Закономерности пластической деформации ГПУ-сплавов циркония на различных структурно-масштабных уровнях

2
ОГЛАВЛЕНИЕ
ВВЕДЕНИЕ.............................................................6
1. ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ЦИРКОНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ
1.1. Цирконий и его сплавы: структура и механические свойства.....19
1.1.1 Свойства циркония............................................19
1.1.2 Промышленные сплавы циркония.................................21
1.1.2.1 Сплавы системы цирконий - ниобий...........................24
1.1.2.2 Сплавы системы цирконий-олово..............................28
1.1.2.3 Механические свойства сплавов циркония.....................30
1.2 Пластическая деформация циркония и его сплавов.................34
1.2.1 Деформация скольжением.......................................36
1.2.1.1. Энергия дефектов упаковки в а - Zr........................40
1.2.1.2. Критические напряжения сдвига.............................43
1.2.1.3. Влияние кислорода.........................................44
1.2.2 Деформация двойникованием....................................46
1.2.3 Текстура.....................................................49
1.2.4 Деформационное упрочнение циркония и его сплавов.............54
1.2.4.1 Деформационные кривые......................................54
1.2.4.2 Модели деформационного упрочнения а-Хг и его сплавов.......59
1.2.4.3 Гетерогенная деформация сплавов циркония...................61
1.3. Макролокализация пластической деформации......................63
1.4. Неустойчивость пластического течения..........................66
1.5 Постановка задачи..............................................70
2. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ.................................77
2.1 Структура и фазовый состав исходных материалов.................77
2.2 Методы исследований............................................80
2.2.1 Методы обработки деформационных кривых.......................79
2.2.2 Методы исследования локализации пластической деформации 84
2.2.2.1 Метод реперов..............................................83
2.2.2.2 Методика двухэкспозиционной спекл-фотографии...............84
3
2.2.2.3 Методика оценки суммарной локальной деформации в образцах ....90
2.2.3 Методы структурных исследований..............................91
2.2.3.1 Метод дифракции обратно рассеянных электронов (ДОЭ)........91
2.2.3.2 Метод электронной микроскопии.............................94
2.2.3.3 Метод рентгеноструктурного анализа........................100
3. СТАДИЙНОСТЬ ДЕФОРМАЦИОННЫХ КРИВЫХ СПЛАВОВ
ЦИРКОНИЯ.........................................................102
3.1 Стадии пластической деформации................................102
3.2. Анализ кривых упрочнения в координатах 0 - е и 0 - S.........106
3.3. Анализ кривых упрочнения в координатах ln(dS/de) - Ine....... 110
3.4. Проверка выполнения критерия потери устойчивости, связанной с
образованием шейки................................................116
Заключение к разделу 3............................................117
4. ЭВОЛЮЦИЯ ДИСЛОКАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ И СТАДИЙНОСТЬ ДЕФОРМАЦИОННЫХ КРИВЫХ ............................................120
4.1. Типы дислокационных субструктур в сплавах циркония...........120
4.2. Эволюция дислокационных субструктур в сплавах Zr-Nb..........127
4.2.1. Неоднородность эволюция дефектной структуры................127
4.2.2. Дислокационные превращения на III стадии деформационного упрочнения...................................................... 129
4.2.3. Эволюция дислокационных субструктур на IV и V стадиях......136
4.3. Дислокационные превращения в сплаве системы Zr-Sn............145
4.3.1. Полосы локализации деформации в сплаве Zr-Sn...............151
4.4. Количественные характеристики дислокационной структуры и стадийность деформационных кривых.................................157
4.4.1. Характер изменения основных параметров дислокационной структуры в сплавах Zr-Nb ..................................................157
4.4.2. Особенности изменения характеристик дислокационной структуры в сплаве циркалой -2.................................................161
4
4.5. Анализ внутренних дальнодействующих полей напряжений в сплавах циркония............................................................164
4.6. Роль геометрически необходимых дислокаций в дислокационных превращениях........................................................169
4.7. Влияние размера субструктуры на характер накопления дислокаций в сплавах Zr-Nb.......................................................175
4.8. Закономерности субструктурного упрочнения сплавов Zr-Nb........179
4.8.1. Зависимость напряжения течения от плотности дислокаций.......180
4.8.2. Зависимость Холла-Петча для субструктуры.....................183
Заключение к разделу 4..............................................188
5. МАКРОЛОКАЛИЗАЦИЯ И НЕУСТОЙЧИВОСТЬ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ В СПЛАВАХ ЦИРКОНИЯ..........................................192
5.1 Исследование макролокализации деформации методом спекл-фотографии....................................................192
5.1.1 Характер эволюции распределения локальных удлинений £„........196
5.1.2 Эволюция периода пространственного распределения локальных удлинений Ехх.......................................................196
5.1.3 Закономерности накопления локальной деформации удлинения в процессе пластического течения......................................200
5.1.4. Эволюция распределения локальной деформации сужения буУ 207
5.1.5. Кинетика развития макролокализации деформации на стадии
параболического упрочнения..........................................210
5.2 Исследование локализации деформации с помощью метода реперов и построения профилограмм.............................................214
5.2.1 Анализ профилограмм деформированных образцов..................214
5.2.2 Нелинейная кинетика формирования шейки в сплавах циркония 218
5.3. Скоростная чувствительность сплавов циркония...................225
5.4. Деформационные кривые, перестроенные с учетом локализации деформации в шейке..................................................228
5
5.5. Взаимосвязь нелинейной кинетики макролокализации деформации и показателя деформационного упрочнения...........................231
5.6. Неустойчивость пластического течения ГПУ - сплавов циркония 233
Заключение к разделу 5..........................................238
6. СТРУКТУРНО-ОРИЕНТАЦИОННАЯ НЕУСТОЙЧИВОСТЬ
ДЕФОРМАЦИИ ПРИ ФОРМИРОВАНИИ ШЕЙКИ В СПЛАВЕ гг-1%ИЬ.242 6.1.Эволюция микротекстуры и микроструктуры в процессе формирования
шейки...........................................................242
6.2. Анализ ориентационной неустойчивости с использованием факторов
Шмида...........................................................251
6.1.3. Исследование структурно-ориентационной неустойчивости методом рентгеновской дифрактометрии....................................257
6.4. Закономерности преобразования зеренной структуры...........265
6.5. Эволюция системы границ в процессе деформации..............270
6.6. Цикличность дислокационных превращений в очаге деформации 277
6.7 Динамический возврат при деформации сплавов циркония........282
6.8. Эволюция количественных параметров дислокационной структуры в очаге деформации................................................287
6.9. Эволюция размера субструктуры и барьерного упрочнения в формирующейся шейке.............................................292
6.10. Взаимосвязь колебательного изменения локальной скорости
деформации с цикличностью дислокационных превращений............294
Заключение к разделу 6..........................................297
ЗАКЛЮЧЕНИЕ И ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ....................................300
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ...............................................306
6
ВВЕДЕНИЕ
ГПУ-металлы и сплавы привлекают в последнее время большое внимание, однако природа пластической деформации металлов с низкой симметрией решетки, в отличие от хорошо изученных ГЦК- и ОЦК-материалов, остается до конца не ясной. Это связано с резкой неравноправностью систем скольжения и зависимостью активности скольжения и двойникования от многих факторов: степени и скорости деформации, температуры, ориентации зерна относительно оси нагружения и соседних зерен, степени тскстурированности материала и уровня его чистоты и др. Наибольшее внимание привлекают ГПУ- поликристаллы с отношением с/а < 1.633, которое дает потенциальную возможность активизации большего числа систем скольжения. К таким материалам относятся а-1х и сплавы на его основе, имеющие важное техническое назначение.
