Graphical abstract

The influence of mixing method and powder particle size on the microstructure and sintering behavior of UO₂ fuel pellets with high Gd₂O₃ content was investigated. In particular, Gd₂O₃ particle size reduction improved mixing homogeneity and pore control, highlighting its importance in process optimization.

1. Introduction

가연성 흡수체(Burnable Absorber)는 원자로 초기 연료 장전 단계에서 잉여 반응도를 감소시키고 핵연료가 연소됨에 따라 반응도를 균형 있게 유지하는 역할을 수행한다[1]. 현재 상용 경수로에서는 가연성 흡수체로써 중성자 흡수 단면적이 큰 Gd원소를 주로 사용하며, 이는 Gd₂O₃(산화가돌리늄)형태로 UO₂ 핵연료와 혼합하여 소결체로 제조된 후 원자로에 장전된다. 가연성 흡수체는 핵연료 집합체 내에서 배치되어 노심의 안정성을 확보하고 과도한 출력 상승을 방지할 뿐 아니라, 결과적으로 연료 활용도를 향상시킬 수 있는 필수적인 요소이다[2].

국내에서 추진하고 있는 혁신형 소형모듈원자로(SMR)의 개발에 있어, 무붕산 운전 적용이 계획 중이며, 원전의 경제성 향상을 위해 핵연료 연소 주기를 늘릴 목적으로 핵연료 농축도 상향도 고려되고 있는 지금, 초기 과도한 반응도를 효과적으로 제어할 수 있는 가연성 흡수체의 역할이 더욱 중요해지고 있다. 가연성 흡수체의 성능 향상에 있어, 기존보다 높은 중성자 흡수 성능을 확보하기 위해 동위원소 농축 [3, 4], 복합 형상 설계 [5, 6], 또는 고함량 첨가와 같은 다양한 개선 방안이 연구되고 있다. 그러나 동위원소 농축은 생산 비용이 높고 농축 설비 및 규제 이슈로 인한 적용에 제약이 있으며, 복합 형상 설계는 제조 공정이 복잡하고 대량 생산에 어려움이 있다는 한계가 존재한다. Gd₂O₃ 함량을 증가시키는 방안은 기존 제조공정과 평가기법을 그대로 활용할 수 있어, 보다 실질적이고 신속한 적용이 가능한 대안으로 고려될 수 있다. 다만, 고함량 조건에서는 제조 공정 최적화 및 추가 특성 평가가 필요할 수 있다.

현재 상용화된 가연성 흡수체 핵연료는 대부분 Gd₂O₃ 함량이 약 10 wt.% 이하로 제한되어 있으며, 이보다 높은 함량을 적용한 경우에 대한 제조 공정, 평가 방법 및 물성 데이터는 충분히 구축되어 있지 않은 실정이다. 특히 Gd₂O₃ 혼합 시 UO₂ 핵연료의 열전도도가 저하되는 경향을 갖고 있어, 연료 성능에 부정적 영향을 미칠 수 있기 때문에, 이에 따른 열물성 변화에 대한 정밀한 데이터 확보가 반드시 필요하다. 일반적으로 가연성 흡수체 핵연료는 UO₂와 Gd₂O₃ 분말을 혼합하여 성형 및 소결하는 방식으로 제조되며, 이때 혼합 과정에서의 분말 균질도가 소결체의 미세구조와 열물성에 직접적인 영향을 미친다[7]. 기존 연구에서는 단순 혼합(Simple Blending) [8, 9], 공동 분쇄 혼합(Co-Milling) [10, 11], 공침(Co-Precipitation) [12, 13] 등의 방법이 제안된 바 있으나, 대부분 10 wt.% 이하의 Gd₂O₃를 기준으로 수행되었고[14], 해당 함량 이상의 고함량 Gd₂O₃-UO₂ 혼합체의 제조 및 미세구조 특성에 대한 연구는 부족한 상황이다.

본 연구에서는 현재 상용 핵연료에서 사용되는 8 wt.% 혼합 함량의 두 배에 해당하는 17 wt.%를 고함량 혼합 조건으로 설정하여, 분말 혼합 방법 종류에 따른 소결체의 밀도, 기공 분포 및 미세구조 변화를 분석하고, 혼합 분말의 입자 크기와 혼합 균질도가 소결체 미세구조에 미치는 영향을 규명하고자 한다. 이를 통해 고함량 Gd₂O₃ 가연성 흡수체 제조 시 발생할 수 있는 공정상의 문제점을 극복하고, 향후 국내 혁신형 SMR에 적용 가능한 고함량 Gd₂O₃ 첨가 UO₂ 소결체 개발을 위한 기초 데이터를 확보하고자 한다.

