Влияние структурных факторов на коррозионное растрескивание под напряжением тонкостенных труб из циркониевых сплавов

• Автор: Рожнов, Андрей Борисович
• Шифр специальности: 05.16.01
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2004
• Место защиты: Москва
• Количество страниц: 150 с. : ил.

Содержание
Введение

1. Аналитический обзор литературы

1.1 Химический состав, структура и механические свойства циркониевых сплавов

1.1.1 Основные принципы легирования циркония

1.1.2 Влияние легирующих элементов на свойства циркония

1.1.3 Промышленные циркониевые сплавы для изделий активной зоны атомных реакторов 1.2 Коррозионное растрескивание под напряжением циркониевых
сплавов КРН

1.2.1 Условия возникновения КРН циркониевых оболочечных труб

1.2.2 Методы испытаний оболочечных труб на КРН

1.2.3 Механизмы КРН циркония и его сплавов в разных средах

1.2.4 Влияние различных факторов на КРН циркониевых сплавов
1.3 Выводы и постановка задачи исследования
2. Материал и методика исследований
2.1 Материал
2.2 Методика проведения эксперимента
2.2.1 Структурные исследования
2.2.2 Механические испытания
2. Методика локальных КРН испытаний тонкостенных оболочечных труб с измерением акустической эмиссии
3.1 Схема установки и условия испытаний
3.2 Измерение АЭ аппаратура и информативные параметры
3.3 Количественная оценка коррозионной повреждаемости образцов труб
4. Механизмы и кинетика коррозионного разрушения
4.1 Локальное растравливание поверхности
4.2 Питтингообразование
4.3 Множественное объемное зернограничное разрушение
4.4 Единичное поверхностное растрескивание
4.5 Взаимодействие дефектов различных типов
4.6 Кинетика коррозионного разрушения
5. Влияние различных факторов на сопротивляемость КРН оболочечных труб из циркониевых сплавов
5.1 Влияние прочности
5.2 Влияние структуры
5.2.1 Влияние структуры матрицы сплава Э0
5.2.1.1 Влияние размера зерна
5.2.1.2 Влияние текстуры
5.2.2 Влияние частиц интерметаллидов в сплаве Э5
5.3 Влияние наводораживания
5.3.1 Сплав Э0
5.3.2 Сплав Э5
Выводы
Список использованных источников


Fe,Cr и Ni при введении их в малых количествах, ослабляют ухудшение коррозионного сопротивления из-за наличия олова /1, 2, 4, 5/. Положительное влияние олова на коррозионную стойкость циркония объясняется возможностью образования двухфазной пленки (ZrCVSnC^), свойствами и характером распределения оксида SnC>2, в частности расположением его на межкристаллитных границах Zr /2/. Отрицательное влияние олова на коррозионную стойкость циркония объясняется, по-видимому, перестройкой более плотного тетрагонального слоя диоксида циркония в более "рыхлый" моноклинный слой при легировании оловом. Происходит это из-за образования и роста окислов SnO и Sn3C>4 на границах зерен диоксида циркония. Наиболее высокая коррозионная стойкость сплавов системы Zr-Sn достигается при равномерном распределении мелкодисперсных (<0,1 мкм) интерметаллидов и максимальном обеднении твердого раствора /1,2/. Ниобий является Р -стабилизатором для циркония и сильно его упрочняет, в основном, по твердорастворному механизму. Минимальной скоростью ползучести обладают сплавы с содержанием ниобия 3-5% /1,2/. Максимальной жаропрочности и прочности сплава, при достаточном уровне пластичности, удается добиться при содержании N6 до 3%. Ниобий при его содержании до 5 % в твердом растворе сильно повышает твердость сплава /1-3, 7/. При термической обработке сплавов циркония с ниобием, при содержании ниобия свыше 1,5-2% целесообразно использовать закалку из Р-области с последующим старением (см. Рис. Для таких сплавов эта термообработка является одним из основных способов упрочнения. Сплав 7г-2,5%№), способен к дисперсионному твердению при старении. При содержании ниобия до 1,5% закалку не применяют, поскольку последующее старение не приводит к заметному упрочняющему эффекту. N6 в а-2г(ГПУ)). Превращение является мартенситным, и структура имеет игольчатое строение. Образование а'-фазы приводит к увеличению прочности и соответственно падению пластичности. Дальнейший отпуск при Т= 0-0 °С, приводит к распаду а'-тв. Рмь)* с выделением фазы рмЬ (ОЦК), представляющей собой тонкие удлиненные пластинки. N6 менее 0,6% или при использовании невысокой скорости охлаждения, образуется дислокационный мартенсит. Двойниковый мартенсит является более прочным, чем мартенсит скольжения. Температура закалки не должна быть ниже 0 °С, чтобы не образовалась со-фаза, приводящая к падению пластичности, но и не слишком высокой, поскольку в р-области растет зерно. N6 при закалке из (а+р) или р-области, при наличии микро участков, содержащих больше 5% N6 /1, 2/. Образование этой фазы сопровождается образованием множества микротрещин из-за большой разницы удельных объемов р и со-фаз. Максимальное количество со-фазы, образующейся при закалке в результате р—>Р+со-превращения, наблюдается в сплавах с содержанием ниобия около 8%. Таким образом, в малолегированных (по ниобию) сплавах, упрочнение достигается преимущественно за счет твердорастворного легирования, в среднелегированных может достигаться за счет р—хх’-превращения, а при более высоком содержании ниобия - за счет превращения, связанного с образованием со-фазы /1,2, 7/. Коррозионная стойкость (равномерная коррозия) падает по мере повышения содержания ниобия. Однако, ниобий может стабилизировать коррозионную стойкость циркония посредством изменения влияния вредных примесей. Так если Ы,А1 и С одинаково вредны как в чистом цирконии, так и в сплаве 7г-1%КЬ, то Бь N1 и Ре при содержании до 0,4% вредные в чистом цирконии, не меняют коррозионной стойкости этого сплава. Механизм положительного влияния ниобия заключается в том, что в процессе окисления в пленке Ъс ВОЗМОЖНО Присутствие ниобия в виде ОКСИДОВ ЫЪгОз или Ю2. ЫЬ5, которые располагаясь по границам кристаллитов Zr, способствуют "залечиванию” дефектов защитной пленки /2/. Пересыщение твердого раствора в сплавах системы Zг-NЪ приводит к понижению коррозионной стойкости /1/. Поэтому для сплава 2г-1%ИЬ необходим распад твердого раствора. Наличие в структуре сплавов фазы, а также увеличение ее объемной доли, значительно увеличивает скорость их коррозии /1,2/.