Циркониевые сплавы, обладающие рядом важных физикомеханических характеристик, являются основным конструкционным материалом для деталей активной зоны атомных энергетических реакторов. Дальнейшее повышение экономической эффективности использования топлива в реакторах связано с необходимостью увеличения ресурсных характеристик циркониевых изделий, которые можно повысить, в том числе, путем оптимизации технологии их изготовления. Здесь на первый план выступают высокие требования к пластичности материалов в процессе холодной обработки давлением. Для обеспечения оптимальной технологической пластичности циркониевых сплавов необходимо знание закономерностей их деформационного поведения, эволюции микроструктуры в процессе пластического течения и влияния на неё структурно-фазового состояния материала.
Интерес к сплавам циркония и выбор в качестве материала исследований обусловлен и тем, что к настоящему времени положение в области исследований пластической деформации ГПУ- циркониевых сплавов нельзя считать удовлетворительным, что во многом связано с недостатком
экспериментальных исследований в этом направлении. Характер их деформации, поведение кривых пластического течения и закономерности эволюции дефектной структуры изучены недостаточно. Необходимо отметить, что до сих пор не сложилось единого представления даже о природе пластической деформации и механизмах упрочнения нелегированного циркония. Деформационные характеристики многокомпонентных технических ГПУ - сплавов на его основе и влияние на них фазового состава и микроструктуры изучены значительно слабее. Противоречива информация о вторичных системах скольжения, отсутствуют систематические исследования эволюции дислокационной структуры циркониевых сплавов в процессе пластического течения, а также ее взаимосвязи со стадийностью деформационных кривых. Сложность интерпретации имеющихся результатов во многом связана с разной степенью чистоты материалов и набором легирующих элементов. Наиболее существенное влияние на деформационное поведение циркония и его сплавов оказывает примесь внедрения - кислород, однако природа ее воздействия на микромеханизмы сдвига требует детального изучения.
Отсутствие точных количественных данных о вкладе различных деформационных мод в пластическую деформацию циркония не позволяет до конца понять физические механизмы его деформационного упрочнения и текстурообразования. Не ясна роль особенностей развития микроструктуры в возникновении и развитии неоднородности деформации на мезоскопическом уровне, а также макролокализации деформации ГПУ- циркониевых сплавов, связанной с ранним возникновением шейки.
Знания по данным вопросам имеют большой научный интерес, поскольку позволяют понять не только особенности деформации анизотропных ГПУ- материалов, но и получить дополнительные сведения о закономерностях деформационного поведения поликристаллов в условиях нагружения, перераспределения напряжения и передачи деформации между различно ориентированными к оси деформации зернами. С другой стороны,
эти данные совершенно необходимы для выяснения природы влияния хода эволюции микроструктуры и текстурообразования на потерю устойчивости пластического течения ГПУ - сплавов циркония, развитие процессов макролокализации макродеформации и образование очага разрушения. Последнее особенно важно для оценки запаса технологической пластичности циркониевых сплавов, которые подвергаются большим деформациям в процессе получения готовых изделий.
В этой связи безусловно актуальной является задача исследования эволюции дислокационной структуры ГПУ циркониевых сплавов и влияния на её ход состава, структуры и тина упрочнения (твердорастворное, дисперсное), что представляет самостоятельный научный интерес, а также служит ключом к пониманию роли факторов, определяющих эффективность деформационного воздействия в процессе холодной обработки давлением.
Сложность и многообразие деформационного поведения сплавов циркония не могут быть описаны только на основе традиционных дислокационных механизмов, а требуют обязательного рассмотрения процессов, одновременно протекающих на мезо- и макроскопических уровнях. Это предполагает концепция структурных уровней деформации твердых тел, сформулированная В.Е. Паниным, и положенная в основу нового подхода к изучению пластичности и прочности материалов -физической мезомеханики, успешно развиваемого в ИФПМ СО РАН. Согласно принципам физической мезомеханики пластическая деформация рассматривается как единый иерархически связанный многоуровневый процесс пластической деформации при условии взаимосвязи кинетики развития структуры на различных уровнях. Актуальность настоящей диссертационной работы определяется и тем, что в ней реализован многоуровневый подход к экспериментальному изучению пластической деформации анизотропных поликристаплических материалов, позволяющий установить взаимосвязь и соподчиненность процессов на макро-, мезо- и микроуровнях в условиях существенной неоднородности пластического
течения и текстурообразования.
Целью настоящей работы является установление закономерностей пластического течения ГПУ- сплавов циркония на различных структурномасштабных уровнях в зависимости от состава и типа упрочнения.
В работе поставлены следующие конкретные задачи:
1. Сравнительный анализ кривых пластического течения ГПУ сплавов циркония систем Zr-'NЪ и Zr-Sn и установление характера их стадийности.
2. Классификация дислокационных субструктур в ГПУ- сплавах циркония и выявление роли анизотропии скольжения, состава и типа упрочнения в дислокационных превращениях. Установление взаимосвязи эволюции дефектной структуры со стадийностью деформационных кривых.
3. Выявление закономерностей развития макролокапизации деформации в циркониевых сплавах и условий потери устойчивости их пластического течения при формировании шейки.
4. Установление взаимосвязи между процессами деформации на микро-, мезо- и макроскопических структурных уровнях на примере самосогласованного пластического формоизменения материала, реализуемого в очаге деформации ГПУ-сплава циркония при его трансформации в шейку разрушения.
Научная новизна работы.
1. Выявлен сложный характер параболической стадии деформационных кривых сплавов циркония, заключающийся в разделении ее на ряд участков с переменными значениями показателя и скорости деформационного упрочнения.
