Анализ кинетики разрушения для определения структурных факторов трещиностойкости циркониевых сплавов (стр. 1 )

АНАЛИЗ КИНЕТИКИ РАЗРУШЕНИЯ ДЛЯ ОПРЕДЕЛЕНИЯ СТРУКТУРНЫХ ФАКТОРОВ ТРЕЩИНОСТОЙКОСТИ ЦИРКОНИЕВЫХ СПЛАВОВ

, ,

Московский Государственный Институт Стали и Сплавов, Москва, Россия

Абстракт

Разработаны методы испытаний и исследованы структурные факторы, определяющие сопротивление разрушению тонкостенных изделий из сплавов на основе циркония. Представлено три вида испытаний: на одноосное растяжение, внецентренное растяжение тонколистовых (0.8мм) компактных образцов, коррозионное растрескивание под напряжением трубчатых образцов по специально разработанной методике локальной («пятном» 5мм) коррозии. Параметры кинетики локального разрушения определялись по Акустической эмиссии (АЭ), а зоны разрушения исследованы методами количественной фрактографии. Испытания позволили оценить параметры сопротивления разрушению сплавов и выделить структурные факторы определяющие трещиностойкость при локальном разрушении.

Введение

Циркониевые сплавы являются сегодня одним из основных конструкционных материалов атомной энергетики /1/. Совершенствование эксплуатационных свойств этих материалов продолжается и требует развития лабораторных методов экспресс–оценок характеристик, определяющих надежность изделий из них, в частности, сопротивления разрушению. Их особенностью является необходимость испытания материала непосредственно в тонкостенных изделиях, что часто делает невозможным использование стандартных методов механических и коррозионных испытаний. Для оценки трещиностойкости таких изделий используются методики нелинейной механики разрушения и выделение ответственных за разрушение элементов структуры на основании «не прямых» оценок. Физическая основа таких оценок – наблюдаемая прямая связь между сопротивлением разрушению и способностью сплавов к деформационному упрочнению и устойчивому пластическому течению. Условием нестабильного роста вязкой трещины является неустойчивость локальной деформации в ее вершине. Процессы деформации и разрушения здесь определяются степенью реализации совместной аккомодационной деформации структурных составляющих сплава с различной деформационной способностью. Целью таких исследований трещиностойкости является выявление того элемента структуры, который определяет локализацию пластического течения и процесс развития трещины.

В настоящей работе представлены результаты исследования разрушения и оценки трещиностойкости сплавов циркония при испытаниях на одноосное растяжение, при внецентренном растяжении тонколистовых образцов с острым надрезом, а также экспресс - оценка сопротивлению коррозионному разрушению малогабаритных трубчатых образцов из оболочек тепловыделяющих элементов.

Методики и результаты исследований

Ранее показано, что испытания на одноосное растяжение массивных образцов из циркониевых сплавов позволяют определить структурные факторы, определяющие потерю устойчивости течения и запас пластичности сплавов. Ранняя потеря устойчивости течения в сплавах циркония происходит за счет неоднородности структуры и связанного с этим «внутреннего» трещинообразования уже на стадии равномерной пластической деформации. В сплаве Э125 это происходит при условии малой (<25%) степени рекристаллизации либо при наличии в структуре крупных выделений гидридной фазы. В сплаве Э635 ранняя потеря устойчивости течения наблюдается в случае наличия в структуре скоплений интерметаллидных выделений. Результаты исследований влияния структурных факторов на устойчивость пластического течения циркониевых сплавов более подробно описаны в /2-4/. Далее представлены результаты исследований влияния структуры непосредственно на трещиностойкость в условиях локального разрушения.