2. Experimental

UO₂및 Gd₂O₃ 분말 혼합 공정의 변수 조절을 통한 고함량 Gd₂O₃ 가연성 흡수체 핵연료의 제조와 평가를 수행하였다. 시료의 분말 처리와 소결체 제조는 혼합, 분쇄, 성형, 소결의 일반적인 세라믹 제조 공정을 통해 진행하였다.

한국원자력연구원이 보유하고 있는 UO₂ 분말 (ADU(Ammonium Di Uranate)공정 제조)과 가연성 흡수 물질 Gd₂O₃(99.99%, Sigma-Aldrich Ltd.) 분말, 그리고 소결체의 결정립 크기 확보를 위한 Al₂O₃(99.99%, Sigma-Aldrich Ltd.) 분말 (100 PPM)을 사용하였다. 후술할 혼합 공정에 따라 제조된 혼합 분말은 직경 10mm 의 성형 몰드를 사용하여 300 MPa의 압력으로 일축 압축하여 성형체를 제작하였다. Zn stearate(99.99%, Sigma-Aldrich Ltd.) 를 윤활제로 사용하였으며, 벽면 도포 윤활(die wall lubrication) 방식을 적용하였다. 성형체의 소결은 1730°C, H₂ – CO₂(3%)분위기에서 4시간 동안 진행하였다.

분말 혼합 방법 종류에 따른 영향을 평가하기 위해, 단순 혼합(Simple Blending), 체질 혼합(Sieve-Mixing), 그리고 유성 밀링(Planetary Milling)을 적용한 소결체를 각각 제조하였다. 단순 혼합으로는 Turbula™ mixer 를 사용하여 건식 분말 혼합을 이루었으며, 체질 혼합으로 실험용 체 (325 mesh, ~ 45 μm opening) 및 지르코니아 비드(5mm)를 사용하여 건식 혼합 및 응집체 해소를 유도하였다. 마지막으로 유성 밀링 장비((Pulverisett 6, Fristch)와 지르코니아 용기 및 비드(5mm)를 사용하여 UO₂ 분말 및 Gd₂O₃분말을 동시 습식 분쇄 및 혼합을 적용하였다.

초기 혼합 분말의 입자 크기 상대성 영향을 분석하기 위해, UO₂ 및 Gd₂O₃ 분말을 각각 따로 유성 밀링을 이용하여 분쇄하여 준비하였으며, 초기 분말 및 분쇄 분말의 적용 조합에 따라, 네 가지 조건에 따른 실험을 설계하였다. Table 1은 본 연구의 시편들을 변수별로 정리한 것으로, 각 시편의 혼합 공정과 입자 크기 등의 조건을 포함하고 있다.

제조된 소결체는 밀도 평가, X선 회절 분석, 미세구조 분석으로 평가를 수행하였다. 밀도는 ASTM B962-17을 준수한 아르키메데스법을 통해 측정하였으며, 물을 침투제로 사용하여 소결체의 건조, 수중, 포수 무게를 계산하였다. X선 회절분석기(Ultima IV, Rigaku) 을 통해 제조된 소결체의 결정구조를 평가하고 (20°~90°, 2 theta), UO₂-Gd₂O₃ 소결체의 상 형성과 피크 분포를 확인하였다. 광학현미경(Optical Microscope, A1m, Carl Zeiss)과 주사전자현미경 (Scanning Electron Microscope, VEGA3, Tescan)을 통해 사용된 분말과 소결체의 결정립 크기, 분포와 같은 미세구조를 분석을 수행하였다.

고함량 Gd₂O₃가 첨가된 UO₂ 핵연료의 혼합 분말 영향성을 정량적으로 분석하기 위해, 소결 시편의 광학현미경(OM) 미세구조 이미지를 ImageJ 소프트웨어(National Institutes of Health, version 1.50i)를 이용하여 분석하였다. 광학현미경으로 획득한 미세구조 이미지는 최적의 threshold 값을 설정하여 기공을 분리하였다. 기공만 분리된 이미지를 기반으로 입자 분석 기능을 이용하여 기공 크기, 면적 및 기공률(공극률)을 계산하였다. 정확성을 높이기 위해 시편당 최소 3장 이상의 이미지를 분석하였으며, 각 시편에 대해 얻은 데이터의 평균값을 통해 기공 크기 분포와 전체 기공률을 평가하였다.