2. Проведены классификация дислокационных субструктур и систематическое исследование закономерностей дислокационных превращений при пластической деформации технических ГПУ - сплавов циркония систем 2г-1ЧЬ и 2г-8п, установлена взаимосвязь эволюции дефектной структуры с типом упрочнения и со стадийностью деформационных кривых Выявлены две последовательности эволюции
10
дислокационных субструктур, определяемые типом упрочнения: формирование фрагментированной структуры при преимущественно дисперсном упрочнении (сплавы Zт-NЪ), либо - мезополос локализации деформации в условиях сильного твердорастворного упрочнения кислородом (сплав циркалой-2).
3. Проведен анализ количественных характеристик микросзруктуры и их эволюции при деформации, в том числе, на основе представлений о геометрически необходимых дислокациях (ГНД) и геометрически необходимых границах (ГНГ). Измерены плотности геометрически необходимых дислокаций рпш и статистически запасенных дислокаций /?сзд. Показано, что в условиях высоких градиентов внутренних напряжений около границ несовместности деформации, вклад ргнд является доминирующим, а характер эволюции подсистемы ГНД определяет деформационное поведение ГПУ- сплавов циркония.
4. Обнаружено явление низкотемпературного деформационного возврата путем коалесценции субзерен, возникающее по достижении критической фрагментированной структуры как механизм релаксации накопленных внутренних напряжений, а также один их механизмов текстурообразования в сплавах циркония
5. Исследованы закономерности субструктурного упрочнения. Выделены вклады различных компонент дислокационной плотности в напряжение течения сплавов Zт-NЪ. Установлено, что выполняется модифицированная зависимость Холла-Петча для субструктуры 5 ~сГ”, где с1 - средний размер зубзерна, 1/2 < т < 1. Обнаружена обратная зависимость Холла-Петча для субструктуры, связанная с укрупнением элементов структуры в процессе атермической коалесценции.
6. Обнаружено неизвестное ранее явление колебательной неустойчивости пластического течения на параболической стадии упрочнения, проявляющееся во взаимосогласованном периодическом изменением картины распределения локализованной деформации в образце и
11
в дискретной смене показателя деформационного упрочнения п. Выявлена нелинейность кинетики накопления деформации в очаге макролокализации в процессе его трансформации в шейку разрушения.
7. Проведен анализ эволюции микротекстуры и факторов Шмида для различных систем скольжения в процессе растяжения сплава Zr-\%NЪ в условиях формирования шейки. Установлена взаимосвязь колебательной неустойчивости пластического течения со структурно-ориентационной неустойчивостью в очаге локализованной деформации.
8. Выявлена связь активности различных систем скольжения с закономерностями эволюции количественных параметров микроструктуры. Обнаружена цикличность дислокационных превращений, сопровождающаяся распадом субфаниц и перераспределением дислокаций по механизму коалесценции.
9. Выявлена взаимосвязь между колебательным изменением скорости локальной деформации в режиме «упрочнение-разупрочнение» и циклическим характером дислокационных превращений в очаге деформации в процессе его трансформации в шейку.
Научная и практическая ценность диссертационной работы состоит в том, что получены экспериментальные данные о закономерностях эволюции микроструктуры в процессе пластического течения сплавов циркония в зависимости от состава и типа упрочнения. Показано, что высокая способность анизотропных поликристаллических материалов к пластическому формоизменению без нарушения сплошности может быть достигнута путем реализации релаксационных процессов мезоуровня, обеспечивающих аккомодацию высоких локальных внутренних напряжений, возникающих из-за несовместности деформации различно ориентированных зерен. Установлено, что в сплавах циркония такими релаксационными механизмами являются: 1) непрерывная эволюция субзеренной структуры путем коалесценции, сопровождающаяся периодической перестройкой системы фаниц, в результате которой они перестают быть стопорами
12
деформации и способны эффективно поглощать дислокации; 2) формирование мезополос локализации деформации, обеспечивающих релаксацию напряжений в результате локальной переориентации решетки около границ зерен. Оба механизма препятствуют разрушению, однако их эффективность зависит от устойчивости к микросдвигу, которая определяется составом и структурой материала.
Показано, что в сплавах 2г-ЫЬ с дисперсным упрочнением и слабым твердорастворным упрочнением реализуется релаксационный механизм 1 типа, который сопровождается макролокализацией деформации и проявляется в возникновении . колебательной неустойчивости локализованного пластического течения, способствующей переориентации зерен и быстрому формированию текстуры в шейке. Коалесценция фрагментов является необходимым механизмом релаксации накопленных высоких внутренних напряжений, предотвращающим разрушение, при этом сдерживание требуемых дислокационных превращений в условиях высокой плотности и неоднородного распределения частиц второй фазы (сплава Э635) тормозит своевременную пластическую релаксацию напряжений и приводит к разрушению материала.
Пластическая аккомодация напряжений по механизму 2 типа - путем образования полос локализации деформации, возможна в условиях высокой сдвиговой устойчивости на микроуровне, что достигается дополнительным легированием сплава кислородом. Показано, что последнее обеспечивает сочетание прочности, пластичности, повышает сопособность материала к устойчивому пластическому течению без макроскопической локализации деформации.
Оптимальное кинетическое соответствие между скоростью деформации и локальными характеристиками деформационного и скоростного «упрочнения-разупрочнения» циркониевых сплавов обеспечивает повышенную пластичность материала. Полученные в работе данные о возможных путях эволюции дефектной структуры, зависящих от
13
структурно-фазового состояния сплавов, и закономерностях их влияния на формирования очагов разрушения, могут быть использованы для прогноза деформационного поведения сплавов циркония при выборе режимов их деформационной обработки, в том . числе, в процессе получения микрокристаллического состояния материала, а также для рекомендации по оптимизации состава циркониевых сплавов с целью обеспечения их высоких технологических и эксплуатационных свойств.
На защиту выносятся:
1. Экспериментальные данные о разделении параболической стадии пластического течения ГПУ- сплавов циркония на последовательность фрагментов с переменными значениями показателя и скорости деформационного упрочнения, демонстрирующими повторяющийся процесс «разупрочнения-упрочнения».
2. Данные о типах и параметрах дислокационных субструкгур в ГПУ - сплавах циркония, их эволюции в процессе деформации в зависимости от состава и типа упрочнения, определяющей различие в последовательности дислокационных превращений, а также взаимосвязи со стадийностью деформационных кривых.
3. Закономерности деформационного субструктурного упрочнения сплавов циркония, возникающие после достижения критической фрагментированной структуры и заключающиеся в инверсии вкладов компонент дислокационной плотности (рсш и & ад) в напряжение течения, а также инверсии зависимости Холла-Петча для субзерен, обусловленной изменением роли границ от барьерного упрочнения к разупрочнению при динамическом возврате.
