с имитационным раствором ВАО (имитатор), кальцинируют при 750 °С в восстановительной атмосфере (смесь Ar-4 % H2) в течение 2 часов. Смесь загружают в стальной сильфон. После откачки и нагрева до 1200°С прилагается одноосная нагрузка в 1421 МПа, вызывающая равномерное складывание контейнера. По окончании горячего прессования уплотненные цилиндры Синрока, заключенные в сжатые сильфоны, направляют в хранилище. Данный способ используют для получения керамики Синрок для иммобилизации ВАО на экспериментальном заводе ANSTO в Австралии [235]. Однако горячее прессование – технически сложный и дорогостоящий процесс. Более простым способом консолидации порошков является холодное прессование с последующим спеканием. По этому способу смесь кальцината ВАО с шихтой матричного материала, прессуют в цилиндры, которые затем спекают. Давление прессования обычно составляет десятки-сотни МПа, температура спекания зависит от состава керамики (в случае Синрок – 1200-1300°С) [235-237]. Как показано в [238], микроструктура керамики Синрок, полученной этими двумя способами, одинакова, однако плотность горячепрессованных образцов несколько выше. Общим недостатком обоих методов, серьёзно ограничивающим их применимость для целей иммобилизации ВАО, является необходимость работы с пылящими высокоактивными порошками. Гидротермальный синтез позволяет при умеренных температурах (от 200 до 800°С) осуществлять реакции между веществами с низкой реакционной способностью. Главная трудность, делающая метод не очень удобным для производства, заключается в необходимости использования высоких давлений (от сотен до тысяч атмосфер) [64]. При самораспространяющемся высокотемпературном синтезе происходит самопроизвольное распространение зоны твердофазной реакции в спрессвоанных шашках шихты. Последняя представляет собой тщательно подобранную смесь окислителя и восстановителя. В качестве окислителя обычно высту пают оксиды металлов с переменной валентностью в высших степенях окисления (Fe2O3 или Fe3O4, MoO3 и др.). Восстановителем часто служит металлический титан, алюминий и т.п. Скорость распространения зоны реакции зависит от состава и может варьироваться от долей миллиметра до десятков миллиметров в секунду;