3. Results and Discussion

3.1 Gd₂O₃ 함량 증가 및 혼합 공정에 따른 입자 및 미세구조 영향 확인

Fig. 1은 UO₂와 Gd₂O₃ 초기 분말의 SEM 이미지를 보여준다. UO₂ 초기 분말(Fig. 1(a))과 Gd₂O₃초기 분말(Fig. 1(b))은 평균 입자 크기가 약 1–10 μm 범위로 분포하며, 일부 입자는 결합하여 20 μm 이상의 응집체를 형성하고 있었다. 이러한 대형 응집체와 불균일한 입자 분포는 혼합 균질성을 저하시켜 소결 과정에서 국부적인 치밀화 지연과 불균일한 기공 분포를 유발할 수 있다. 또한 Fig. 1(c, d)는 유성 밀링을 거친 후의 UO₂와 Gd₂O₃ 분말을 나타낸다. 밀링 후 두 분말 모두 입자 크기가 약 1 μm 이하로 균일하게 감소하였으며, 초기 분말에서 관찰되던 불규칙한 형태의 응집체는 제거되었다. 이러한 미세화 및 균일화는 입자 간 접촉 면적을 증가시켜 확산 거리를 단축시키고, 소결 밀도 향상과 균일한 미세구조 형성에 유리하게 작용할 것으로 판단된다.

Fig. 2는 UO₂와 Gd₂O₃ 혼합 및 분쇄 공정을 거친 후의 변화를 SEM 이미지로 비교한 결과이다. B17 분말(Fig. 2(a))은 일부 Gd₂O₃ 입자가 분산되어 있으나, 20 μm 이상의 대형 응집체가 여전히 존재해 혼합 균일성이 낮았다. 이러한 대형 응집체는 소결 시 UO₂와의 상호확산을 제한하고, 국부적인 치밀화 지연 및 기공 집중을 유발할 가능성이 높다.

S17 분말(Fig. 2(b))은 체질 혼합을 통해 Gd₂O₃ 분포가 개선되고 응집체가 감소하여 혼합 균일성이 향상되었다. 이는 소결 과정에서 보다 균일한 입자 간 접촉을 가능하게 해, 기공 분포의 불균일성을 완화할 수 있다. P17 분말(Fig. 2(c))은 유성 밀링으로 입자가 더욱 미세해지고 UO₂와 Gd₂O₃가 균일하게 분산되어 응집체가 사라졌다. 이러한 미세화•균일화는 확산 거리를 줄이고, 소결 온도에서의 반응성과 치밀화를 촉진하여 균일한 미세구조 형성에 유리하게 작용한다.

Fig. 3는 혼합 공정과 Gd₂O₃ 함량에 따른 소결체 밀도를 비교한 결과를 나타낸다. 혼합 공정이 소결체 밀도에 중요한 영향을 미치는 것으로 확인되었다. 단순 혼합 (B8, B17)은 가장 낮은 밀도를 나타냈으며, 이는 낮은 혼합 에너지로 인해 UO₂와 Gd₂O₃가 불균일하게 혼합되면서 소결 과정 중 기공 형성이 두드러졌기 때문으로 판단된다. 체질 혼합(S8, S17)은 단순 혼합 대비 밀도가 향상되었는데, 이는 체질 혼합을 통해 응집체가 사라지고 혼합 균질성이 개선된 결과로 보인다. 특히, 유성 밀링(P8, P17)은 가장 높은 밀도를 나타냈으며, 고에너지 혼합으로 입자 크기가 미세화되고 혼합 균일성을 크게 향상된 결과로 보인다. Gd₂O₃ 함량이 8 wt%에서 17 wt%로 증가함에 따라, 이전 연구 결과와 마찬가지로[13] 전반적으로 소결체 밀도가 감소하는 경향이 나타났다. 이는 Gd₂O₃ 함량 증가로 인해 소결 과정 중 기공 형성이 증가하고 치밀화가 저해된 결과로 판단된다. 이러한 경향은 단순 혼합(B17)에서 가장 크게 나타났으며, B8 대비 약 2.10%의 상대 밀도 감소가 관찰되었다. 체질 혼합(S17)에서는 B17 대비 감소율이 작았으나, 여전히 밀도 저하 경향이 나타났다(1.40%). 한편, 유성 밀링(P17)에서는 감소율이 0.18%로 나타나, 고함량 조건에서도 상대적으로 높은 밀도가 유지되는 경향을 보였다.

