Анализ кинетики разрушения для определения структурных факторов трещиностойкости циркониевых сплавов (стр. 2 )

Stress corrosion cracking (SCC) resistance - major property of zirconium alloys for fuel claddings. For the express - monitoring of sensitivity to SCC the technique of local corrosion tests of small-size tube specimens (length 20 mm, diameter of 8-16 mm, wall thickness of 0,8 mm) in aggressive environment - solution " 1% iodine in methanol /7/ is developed.

Fig. 2. Block diagram of SCC testing of tube specimens

The loading device setting a radial strain of a tube specimen in elastic area made circumferential stretching stresses in a place of corrosion. SCC monitoring in real time is carried out by AE measurements from developing corrosion centers on the limited surface of a tube specimen ("spot", diameter 5 mm from a tight bath with a solution). The localization of corrosion " by a spot " increases reproducibility of AE and fractography results.

AE measurements determine SCC kinetics. The corrosion starts through T1 ~ 15-40 destruction of protective oxide film ZrO2, that is registered by AE power increase. The second increase of AE power through T2 ~ 90-240 min. is connected to the beginning of active development of the corrosion centers. The time T2 (" incubation period "), as the parameter most stable in SCC measurements, together with fractography (amount and size of corrosion defects) is used for the comparative quantitative analysis of propensity to corrosion of investigated materials. The technique assumes a comparison average (15-20 specimens) values of T2.

The dependence of corrosion crack resistance from chemical composition or structural condition of an alloy is determined by prolonging or reduction of incubation period. The relation between SCC and macroscopic plasticity emerges here upon comparison of different strength alloys. Thus, factors defining it frequently the same, that determine plasticity and toughness reserve upon tensile testing. Thus for a ductile zirconium alloy E110 T2 = 187±11 min., whereas at a less ductile alloy E635 T2= 112±10 min. Solid solution hardening of E110 alloy by oxygen (700 ppm) reducing a plasticity of an alloy up to 7-9% reduces also its SCC resistance: T2 = 139±13 min. The strong interrelation of SCC with plasticity is observed upon tests of cold-rolled alloys without a final annealing. For E635 alloy in such hardened condition powerful AE signals of local corrosion (T2 = 47±8 min.) accompany with formation and development of 2-4 main cracks.

The parameters of an alloy grain structure change both mechanical and corrosion properties: the large-grained irregular structure (grain size 4¸13 mm, E110) has reduced incubation period up to T2 =119±24 min. In condition with partial recrystallization of a matrix (Vp ~ 60 %, E635) T2 = 50±15 min., that gives almost 50 % increasing of sensitivity to SCC. Tube texture changing (in limits fL/fT=0.1¸0.3) in E110 alloy has not changed SCC sensitivity much (T2 = 170¸187±11 min.) The influence of second phase's particles is also well traced. Coarse particles aggregates of 0,22 mm in size in E635 alloy together with plasticity decrease (d=19-21%) reduce SCC resistance up to a level of T2 =77±22 min.

Much more strongly the influence of hydrogen in an alloy. Upon hydrogen contents of 0,02% mass. (average size of a hydride L=36 mm, density n=5,8´108/m2; E110) active corrosion is observed already at T2=124±10 min. Increasing hydrogen contents till 0,04 % mass. (L=38 mm; n=9,2´108/m2) is reduce the SCC incubation period up to T2=92±14 min. In E635 alloy 0,02% of hydrogen (L=40 mm; n=5,6´108/m2) reduce SCC resistance up to T2=64±6 min. It is known that the introduction in a pure zirconium of any doping element worsens it an extremely high corrosion resistance. The sensitivity of SCC incubation period to chemical composition of an alloy may be used for optimization of its chemical composition. For example, the doping of an alloy E635 by a molybdenum upon the same plasticity has increased T2 up to 136±13 min. On the contrary, decreasing of a niobium results in small reduction of corrosion resistance of an alloy (T2=94± 6min).

Tests for the express - estimations of propensity to SCC were limited usually to 8 hours of corrosion. The small range of changing of Т2 values is determined by the beginning of corrosion (change Т1 from a structural condition of alloys even less, which is connected to influence of a tube specimen surface condition). SCC kinetics after the beginning of active processes is much more difficult, here passivation and repassivation of metal corrosion is frequently observed. If upon tensile deformation the plasticity and toughness connected to ability of joint deformation of structural elements, in the case of SCC Rebinder effect, resistance of chemical and electrochemical corrosion is determining.