4. Явление колебательной неустойчивости локализованного пластического течения ГПУ- сплавов циркония, связанное с возникновением и развитием градиента скорости деформации в образце, и проявляющееся в дискретном уменьшении показателя деформационного упрочнения п после
14
перехода к значениям п < 0.5, показывающего момент потери устойчивости пластического течения образца при формировании шейки.
5. Явление низкотемпературного деформационного возврата путем коалесценции субзерен, возникающее на стадии неустойчивости пластического течения как необходимый аккомодационный механизм мезоуровня деформации и один из механизмов формирования текстуры в ГПУ- сплавах циркония.
6. Взаимосвязь колебательной неустойчивости пластического течения со структурно-ориентационной неустойчивостью в очаге локализации деформации, сопровождающейся переменной активностью призматического скольжения и приводящей к периодическим изменениям в микроструктуре материала, включающим цикличность дислокационных превращений, . перестройку системы границ, эволюцию зеренной (субзеренной) структуры, образование текстуры деформации.
Содержание диссертационной работы.
Диссертационная работа изложена на 342 страницах и состоит из введения, шести разделов, заключения и библиографического списка из 367 источников, содержит 117 рисунков и 15 таблиц.
Во введении обоснована актуальность настоящей работы, показана научная новизна и практическая ценность исследований.
Первый раздел является обзорным. В нем отражены вопросы, посвященные исследованию структуры и свойств циркония и его сплавов, а также механизмов их пластической деформации и деформационного упрочнения. Обсуждаются имеющиеся данные об эволюции дислокационной структуры ГПУ - сплавов циркония в процессе пластической деформации, стадийности деформационных кривых, а также макролокализации и неустойчивости пластической деформации.
Во втором разделе приведено обоснование выбора материалов исследования, описание их структуры и механических свойств. Подробно изложены методы исследования микроструктуры материалов в процессе
15
пластической деформации, а также методики анализа количественных параметров дислокационных субструктур: электронная просвечивающая и растровая электронная микроскопия, рентгеноструктурный анализ, метод дифракции обратного рассеяния электронов. Описаны методы, используемые при исследовании макролокализации деформации.
Третий раздел посвящен исследованию стадийности кривых нагружения сплавов циркония с использованием специальных методов анализа параболических деформационных кривых. Проведён анализ поведения коэффициента деформационного упрочнения в координатах, 6-е, в-S, а также ln(dS/de) - ln(e). Выделены III, IV и V стадии деформационного упрочнения. Установлено, что общим свойством параболической стадии деформационных кривых ГПУ - сплавов циркония является разделение на ряд участков с различным наклоном, определяемым показателем деформационного упрочнения п. Показано, что основной закономерностью параболического деформационного упрочнения сплавов циркония является периодически повторяющийся процесс «разупрочнения-упрочнения», который проявляется в чередовании подстадий с различными значениями скорости упрочнения.
Четвертый раздел посвящен исследованию типов дислокационных субструктур, наблюдаемых в исследуемых сплавах циркония, и их эволюции в процессе пластической деформации. Определена взаимосвязь эволюции дислокационных субструктур и стадийности деформационных кривых. Приведены результаты анализа количественных параметров дислокационных субструктур и особенностей их изменения с деформацией. Обсуждается влияние типа упрочнения на ход эволюции дефектной структуры в процессе пластического течения циркониевых сплавов с различным структурнофазовым состоянием. Выявлена определяющая роль геометрически необходимых дислокаций в эволюции дефектной структуры в сплавах Zr-Nb. Представлены данные о закономерностях формирования напряжения течения, выявлены факторы, определяющие деформационное субструктурное
16
упрочнение сплавов циркония. Показано, что анизотропия скольжения влияет на характер формирования деформационных границ, накопления дислокаций, а также субструктурного упрочнения сплавов циркония. Определены источники внутренних напряжений, приводящие к разрушению материала. Обсуждаются причины развития неоднородного пластического течения сплавов циркония на микроуровне.
В пятом разделе приведены результаты исследования закономерностей макролокализации деформации и их взаимосвязи с неустойчивостью пластического течения на макроуровне с использованием различных методов. Совместный анализ процесса эволюции локализации пластической деформации методами двухэкспозиционной спекл-фотографии и анализа профиля поверхности позволил установить, что возникновение колебательной неустойчивости на параболической стадии пластического течения сплавов циркония связано с началом локального неоднородного изменения геометрии деформируемого образца, являющимся предвестником формирующейся шейки. Исследование показало, что она имеет нелинейный характер и определяется взаимосвязанным колебательным изменением скоростей локальных деформаций удлинения и сужения в режиме «упрочнение-разупрочнение».
В шестом разделе проведены исследования эволюции структуры и микротекстуры методом дифракции обратно рассеянных электронов, электронной микроскопии, рентгеноструктурного анализа в очаге макролокализации деформации. По результатам микротекстурного анализа и анализа действующих систем скольжения путем расчета факторов Шмида идентифицированы механизмы пластической деформации, ответственные за переориентацию базисных нормалей на последовательных стадиях развития текстуры в формирующейся шейке. Исследован характер изменения количественных характеристик внутренней структуры, таких как размер зерна, спектр разориентировок границ зёрен/субзёрен, удельная протяженность границ и их распределение по осям разориентации, состав и
17
содержание специальных границ. Определены закономерности дислокационных превращений, эволюции количественных параметров дефектной структуры и характера деформационного упрочнения. Выявлена взаимосвязь периодичности структурных перестроек с последовательной активизацией различных систем скольжения в процессе переориентации элементов структуры. Установлена взаимосвязь между циклическим характером дислокационных превращений и колебательным характером изменения скорости деформации, наблюдаемым в режиме «упрочнение-разупрочнение» в очаге деформации на макроуровне. Полученные данные позволили установить, что причиной обнаруженного немонотонного деформационного поведения ГПУ- сплавов циркония является корреляция превращений в дефектной системе с процессами деформации на микро- и мезомасштабных уровнях.
Апробация работы.