температура в зоне реакции составляет (1-3)·103 K. Метод довольно прост и удобен в целом, однако предъявляет особые требования к составу шихты. Другим его недостатком является трудность получения однородного по структуре материала. Из всех перечисленных способов получения матриц в настоящее время наиболее широко используются только два первых – плавление и твердофазный синтез. В последнем случае необходимо учитывать характерную особенность химических реакций в смесях твердых веществ – их стадийность и локализацию процесса в местах соприкосновения между исходными реагентами [239]. Как известно из кинетики реакций для смесей в твердом состоянии, константы скорости такого процесса лимитируются чаще всего скоростью диффузии компонентов через слой образовавшегося продукта и, как правило, обратно пропорциональны квадрату размеров реагирующих исходных частиц [240]. Таким образрм, для получения качественной высокопрочной оксидной керамики необходимо измельчение и перемешивание исходных оксидов. Довольно перспективны немеханические методы измельчения (плазмохимические [232, 241-245], криохимический [246], золь-гель [247, 248], различные методы соосаждение и конденсации паров [249, 250], позволяющие достигать дисперсности 0.1-0.01 мкм [249]. В работах [251, 252] дан общий обзор этих методов. Недостатком многих из них является необходимость использования сложного и дорогостоящего оборудования. Из механических способов в промышленности широко используется измельчение в шаровых мельницах в среде мелющих тел, обеспечивающих широкий спектр высокоинтенсивных воздействий на обрабатываемый материал – удар, истирание, раздавливание. Однако для шаровых мельниц характерно ограничение по энергонапряжённости (интенсивности обработки). Фракционный состав материалов измельчённых в шаровых мельницах, ограничен, как правило, дисперсностью 1 мкм [249]. Это ограничение снимается при использовании аппаратов планетарного типа [253], измельчение в которых происходит под действием двух инерционных сил и силы Кориолиса. В таких аппаратах реализуются локальные давления 2-3 ГПа и температуры 600-800 К. Действие больших инерционных сил на мелющие тела и обрабатываемый материал приводит к ускорению измельчения в сотни раз и снижению средней дисперсности при измельчении некоторых хрупких материалов до 0.02 мкм [249], вызывает активацию материала и инициирует механохимические реакции в смесях твёрдых веществ [254]. Известно [255-257], что механическая активация в оксидных системах приводит, как правило, к увеличению числа дефектов в материале и переводу его в аморфное состояние. При этом увеличивается число точечных контактов, происходит генерация дефектов и их миграция в объеме твердых тел. Это приводит к понижению энергии активации и способствуют протеканию диффузионно-контролируемых процессов, в том числе и реакций в твёрдой фазе [258]. Предварительная механическая активация шихты оксидов может способствовать снижению температуры синтеза. Положительное влияние механической активации отмечено на процесс спекания корундовой керамики [259, 260], синтез и спекание кордиерита [261], цирконолита [262], алюмината лантана [263], манганитов РЗЭ (La, Pr, Nd, Sm) [264]. В последнем случае твердофазная реакция проходила в измельчительном аппарате полностью за 180 минут, т.е. имел место механохимический синтез. Однако, как правило, после активации смесей оксидов образуются рентгеноаморфные соединения и необходима термическая обработка, чтобы получить кристаллический продукт, но температура обработки уже на 300–400°C ниже, чем температура обычного термического синтеза [265]. При прочих равных условиях механохимическая обработка исходных порошков позволяет повысить выход целевой фазы и улучшить свойства получаемого продукта [262]. 1.5. Выбор матричного материала Анализ имеющихся данных в свете современных требований показал, что в качестве материалов, пригодных для надёжной долговременной изоляции актиноидов можно рассматривать только минералоподобные матрицы. Наиболее существенными недостатками стеклообразных форм РАО является, во-первых, недостаточная химическая устойчивость. Данные по изучению взаимодействия с водными растворами не позволяют рассматривать эти матрицы в качестве надежного барьера на пути миграции радионуклидов в биосферу в условиях окончательного захоронения отходов. Так, скорость выщелачивания актиноидов, как правило, превышает 10-7 г/см2·сут и резко возрастает с увеличением температуры. Во-вторых, это возможность девитрификации с образованием кристаллических или аморфных фаз, что приводит к снижению прочности материала в целом. Сопутствующее этому процессу значительное увеличение удельной поверхности неизбежно приведёт к ускорению выщелачивания. Ещё одним недостатком является несовместимость стекломатрицы с рядом компонентов РАО, приводящая к фазовому разделению (ликвации или кристаллизации). К числу компонентов, плохо растворимых в силикатных и боросиликатных стеклах, относится, например, PuO2. Эти же недостатки свойственны и композиционным материалам, содержащим стеклофазу (витрометы, стеклокерамика). Другим недостатком композиционных матриц можно считать различия в свойствах составляющих их материалов, могущие приводить в условиях радиационной и тепловой нагрузки к растрескиванию блока. Иммобилизация индивидуальной актиноидной фракции в полифазных материалах, разработанных для нефракционированных отходов и способных включать весь спектр компонентов ВАО (например, Синрок) вряд ли оправдано, т.к. данную фракцию инкорпорируют одна-две фазы, в то время как остальные являются балластом. Таким образом, для иммобилизации актиноидной фракции целесообразно использовать отдельные кристаллические фазы, обладающие значительно большей химической устойчивостью и геологической стабильностью, чем стёкла, с одной стороны, и способные обеспечить более высокую степень загрузки отходами, чем полифазные материалы, с другой. Сравнивая приведённые выше потенциальные хост-фазы актиноидной фракции между собой, можно заметить, что большинство из них обладает достаточной радиационной и химической устойчивостью и по этим критериям они могут рассматриваться как матрицы для включения данной фракции ВАО. Важную роль при выборе матрицы играет также величина максимально достижимой загрузки отходами. При этом следует иметь ввиду, что значительно большую массовую долю в актиноидной фракции имеют лантаноиды. В приложении 2 приведён расчёт суммарного количества актиноидов и лантаноидов, попадающих в отходы после переработки ОЯТ (реакторов типа ВВЭР). Масса актиноидов, переходящих в отходы оценена как 433 г/т, что составляет лишь 4% от массы лантаноидов (10 кг/т). В табл. 1.3 приведены значения максимальной теоретической загрузки ионами лантаноидов потенциальных хост-фаз актиноидов (на основании формульного состава). Таблица 1.3. Максимально возможная загрузка кристаллических фаз лантаноидами (Gd) Структурный тип Монацит Цирконолит Пирохлор Перовскит Гранат Муратаит NZP Формула GdPO4 GdAlTi2O7 Gd2Ti2O7 GdAlO3 Gd3Al5O12 Na2Gd2Zr2Ti7O22 CaGdZr(PO4)3 Загрузка, масс. % 62% 40% 60% 68% 59% 25% 30% Максимальная загрузка редкоземельными элементами может быть достигнута в случае перовскитовой матрицы. Несколько меньшая загрузка возможна для матриц со структурой монацита, пирохлора и граната. Однако, как показано выше, скорость выщелачивания актиноидов из пирохлоровой матрицы (Gd2Ti2O7) значительно выше, чем из перовскитовой (GdAlO3). Матрице на основе монацита свойственны отмеченные ранее недостатки – трудности, возникающие при синтезе, и неясность с долговременной стабильностью монолитных объектов из монацита в природных условиях. Матрицы на основе цирконолита, муратаита и NZP способны включить в свой состав значительно меньшее количество РЗЭ. Таким образом, по совокупности характеристик (химическая, геологическая и радиационная устойчивость, максимальная загрузка отходами) преимуществами среди всех рассмотренных потенциальных матриц для иммобилизации актиноидной фракции ВАО обладает матрица со структурой перовскита. Под перовскитом понимается модифицированный структурный аналог природного минерала (CaTiO3) – ABO3, где позиции "A" занимают трёхвалентные катионы РЗЭ или актиноидов. Привлекательность модифицированного перовскита обусловлена, кроме того, широким изоморфизмом в ряду соединений данной структуры AIBVO3 – AIIBIVO3 – AIIIBIIIO3, что делает данную матрицу более гибкой по отношению к составу отходов. На образование твёрдых растворов при введении, например, LaAlO3 в соединения SrTiO3, BaTiO3, CaTiO3 указывается в [266]. Согласно [200, 202], соединение общей формулы AIIIBIIIO3 имеет неискажённую структуру перовскита, если параметр t, рассчитанный по уравнению (1.4) лежит в диапазоне 0.80.9.

t= RA + RO 1 RB + RO (1.4) где RA, RB, RO – ионные радиусы элементов A, B и кислорода соответственно. При выходе t за границы этого диапазона (в пределах 0.731.0) структура перовскита также сохраняется, однако уже искажённая.