Corrosion in "methanol-iodine" starts as pitting corrosion. Depending on a structural condition of metal surface ("spot" S = 20 mm2) 3-40 pits was observed by depth h =10-50 mm. The mechanism of protective oxide film destruction in "weak" places here, on seen, usual for pitting corrosion - electrochemical ("anode - cathode", J+ as the ion - activator). Interrelation of pits quantity with structural conditions of an alloy is traced. Thus, for E110 alloy upon alloy doping by oxygen (1300 ppm) the pit quantity was increased from Np ~ 5±1 to Np ~12-3. In local SCC zone the effect of "protection " - suppression of corrosion around of developing defect is well observed. If it is usual when pits are distributed uniformly at the surface, even the small scratch "induced" preliminary directly in a solution, changed their distribution - defects developed mainly in a scratch, "clearing" a SCC zone. Probably, this effect provides "nonlinear" character of a relation between number of corrosion defects on a surface and number of "weak" places. So if at hydrogenation E110 alloy the pits quantity is increased as: Np ~ 7±1 (5ppm); Np~16±3 (200ppm); Np~45±12 (400ppm), number of "weak" places – exits of hydride plates (Q) on a surface in corrosion zone (the direct measurement of hydrides density on a surface of tube specimen at x300, on 200 fields) is much more: Q~2000 hydrides (5ppm); Q~8ppm); Q~11ppm).

The further development of corrosion in a thin wall, in planary-stressed conditions (with the fixed specimen deformation) is defined by alloy plasticity. In cold-deformed alloy, with the big level of residual stresses macrocracks are developed. For an alloys in a low strength condition (E110), corrosion develops directly from pits by extensive (150-300 mm in depth, ~25-50% wall thickens) zones of plural intergranular fracture (ZIF), observable on cross sections of tube specimens as cracks “microbranching”. The characteristic form of such " internal neck" - ZIF, is defined by the form of plastic deformation zone developing at the stress concentrator (pit or crack). Corrosion of intermediate on plasticity and toughness alloys, changing conditions of deformation and fracture development, makes the whole spectrum of intergranular fracture zones /8/. Such forms represent various macrocracks combinations (single and branching) and the zones of plastic deformation "decorated" by intergranular microfracture adjoining to them.

The conclusion

For government of plasticity and crack resistance of zirconium the general approach to the analysis of chemical composition and structure influence on deformation and fracture is realized. It is based on revealing of the reasons of deformation localization and fracture in an item and definition of factors responsible for these processes in a material. Such approach has allowed to define structural factors of crack resistance of industrial zirconium alloys upon test of thin-walled items specimens including in corrosion environments.

References

1. A.S. Zaimovsky, A. V. Nikulina, N. G. Reshetnikov. Zirconium alloys in the Nuclear Industry. М.: Energoatomizdat, Moscow, Russia, 1994.- 253 p.

2. S. A.Nikulin, M. A Shtremel., V. G. Khanzhin., E Y. Kurianova., A. P. Markelov. Analysis of Fracture Scale and Material Quality Monitoring with the help of AE-Measurements // Acoustic Emission: Standards and Technology Update, ASTM STP 1353, S. J. Vahaviolos, Ed., 1999, pp. 120-136.

3. S. A. Nikulin, V. I. Goncharov, V. A. Markelov and V. N. Shishov. Effect of Microstructure on Ductility and Fracture Resistance of Zr-1.2Sn-1Nb-0.4Fe Alloy // "Zirconium in the nuclear industry"-11th International Symposium, 1996, STP 1295, p. 695-709.

4. S. A.Nikulin., M. A Shtremel., V. G Khanzhin., V. A. Markelov // Influence of Hydrides on Ductile Fracture in the Zr - 2,5Nb Alloy. Nuclear Science and Engineering. 1993, v.115. pp.193-204.

5. P. W.Bridgeman. Studies in Large Plastic Flow and fracture // Hill, New York, NY, 1952, p.9-37.

6. J. A. Begley, J. D. Landes. The J-integral as a fracture criterion // In: FractureToughness, Part II, ASTM STP 514, 1972, p.1-20.