Международная конференция «Физическая мезомеханика, компьютерное конструирование и разработка новых материалов» (МЕБО’МЕСН 2004) (2004г., 2006г., 2011г., Томск); Международная школа -семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах» (2003г., 2005г., Барнаул); 44, 49, 51 Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (2005г., Вологда; 2010г., Киев; 2011г., Харьков); 3 Российская научно-техническая конференция «Физические свойства металлов и сплавов» (2005г., Екатеринбург); 3, 4 Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» (2006г., 2009г., Москва); 5 Международная конференция «Хаос и структуры в нелинейных системах. Теория и эксперимент» (2006г., Астана, Казахстан); 16 Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов» (2006г., Самара); 14 Международный симпозиум «Цирконий в ядерной энергетике» (2006г., Стокгольм, Швеция); 14, 15 Международная конференция по прочности материалов (1СБМА) (2006г., Сиань, Китай; 2009г., Дрезден, Германия,); 2 международная конференция «Деформация и
18
разрушение материалов и наноматериалов» (2007г., Москва); Международная школа-семинар «Многоуровневые подходы в физической мезомеханике» (2008 г., Томск); 18 сессия международная школы по моделям механики сплошной среды (2007г., Саратов); 13, 15-я зимняя школа по механике сплошных сред (2003г., 2007г., Пермь); 17, 18 Петербургские чтения по проблемам прочности (2007г., 2008г., Санкт-Петербург);
Международный симпозиум «Фазовые превращения в твердых растворах и сплавах. ОМА-11, 12» (2008г., 2009г., Ростов на Дону); 5 Международная конференция «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (2010г., Тамбов); 18 Международная конференция по использованию синхротронного излучения (2010г., Новосибирск).
Публикации. По теме диссертации автором опубликовано 50 работ, в том числе 30 статей в журналах из списка ВАК.
19
1. ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ЦИРКОНИЯ И ЕГО
СПЛАВОВ
1.1 Цирконий и его сплавы: структу ра и механические свойства
1.1.1 Свойства циркония
Чистый цирконий обладает рядом технически важных свойств, среди которых прежде всего следует выделить низкое сечение захвата тепловых нейтронов, характерное для атомных ядер этого элемента. По данному показателю цирконий превосходит практически все другие металлы, пригодные для изготовления деталей активной зоны энергетических атомных реакторов, в частности, для изготовления оболочек тепловыделяющих элементов (твэлов) [1 - 3]. Другое важное свойство циркония - высокая коррозионная стойкость в агрессивных средах [1 - 3]. Удовлетворительные физико-механические свойства в сочетании с высокими ядерными характеристиками позволяют считать Zr «реакторным материалом №1». Zr: порядковый номер Z = 40, атомный вес М = 91,22 а.е.м., электронная конфигурация - [Kr] 4d25s2, группа - 1VB, период - 5, число валентных электронов п - 4 [4]. Характеристики Г'ПУ-решетки а- циркония при комнатной температуре [2, 4]: параметры кристаллической решетки: а = 0,32321 нм; с = 0,51477 нм; отношение с/а = 1,593; объем элементарной ячейки Уи= 46,56-10'3 нм3; атомный объем Qa = 23,28-10'3 нм3; длина межатомной связи db.b = 0,318 нм. Молярный объем Qm= 14,0228-10"6м3/моль. Плотность циркония р = 6,506-103 кг/м3.
Цирконий является аллотропным металлом. При атмосферном давлении цирконий имеет две полиморфные модификации. При температурах от 0 до 1135К стабильна а- фаза с гексагональной плотноупакованной решеткой (Рбз/mmc; с!а = 1,59271 (298К)), которая при 1135К переходит в ß- фазу с объемно-центрированной кубической решеткой (Im3m, а = 0.3609 (1136К)), устойчивую до точки плавления [2, 4, 5].
Несмотря на высокую температуру превращения и достаточно большую диффузионную подвижность атомов переход Zrß—>Zra
20
преимущественно носит черты бездиффузионного, сходного с бейнитным и даже мартенситным превращениями [1 - 5]. Указанный бездиффузионный характер /? —> а превращения подтверждается слабым влиянием скорости охлаждения на положение точки превращения, т.е. температуры мартенситного превращения.
Для легированного циркония возможно образование метастабильных о аЧ а"-фаз и др. [2, 5, 7, 8]. Переход ОЦК решетки Д-циркония в ГПУ а-решетку имеет чрезвычайно большое значение в технологии обработки циркония и его сплавов, так как наличие перехода позволяет регулировать свойства материала в весьма широком диапазоне [1 - 6].
Цирконий характеризуется аномально большим атомным радиусом (га = 0,160 нм). Указанная аномалия обусловлена низкой степенью застройки внутренней (I -оболочки цикония (4ь24р64с12). Следствием этого является пониженная прочность межатомной связи, что подтверждается низкими значениями самодиффузии: примерно 103 кДж/г-атом для и 272 кДж/г-атом для при температуре выше 1200°С. Другим следствием является низкий модуль упругости циркония. При комнатной температуре для модуля Юнга интервал значений от 68 до 104 ГПа (в основном 96...98 ГПа), для модуля сдвига - 33...37 ГПа, для модуля объемной упругости - 83... 105 ГПа, коэффициента Пуассона - 0,32...0,36 [10 - 12]. При повышении температуры модуль упругости быстро уменьшается и при приближении к 1073К достигает 56 ГПа [2, 3]. Таким образом, температура полиморфного превращения в большей степени характеризует прочность межатомной связи, чем высокая температура плавления (1862К).
Цирконий обладает сильной анизотропией, причем модуль Юнга в зависимости от кристаллографического направления может изменяться в три раза. При комнатной температуре модуль Юнга имеет максимальное значение вдоль оси с: НГОоо1] = 125,3 ГПа и минимальное значение под углом 52,5° к оси с: Ет;п = 89 ГПа [10]. Вдоль направлений, лежащих в базисной плоскости, Е± = 99,1 ГПа. Для а- циркония при 298К модули жесткости Су
21
(вдоль оси с, перпендикулярно оси с и под углом ~46,5° к оси с) имеют следующие значения [10]: Си = 143,4 ГПа; С33 = 164,8 ГПа; С44 = 32,0 ГПа; С66= 35,3 ГПа; С,3 = 65,3 ГПа и С)2= 72,8 ГПа.
Несмотря на высокую температуру плавления, чистый цирконий обладает низкими прочностными свойствами. Так, у иодидного циркония (содержание примесей внедрения: С < 810‘3, N < 5-10', О < 5* 10 2) при комнатной температуре ав- 180-^270 МПа, оь.2~ 5СМ-130 МПа, 5= 35+50% [1,
3, 9]. Высокая даже при комнатной температуре пластичность в сочетании с небольшим пределом текучести обеспечивает хорошую деформируемость данного материала.
Цирконий обладает высокой химической активностью по отношению к кислороду и другим элементам внедрения, которые, присутствуя даже в малой концентрации, оказывают значительное влияние на механические свойства. Элементы внедрения присутствуют в цирконии, как правило, в виде твердых растворов внедрения, что приводит к заметному повышению пределов прочности и текучести и снижению пластичности [1-4, 7]. Одним из недостатков циркония является также относительно низкое сопротивление ползучести, что обусловлено пониженной прочностью межатомной связи [1 -
4, 9]. Таким образом, цирконий недостаточно прочен для применения в условиях энергетических реакторов. Поэтому проблема его легирования с целью повышения прочности и жаропрочности возникла сразу после освоения этого металла в качестве реакторного материала, т. е. освоения технологии очистки от сопутствующего всегда гафния и других вредных примесей.