U-Gd 혼합계에서 나타나는 기공 형성의 주요 원인으로 Kirkendall 효과가 알려져 있다[15]. 소결 과정에서 Gd₂O₃에서 UO₂로의 가돌리늄(Gd) 확산 속도가 UO₂에서 Gd₂O₃로의 우라늄(U) 확산 속도보다 빨라 물질 이동의 불균형이 발생하게 되는데[15, 16], 이 불균형으로 인해 Gd₂O₃ 응집체가 존재하던 위치에 기공이 형성된다. 이는 본 연구에서 혼합 균일성이 낮은 단순 혼합 소결체에서 더욱 두드러지게 확인되며, 가돌리늄이 우라늄보다 UO₂ 상으로 더 빠르게 확산되어 기공 형성을 유발하는 상호 확산 메커니즘을 뒷받침한다. 또한, 이러한 현상은 물질 간 확산율이나 용해도의 차이에 의해 발생하며 UO₂-Y₂O₃ 시스템에서 관찰된 사례와 유사한 양상이 관찰된 바 있다[17-19].

Fig. 4는 혼합 방법과 Gd₂O₃ 함량에 따른 저배율(50배) 미세구조 이미지를 나타낸다. Fig. 4.(a, d)는 단순 혼합으로 제조된 소결체(B8,17)의 미세구조를 보여주며, 두 시편 모두에서 Gd₂O₃ 응집체가 관찰되었다. 특히 고함량 조건인 17 wt% (Fig. 4(d))에서는 응집체의 크기와 수가 현저히 증가하였다. 이는 혼합 분말 단계에서 이미 존재하던(>20 μm) Gd₂O₃ 응집체가 단순 혼합의 낮은 혼합 에너지로 인해 충분히 분산되지 못하고 잔존하였기 때문으로 판단된다. 반면, Fig. 4(b, c, e, f)는 체질 혼합 및 유성 밀링으로 제조된 소결체(S8, P8, S17, P17)의 미세구조로, 응집체가 관찰되지 않으며 Gd₂O₃ 입자가 비교적 균일하게 분포하고 있다. 특히 Fig. 4(f)의 P17 시편은 고함량 조건임에도 불구하고 기공의 크기와 분포(수치)가 균일한 미세구조를 나타냈다.

Fig. 5는 혼합 방법과 Gd₂O₃ 함량에 따른 고배율(500배) 미세구조 이미지를 나타낸다. B8 시편(Fig. 5(a))에서는 Gd₂O₃ 응집체가 관찰되었으며, 응집체 주변에 미세한 균열이 형성된 것이 확인되었다. Gd₂O₃ 함량이 증가한 B17 시편(Fig. 5(d))에서는 응집체의 크기가 더욱 커지고 응집체 주변으로 다수의 균열이 형성되었다. 두 시편 모두 Gd₂O₃ 응집체가 존재했는데, 이는 낮은 혼합 에너지로 인해 입자 간 물리적 상호작용이 불충분하여 균질한 분포가 달성되지 않은 결과로 판단된다. 이러한 불균질한 혼합 상태는 응집체 주변에서 다수의 균열과 기공을 형성하여 소결 시 치밀화를 방해한 것으로 보인다. S8 시편(Fig. 5(b))은 단순 혼합에 비해 Gd₂O₃ 입자가 비교적 균일하게 분포하였다. 고함량인 S17 시편(Fig. 5(e))은 Gd₂O₃ 함량 증가로 인해 기공 수가 다소 증가했으나, 단순 혼합보다 입자 분포가 개선된 것을 관찰할 수 있었다. 두 시편 모두에서 Gd₂O₃ 응집체는 발견되지 않았으나, 완전한 균질 혼합 상태에는 이르지 못하였다. 이는 체질 혼합이 단순 혼합보다 높은 혼합 에너지를 제공하여 혼합 균질성이 개선된 결과로 판단된다. Fig. 5(c, f)는 유성 밀링으로 제조된 소결체(P8, P17)의 미세구조를 나타낸다. P8 시편(Fig. 5(c))은 Gd₂O₃ 입자가 고르게 분포하고, 기공 크기가 작으며 높은 밀도를 보여 우수한 혼합 균질성을 나타냈다. 고함량 조건의 P17 시편(Fig. 5(f)) 역시 Gd₂O₃가 고르게 분산되어 있으며, 기공 크기와 밀도가 더욱 감소된 가장 치밀한 미세구조를 형성하였다. 두 시편 모두에서 Gd₂O₃ 응집체는 관찰되지 않았고, 일관된 미세구조 특성을 통해 혼합 균질성을 확보한 것으로 평가된다.