Таблица 1.4. Значения параметра t, рассчитанные по уравнению (1.4) "A" "B" La Am3+ Gd Pu3+ 0.104 нм* 0.094 нм* 0.101 нм* 0.100 нм* 3+ 0.88 0.84 0.87 0.86 Al 0.057 3+ 0.77 0.74 0.77 0.76 Sc 0.083 3+ 0.85 0.81 0.84 0.83 Cr 0.064 3+ 0.84 0.80 0.83 0.82 Fe 0.067 3+ 0.86 0.82 0.85 0.84 Ga 0.062 3+ 0.73 0.70 0.72 0.72 Y 0.097 3+ 0.74 0.71 0.74 0.73 In 0.092 3+ 0.66 0.64 0.65 0.65 Bi 0.120 *По Белову и Бокию [267]. RB, нм* 3+ 3+ Cm3+ 0.095 нм** 0.84 0.74 0.82 0.80 0.82 0.70 0.72 0. **По данным [268]. Ионные радиусы элементов ("B"), имеющих устойчивую степень окисления +3, а также значения параметра t, рассчитанные для случаев "A"=La, Gd, Pu, Am, Cm, приведены в табл. 1.4. Ввиду довольно высокой стоимости соединений индия, галлия и скандия, вряд ли можно считать перспективным их использование в качестве матрицеобразующих элементов. Это определило выбор в пользу алюминатных, ферритных и хромитных матриц. Диаграммы состояния бинарных систем La2O3–Fe2O3, La2O3–Cr2O3 и La2O3–Al2O3 по данным Торопова [166] приведены на рис. 1.1-1.3. Взаимодействие оксидов лантана и трёхвалентного железа при умеренной температуре (до 1400°С) приводит к образованию феррита лантана ромбической сингонии. По мере возрастания температуры синтеза оксид железа (III) начинает диссоциировать на оксид железа (II) и кислород с одновременным образованием шпинельной фазы дополнительно к другим присутствующим фазам. При проведении спекания на воздухе для чистого Fe2O3 диссоциация происходит при 1390°С [166]. Указывается также на образование соединения LaFe12O19 (La2O3·2FeO·11Fe2O3) со структурой магнетоплюмбита (тип -Al2O3), существующее только в температурной области 1380-1421°С. Для более тяжё лых лантаноидов наряду с ферритом перовскитовой структуры возможно образование соединений состава Ln3Fe5O12 (Ln=Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er) со структурой граната.

Рис. 1.1. Диаграмма состояния системы La2O3–Cr2O3 [166].

Рис. 1.2. Диаграмма состояния системы La2O3–Fe2O3 [166]. Рис. 1.3. Диаграмма состояния системы La2O3–Al2O3 [166]. В системе Ln2O3–Cr2O3 (Ln=La, Nd, Sm, Gd) обнаружено только одно соединение: хромит лантана LnCrO3, относящийся к ромбической сингонии [166]. При относительном мольном содержании оксида лантана в шихте менее 0.5, конечный продукт спекания представлен фазами LnCrO3 и Cr2O3, в противном случае – фазами LnCrO3 и La2O3. На фазовой диаграмме La2O3–Al2O3 можно выделить три области составов. В первой области (относительное мольное содержание La2O3 от 1.0 до 0.5) существуют две фазы – оксид лантана и алюминат лантана. Эта область, как и в двух предыдущих случаях, не представляет интереса с точки зрения получения химически устойчивой керамики, т.к. одна из фаз – оксид лантана – сравнительно хорошо растворима в воде. Во второй области (относительное мольное содержание La2O3 от 0.5 до 0.083) фаза LaAlO3 сосуществует с фазой La2Al22O36 (или La2O3·11Al2O3), относящейся к структурному типу -глинозёма. Третья область охватывает диапазон относительного мольного содержания La2O3 от 0.0 до 0.083. В этой области отсутствует алюминат лантана;