В испытаниях на трещиностойкость (Рис. 1) листов из циркониевых сплавов Э110 и Э635 толщиной 0,6-0,8 мм с «наведенными» гидридами, «шейка» создавалась острым (50мкм) электроискровым надрезом (глубиной 8;10;12 мм) плоских образцов на внецентренное растяжение (30*35*0.8мм). Анизотропия пластичности и вязкости задавалась текстурой (поперечной и продольной ориентировкой надреза) и различным распределением мелких (до 20мкм) гидридов вдоль направления прокатки. Запас пластичности в «шейке» оценивался по диаграмме «Р-f» («нагрузка –смещение точек приложения нагрузки») в момент регистрации АЭ от образующихся на надрезе трещин.

Рис. 1. Блок-схема установки испытаний тонколистовых образцов на трещиностойкость с измерением акустической эмиссии

Размер зоны вязкого разрушения (длина трещины) (L~ 10 – 50мкм) у надреза измерялся с помощью сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) после термического декорирования излома при 200 °С в течении 20 мин. и быстрого долома образца. Кинетика разрушения включала только этап зарождения трещины. Условия плосконапряженного состояния тонкой пластины исключили этап стабильного распространения трещины вплоть до развития механической неустойчивости (изгиба) малогабаритного образца.

Локальная пластичность у надреза и, как следствие, образование вязких трещин определялось анизотропией пластичности и вязкости. Трещины в образцах с продольным надрезом («растягивающие» напряжения перпендикулярны гидридным пластинам) для исследуемых сплавов образовывались раньше чем в поперечных образцах. При SEM – анализе в образцах с поперечной ориентацией хрупкие гидридные трещины наблюдаются перпендикулярно направлению надреза. Сравнительная оценка трещиностойкости в момент образования трещины у надреза проводилась по измерению параметра «J–интеграл» (Jс) в измерительной процедуре «Begley -Landes», основанной на вычислении по диаграммам «P-f» потенциальной энергии тел с близкими по размеру трещинами /5, 6/. Максимальная трещиностойкость (JC~72 кН/м для Э110 и Jc~42кН/м для Э635) зарегистрирована на поперечных образцах. Сопротивление разрушению для «продольных» надрезов обоих сплавов ниже (JC~38 кН/м для Э110 и JC~10 кН/м для Э635 соответственно). Такая зависимость энергоемкости разрушения от ориентировки гидридов к трещине из-за изменения механизма разрушения, наблюдалась нами ранее, в частности, при «трех точечном изгибе» гидрированных образцов (4 х4 х30мм) вырезанных из стенки канальной трубы сплава Э125 /4/.

Сопротивление коррозии под напряжением (КРН) - важнейшая характеристика сплавов циркония для оболочек тепловыделяющих элементов. Для экспресс контроля чувствительности к КРН разработана методика (Рис. 2) локальных коррозионных испытаний на малогабаритных трубчатых образцах (длина 20мм, диаметр 8-16 мм, толщина стенки 0.8 мм) в агрессивной среде – раствор «1%йода в метаноле» /7/.

Рис. 2. Блок-схема установки испытаний образцов оболочечных труб на КРН

Нагружающее устройство задавая радиальную деформацию трубы в упругой области, создает окружные растягивающие напряжения в месте коррозии. Мониторинг КРН в реальном времени проводится по измерениям АЭ от развивающихся очагов коррозии на ограниченной поверхности трубчатого образца («пятно», диаметром 5мм от герметичной ванны с раствором). Локализация коррозии «пятном» повышает воспроизводимость результатов фрактографических измерений и АЭ.

Измерения АЭ выделяют кинетику КРН. Коррозия начинается через T1~15-40мин разрушением защитной окисной пленки ZrO2, что фиксируется по увеличению мощности АЭ. Второе повышение мощности АЭ через T2 ~ 90-240 мин связано с началом активного развития очагов коррозии. Время Т2 («инкубационный период»), как наиболее устойчивый в измерениях параметр КРН, вместе с фрактографией (количество и размер коррозионных дефектов) использовано для сравнительного количественного анализа склонности к коррозии исследуемых материалов. Методика предполагает сравнение средних (по 15-20 образцам) значений Т2.