Fig. 6은 혼합 방법에 따른 소결체의 XRD 분석 결과를 나타낸다. Fig. 6(a)는 20°–90° 영역에서의 XRD 패턴을 보여주며, 모든 시편(B17, S17, P17)에서 UO₂의 주요 피크가 관찰되었다. 이는 소결 후에도 UO₂의 결정 구조가 유지되었음을 확인해 준다. 또한 UO₂에서 Gd³⁺가 U⁴⁺ 자리를 치환하면 이온 반경 차이로 인해 격자가 수축하고, 이에 따라 (U,Gd)O₂ 고용체의 피크가 UO₂ 대비 고각으로 이동한다. Fig. 6(b)는 고각도 영역(75°–80°)을 확대하여 UO₂ Peak (빨간 점선)와 U-Gd solid solution (파란 점선)의 피크 강도를 비교한 결과이다. 단순 혼합으로 제조된 B17 시편은 UO₂ Peak의 피크가 뚜렷하게 나타났고, 상대적으로 U-Gd solid solution의 피크 강도가 낮았다. 이는 낮은 혼합 에너지로 인해 Gd₂O₃와 UO₂ 간의 상호작용이 제한적이었으며, 결과적으로 Gd₂O₃가 UO₂ 매트릭스 내에 균일하게 도핑되지 못한 것으로 판단된다. 체질 혼합으로 제조된 S17 시편에서는 UO₂ Peak 의 피크가 미약하게 존재하였고, 그 강도가 B17에 비해 감소했다. U-Gd solid solution피크 강도 또한 B17 에 비해 증가하였다. 이는 체질 혼합이 단순 혼합보다 혼합 균일성을 향상시켜 Gd₂O₃ 입자가 UO₂ 매트릭스에 더 효과적으로 도핑된 결과로 해석할 수 있다. 반면, 유성 밀링으로 제조된 P17 시편은 UO₂ Peak 의 피크가 사라지고, U-Gd solid solution의 피크가 명확히 관찰되었다. 이는 유성 밀링이 높은 혼합 에너지를 제공하여 Gd₂O₃를 UO₂ 매트릭스에 효과적으로 도핑하고 균일한 U-Gd solid solution을 형성했음을 나타낸다. 이러한 결과는 혼합 에너지가 증가할수록 UO₂ Peak 이 감소하고, U-Gd solid solution이 더욱 균일하게 형성됨을 보여준다.

3.2 초기 입자 크기 제어가 혼합 균질성과 소결 거동에 미치는 영향 확인

Fig. 7 (a)는 체질 혼합을 통해 제조된 S17 시편들의 상대 밀도를 아르키메데스법과 이미지 분석법을 통해 측정하여 비교한 결과를 나타낸다. 각 시편은 혼합 조건에 따라 S17-AA, S17-PA, S17-AP, S17-PP로 구분된다. 이미지 분석을 통해 산출한 상대 밀도는 아르키메데스법으로 측정한 값과 ±1% 이내의 차이를 보여, 이미지 분석 방법의 신뢰성을 확인할 수 있었다. S17-AA 시편은 밀링을 수행하지 않은 UO₂와 Gd₂O₃를 혼합하여 제조한 시편으로, 가장 낮은 밀도를 나타냈다. 이는 두 분말의 상대적으로 큰 입자 크기 차이로 인해 혼합 균질성이 저하되고, 그로 인해 소결 중 기공 형성이 증가했기 때문으로 해석된다. S17-PA 시편은 밀링한 UO₂와 밀링하지 않은 Gd₂O₃를 혼합한 시편으로, S17-AA에 비해 소폭 증가한 밀도를 보였다. 이는 UO₂ 입자의 미세화가 혼합 균질성 향상에 일정 부분 기여한 결과로 판단된다. S17-AP 시편은 밀링하지 않은 UO₂와 밀링한 Gd₂O₃를 혼합한 시편으로, S17-AA 및 S17-PA보다 더 높은 밀도를 나타냈다. 이는 Gd₂O₃ 입자 크기 감소가 혼합 균질성을 개선하고, 소결체 밀도 향상에 보다 큰 영향을 미친다는 것을 보여준다. S17-PP 시편은 두 분말 모두 밀링하여 혼합한 시편으로, 가장 높은 밀도를 나타냈으며, 이는 입자 크기 미세화로 인한 혼합 균질성 향상이 주요 원인으로 판단된다.

특히, S17-AP와 S17-PP는 유성 밀링을 적용하여 앞서 제조한 P17 시편(Fig. 3)과 유사한 수준의 높은 밀도를 보였다. 이는 습식 고에너지 혼합 공정을 사용하지 않더라도, 건식 혼합 공정을 통해 초기 입자 크기를 효과적으로 제어함으로써 소결체의 밀도 및 기본 물성을 향상시킬 수 있음을 시사한다. 또한, Gd₂O₃의 초기 입자 크기를 감소시키는 것이 혼합 균질성 개선과 소결체 밀도 향상에 결정적인 역할을 한다는 점을 실험적으로 확인할 수 있었다.