образую щаяся керамика представлена фазами корунда (-Al2O3) и -глинозёма (La2Al22O36). Необходимо отметить, что процесс образования La2Al22O36 является ступенчатым: сначала образуется LaAlO3, который при повышении температуры реагирует с Al2O3 и образует La2Al22O36 [269, 270]. Такой порядок взаимодействия характерен для всех оксидов РЗЭ и алюминия. На первом этапе образуются тонкие (0.1 мкм) слои продуктов взаимодействия [271, 272]. Продукты реакции локализуются на поверхности зерен оксида редкоземельного элемента или алюмината, более богатого оксидом РЗЭ. Дальнейшее взаимодействие может протекать только за счет диффузии через блокирующий слой продукта реакции, что требует более высоких температур [240]. При умеренной температуре синтеза и содержании оксида лантана в исходной смеси <50 мол. %, керамика может быть представлена фазами LaAlO3 и Al2O3. Следует отметить, что продукт взаимодействия оксида алюминия с оксидом РЗЭ зависит от размеров катиона последнего. Бинарные системы Ln2O3Al2O3 по характеру фазовых отношений можно разделить на три группы [271, 266]. Первую группу составляют системы из оксида алюминия и оксидов лантана, церия, празеодима, неодима, в которых образуется два типа соединений: Ln2O3·Al2O3 (LnAlO3) и Ln2O3·11Al2O3 (Ln2Аl22O36). Для лантаноидов цериевой группы (La, Sm) обнаружены метастабильные фазы в области состава 1:11. Так, например, сообщалось о получении алюмината лантана состава 1:12 – La2Al24O39 (La2O3·12Al2O3) [273]. В [274] было установлено, что фаза состава 1:12 (La2Al24O39) является метастабильной, и переходит в алюминат состава 1:11 (La2Al22O36) после 96-часового отжига при 1650°С. Ко второй группе относятся системы оксида алюминия с оксидами самария и европия, в которых образуется три химических соединения. Помимо LnAlO3 и Ln2Аl22O36, существует фаза 2Ln2O3·Al2O3 (Ln4Al2O9). Третью группу образуют двойные системы оксида алюминия с оксидами РЗЭ от гадолиния до лютеция, иттрия и скандия. В этих системах обнаружены соединения Ln4Al2O9, LnAlO3 и 3Ln2O3·5Al2O3 (Ln3Al5O12). Для членов иттриевой группы (Y, Tb) обнаружены метастабильные фазы в области состава 1:1. Таким образом, образование моноалюмината (LnAlO3) с перовскитовой структурой характерно для всех РЗЭ, однако, его стабильность наиболее высока для крупных катионов (цериевая группа) и снижается с ростом порядкового номера металла от La до Lu. В этом же направлении снижается стабильность соединений типа -глинозёма. Соединения структурного типа граната (Ln3Al5O12) и соединения Ln4Al2O9, напротив, становятся устойчивыми только для относительно небольших катионов. Начало образования и полнота синтеза LnAlO3 зависит от природы исходных веществ и предыстории образца [271]. В [269] показано, что получение LnAlO3 (Ln=La, Pr, Nd) из -Al2O3 и Ln2O3 требует температур 1600-1650°С, тогда как при использовании нитрата алюминия синтез осуществляется при 1300°С. Из соосаждённых гелей кристаллизация моноалюмината начинается уже при 800°С [166]. Эффективным технологическим приемом при синтезе алюминатов является применение в качестве исходного реагента -А12О3, обладающего большей реакционной способностью по сравнению с -Al2O3 [275]. В этом случае используется активирующее действие эффекта Хедвалла, связанного с переходом -Al2O3 в -Al2O3 в температурном интервале 1100-1450°C [271]. Согласно данным [263], совместное измельчение -Al2O3 и La2O3 приводит к протеканию синтеза LaAlO3 непосредственно в измельчительном аппарате, в то время как при использовании -Al2O3 подобного эффекта не наблюдалось. Литературные данные о взаимодействии оксидов Pu (III) и ТПЭ с Al2O3 крайне скудны. Тем не менее, имеющиеся сведения [276] подтверждают, что оксиды Pu (III), Am (III) и Cm реагируют с Al2O3, подобно лёгким лантаноидам, с образованием моноалюминатов AnAlO3 перовскитоподобной структуры.

1.6. Заключение В обзоре литературы рассмотрено современное состояние проблемы обращения с высокоактивными отходами (ВАО) и показана целесообразность фракционирования отходов перед окончательным захоронением. Сформулированы основные требования, которым должны удовлетворять матрицы, предлагаемые для фиксации наиболее опасной актиноидной фракции, рассмотрены методы их синтеза и способы определения химической устойчивости. Показано, что для надёжной долговременной иммобилизации данной фракции не подходят матричные материала на основе стекла из-за недостаточной термической и химической устойчивости. Несомненными преимуществами перед стеклом обладают минералоподобные матрицы, причём выделенную отдельно фракцию актиноидов целесообразно включать в материалы на основе индивидуальных кристаллических фаз. Рассмотрены основные способы синтеза минераллоподобных матриц и сделан выбор в пользу метода ХПС с предварительной механической обработкой (механоактивацией) шихты, как наиболее простого и удобного. На основании анализа доступных данных по различным хост-фазам РЗЭ и актиноидов сделан выбор в пользу фазы перовскита. Показано, что матрица со структурой перовскита по совокупности характеристик (химическая, геологическая и радиационная устойчивость, максимальная загрузка отходами) обладает преимуществами перед остальными кристаллическими матрицами. Однако, для обоснованного заключения о пригодности модифицированного перовскита для надёжной долговременной иммобилизации РЗЭ и актиноидов имеющихся литературных данных явно недостаточно. Таким образом, необходимо показать, что по основным характеристикам (скорости выщелачивания матричных элементов и ТПЭ (в том числе весовых количеств), механическая прочность) данная матрица соответствуют предъявляемым требованиям.