Зависимость коррозионной трещиностойкости от состава или структурного состояния сплава выделяется по увеличению или уменьшению инкубационного периода. Связь КРН с макроскопической пластичностью выявляется здесь при сравнении сплавов разной прочности. При этом факторы, определяющие ее часто те же, что определяют ресурс пластичности и вязкости при растяжении. Так для пластичного сплава циркония Э110 Т2 =187±11мин, тогда как у более прочного сплава Э635 Т2=112±10 мин. Твердорастворное упрочнение сплава Э110 кислородом (700 ppm ) снижая его пластичность на 7-9% уменьшает и его сопротивляемость КРН: Т2= 139±13мин. Сильная связь КРН с пластичностью наблюдается при испытании холоднодеформированных сплавов без заключительного отжига. Для сплава Э635 в таком упрочненном состоянии мощные сигналы АЭ при локальной коррозии (Т2=47±8 мин) сопровождают образование и развитие 2-4 магистральных трещин.

Параметры зеренной структуры сплава изменяют как механические так и коррозионные характеристики: крупнозернистая неравномерная структура (размер зерна 4-13 мкм, Э110) уменьшает инкубационный период до Т2=119±24 мин. В состоянии с частичной рекристаллизацией матрицы (Vp~60%, d=21-24%, Э635) Т2 =50±15мин, что дает почти 50% увеличение чувствительности к коррозии под напряжением. Изменение текстуры (в пределах fL/fT ~ 0.1¸0.3), труб в сплаве Э110 существенно не изменило чувствительность к КРН (Т2= 170¸187±11 мин). Хорошо прослеживается влияние частиц вторых фаз. Скопления крупных частиц размером до 0,22 мкм в сплаве Э635 приводит к понижению пластичности (d=19-21%) и ухудшает сопротивляемость коррозионному растрескиванию до уровня Т2=77±22мин.

Еще сильнее влияние водорода в сплаве. При содержании водорода 0.02% по массе (средний размер гидрида L=36 мкм, концентрация n=5,8´108/m2; Э110) активная коррозия наблюдается уже при Т2=124±10мин, увеличение водорода до 0.04% по массе (L=38 мкм; n=9,2´108/m2) уменьшает инкубационный период КРН до Т2= 92±14мин. В сплаве Э635 0,02% водорода (L=40 мкм; n=5,6´108/m2) уменьшают Т2 =64±6мин. Известно, что введение в чистый цирконий любого легирующего элемента ухудшает его исключительно высокое сопротивление коррозии. Чувствительность инкубационного периода КРН к составу сплава можно использовать для оптимизации его химического состава. Например, легирование сплава Э635 молибденом (до 0.1%) при сохранении пластичности увеличило Т2 до 136±13 мин, напротив уменьшение ниобия (до 0.65%) приводит к небольшому снижению сопротивления коррозии сплава (Т2 =94±6мин).

Испытания для экспресс – оценок склонности к КРН ограничивались обычно 8 часами коррозии. Небольшой диапазон изменений значений Т2 определяется самым началом коррозии (изменении Т1 от структурного состояния сплавов еще меньше, что связано по видимому и с влиянием состояния поверхности трубы). Кинетика КРН после начала активных процессов значительно сложней, здесь часто наблюдается пассивация и репассивации коррозии металла. Если при деформации растяжения пластичность и вязкость связана со способностью структурных элементов к совместной деформации, при КРН определяющими являются эффект Ребиндера, сопротивление химической и электрохимической коррозии.