Fig. 7(b)는 입자 크기에 따른 소결체의 XRD (75°~80°) 분석 결과를 나타낸다. S17-PA 시편에서는 UO₂ Peak가 가장 높은 강도로 관찰되었으며, 이는 밀링되지 않은 Gd₂O₃의 혼합 불균질성으로 인해 응집이 심화되어 solid solution 형성이 제한되었음을 보여준다. S17-AA 시편 또한 UO₂ Peak가 확인되었으며, 강도는 PA보다는 낮았으나 여전히 명확히 존재하였다. 이는 밀링되지 않은 두 분말의 혼합으로 인한 균질성 저하와 불완전한 solid solution 형성으로 설명될 수 있다. 반면, S17-AP 및 S17-PP 시편은 UO₂ Peak가 매우 미약하거나 거의 나타나지 않았으며, 이는 Gd₂O₃가 보다 고르게 분산되고, solid solution이 효과적으로 형성되었음을 보여준다.

Fig. 8은 입자 크기에 따른 UO₂–Gd₂O₃ 소결체의 고배율 미세구조(OM) 이미지를 보여준다. Fig. 8(a)는 S17-AA 시편으로, 미세구조상 다수의 크고 불균일한 기공이 관찰되었다. 이는 혼합 과정에서의 낮은 균질성을 반영하며, 소결 중 치밀화를 저해하여 기공의 형성과 잔존을 유도한 주요 원인으로 판단된다. Fig. 8(b)의 S17-PA 시편은 기공의 수는 감소하였으나, 상대적으로 큰 기공들이 관찰되었다. 이는 밀링되지 않은 Gd₂O₃의 큰 입자 크기가 혼합 균질성을 저해하고, 소결 중 국부적인 치밀화 불균형을 유발한 결과로 해석된다. 하지만 주성분인 UO₂가 충분히 미세하고 반응성이 높을 경우, 소결 반응이 활발히 일어나 일부 기공은 효과적으로 제거될 수 있음을 보여준다. Fig. 8(c)의 S17-AP 시편은 앞선 조건들에 비해 기공의 수가 적고, 비교적 균질한 미세구조를 형성하였다. 이는 Gd₂O₃의 입자 크기를 줄임으로써 혼합 균질성이 개선되었고, 확산 경로 단축을 통해 기공 형성이 억제되었기 때문으로 해석된다. 이러한 미세구조는 소결체의 밀도 향상에도 긍정적인 영향을 미쳤다. Fig. 8(d)의 S17-PP 시편은 기공의 수가 가장 적고, 분포 또한 매우 균일한 양상을 보였다. 이는 두 분말 모두를 미세화하여 혼합 균질성을 극대화한 결과, 치밀화가 효과적으로 이루어진 것으로 판단된다.

Fig. 9은 이미지 분석 프로그램을 활용하여 서로 다른 혼합 조건으로 제조된 UO₂–Gd₂O₃ 소결체의 기공을 시각적으로 표현하고, 기공 크기 분포를 분석한 결과를 나타낸다. S17-AA 시편은 기공 크기 분포가 넓고 2 μm 이상의 큰 기공이 다수 관찰되었으며, 평균 기공 지름은 1.74 μm로 측정되었다. 이는 혼합 균질성이 낮고 소결 치밀화가 불완전했음을 보여준다. S17-PA 시편 역시 1.78 μm의 평균 기공 지름을 나타내며, 전체적인 기공 수는 다소 감소하였으나 여전히 큰 기공들이 존재하였다. 이는 밀링되지 않은 Gd₂O₃의 응집으로 인해 혼합 균질성이 저해된 결과로 해석된다. 반면 S17-AP 시편은 대부분의 기공이 1.5 μm 이하에 집중되었고, 평균 기공 지름은 1.24 μm로 감소하였다. 이는 Gd₂O₃ 입자 미세화가 혼합 균질성과 소결성을 효과적으로 향상시켰음을 수치적으로도 입증한다. 특히 S17-PP 시편은 평균 기공 지름이 1.30 μm로 작고, 기공 크기 분포가 가장 좁은 특성을 보여주며, 두 분말의 미세화를 통해 높은 혼합 균질성과 치밀화 수준이 확보되었음을 확인할 수 있다.

특히, 혼합이 불균질할 경우 UO₂와 Gd₂O₃ 입자 간의 소결 속도 차이에 의해 국부적인 체적 변화가 발생하고, 이로 인해 큰 닫힌 기공이 형성되어 최종 소결 밀도가 저하될 수 있다 [19].