Глава 2. ИСПОЛЬЗОВАННЫЕ РЕАКТИВЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ 2.1. Реактивы Оксид лантана, марки х.ч. Оксид алюминия хроматографический, Союзглавреактив, ТУ 2962-54 Оксид железа (III), марки ч.д.а., ГОСТ 4173-77 Оксид хрома (III), марки ч., ТУ 609-4272-84 Вода дистиллированная Кислота азотная концентрированная, марки х.ч., ГОСТ 4461-77 Кислота соляная концентрированная, марки х.ч., ГОСТ 3118-77 Кислота серная концентрированная, марки х.ч., ГОСТ 4204-77 Хлорид железа (III), марки ч.д.а., ГОСТ 4147-74. Сульфат натрия, марки ч.д.а., ТУ 6-09-116-76 Пиросульфат натрия готовили из сульфата натрия и серной кислоты Алюминий сернокислый 18-ти водный, марки ч.д.а., ГОСТ 3758-75 Алюминий азотнокислый 9-тиводный, марки ч.д.а., ГОСТ 3757-75 Лантан азотнокислый 6-ти водный, марки ч.д.а., ТУ 6-69-4676-83 Железо (III) сернокислое 9-ти водное, ч., ГОСТ 9485-74 Барий азотнокислый, марки ч.д.а., ГОСТ 3760-79 Нитрат свинца готовили растворением металлического свинца в азотной кислоте. Аммиак водный, марки ч.д.а., ГОСТ 3760-79 Гидроксид натрия, марки ч.д.а., ГОСТ 4328-77 Сульфосалициловая кислота, марки ч.д.а., ГОСТ 7478-68 Динатриевая соль этилендиамин-N,N,N`,N`-тетрауксусной кислоты, стандарттитр, ТУ 6-09-2540-72 Катионит КУ-23 В экспериментах с индикаторными количествами Am и Pu использо вали азотнокислые растворы радионуклидов с удельной активностью 3·105 Бк/мл. Растворы готовились из фасовок (ампулы по 10 мКи), поставленных лабораторией ядерных реакций объединённого института ядерных исследований (ЛЯР ОИЯИ), г. Дубна.

Работа с весовыми количествами радионуклидов проводилась на ФГУП "ПО "Маяк". В работе был использован высокоактивный раствор, содержащий Am, Cm, Pm, Eu, Eu, Cs, Cs и изотопы плутония с массовыми числами 238–242. Приготовление и состав этого раствора описаны в главе 5. Ядерно-физические свойства некоторых содержащихся в нём изотопов приведены в табл. 2.1. Таблица 2.1. Ядерно-физические свойства некоторых радионуклидов, содержащихся в использованном высокоактивном растворе [41, 277]. Нуклид T1/2, лет Cs 147 Pm 239 30.17 2.62 2.41·104 432.7 18. Основная схема распада 137 Cs 137Ba 147 Pm 147Sm Е, МэВ 5.155 (73.3%) 5.143 (15.1%) 5.486 (84.0%) 5.443 (13.1%) 5.805 (76.4%) 5.764 (23.6%) Emax-, МэВ 0.523 0.223 E, МэВ 0.661 0.129 0.059 Pu Pu 235U Am Cm Am 237Np Cm 240Pu Список и характеристики использованного в работе оборудования приведён в приложении 3.

2.2. Методики проведения экспериментов 2.2.1. Подготовка шихты Для приготовления шихты использовали оксиды лантана, алюминия, железа (III) и хрома (III). Учитывая склонность оксида лантана поглощать из воздуха углекислый газ и водяные пары (до 5-6 молекул CO2 и до 3-4 молекул воды на одну молекулу La2O3 [278]), его предварительного прокаливали при 800°С в течение 3 часов. Оксид алюминия брали в -форме. Шихту измельчали и гомогенизировали в активаторе планетарного типа (АГО-2) при ускорении движения барабанов, равном 40g. Остальные параметры процесса (продолжительность, соотношение массы размольных тел и шихты (mр.т./mш), среда) подбирались в процессе эксперимента. Барабаны и рабочие тела (шарики с диаметром 2-8 мм) были выполнены из стали. При подготовке образцов керамики с индикаторными количествами Am и 238Pu к шихте прибавляли несколько миллилитров азотнокислого раствора радионуклида (pH1) до образования густой кашицы (0.7-0.9 мл/г). Влажную шихту сушили на воздухе или в сушильном шкафу. В экспериментах с высокоактивными растворами (с концентрацией азотной кислоты 4 М) после перемешивания шихты с раствором, прибавляли небольшой избыток 25%-го раствора аммиака для нейтрализации кислоты и перевода нитратов в гидроксиды. Шихту сушили при 150°, периодически перемешивая. Сухую шихту прокаливали при 750°С в течение 30 минут для разрушения нитрата аммония и удаления химически связанной воды. Перед прессованием образцов для определения механических свойств керамики в шихту вводили временную связку – 0.5 масс.% поливинилового спирта (в виде 2%-го водного раствора) и сушили до остаточной влажности 5-8%. 2.2.2. Прессование Для определения скорости выщелачивания (индикаторных количеств радионуклидов) из подготовленной шихты прессовали таблетки диаметром 13 мм и высотой 3-5 мм при давлении 300 МПа. При прессовании использовали ручной гидравлический пресс. Образцы, предназначенные для определения механических свойств прессовали в виде балочек прямоугольной формы с размерами 5055 мм или 4066 мм. Для прессования использовали гидравлический пресс с электроприводом. Давление прессования подбирали в процессе эксперимента. Образцы, допированные высокоактивными растворами прессовали в виде втулок (шайбочек) высотой 5-7 мм, внешним диаметром 7.12 мм и внутренним – 2 мм при давлении 300 МПа. Для прессования использовали гидравлический пресс с электроприводом. 2.2.3. Спекание Спрессованные балочки и таблетки спекали в камерной электропечи в воздушной атмосфере. Таблетки – в алундовых тилях, балочки – на корундовомуллитовой лещадке, посыпанной порошком Al2O3. Втулки спекали в аллундовом тигле в шахтной вакуумной электропечи в токе аргона. Режим спекания керамики подбирался экспериментально. 2.2.4. Выщелачивание Спечённые таблетки измельчали в фарфоровой ступке и отсеивали фракцию 160-315 мкм. Для полного удаления тонкодисперсной фракции порошок многократно взбалтывали с дистиллированной водой, декантируя воду после каждого взбалтывания. Промытый порошок сушили при 150°С. Выщелачивание проводили также из монолитных образцов (втулок) без измельчения. Выщелачивание проводили дистиллированной водой при 95°С в динамическом режиме с использованием аппарата Сокслета. Навеску образца (4 г) помещали в верхнюю камеру (5) аппарата Сокслета (рис. 2.1). Через горловину (1) заливали дистиллированную воду из расчёта 10 мл/г и закрывали горловину притёртой пробкой. Горловину (4) присоединяли к водяному обратному холодильнику, после чего нагревали кубовую часть аппарата (6) на песчаной бане до закипания воды и далее в течение заданного времени (8 или 23 часа). По истечении периода выщелачивания, аппарат отсоединяли от обратного холодильника и снимали с песчаной бани. Раствор из верхней камеры по си фонной трубке переливали в кубовую часть, откуда сливали через фильтр "синяя лента" в колбу. В каждом растворе определяли относительную активность радионуклидов. В аппарат Сокслета заливали свежую воду и повторяли процесс. Выщелачивание проводили в течение 8-11 дней. Пар от кипящей в кубовой части (6) 4 2 воды по трубке (2) подаётся в верхнюю камеру (5) и далее через гор5 1 ловину (4) в обратный холодильник. Конденсат стекает и накапливается в камере (5), где идёт выщелачивание образца (7) при темпера6 3 7 туре 95°С. После того, как уровень конденсата поднимается выше определённого, он по сифонной трубке (3) перетекает в кубовую часть, после чего весь процесс повторится. Горловина (1) служит для слива раствора из кубовой части. Рис. 2.1. Схема и принцип действия аппарата Сокслета. По завершении выщелачивания, образец сушили и определяли его удельную поверхность как описано ниже по низкотемпературной (77 K) адсорбции аргона. Затем небольшую часть образца подвергали вскрытию с целью определения удельной активности радионуклидов в матрице. Скорость выщелачивания радионуклида рассчитывали по следующему уравнению, аналогичному уравнению (1.1):