1.1.2 Промышленные сплавы циркония
Реакторное облучение сильно влияет на механические свойства циркония, повышая прочностные характеристики, понижая пластичность, вязкость и характеристики ползучести [1-3]. По этой причине упрочнение материала труб легированием и термомеханической обработкой можно проводить только с учетом сохранения необходимой пластичности и
22
трещиностойкости при изготовлении и эксплуатации материала в реакторных условиях.
К элементам, применяемым для легирования циркония, предъявляются следующие основные требования [1]:
1) легирующий элемент должен иметь небольшое сечение захвата тепловых нейтронов, чтобы не обесценить основное положительное качество
2g 2
циркония - малое сечение захвата нейтронов, составляющее 0,18-10 м (для
28 2
сравнения эта же величина у железа составляет 2,53-10“ м );
2) легирующий элемент должен обеспечивать коррозионную стойкость твэльных оболочек, направляющих труб и других деталей тепловыделяющих сборок (ТВС) активной зоны реактора на весь срок работы;
3) легирующий элемент должен обеспечивать механическую надежность изделий при всех возможных режимах работы реактора;
4) легирующий элемент не должен образовывать радиоактивных долгоживущих нуклидов с сильным излучением, так как это удорожает разгрузку реактора, хранение и транспортировку отработавших твэлов.
Необходимо отметить, что увеличение ресурсных характеристик циркониевых изделий можно повысить путем не только оптимизации их состава, но и технологии изготовления. Здесь на первый план выступают высокие требования к пластичности материалов в процессе холодной обработки давлением.
I (ирконий является переходным металлом с достраивающейся внутренней 4^-электронной оболочкой при наличии заполненной внешней 5^-оболочки. Это определяет многообразие соединений и твердых растворов, образуемых им с различными элементами, и сильное влияние даже небольшого (менее процента) количества легирующего элемента на свойства циркониевых сплавов. Для циркония фазовые взаимоотношения с легирующими элементами определяются фазовыми диаграммами двух видов [1 - 4]. Так, в сплавах со всеми переходными элементами, а также медью и
23
серебром наблюдается понижение границы полиморфного превращения между аир- фазами и получаются системы эвтсктоидного или монотектоидного (для N6 и Та) типа. В случае элементов подгруппы В (III В, IV В, V В) наблюдается повышение температуры полиморфного превращения и переход к диаграммам перитектоидного либо перитектического типа. В этой связи легирующие элементы делятся на две категории: элементы, растворимые в определенной степени в ГПУ-фазе (а-стабилизаторы), и элементы очень ограниченной растворимости в а- фазе и более растворимые в р- фазе (р- стабилизаторы). К первым из них относятся А1, Бп, Л, Та; ко вторым - Сг, Мо, Ре, V, N6. Исследования, выполненные в ряде стран, показали, что из перечисленных выше элементов наибольшее упрочняющее действие в бинарных системах с цирконием показывают А1, Мо, N6, Бп, при этом обращается внимание на эффективность одновременного использования а- и Р- стабилизаторов [1 - 3]. Ясно, что легирование в целях повышения механических свойств нельзя рассматривать безотносительно к коррозионной стойкости и независимо от сечения захвата тепловых нейтронов данного легирующего элемента. Поскольку растворимость большинства легирующих элементов в а-2г мала, то легирование приводит к образованию интерметаллидных фаз в матрице а-Ъг; влияние последних па радиационную и коррозионную стойкость, а также механические свойства сплавов существенно зависит от их состава, размера частиц и характера распределения в матрице.
Наиболее важными являются системы 2г-ЫЬ и Zr-Sn, нашедшие широкое применение в реакторостроении. Первая является базовой для отечественных реакторных циркониевых сплавов, а вторая - для сплавов, используемых в США, применяемых в активной зоне тепловых реакторов (водо-водяных корпусного типа (ВВЭР), водографитовых канального типа с кипящей водой (РБМК), водо-водяных реакторов с водой под давлением (В\¥К), водографитовых канального типа с кипящей водой (РМИ)).
24
1.1.2.1 Сплавы системы цирконий - ниобий
Из всех в принципе возможных элементов наибольшее распространение для легирования циркония в нашей стране получил ниобий. Ниобий имеет небольшое сечение захвата тепловых нейтронов, улучшает коррозионную стойкость циркония, упрочняет твердый раствор, а также эффективно снижает долю водорода, поглощаемую циркониевым сплавом [1
- 3]. Система 2г-ЫЪ характеризуется наличием непрерывного ряда твердых растворов замещения в р - состоянии, что объясняется одинаковыми кристаллическими решетками и близкими атомными радиусами Тх и N6 радиус (0,160 нм для 2г и 0,147 нм для ЫЬ); в а-Ъг ниобий растворяется при монотектоидной температуре в количестве до 1,5% (рис 1.1.). При низких температурах дает диаграмму состояния монотектоидного типа с температурой монотектоидного распада примерно 883К [1 - 3, 4, 5, 13]. Структура бинарных сплавов с ниобием, применяемых в атомной энергетике (с массовым содержанием ниобия до 5,0 мас.%), при комнатной температуре состоит из смеси а- твердого раствора ниобия в цирконии с ГПУ решеткой (а-Хх) и Р - твердого раствора циркония в ниобии (/*-N13), с содержанием последнего около 85% с ОЦК решеткой. В этих сплавах после закалки из р -состояния происходит образование метастабильной фазы а' мартенситного типа (пересыщенный твердый раствор 1ЧЬ в а - Ъх), а в результате последующего отпуска в соответствии с равновесной диаграммой состояния
- выделение дисперсных частиц /?-КЬ. Сплавы системы 2г-1ЧЬ способны к упрочнению за счет полиморфного (3—>а превращения, идущего по бейнитно-мартенситному механизму, и по механизму дисперсионного твердения за счет распада пересыщенного а -твердого раствора [1, 3-5].
Анализ механических свойств, жаропрочности и коррозионной стойкости сплавов системы 2г-ИЬ показал, что сплав должен содержать не более 3 мас.% 1ЧЪ для обеспечения прочности и жаропрочности при сохранении достаточного уровня пластичности [15].