4. Conclusion

본 연구에서는 다양한 제조 공정 변수들이 UO₂–Gd₂O₃ 소결체의 밀도, 결정 구조, 및 혼합 균질성에 미치는 영향을 정량적으로 분석하여, 향후 혁신형 SMR 고함량 Gd₂O₃ 첨가 UO₂ 소결체 제작에 필요한 기초 자료로 활용할 예정이다. 또한, 분말 혼합 방법 및 초기 분말 특성에 따른 소결체 미세구조 변화와 기공 특성에 대한 분석을 통해, 고함량 가연성 흡수체 핵연료의 제조 공정 최적화 및 성능 개선에 기여할 수 있을 것으로 기대된다.

고함량 Gd₂O₃ 첨가 UO₂ 핵연료 소결체를 제조하기 위해, 단순 혼합, 체질 혼합, 유성 밀링 세 가지 혼합 방식을 비교하였다. 단순 혼합은 낮은 혼합 에너지로 인해 Gd₂O₃ 응집체, 기공, 균열이 다수 형성되어 소결체 특성이 저하되었고, 체질 혼합은 혼합 균질성이 향상되었으나 일부 기공이 잔존하였다. 유성 밀링은 고에너지 분산 효과로 가장 높은 혼합 균질성과 치밀한 미세구조를 달성하였다. XRD 분석 결과, 혼합 균질성 향상에 따라 Gd-rich 상이 감소하고 U-Gd solid solution 형성이 촉진되는 경향이 확인되었다. 이러한 결과는 고함량 Gd₂O₃ 적용 시 혼합 공정이 소결체 특성과 밀도에 미치는 영향이 더욱 커지며, 고함량 조건에서는 혼합 방식의 최적화가 필수적임을 시사한다.

초기 입자 크기 제어가 혼합 균질성과 소결 거동에 미치는 영향을 평가하기 위해, UO₂와 Gd₂O₃ 분말 조합을 달리한 네 가지 조건(S17-AA, -PA, -AP, -PP)을 비교하였다. Gd₂O₃ 입자만을 미세화한 S17-AP 시편과 양 입자 모두를 미세화한 S17-PP 시편은 응집 현상이 줄어들고 기공 분포가 좁아져 혼합 균질성과 소결 특성이 크게 향상되었다. 그러나 미세화된 분말을 단순 혼합으로 혼합할 경우, 오히려 혼합 균질성이 저하되어 소결체 특성 개선에 부정적인 영향을 미치는 것으로 나타났다. 이는 미세화만으로 충분하지 않으며, 미세화된 분말에는 충분한 혼합 에너지가 병행되어야 혼합 균질성과 소결 특성이 효과적으로 향상될 수 있음을 보여준다. 또한, Gd₂O₃ 는 비방사성 물질로 공정 제어가 용이하여, 입자 크기 제어를 통한 혼합 균질성 향상에 실질적 이점을 제공함을 확인하였다. 본 연구 결과는 고연소도 및 소형 모듈형 원자로용 고함량 가연성 흡수체 핵연료 개발에 기초 데이터를 제공할 수 있을 것으로 기대된다.

Article information

Funding

This work was supported by the Innovative Small Modular Reactor Development Agency grant funded by the Korea government (MOTIE) (No. RS-2023-00264675).

Conflict of Interest

The authors declare no competing financial interests or personal relationships.

Data Availability Statement

The dataset files are available on request.

Author Information and Contribution

Ji hwan Lee: Master's student; conceptualization, experiment, writing–original draft, formal analysis

Jae Ho Yang: Principal Researcher; data curation, formal analysis

Ji-Hae Yoon: Senior Research Technician; data curation, formal analysis

Dong-Joo Kim: Principal Researcher; Validation, Project administration

Dong-wook Shin: Professor; Validation

Dong Seok Kim: Senior Researcher; writing–original draft, supervision, Writing – review & editing

Acknowledgments

None

Fig. 1.

Scanning electron microscopy images of as-received UO₂ and Gd₂O₃ powders : (a) As-received UO₂, (b) As-received Gd₂O₃, (c) Milled UO₂ powder, (d) Milled Gd₂O₃ powder

Fig. 2.

Scanning electron microscopy images of UO₂–Gd₂O₃ mixed powders prepared by different mixing methods: (a) simple blending 17 (B17), (b) sieve mixing 17 (S17), (c) planetary milling 17 (P17).

Fig. 3.

Relative densities of UO₂–Gd₂O₃ pellets as a function of mixing method and Gd₂O₃ content.

Fig. 4.

Microstructures (optical microscopy) of UO₂–Gd₂O₃ pellets with different mixing methods and Gd₂O₃ contents (8 and 17 wt%): (a) simple blending 8 (B8), (b) sieve mixing 8 (S8), (c) planetary milling 8 (P8), (d) simple blending 17 (B17), (e) sieve mixing 17 (S17), (f) planetary milling 17 (P17).