w= Jm J0 S t (2.1) где w – скорость выщелачивания радионуклида, г/см2·сут;

J – активность радионуклида в выщелачивающем растворе, имп/сек;

t – продолжительность вы щелачивания, сут;

J0 – исходная активность радионуклида в образце, имп/сек;

S – поверхность образца, см2;

m – навеска образца, г. Линейную скорость коррозии матрицы рассчитывали по уравнению:

PR = w (2.2) где PR – линейная скорость коррозии матрицы (см/сут), w – скорость выщелачивания матричного элемента (г/см2·сут);

– плотность матрицы (г/см3).

2.2.5. Вскрытие керамики Вскрытие ферритной керамики проводили путём кипячения в небольшом объёме концентрированной соляной кислоты. Для разрушения алюминатной керамики использовали сплавление с пиросульфатом натрия [279]. В кварцевую пробирку помещали 30-50 мг образца, насыпали 1 г Na2S2O7 и осторожно нагревали в трубчатой печи до 700-800°С. После полного растворения образца в расплаве пробирку охлаждали до комнатной температуры, приливали в неё 5-10 мл азотной кислоты и нагревали на кипящей водяной бане до полного растворения плава. Следует отметить, что рекомендуемый для вскрытия корунда пиросульфат калия образует при сплавлении с керамикой, содержащей лантан, малорастворимый двойной сульфат (предположительно, K3La(SO4)3 или K5La(SO4)4 [280]);

растворимость двойной натриевой соли выше [281]. При определении скорости выщелачивания радионуклида из серии образцов разного состава, вскрытие проводилось для одного образца. При этом предполагали, что удельная активность остальных образцов совпадает с полученным значением в пределах погрешности использованной для внесения активного раствора пипетки (для пипетки объёмом 5 мл эта погрешность составляет ±2%).

2.3. Аналитические методы 2.3.1. Определение физических свойств керамики У образцов керамики определяли плотность, водопоглощение, открытую и общую пористость методом гидростатического взвешивания по методике, описанной в [282, 283]. Расчёт проводили по следующим уравнениям:

W= m1 m0 100% m0 m0 Ж m1 m2 m1 m0 100% m1 m2 100% (2.3) (2.4) (2.5) (2.6) = ПО = где W – водопоглощение (%);

– плотность образца (г/см3);

ПО – открытая пористость образца (%), Побщ – общая пористость образца (%);

ж – плотность воды (г/см3);

m0 – масса сухого образца (г);

m1 – масса насыщенного водой образца, взвешенного на воздухе (г);

m2 – масса насыщенного водой образца, взвешенного в воде (г);

теор – теоретическая плотность образца (г/см3). Для каждого образца проводили 4 параллельных измерения и рассчитывали общее среднее. Воспоризводимость можно оценить по данным табл. 2.2. Таблица 2.2. Оценка воспроизводимости результатов гидростатического взвешивания. Среднее S*, % Образец По, % 21.2 9.7 0.1La2O3·Al2O3, 1550°C 21.8 23.5 18.6 20.8 25.4 5.9 0.1La2O3·Al2O3, 1500°C 24.8 26.5 26.8 23.6 23.1 9.6 0.2La2O3·Al2O3, 1550°C 22.5 25.7 20.4 23.5 *Стандартное среднеквадратичное отклонение, выраженное в процентах от среднего Теоретическая плотность рассчитывалась, исходя из предположения о том, что образец представляет собой механическую смесь кристаллических фаз, тео П общ = 1 теор ретические плотности которых были взяты из справочника [166]. В случае двухфазной системы, уравнение для расчёта имеет следующий вид:

