Содержание материала

Облучение потоком нейтронов приводит к повышению предела текучести и снижению пластичности [62, 118]. Предел текучести повышается практически до предела прочности. Насыщение влияния облучения на механические свойства наступает при интегральном потоке нейтронов 1021 см-2.
На рис. 5.4, а показаны начальные участки диаграмм статического деформирования циркалоя-2 до и после облучения 1134]. Пределы текучести и прочности при 315°С после облучения интегральным потоком нейтронов (14-2)-1021 см-2 (Е>0,625Мэв) увеличились от 12,3 и 28,3 до 38 и 45,7кгс/мм2.
Циклическое упруго-пластическое деформирование разупрочняет облученный циркалой-2, причем диаграмма циклического деформирования (амплитуды напряжений в зависимости от амплитуды деформаций) после стабилизации оказывается близкой к диаграмме циклического деформирования необлученного циркалоя-2. Длительность процесса стабилизации облученного циркалоя-2 составляет 0,15—0,25 от числа циклов до разрушения.
Снижение пластичности при нейтронном облучении уменьшает величину разрушающей амплитуды деформаций при числе циклов до 105 по сравнению с необлученным циркалоем-2 [134]. Это следует из сопоставления кривых усталости при 315° С необлученного циркалоя-2 (см. рис. 5.3,6) и облученного (см. рис. 5.3,в). Повышению предела прочности и текучести при облучении сопутствует увеличение предела усталости от 17,4 в необлученном состоянии до 18,1 кгс/мм2.
Оказывая заметное влияние на механические свойства циркониевых сплавов, облучение незначительно изменяет величину эффективных коэффициентов концентрации напряжений [118, 134]. Эффективный коэффициент концентрации напряжений для образцов с надрезом, характеризуемых теоретическим коэффициентом, равным 3, до и после облучения при числе циклов до разрушения 106 составил соответственно 1,55 и 1,6 [118]. Чувствительность металла сварного шва к концентрации напряжений существенно выше, чем основного металла (циркалоя-2) [134]. При эксплуатации ядерных реакторов может происходить окисление и наводороживание материалов.
Воздействие рабочей среды и повышенной температуры вызывает образование на поверхности деталей окисной пленки, приводящей к снижению усталостной прочности. Образцы из циркалоя-4 были выдержаны в течение трех суток при 360°С для создания на поверхности окисной пленки. Предел усталости образцов с окисной пленкой при 20°С уменьшился на 20%, а при 315°С влияние пленки было незначительно [126]. Окисление снижало сопротивление термической усталости циркалоя-2 [126].
Циркониевые сплавы подвержены наводороживанию во время длительной работы при повышенной температуре в водородсодержащих средах. При наводороживании уменьшается пластичность сплавов (см. гл. 3). Так, сужение поперечного сечения ψ наводороженного циркалоя (0,005% Н2) составляло при температуре до 100° С не более 10% вместо 50% в исходном состоянии, а при увеличении содержания водорода до 0,01—0,02% снижалось еще в большей степени. Увеличение температуры до 150—200° С сопровождается возрастанием ψ до значений, соответствующих ненаводороженному сплаву [121].
Водород в циркониевых сплавах образует гидриды, расположение которых в объеме металла оказывается чувствительным к величине, направлению и знаку действующих напряжений. Пластинки гидридов, формируясь, располагаются перпендикулярно к направлению напряжений растяжения. Наличие гидридных пластинок в сплаве циркония, особенно ориентированных перпендикулярно к напряжениям растяжения, уменьшает пластичность сплава в такой степени, что при соответствующей концентрации и размерах гидридных включений может оказать существенное влияние на сопротивление усталостному разрушению.
Отрицательное влияние гидридов на прочность деталей из циркониевых сплавов может быть связано также с различием коэффициентов теплового расширения гидридов и циркония [1G4], вызывающим появление переменных температурных напряжений при изменении температуры.
Исследование влияния наводороживания и ориентации гидридов было проведено на сплаве Zr — 2,5% Nb [28]. Образцы из холоднокатаных труб подвергали наводороживанию и повторному изгибу при комнатной температуре. Термообработка проводилась по режимам 3, 7, 9 (см. табл. 5.1). Наводороживание проводили в газообразном водороде при 500° С. Содержание водорода в образцах составляло 0; 0,02 и 0,05 вес. %. В трубах, подвергнутых термообработке по режимам 3,7 (см. табл. 5.1), форма выделения и ориентация гидридов были практически одинаковыми. Гидриды имели вид строчечных слоистых скоплений мелких пластин длиной до 1 мм, ориентированных параллельно направлению прокатки труб. Повышение содержания водорода увеличивало длину строчечных скоплений.
В образцах, прошедших высокотемпературный отжиг по режиму 9 (см. табл. 5.1), гидриды представляли собой произвольно ориентированные пластины разной длины. Указанная ориентация получалась после наводороживания напряженных образцов.
Для переориентации гидридов наводороженные образцы нагревали до 400—410° С, нагружали до напряжений 34— 35 кгс/мм2 (образцы из труб с термообработкой по режимам 37, табл. 5.1) и 14 кгс/мм2 (образцы из трубы с термообработкой по режиму 9), при одноосном растяжении выдерживали под нагрузкой в течение 1 ч и охлаждали, не снимая нагрузки. В этом случае гидриды ориентировались перпендикулярно к действию напряжений при последующем циклическом нагружении. 