7. B. Cox. Environmentally-Induced Cracking of Zirconium Alloys // A review. Journal of Nuclear materials 1990, № 000, pp. 1-23.

8. S. A. Nikulin, V. G. Khanzhin, A. B. Rojnov. Application of an Acoustic Emission Method for SCC Testing of Zirconium Cladding Tubes // CORROSION/2002, 57th Annual Conference and Exposition, 7-12 April 2002, Denver, USA. paper no. 02437.

Состояние топливных каналов реактора РБМК-1000 после длительной эксплуатации и прогнозирование их ресурса.

, ,

НИКИЭТ, Москва, Россия.

Топливный канал (ТК) является третьим барьером безопасности в реакторе РБМК, в связи с чем оценка его работоспособности и прогнозирование ресурса являются важнейшими задачами обеспечения безопасности работы энергоблоков.

К настоящему времени максимальная длительность работы ТК достигла ~24 лет. Получен представительный массив сведений по состоянию труб ТК по механическим свойствам, содержанию водорода, коррозионному состоянию, трещиностойкости, а также целостности переходников «сталь-цирконий».

Изменения свойств материала ТК в процессе эксплуатации оценивалось по результатам послереакторных исследований, проводившихся в «горячих» камерах СФ НИКИЭТ, РНЦ КИ и ИЯИ Украины. Общее количество исследованных ТК составило более 85 шт.

Послереакторные исследования и измерения включали:

- определение механических свойств при растяжении,

- определение характеристик вязкости разрушения,

- оценку коррозионного состояния, характера и уровня изменений толщины стенки в связи с коррозией,

- определение содержания водорода и его распределение,

- оценку изменений микроструктуры, включая морфологию и распределение гидридов,

- оценку реальных размеров дефектов.

На целостность ТК, в основном, влияют следующие механизмы деградации материала: радиационное упрочнение и охрупчивание, наводороживание и водородное охрупчивание, усталостная повреждаемость и коррозия.

Первые три из них могут влиять как на образование, так и на рост дефектов (трещин), т. е. непосредственным образом оказывать воздействие на сопротивление разрушению, а коррозия может вызывать утонение стенки ТК и являться источником наводороживания.

Ползучесть (радиационная и термическая) и радиационный рост могут обуславливать формоизменение ТК и влиять на работоспособность ТВС, охлаждение графитовой кладки и заменяемость ТК.

С использованием полученных данных проводятся расчеты на прочность и оценки применимости принципа «течь перед разрушением» и допустимости поверхностных дефектов.

Расчеты на прочность проводятся в соответствии с нормами расчета на прочность [1] и включают в себя выбор основных размеров, оценку статической, длительной и циклической прочности и сопротивления хрупкому разрушению с использованием расчетной трещины.

В качестве характеристики сопротивления разрушению циркониевого материала труб ТК используется критическое раскрытие трещины, dс. Материал труб обладает анизотропией, и поэтому значения раскрытия трещин в осевом направлении dса, и в радиальном направлении, dсr, отличаются. Следует отметить, что под влиянием облучения происходит быстрое уменьшение значения dс, а затем после флюенса примерно происходит «насыщение» - дальнейшее увеличение флюенса не приводит к снижению dс.

Общее условие обеспечения сопротивления разрушению записывается в виде:

, (1)

где

, (2)

- коэффициент запаса прочности,

- текущее значение раскрытия трещины,

- индекс направления развития.

При анализе поверхностных трещин учитывается подрост размеров трещины при циклическом нагружении и вследствие замедленного гидридного растрескивания (ЗГР), если оно реализуется.

Влияние облучения учитывается через изменение значений и постоянных в уравнениях подроста трещины.

В рамках расчета по принципу «течь перед разрушением» следует убедиться, что:

- длина постулируемой сквозной трещины (2lp) не превышает критическую длину сквозной трещины (2lc),

- течь может быть выявлена, и реактор остановлен до того, как длина трещины превысит критический размер.

В качестве длины постулируемого сквозного дефекта, 2lp, по аналогии с методикой, применяемой для канадского реактора CANDU [2], используется значение, определяемое по формуле:

2lр=7×S, (3)

где S – толщина стенки.