теор = 1 2 (a M + a 2 M 2 ) =1 2 1 1 2 1 + 1 2 2 a1 M1 + 1 a 2 M (2.7) где теор, 1 и 2 – теоретические плотности керамики и составляющих её фаз (1 и 2) соответственно (г/см3);

1 и 2 – массовые доли этих фаз в керамике;

a1 и a2 – их мольные доли;

M1 и M2 – их молярные массы (г/моль). Из прочностных характеристик определяли предел прочности при трёхточечном изгибе по методике [282]. Для расчёта использовали уравнение (2.8). Геометрические размеры образца измеряли с точностью до 0.01 см.

Rизг = 3 P l 10 2 2 2b h (2.8) где Rизг – предел прочности образца при трёхточечном изгибе (МПа), Р – разрушающая нагрузка (Н);

l – расстояние между опорами (см);

b – ширина испытуемого образца (см);

h – толщина испытуемого образца (см).

Рис. 2.2. Схема приспособления к разрывной машине для определения прочности при трёхточечном изгибе. 1–испытуемый образец;

2–нижняя опора;

3–давящая опора;

4–тяги разрывной машины. Испытания на изгиб проводили на разрывной машине, оборудованной съемными опорами. Схема приспособлении изображена на рис. 2.2. Опоры, на которые устанавливался образец были выполнены в виде трехгранных призм с закругленным верхним ребром. Расстояние между ними равнялось 25 мм. Для оценки воспроизводимости получаемых результатов была проведена серия из восьми параллельных определений Rизг образцов керамики 0.2La2O3·Al2O3. Стандартное среднеквадратичное отклонение составило 24% от среднего.

2.3.2. Определение относительной активности радионуклидов в растворе В экспериментах с индикаторными количествами радионуклидов в анализируемый раствор добавляли 1 мл раствора FeCl3 (CFe=1 мг/мл), pH доводили до 8-9 1.5 М раствором NaOH, и осаждали золь гидроксида железа с адсорбированными радионуклидами на мембранном фильтре "Владипор МФА-МА № 4" с размером пор 4 мкм (площадь активного пятна составляла 24.6 см2). Мембрану сушили на воздухе в течение суток и подвергали радиометрированию на спектрометре с детектором типа ДКПБ-1К2В на базе анализатора NUC 8192. Коэффициент счёта, определённый по эталонным образцам 241Am и 239Pu, равен 6.9 Бк/(имп·с-1). Относительную активность Am и Pu на мембране опреде ляли как площади соответствующих пиков на -спектре с E=5.486 и 5.499 МэВ соответственно. Ввиду наложения спектров из-за близости E эти два радионуклида в одном образце не объединяли. При изучении выщелачивания радионуклидов из монолитных матриц, анализируемый раствор предварительно упаривали до объёма 5-8 мл. Далее снимали -спектр пробы (V=5 мл) с использованием спектрометра -излучения ОКСТУ 7009 с германиевым детектором (ГОСТ 24657-81). Измерения проводили в соответствии с ОСТ 95 10234-86 [284]. Измерение активности -излучающих радионуклидов проводили с использованием сцинтилляционного спектрометра энергий -излучения типа СЕБ 02СЦ по СКБ-698 РЭ с относительной погрешностью измерений ±11%. При измерении активности Pm учитывали поправку на -излучение Pu. Для из мерения активности -излучающих нуклидов использовали спектрометр энергий -частиц СЭФ-13П (нижний предел измерения – 0.02 Бк, относительная погрешность в пределах 0.1-2 Бк – 10-20%). Пробу анализируемого раствора предварительно наносили капельным методом на нагретые полированные подложки из нержавеющей стали. При измерении активности 241Am учитывали поправку на -излучение 238Pu.

2.3.3. Определение удельной поверхности образцов Определение удельной поверхности образцов керамики проводили по низкотемпературной адсорбции аргона [263, 285, 286] (метод БЭТ). Установку для определения поверхности предварительно калибровали по государственному стандартному образцу удельной поверхности ГСО 7912-2001 2.82 м2/г (сертификат № 1711), произведённому Институтом катализа СО РАН. Калибровочный график приведён на рис. 2.3.

1.10 Измеренная поверхность ГСО, кв.см.

1. 1. 100 3 4 1.10 1.10 Номинальная поверхность ГСО, кв.см.

1. Рис. 2.3. Калибровочный график установки для измерения поверхности методом БЭТ по ГСО. По калибровочному графику рассчитывались калибровочные коэффициенты (отношение показаний прибора (измеренная поверхность ГСО) к поверхности, вычисленной на основании паспортных данных ГСО). Эти коэффициенты в дальнейшем использовались для корректировки результатов измерений. Значение калибровочного коэффициента зависит от измеряемой поверхности. Наибольшая погрешность измерений характерна для маленьких поверхностей. В табл. 2.3 приведены значения калибровочных коэффициентов (K) и показания прибора (Sизм) при измерении поверхности различных навесок ГСО. Там же приведены доверительные интервалы этих величин (S и K) при пятипроцентном уровне значимости (делали четыре параллельных измерения в каждой точке) и квадрат коэффициента линейной корреляции экспериментальных точек (R2). Результаты калибровки показали, что измерения дают надёжные результаты (с погрешностью, не превышающей 25%) при общей поверхности образца не ниже 103 см2. Таблица 2.3. Калибровка установки для определения поверхности методом БЭТ SГСО, см2 Sизм, см2 ±S, см2 K ±K R 344 790 1424 2.29 4.14 0. 1110 1842 273 1.66 0.25 0. 1999 2540 626 1.27 0.31 0. 2998 3710 776 1.24 0.26 0. 4980 6017 321 1.21 0.06 0. 15210 14995 954 0.99 0.06 0. 42620 40719 425 0.96 0.01 0. Впоследствии часть образцов с поверхностью от 103 до 104 см2 была измерена повторно на установке Sorbi N.4.1. SSN.4.1 (относительной погрешностью измерений 6%) по низкотемпературной адсорбции азота. Опыт показал хорошее совпадение результатов (в пределах погрешности измерений) в области больших значений поверхности (104 см2), и расхождение (±150%) для поверхностей (1-5)·103 см2.