Fig. 5.

Microstructures (optical microscopy) of UO₂–Gd₂O₃ pellets with different mixing methods and Gd₂O₃ contents (8 and 17 wt%) : (a) simple blending 8 (B8), (b) sieve mixing 8 (S8), (c) planetary milling 8 (P8), (d) simple blending 17 (B17), (e) sieve mixing 17 (S17), (f) planetary milling 17 (P17).

Fig. 6.

Comparison of X-ray diffraction patterns of UO₂–Gd₂O₃ pellets with different mixing methods: (a) 20°–90°, (b) 75°–80°

Fig. 7.

(a) Comparison of relative densities of S17 samples (AA, PA, AP, PP) and P17 measured by Archimedes’ method and image program-based analysis. (b) Comparison of high-angle X-ray diffraction patterns (75°–80°) of pellets fabricated with various UO₂–Gd₂O₃ powder size conditions (AA, PA, AP, PP) (right).

Fig. 8.

Microstructures (optical microscopy) of UO₂–Gd₂O₃ pellets (17 wt% Gd₂O₃) with different powder size conditions: (a) S17-AA, (b) S17-PA, (c) S17-AP, (d) S17-PP.

Fig. 9.

Pore visualization (in red) of UO₂–Gd₂O₃ pellet microstructures using image analysis based on Fig. 8. and pore size distribution histograms of UO₂ – Gd₂O₃ pellets fabricated under different powder mixing conditions (a) S17-AA, (b) S17-PA, (c) S17-AP, (d) S17-PP.

References

• 1. J. A. Evans, M. D. DeHart, K. D. Weaver and D. D. Keiser: Nucl. Eng. Des., 391 (2022) 111726.Article
• 2. M. Durazzo and H. G. Riella: Key Eng. Mater., 189–191 (2001) 60.Article
• 3. K.-H. Bejmer and O. Soversbo: Prog. Nucl. Energy, 40 (2002) 251.Article
• 4. D. Campolina, E. F. Faria, A. a. C. Santos, V. Vasconcelos, M. P. V. Franco, M. S. Dias and J. R. L. Mattos: Ann. Nucl. Energy, 118 (2018) 375.Article
• 5. K. Iwasaki, T. Matsui, K. Yanai and R. Yuda: J. Nucl. Sci. Technol., 46 (2009) 673.Article
• 6. M.-S. Yahya and Y. H. Kim: Nucl. Eng. Technol., 49 (2017) 851.
• 7. IAEA-TECDOC-1686: Experiences and Trends of Manufacturing Technology of Advanced Nuclear Fuels, IAEA, Vienna (2012).
• 8. M. Durazzo, A. C. Freitas, A. E. S. Sansone, N. A. M. Ferreira, E. F. Urano de Carvalho, H. G. Riella and R. M. Leal Neto: J. Nucl. Mater., 510 (2018) 603.Article
• 9. L. R. dos Santos, M. Durazzo, E. F. Urano de Carvalho and H. G. Riella: J. Nucl. Mater., 493 (2017) 30.Article
• 10. D.S. Kim, et al.: Trans. Korean Nucl. Soc., Autumn Meeting, (2023).
• 11. A. Baena, T. Cardinaels, B. Vos, K. Binnemans and M. Verwerft: J. Nucl. Mater., 461 (2015) 271.Article
• 12. A.L. Soldati, I. G. Watkins, A. F. Zuvich, F. Napolitano, H. Troiani, A. Caneiro and M. Prado: J. Nucl. Mater., 479 (2016) 436.Article
• 13. A.G. Leyva and et al: J. Nucl. Mater., 303 (2002) 293–299.
• 14. K.-S. Choi, M. Choi, C. H. Lee, S. Han and G. Y. Ji: Anal. Sci. Technol., 20 (2007) 131.
• 15. M. Durazzo, A. M. Saliba-Silva, E. F. Urano de Carvalho and H. G. Riella: J. Nucl. Mater., 405 (2010) 203.Article
• 16. M. Durazzo, A. M. Saliba-Silva, E. F. U. De Carvalho and H. G. Riella: J. Nucl. Mater., 433 (2013) 334.Article
• 17. T. Takahashi and T. Yuda, IAEA-TECDOC-1036, IAEA, Vienna (1998) 105.
• 18. K.W. Song, K. S. Kim, J. H. Yang, K. W. Kang and Y. H. Jung: J. Nucl. Mater., 288 (2001) 92.Article
• 19. R. Yuda and K. Une: J. Nucl. Mater., 178 (1991) 195.Article

Figure & Data

References

Citations

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