Первый тип ориентации гидридов, параллельно направлению прокатки, далее будет обозначен знаком II, а второй — знаком 1. Переориентация на образцах из труб с термообработкой по режиму 3 (см. табл. 5.1) была иногда частичной и в целом составляла 50—100%· Степень переориентации определялась отношением протяженности гидридов, перпендикулярных к направлению изгибающих напряжений в образцах, к общей протяженности гидридных включений.
На рис. 5.5 приведены кривые усталости, полученные при испытании наводороженных образцов из трубы, термообработанной по режиму 3 (см. табл. 5.1). При проведении испытаний фиксировали появление трещин и разрушение образцов. Кривые по появлению трещин (пунктирная линия) проведены через точки, характеризуемые наименьшей долговечностью. При содержании водорода в сплаве 0,02 и 0,05% с ориентацией гидридов, т. е. по направлению напряжений изгиба, отношение числа циклов до появления трещин к числу циклов до разрушения увеличивалось при снижении амплитуды деформаций от 0,4—0,5 при εα=1% до 0,6—0,8 при εα=0,4%. В образцах с ориентацией гидридов 1, т. е. перпендикулярно к изгибающим напряжениям, скорость развития трещин была выше, и указанное отношение в интервале деформаций εα= 0,41,0% составляло 0,7—0,8.
Термический режим наводороживания (500° С, 5 ч) незначительно (см. рис. 5.2, в) повышал, а наводороживание снижало сопротивление малоцикловому разрушению по сравнению с исходным состоянием (см. рис. 5.2,6). Уменьшение сопротивления малоцикловому разрушению было тем больше, чем выше было содержание водорода в сплаве, в рассмотренных пределах, особенно при εα>0,8% (Ν<2·103), в этом случае пластичность сплава приобретает преимущественное значение. Наиболее заметное снижение сопротивления малоцикловому разрушению наблюдалось при наводороживании до 0,02%, а при дальнейшем увеличении содержания водорода темп ухудшения свойств уменьшался.
Максимальное снижение сопротивления малоцикловому разрушению было отмечено при ориентации гидридов ±. При εη>0,6% сопротивление разрушению образцов, содержащих 0,02% Н2 с ориентацией ±, заметно меньше, чем образцов, наводороженных до 0,02 и 0,05% с ориентацией гидридов.
Таким образом, долговечность образцов из сплава Zr — 2,5% Nb, содержащих 0,02% Н2 в виде гидридов, ориентированных перпендикулярно, по сравнению с исходными образцами (см. рис. 5.2, б) уменьшается в 3—3,5 раза при амплитуде деформаций εη=1,0%. При уменьшении повторной пластической деформации и переходе к упругому деформированию это различие исчезает. При содержании водорода 0,05% снижение долговечности наблюдалось во всем интервале деформаций 0,3— 0,8%, причем снижение долговечности при εα=0,8% достигало одного порядка, а при εα=0,4% циклическая долговечность уменьшалась примерно в два раза. Отрицательное влияние гидридов, ориентированных, наблюдалось во всем интервале деформаций 0,4—1,0%, и при содержании водорода 0,02% число циклов до разрушения было меньше, чем в исходном состоянии, примерно в 2 раза.
Кривизна кривой усталости наводороженных образцов уменьшалась наиболее заметно при ориентации ±.
Характер воздействия наводороживания на сопротивление малоцикловому разрушению образцов, термообработанных по режиму 7 (см. табл. 5.1), был аналогичным. При ориентации гидридов наводороживание до 0,05% снижало долговечность по сравнению с исходным состоянием при амплитудах деформаций до 0,4%, а при более низких амплитудах (до 0,3%) отрицательное влияние наводороживания не было отмечено. При ориентации гидридов ± и содержании водорода 0,02% долговечность уменьшалась еще сильнее, примерно в 4 раза при εа=о,8%, но начиная с εβ = 0,5% долговечность наводороженных образцов превышала долговечность в исходном состоянии. Наводороживание образцов, термообработанных по режиму 9 (см. табл. 5.1), оказало менее систематическое влияние на сопротивление малоцикловому разрушению, чем наводороживание образцов, термообработанных по другим режимам. Наводороживание  до 0,05% Н2 при произвольном расположении гидридных включений приводило к уменьшению долговечности в 1,5— 2 раза по сравнению с исходным состоянием при амплитудах 0,5—1,0%. При ориентации гидридов ± и содержании водорода до 0,02% долговечность образцов была на уровне исходного состояния в интервале амплитуд 0,3—1,0%.
Наводороживание заметно изменяло характер разрушения и вид излома. В исходном состоянии образцы разрушались практически одинаково. Кроме основной трещины, развитие которой приводило к разрушению, появлялись трещины длиной до 2 мм и большое число очень мелких, до 0,5 мм, трещин на длине примерно 8 мм в месте утонения образца. Развитие трещин шло преимущественно по зерну. Изломы всех образцов имели вид изломов вязкого типа (рис. 5.6,а). Наводороживание до 0,02% (ориентация ||) резко увеличивало число мелких трещин типа надрывов, а при нагружении с амплитудами деформаций εα>0,5% в изломах появлялись участки скола, параллельные направлению прокатки труб. Образование участков скола происходило по поверхностям раздела металл — гидрид (рис. 5.6,б). Повышение содержания водорода до 0,05% увеличивало число участков скола в изломах, а при амплитудах 0,8—1,0% изломы имели четко выраженную слоистость (рис. 5.6, в). 