25
Массовое содержание Л&, %
Рис. 1.1. Диаграмма состояния системы Zr - ЫЬ
На основе этого анализа советский ученый Р.С. Амбарцумян с сотрудниками [16] разработали серию сплавов Zr-'NЪ, в том числе два промышленных сплава: сплав Н-1 (Э110) на основе электролитического циркония (содержание примесей внедрения в масс.%: С < 2-10'2, N < 6-10'3, О < 10 ') с массовым содержанием ЫЬ 1% - для оболочек твэлов и сплав Н-2,5 (Э125) с массовым содержанием ЫЬ 2,5% - для канальных труб, кожухов кассет реакторов ВВЭР и других монтажных и силовых деталей активных зон реакторов РБМК и ВВЭР.
Для повышения стойкости сплава Н-1 к высокотемпературному окислению дополнительно вводились небольшие добавки хрома или железа, присутствие которых должно обеспечить наличие в микроструктуре мелких диспергированных интерметаллидов, а также добавки олова, обеспечивающего дополнительное твердорастворное упрочнение. Так, в нашей стране был разработан новый перспективный сплав Э635, имеющий следующий состав: Ъх - 1%№> - 1.3%5п - 0.4%Ре [1,3, 17 - 19]. Структура этого сплава, формирующаяся в процессе серии деформационно-термических обработок и окончательного рекристапизационного отжига, представляет собой а-Ъх зерна с мелкодисперсными выделениями интерметаллидов на основе Ъх, N6 и Ре [13, 14, 18, 20 - 26]. В таблице 1 представлены интерметаллидные фазы, встерчающиеся в сплаве Э635. Основную объёмную долю выделений занимают мелкие частицы средним размером до 0,1 мкм, представляющие фазу Лавеса - Ъх (N6, Ре)г с ГПУ решёткой. Другой тип - крупные частицы размером до 1,5 мкм, объёмная доля которых почти на два порядка меньше, относятся к Т-фазе - (Ъх, N6)2 Ре с ГЦК решёткой. В зависимости от содержания ниобия и железа в сплаве количество той или иной фазы может изменяться.
К настоящему времени проведено детальное исследование структуры и фазового состава как бинарных, так и сложнолегированных сплавов системы 2г-]ЧЬ. Особенно большое количество работ появилось в^ последние годы благодаря развитию современных методов исследований. Наибольший интерес представляет изучение фазового состава интерметаллидных частиц, образующихся в сложнолегированных сплавах Ъх-^Ъ [22 - 29], а также влияния на него деформационно-термических обработок [30 - 32], радиационного воздействия [33 - 35], коррозии [36 - 38]. Установлено, что комплексное легирование циркония оловом, ниобием и железом в сочетании с деформационно-термической обработкой обеспечивает сплаву Э635 по сравнению с бинарными сплавами Э110 и Э125 более высокое сопротивление ползучести, повышенную стойкость к радиационному росту и коррозионную
27
стойкость в воде и кипящем теплоносителе. Недостатком этого сплава
является пониженная технологическая пластичность.
Таблица 1. Выделения вторых фаз в сплаве Э635
Фаза Кристаллическая Параметры Пространственная
структура решетки группа
Zr(Nb,Fe)2 ГПУ а = 0.51-0.54 с = 0.83-0.87 P63/mmc
Zr(Nb,Fe)2 гцк а = 0.705 Fd3m
(Zr,Nb)2Fe гцк а= 1.21
(Zr,Nb)2Fe оцт а = 0.64 с = 0.56-0.58 I4/mcm
(Zr,Nb)3Fe орторомбическая с = 1.10 а = 0.88 b = 0.33 Cmcm
ZrFe3 кубическая 0.1169-0.120
Присутствие примесей в сплавах Zr-Nb вносит изменения в положение границ фазовых областей диаграммы состояния. Наиболее сильное влияние оказывает кислород, который стабилизирует a-Zx, повышая температуру конца а /3 превращения [1-3, 7]. Кислород практически не влияет на коррозию, растворим в а- цирконии до 29 ат.% и, являясь примесью внедрения, существенно упрочняет цирконий [1 - 3, 7, 38, 39]. В работе [39] приведен достаточно полный обзор экспериментальных данных по исследованию систем Nb-O, Nb-Zr-0 and O-Zr, на основе которого построена термодинамическая модель Nb-O-Zr. Данная модель достаточно хорошо согласуется с экспериментальными данными в циркониевом углу диаграммы [38, 39], однако в ней не рассматриваются сложные оксиды включающие как Nb, так и Zr. Высокая растворимость кислорода в цирконии делает перспективным использование легирования кислородом как метод
28
управления структурой и свойствами циркония и его сплавов [1 -3, 7, 33, 34].
1.1.2.2 Сплавы системы цирконий-олово
Большинство исследований относится к сплавам с малым содержанием олова, так как установлено, что наилучшими механическими и коррозионными свойствами обладают сплавы, содержащие до 2% Бп [1 - 3, 6, 9]. Диаграмма состояния 2г-Бп является диаграммой перитектоидного типа [13, 14]. Для нее характерно наличие области твердых растворов Бп в а-цирконии. Граница растворимости не определена с достаточной степенью точности. Согласно наиболее достоверным оценкам, растворимость Бп при 973К составляет 2-3 мас.%. Олово повышает температуру а <-> Р -превращения циркония, являясь а - стабилизатором. Перитектоидная реакция Р + 7г4Бп <-> а протекает при атомном содержании Бп около 7% и 1233К. В [42] показано, что предельная растворимость олова в а - Zr при температуре 673 * 1173К ниже и составляет 4 + 6,4 ат.%, однако прямых доказательств существования интерметаллидного соединения 7г4Бп в промышленных сплавах циркония не обнаружено.
Наряду с ниобием олово является легирующим элементом, способным повышать механические и коррозионные свойства циркония. Основным эффектом действия олова является то, что оно ослабляет влияние вредных примесей, прежде всего азота, содержание которого даже в количестве 0,006% значительно снижает коррозионную стойкость нелегированного циркония [1 - 3]. Успех применения Бп в качестве элемента, нивелирующего влияние вредных примесей, привел к тому, что сплав 7л - 2,5% Бп был объявлен промышленным сплавом циркалой-1. Однако в а-1л образование растворов замещения, в отличие от растворов внедрения, не дает значительного твердорастворного упрочнения.
Подобно 7г-ЫЬ сплавам, в сложнолегированных сплавах системы 7г^т\ дополнительное повышение прочности, а также коррозионной стойкости, достигается введением малых количеств железа, хрома и никеля (суммарное содержание 0,5%), малорастворимых в а-цирконии и присутствующих в
29
Массовая доля олова, %
Атомное содержание олова, %
Рис. 1.2. Диаграмма состояния системы Ъх - Бп
виде интерметаллидов. Так был разработан сплав циркалой-2, содержащий 1,5% 8п, 0,12% Ре, 0,1% Сг, 0,05% N1 и до 0,14% О. Сплав циркалой-2 прошел испытание временем в течение более 40 лет и показал свою надежность в эксплуатации в качестве оболочек твэлов реакторов Р\\^Я и В\УЯ, а также канальных труб. В дальнейшем, с целью улучшения коррозионных свойств циркалоев был предложен сплав с пониженным содержанием никеля - циркалой-4.