Коррозия в растворе «метанол-йод» под напряжением начинается c образования питтингов. В зависимости от структурного состояния на поверхности металла («пятно» S=20 mm2) наблюдалось от Np=3 до 40 питтингов глубиной h = 10-50 мкм. Механизм разрушения по «слабым» местам защитной окисной пленки здесь, по видимому, обычный для питтинговой коррозии - электрохимический («анод-катод», J+ как ион-активатор). Прослеживается связь числа питтингов со структурным состояниям сплава. Так для сплава Э110 при легировании кислородом до 1300 ppm число питтингов увеличивалось c Np ~ 5+-1 до Np ~12+-3. В локальной зоне КРН хорошо наблюдается эффект «протекторной защиты» - подавление коррозии вокруг развивающегося дефекта. Если обычно питтинги располагаются равномерно по поверхности, то даже небольшая царапина «наведенная» предварительно непосредственно в растворе, меняла их распределение –дефекты развивались преимущественно в царапине, «очищая» зону КРН. Возможно, этот эффект обеспечивает «нелинейный» характер соотношения между числом коррозионных дефектов на поверхности и числом «слабых» мест. Так если при наводораживании сплава Э110 число питтингов увеличивается как : Np~ 7+-1(5ppm); Np~16+-3(200ppm); Np~45+ppm) , то число «слабых» мест – выходов гидридных пластин (Q) на поверхность в зоне коррозии (прямой счет плотности гидридов на поверхности трубы при увеличении 300, по 200-ам полям) значительно больше: Q~2000 гидридов (5ppm); Q~8ppm ); Q~11ppm).

Дальнейшее развитие коррозии в тонкой стенке, в условиях плосконапряженного состояния (с фиксированной деформацией образца) определяется пластичностью сплава. В холоднодеформированном сплаве, с большим уровнем остаточных напряжений развиваются макротрещины. Для сплавов в состоянии низкой прочности (Э110) коррозия развивается непосредственно от питтинга обширными (150-300мкм в глубину, ~25-50% стенки) зонами множественного зернограничного разрушения (ЗЗР), наблюдаемым на поперечных шлифах трубчатых образцов как «микроветвление» трещин. Характерная форма такой «внутренней шейки»- зоны зернограничного разрушения, определяется формой зоны пластической деформации развивающейся у концентратора напряжений (питтинга или трещины). Коррозия сплавов в промежуточных состояниях по пластичности и вязкости, меняя условия развития деформации и разрушения, создает целый спектр видов развития ЗЗР /8/. Они представляют собой различные комбинации макротрещин (одиночных и ветвящихся) и примыкающих к ним зон пластической деформации, «декорированных» зернограничным микроразрушением.

Заключение

Для управления пластичностью и трещиностойкостью циркония реализован общий подход к анализу влияния состава и структуры на деформацию и разрушение. Он основан на выявлении причин локализации деформации и разрушения в изделии и определении ответственных за эти процессы факторов в материале. Такой подход позволил определить структурные факторы трещиностойкости промышленных циркониевых сплавов при испытании образцов тонкостенных изделий в том числе в коррозионных средах.

Список литературы

1. , , Решетников сплавы в атомной энергетике.– М. : Энергоиздат, 1981.-253 с.

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, 1999б ASTM STP 1353, S. J. Vahaviolos, Ed. , 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 170, 1990, 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.

ANALYSIS OF FRACTURE KINETICS FOR STRUCTURAL FACTORS DETERMINATION OF ZIRCONIUM ALLOYS CRACK RESISTANCE

S. A. Nikulin, V. G. Khanzhin, A. B. Rojnov, A. V. Babukin

Moscow State Institute of Steel and Alloys, Moscow, Russia

Abstract

Test methods are developed and the structural factors determining fracture resistance of thin-walled items from zirconium-based alloys are investigated. Three kinds of tests are presented: uniaxial tensile, off-center tensile of thin-sheet (0.8mm) compact specimens, stress corrosion cracking of tube specimens by a specially designed technique of local (zone of 5mm in diameter) corrosion. The kinetics parameters of local fracture were determined by Acoustic Emission (AE) and fracture zones were studied by methods quantitative fractography. The tests allowed to evaluate fracture resistance parameters and to determine structural factors determining crack resistance at local fracture.

Introduction

Zirconium alloys are one from main constructional materials of nuclear engineering /1/. The perfecting of exploitation performances of these materials proceeds and requires development of laboratory methods of the express- estimations of properties, which determines the items reliability, particularly fracture resistance. Feature here is the necessity of material test immediately in a thin-walled items, what frequently does impossible use of standard methods of mechanical and corrosion tests.