2.3.4. Рентгенофазовый анализ Съёмку дифрактограмм проводили на приборах ДРОН 4 (излучения Cu K, диапазон значений угла 2 – 10 до 90° с шагом 0.05°, ГУП МосНПО «Радон») и дифрактометре фирмы Philips (излучение Co K, диапазон значений угла 2 – 10 до 90° с шагом 0.02°, ИГЕМ РАН). Расшифровку спектра осуществляли с помощью библиотеки JCPDS-ICDD, 1999.

2.3.5. Гранулометрический анализ Дисперсный состав порошков определяли на кафедре технологии редких и рассеянных элементов РХТУ им. Д.И. Менделеева методом гранулометрического экспресс-анализа в диапазоне от 0.1 до 600 мкм с помощью на лазерного дифракционного микроанализатора "Analysette-22, economy" фирмы FRITSСH, GmbH с компьютерной обработкой первичных данных.

2.3.6. Оптическая микроскопия Съёмку микрофотографий образцов керамики проводили в институте общей физики РАН цифровым фотоаппаратом Sony DXC-151AP с использованием оптического микроскопа Zeiss Axiotech, позволяющего производить съёмку с увеличениями в 5, 20, 50 и 100 раз. Полученные фотографии обрабатывались на компьютере.

2.3.7. Сканирующая электронная микроскопия с энергодисперсионной системой (СЭМ/ЭДС) Съёмку СЭМ-изображений образцов керамики и электронный микрозондовый анализ (ЭМЗА) проводили на аналитическом комплексе JSM-5300+Link ISIS в ИГЕМ РАН. 2.3.8. Количественный анализ Концентрацию железа, алюминия и РЗЭ в растворе определяли методом комплексонометрического титрования по стандартным методикам, описанным в литературе [287, 288] (использовали 0.05 М раствор Na2H2Edta·2H2O, приготовленный из фиксанала). В некоторых случаях алюминий определяли гравиметрически [279]. Для определения железа в шихте xLa2O3·Al2O3 использовали пермангонатометрический метод [289].

2.3.9. Термогравиметрический анализ Съёмку дериватограмм проводили на кафедре химической технологии композиционных и вяжущих материалов РХТУ им. Д.И. Менделеева с помощью прибора Derivatograph System: F. Paulk, J. Paulk, L. Erdey. MOM, Budapest, Hungary. Скорость нагрева образца составляла 2.5°С/мин.

2.4. Обработка экспериментальных данных Как показано во многих исследованиях, скорость выщелачивания из керамических материалов уменьшается со временем по мере исчерпывания малых по массе, но лучше выщелачиваемых минеральных фаз, а также из-за образования в ряде случаев на поверхности образца тонкой пленки из очень трудно растворимых оксидов [62, 130, 290]. Действие второго фактора становится заметным, как правило, спустя некоторое время (десятки суток), и в коротких тестах его можно не учитывать. В этом случае скорость выщелачивания можно описать двучленным кинетическим уравнением: w=a1·exp(-b1·t)+1·exp(-1·t) (2.9) где первый член описывает выщелачивание из быстро исчерпываемой относительно растворимой минеральной фазы, а второй – выщелачивание из основной минеральной фазы. В коротких тестах второе слагаемое в правой части уравнения (2.9) можно считать константой. В этом случае для описания экспериментальных данных может быть использовано уравнение: w=a1·exp(-b1·t)+a2 (2.10) Для описания экспериментальной зависимости скорости выщелачивания от времени было использовано уравнение (2.10). Коэффициенты a1, b1 и a2 рассчитывались с помощью метода наименьших квадратов. В случае, когда скорость выщелачивания в течение всего эксперимента изменялась несущественно (не прослеживалась экспоненциальная зависимость), за коэффициент a2 принимали её среднее значение. Статистическую обработку экспериментальных данных проводили по методикам, описанным в литературе [291-293]. Все расчеты проводились при пятипроцентном уровне значимости. Для проверки гипотезы об отсутствии грубых погрешностей среди результатов параллельных измерений применяли критерий [291]. Проверку гипотезы о подчинении экспериментальных данных нормальному распределению использовали d-критерий Колмогорова-Смирнова (для выборок небольшого объёма) [293] или критерий согласия Пирсона (для больших выборок) [292]. Проверку дисперсий на однородность проводили путём их попарного или общего сравнения с использованием критериев Фишера и Бартлетта соответственно. Для сравнения средних использовали двусторонний критерий Стьюдента [292, 293].

Pages:     || 2 | 3 |



© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.