Оценка работоспособности переходников «сталь-цирконий» включает в себя следующие стадии:

- определение критических и допустимых размеров поверхностных трещин,

- определение критических размеров сквозных трещин,

- оценка скорости роста трещин и времени до нарушения герметичности (при фиксации исходной несплошности),

- оценка ресурса переходника.

Как показал опыт эксплуатации переходников, наиболее распространенными являлись дефекты в районе внутреннего стыка сталь-цирконий, контактирующего с теплоносителем. Развитие трещин происходит по стальной части переходника по механизму межкристаллитной коррозии под напряжением только в тех случаях, если сталь оказывалась склонной к МКК, и может приводить к нарушению герметичности. Ни одного случая полного разрушения переходников в эксплуатации не было.

Под действие нейтронного облучения, рабочего давления и температуры происходит увеличение диаметра и изменение длины ТК. Результатом диаметральной деформации ТК и изменения размеров графитовой кладки является исчерпание газового зазора ТК-графитовая кладка, и для первого комплекта каналов оказалась необходимой полная замена ТК и восстановление газового зазора. Увеличение диаметра ТК приводит к увеличению зазора ТК-ТВС и потенциально может повлиять на работоспособность и виброактивность ТВС, что, в свою очередь, может привести к возрастанию фретинг-коррозии в местах контакта ТК и дистанционирующих решеток ТВС и утонению толщины стенки в этих местах.

Искривление канала характеризуется стрелой его прогиба. Причиной искривления каналов, в основном может являться искривление графитовых колонн на заключительных этапах эксплуатации реактора вследствие растрескивания и деформации графитовых блоков из-за радиационно-термического воздействия.

Наиболее опасным с точки зрения последствий наводороживания для работоспособности ТК является возможность подроста дефектов (трещин) по механизму ЗГР. Этого не происходит, если содержание водорода ниже его предельной растворимости в металле. Для температуры 300°С в циркониевом сплаве с 2,5% Nb она составляет 70 ppm [3]. При послереакторных исследованиях было показано, что после 19 лет эксплуатации содержание водорода в металле ТК не превышает 20 ppm (рис. 1). Линейная аппроксимация по максимумам всего полученного массива данных о содержании водорода показывает, что скорость наводороживания не будет превышать 0,55 ppm/год. Отсюда следует, что проблема ЗГР не будет актуальной для ТК РБМК даже при сроке эксплуатации 60 лет.

Проведенные исследования показали, что до 10 лет эксплуатации скорость утонения стенок ТК вследствие коррозии стенки трубы уменьшается на 40-50 мкм. После 10 лет эксплуатации коррозия труб в пределах активной зоны имеет нодулярный характер, что интенсифицирует уменьшение толщины стенки трубы. Средняя скорость такого уменьшения составляет 18 мкм/год.

К 29-30 календарным годам эксплуатации для трубы с начальной толщиной стенки 4 мм она может уменьшиться до 3,6 мм (рис. 2). При исходной толщине трубы, равной 3,7 мм (что возможно согласно требованиям технических условий на изготовление труб, но, как показывают многочисленные измерения, маловероятно), за тот же срок эксплуатации остаточная толщина стенки составит 3,3 мм.

Время, годы

0,55 ppm/y

Рис. 1. Содержание водорода в материале труб ТК РБМК-1000

Рис. 2. Изменение остаточной толщины стенки труб ТК в процессе эксплуатации.

При рассмотрении принципа «течь перед разрушением» были рассчитаны значения критических длин сквозных трещин для различных участков ТК, для которых при послереакторных исследованиях были определены значения механических свойств и (рис. 3 и 4), величины раскрытия трещины для осевого направления (рис. 5), а также значения уменьшения толщины стенки (рис. 2). Результаты расчетов представлены на рис. 6 в виде зависимости критической длины трещины от флюенса нейтронов (). Полученные данные показывают, что в области флюенсов от 2,5 до 7,3×1021 н/см2 значения критической длины трещины имеют большой разброс, при этом нижний уровень составляет 40 мм. Причиной этого является изменение характеристик прочности ( и ) и трещиностойкости в достаточно широком диапазоне. Значения критических длин сквозных трещин в районе 40 мм соответствуют участкам ТК, толщина стенки которых была в пределах 3,66…3,8 мм.