For crack resistance estimation of such items, techniques of a nonlinear fracture mechanics are used together with selection of structural elements, responsible for fracture on the basis of "not direct" estimations. Physical basis of such estimations – a relation between fracture resistance and strain hardening ability and stable plastic flow of an alloys. A condition of unstable tough crack growth is the instability of a local strain in its tip. In this case, deformation and fracture processes are determined by a degree of realization of joint accommodation deformation of alloy structural components with different deformation ability. The purpose of such crack resistance researches also is the definition of that structure element, which determines localization of plastic flow and the process of crack propagation. In the present work the results of research of zirconium alloys fracture and crack resistance in uniaxial tensile tests, in off-center tensile tests, and also the express-estimation of stress corrosion cracking (SCC) resistance of small-sized tube specimens of fuel claddings are presented.

Results and Discussion

It is earlier shown, that uniaxial tension tests of zirconium massive specimens allow to define structural factors determining loss of flow stability and a plasticity reserve of alloys. Earlier loss of flow stability stability in zirconium alloys occurs due to heterogeneity of structure and connected with it "internal" cracking already at a stage of uniform plastic deformation. In E125 alloy it occurs under condition of small (<25%) recrystalization ratio or at presence in structure large hydride particles. In E635 alloy the earlier loss of plastic flow stability is observed in case of presence in structure of coarse intermetalic particles aggregates. Experimental results of structural factors influence on plastic flow stability of zirconium alloys are in more detail described in /2-4/. Further results of structure influence directly on crack resistance in conditions of local fracture are presented.

In crack resistance tests of zirconium alloys E110 and E635 sheets of thickness 0,6-0,8 mm with the "incorporated" hydrides, "neck" was made by sharp (50 mm) electrospark notch (depth 8; 10; 12 mm) in flat specimens for off-center tension tests (30´35´0,8 mm). Plasticity and toughness anisotropy was set by texture (axial and transversal notch orientation) and different distribution of fine (up to 20 mm) hydrides along a rolling direction (RD). The diagram "P-f" («loading - displacement of load points») at the moment of AE registration from cracks initiated on a notch evaluated the plasticity reserve in "neck". The size of a tough fracture zone (crack length) (L~5mm) at a notch was measured by scanning electron microscopy (SEM) after a fracture "thermal dressing" at 200 °C during 20 min and fast specimen breaking. The fracture kinetics included only a stage of crack initiation. Conditions of a planar-stress of a thin plate have eliminated a stage of stable crack propagation down to development of mechanical instability (bending) of a small-size specimen.

Fig. 1. Schematic of testing for static crack resistance with acoustic emission measurements

Local plasticity at a notch and as consequence, formation of tough cracks was defined by plasticity and toughness anisotropy. Cracks in specimens with a longtitudal notch ("stretching" stresses are perpendicular to hydride plates) for investigated alloys were formed earlier than in transversal specimens. Upon SEM - analysis in specimens with transversal orientation, brittle hydride cracks are observed perpendicularly to a notch direction. The comparative estimation of crack resistance in the moment of crack initiation at a notch was carried out by measuring of "J-integral" (Jс) parameter in measuring procedure «Begley-Landes», based on the evaluation of bodies potential energy with relatives crack size by diagrams "P-f" /5, 6/. Maximal crack resistance (JC~72 kN/m for E110 and Jc~42 kN/m for E635) is observed on transversal specimens. Fracture resistance for "longitudinal" notches of both alloys is lower (JC~38 kN/m for E110 and JC~10 kN/m for E635). Such dependence of energy consumption of fracture on alignment of hydrides to a crack because of changing fracture mechanism, was observed by us earlier, in particular, upon «three-point bending» of hydrogenated samples (4 х4 х30 mm) сut from a pressure tube wall of E125 alloy /4/.