Закономерности и механизмы изменения кристаллографической текстуры оболочечных труб из сплава Zr-1%Nb при термической ползучести тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Сое Сан Тху

• Сое Сан Тху
• кандидат наук
• 2015

Оглавление диссертации кандидат наук Сое Сан Тху

ОГЛАВЛЕНИЕ

12

стр.

Список сокращений и условных наименований

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1 МЕХАНИЗМЫ ПОЛЗУЧЕСТИ АНИЗТРОПНЫХ 12 ТЕКСТУРОВАННЫХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ЦИРКОНИЯ (краткий обзор)

1.1 Общие представления о пластической деформации моно- и поликристаллов

1.2 Механизмы пластической деформации

1.2.1 Скольжение дислокаций

1.2.2 Двойпиковапие в а-циркотш

1.3 Механизмы внутриреакторной ползучести

1.4 Влияние различных факторов на скорость термической ползу- 21 чести

1.4.1 Влияние приложенного напряэ/сения и температуры

1.4.2 Влияние размера зерна, химического и фазового состава

1.4.3 Влияние степени холод)юй деформации и предварительного температуры отжига

1.4.4 Влияние кристаллографической текстуры

Выводы по главе 1

Глава 2 МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И ТЕК- 42 СТУРЫ ТРУБ И ЛИСТОВ ИЗ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ЦИРКОНИЯ

2.1 Подготовка образцов

2.2 Анализ кристаллографической текстуры с помощью ППФ

2.3 Построение ППФ

2.4 Метод вычисления интегральных текстурных параметров Керн- 47 са по прямым полюсным фигурам (0001)

2.5 Построение обратных ПФ по дифракционному спектру

2.6 Анализ формы и положения рентгеновской линии

2.7 Расчет плотности дислокаций

2.8 Съемка и построение обобщенных ППФ параметров рентгенов- 56 ской линии

Выводы по главе 2

Глава 3 ЗАКОНОМЕРНОСТИ ИЗМЕНЕНИЯ ТЕКСТУРЫ 58 ПРИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И РЕКРИСТАЛЛИЗАЦИИ МОНОКРИСТАЛЛОВ ct-Zr

3.1 Описание исследованных образцов

3.2 Текстурообразование при прокатке монокристаллов циркония

9

3.2.1 Двойникование как основной механизм деформации монокрн- 67 столпов циркония

3.2.2 Изменения текстуры при скольэ/сении 71 3.3 Анализ механизмов рекристаллизации прокатанных монокри- 72 сталлов и поликристаллов циркония и сплава Zr-l%Nb

3.3.1 Рекристаллизация прокатанного монокристалла

3.3.2 Рекристаллизация прокатанных поликристаллов

3.3.3 Влияние двойникования на изменение текстуры при последу- 80 югцей рекристаллизации

3.3.4 Влияние неоднородности распределения деформационного 83 наклепа в зернах разных ориентации на процесс рекристаллизации

3.3.5 О повороте деформированной матрицы в результате рекри- 85 сталлизации на угол 30° вокруг базисной нормали

Выводы по главе 3

Глава 4 ИЗУЧЕНИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТЕЙ ПОЛЗУЧЕСТИ 89 ОБОЛОЧЕЧНЫХ ТРУБ

4.1 Описание образцов оболочечных труб из сплава Э110, испы- 89 танных под внутренним давлением

4.2 Особенности подготовки образцов для рентгеновских исследо- 94 ваний оболочечных труб малого диаметра

4.3 Анализ структуры и текстуры испытанных образцов

4.4 Изменение анизотропии оболочечных труб в результате их де- 114 формации

Выводы по главе 4

Глава 5 ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ НА 118 ВАРЬИРОВАНИЕ ТЕКСТУРЫ ОБОЛОЧЕЧНЫХ ТРУБ

5.1. Исследованные образцы

5.2. Анализ кристаллографической текстуры выдавленных труб из 121 сплава Э110

5.3. Изменение кристаллографической текстуры при варьировании 137 технологических параметров холодной прокатки и термообработки

5.3.1 Влияние напряженного состояния при прокатке труб на осо- 139 бенности их кристаллографической текстуры

5.3.2 Влияние отэ/сига на изменение текстуры трубных заготовок 148 Выводы по главе 5 153 Общие выводы 156 СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАНЫХ ИСТОЧНИКОВ

Список сокращений и условных наименований

АЭС — атомная электрическая станция;

A3 - активная зона;