зо
Структура и состав интерметаллидов в циркалоях изучены достаточно хорошо [43 - 50]. После закалки из ß- области и отжига при 1043 - 1103К в сплавах присутствует гексагональная фаза Лавеса Zr(CrFe)2, а в циркалое-2 -тетрагональная фаза Zr2(NiFe). Наблюдали также соединения Zr3(FeCr)2, Zr(FeCr)2 и Zr3Fe [55], Zr3 (CrxFet.x) [43]. Размер частиц Zr(FeCr)2 в циркалоях обычно составляет 0,3 - 0,8 мкм, а Zr2(FeNi) - 0,2 - 0,3 мкм. После термообработки в (a+ß)- или ß- областях в циркалое-4 формируются пластинчатые выделениямя метастабильной фазы Zr4(FeCr) размером 0,03-0,05 мкм с ГЦК-решеткой [44, 45]. Возможные фазы в сплавах циркалой приведены в Таблице 2.
Влияние технологической обработки и условий эксплуатации в реакторе на состав, коррозионные и радиационные свойства циркалоев исследовано в работах [51 - 53]. Отмечается, что данные сплавы, в отличие от сплавов на основе Zr-Nb, характеризуются ускоренной коррозией.
1.1.2.3 Механические свойства сплавов циркония
Число циркониевых сплавов, нашедших практическое применение в реакторостроении невелико, что связано с жесткими и часто противоречивыми требованиями, удовлетворить которые могут далеко не все сплавы. Необходимо оптимальное сочетание коррозионной стойкости, сопротивления ползучести, пластичности, трещиностойкости, технологичности.
В России для твэлов и топливных сборок водоохлаждаемых реакторов на тепловых нейтронах применяются три сплава циркония, химический состав которых по легирующим элементам приведен в таблице 3. Дальнейшее усовершенствование сплавов циркония продолжается, о чём свидетельствуют разработанные под руководством A.B. Никулиной сплавы Э110М и Э635М [54 - 58]. Эти сплавы созданы на основе шихты из циркониевой губки (губчатого циркония) и модифицированы путем дополнительного легирования кислородом и железом. Увеличение содержания железа в сплаве Э1 ЮМ приводит к образованию кроме ß-Nb
31
Таблица 2.Выделения вторых фаз, которые могут встречаться в сплаве циркалой - 2 по литературным данным [1,43,45, 47 - 49]
Тип выделений Кристаллическая структу ра и параметр решетки (им) Условия Размер частиц, мкм
Zr(FeCr)2 (а+р)-обл: ГЦК а = 0.71 -0.719 а-обл: ГПУ а = 0.5, с = 0.819-0.83 Fe/Cr = 0-4 Fe/(Fe+Cr) = 0.52 (в циркапой-2) Fc/Cr - любое 0,03-1 0,02-0,3-0.6
Наиболее часто в циркалой-4 FeoooCrojj
ZrCr2 >950°С: ГЦК а = 0.72 <950°С: ГПУ а = 0.51, с = 0.83-0.83 Преимущественно в циркалой - 4 0,62
ZrFe2 ГЦК а = 0.71
Zr2(FcNi) ОЦТ с = 0.65 - 0.68, а = 0.55 - 0.58 Встречается всегда. Для циркапой-2 Fe/(Fe+Ni)=0.47 0.02-0.3,
ZisNi ОПТ с - 0,66, а = 0,527
Zr2Fe ОЦТ с * 0.636 - 0.646, а - 0.54 [00 l]Zr2Fe||[ 1100Ь (110]zrtFcl|[ll 2 Ob
Zr3Fe Орторомбическая а = 0.33, в - 1.1, с = 0.88 Fe/Cr > 4 0.1-2
ГГІУ а = 0,51, с = 0.825 Бинарные сплавы с Fe, Cr, Ni
Zr,Fe,Cr,Sn ГПУ а = 0.82, с = 0.347 Fe/Cr = 57
Zr35Nbior-c2o Г1 (К Рт 3 т или Р 4 Зт а= 1.210-1.215, 1.2309 Сплавы Zr-Nb-Fc
Z^NbjuFejo ПУ Рб^/ттс а = 0.51 -0.55, с = 0,83-0,88 Сплавы Zr-Nb-Fe
Zr4(Fe,Cr) ПІК а = 0,707 Циркалой - 4
ZrSi ГПУ а = 0.504, с = 0.799
32
фазы, также выделений фазы Лавеса - Ъх (N6, Ре)2. Для модифицированных сплавов характерно высокий уровень сопротивления ползучести и упрочнение под облучением, высокое сопротивление коррозии и стойкость к формоизменению в процессе эксплуатации [54 - 58].
В мире промышленное применение нашли циркониевые сплавы 3-х систем (таблица 2). К первым двум, включающим ниобий, относятся российские сплавы. К третьей - зарубежные сплавы типа циркалой (2г-2, Ъх-
4). Высокий уровень эксплуатационных характеристик сплавов Э110 и Э635 способствовал разработке за рубежом в начале и середине 1990-х годов сплавов гШЬО и М5 для применения в Р\\ГЯ. В это же время на базе сплавов циркалой были разработаны и внедрены в промышленную эксплуатацию для оболочек твэлов Р\УЯ в Японии сплавы ИОА и МОА. Совершенствование и разработка циркониевых сплавов за рубежом активно продолжаются, и наметилась тенденция возможности их применения в конструкциях российских реакторов ВВЭР, эксплуатирующихся в других странах. Указанные сплавы в течение многих лет удовлетворяли основные потребности атомной энергетики, однако в последнее время, в связи с необходимостью повышения глубины выгорания топлива требуется разработка и новых сплавов циркония, которая идет по пути комбинирования сплавов циркония с ниобием и сплавов типа циркалой.
Основные механические свойства промышленных сплавов циркония приведены' в Таблице 4 [1, 4]. Циркониевые сплавы характеризуются достаточно высоким уровнем трещиносгойкости. В необлученном и ненаводороженом состоянии циркониевые сплавы хрупко не разрушаются, и для них, как правило, характерен вязкий ямочный механизм разрушения [9]. Изломы всех состояний тонкостенных (0,7 мм) оболочечных труб из циркониевых сплавов характеризуются смешенным вязко - квазихрупким механизмом разрушения.