Рис. 5.5. Кривые усталости сплава Zr — 2,5% Nb в наводороженном состоянии (на рисунке указано содержание водорода и ориентация гидридов) до появления трещин (сплошные линии) и по разрушению (пунктирные).
1 — исходное состояние; 2—5 — кривые с рис. 5.5, а—г соответственно.

Разрушение при ориентации гидридов _1_ происходило с образованием основной трещины и весьма небольшого числа (до 10) очень мелких трещин длиной 0,1—0,2 мм, а изломы образцов имели вид, типичный для хрупкого разрушения (рис. 5.6,г). Образование основной трещины, развитие которой приводило к разрушению образца, происходило по поверхностям металл — гидрид. В работе [176] также показано, что в наводороженном циркалое-2 (холоднодеформированиые на 20% трубы) возникновение начальных трещин при циклическом нагружении связано с наличием гидридных включений.

Рис. 5.6. Изломы образцов, испытанных на усталость:
а — исходное состояние; б, в — 0,05% Н

Полученные результаты свидетельствуют о том, что наводороживание  сплава Zr — 2,5% Nb может приводить к заметному уменьшению циклической долговечности. Наиболее сильное снижение сопротивления разрушению наблюдается при амплитудах деформаций более 0,4% и при ориентации гидридов перпендикулярно к направлению переменных напряжений. Гидриды являлись очагами возникновения усталостных трещин и участками их наиболее легкого развития. Наличие в структуре сплава гидридов приводило к изменению характера разрушения в вида изломов, При наличии гидридов в виде строчечных слоистых скоплений, параллельных направлению прокатки труб, направление развития трещин изменялось при встрече с гидридами на 90°, и в изломах появлялись участки скола, параллельные направлению изгибных напряжений. При расположении гидридов перпендикулярно к напряжениям изгиба направление развития трещин совпадало с направлением ориентации гидридов, и в этом случае отмечалось наибольшее уменьшение сопротивления усталостному разрушению. Такое влияние наводороживания  отмечено на холоднокатаных трубах из сплава Zr— 2,5% Nb, подвергнутых отжигу при температуре до 500°С, а также на трубах из закаленного, холоднодеформированного и состаренного сплава.