БКР — блок когерентного рассеяния;

ВВЭР - водо-водяной энергетический ¡эеактор (корпусного типа); ГПУ — гексагональная плотноупакованная структура;

ДР - дистанционирующая решётка, используемая в тепловыделяющих сборках;

КНС — критическое напряжение сдвига; ЛЭ - легирующий элемент;

НК - направляющий канал тепловыделяющей сборки; НН - нормальное направление в листе; НП - направление прокатки;

НППФ - неполная (текстурная) прямая полюсная фигура;

ОПФ — обратная (текстурная) полюсная фигура;

ОППФ — обобщённая прямая полюсная фигура;

ОЦК — объёмно-центрированная кубическая структура;

ПН - поперечное направление в листе;

ПППФ — полная (текстурная) прямая полюсная фигура;

РБМК - реактор большой мощности канальный;

TBC - тепловыделяющая сборка (кассета);

твэл - тепловыделяющий элемент;

ФП - фазовое превращение;

ФРО — функция распределения ориентаций;

ХД - холодная деформация,

ЦТ - центральная труба,

ЯЭУ — ядерные энергетические установки,

BWR - Boiling Water Reactor - кипящий водо-водяной реактор;

CANDU - CANada Deuterium Uranium (реактор канального типа);

ICOTOM - International Conference on Texture of Materials

L(A) - продольное (осевое) направление в цилиндрических заготовках(труба,

пруток);

R - радиальное направление в цилиндрических заготовках; Т — тангенциальное направление в цилиндрических заготовках; PWR - Pressurized water reactor - реактор с водой под давлением f-параметр - интегральный текстурный параметр, рассчитываемый по распределению базисных нормалей, параметр Кёрнса;

Q-фактор - характеризующий соотношение деформации трубы по стенке и среднему диаметру;

а-фаза — низкотемпературная модификация циркония, характеризующаяся ГПУ структурой;

Р-фаза - высокотемпературная модификация циркония, характеризующаяся ОЦК структурой;

со-фаза -модификация циркония, характеризующаяся ГПУ структурой и устойчивая в ограниченной температурной и концентрационной областях; (j, = L /L0 - вытяжка изделия при выдавливании или прессовании заготовки; е - деформация; é - скорость деформации.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Закономерности и механизмы изменения кристаллографической текстуры оболочечных труб из сплава Zr-1%Nb при термической ползучести»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность. Постоянное ужесточение параметров эксплуатации энергетических установок с одновременным повышением требований к их надёжности требует целенаправленного изменения свойств изделий из циркониевых сплавов, применяемых в качестве конструктивных элементов активной зоны реактора на тепловых нейтронах. Низкая симметрия гексагональной кристаллической решётки а-Хх, основной фазы всех промышленных циркониевых сплавов, в сочетании с кристаллографической текстурой, формирующейся в этих сплавах при технологической обработке, обуславливает повышенную анизотропию их свойств. Известно, что особенности кристаллографической текстуры изделий из а-Хг контролируют совокупность физико-механических характеристик, коррозию, радиационный рост и ползучесть. В этой связи, актуальность работы заключается в исследовании стабильности текстуры оболочечных труб при термической ползучести. В литературе этот вопрос до настоящего времени не освещен, хотя ползучесть оболочечных труб и других изделий из циркониевых сплавов является характеристикой, чрезвычайно важной при эксплуатации атомных реакторов. Именно поэтому изучение механизмов термической ползучести оболочечных труб было выбрано в качестве актуальной диссертационной темы.

Еще один аспект данной диссертации, определяющий ее актуальность - впервые использованная прокатка монокристаллов а^т и их последующая рекристаллизационная термообработка, позволившие применительно к цирконию впервые расщепить процессы пластической деформации и рекристаллизации на подпроцессы, локализованные в зернах с разными кристаллографическими ориентациями и, тем самым, существенно уточнить механизмы, ответственные за протекание этих процессов. Те же процессы протекают в поликристаллическом цирконии и его сплавах при основных технологических операциях, сопряженных с текстурообразованием.

При последующем изучении термической ползучести оболочечных труб было обнаружено, что в подвергнутых заключительной термообработке трубах из сплава 2г-1%№> при их испытании на термическую ползучесть происходит заметное, ранее не наблюдавшееся варьирование кристаллографической текстуры выражающееся в изменении интегральных текстурных параметров Кернса. Показано, что активность действующих механизмов ползучести существенно зависит от условий испытания на термическую ползучесть, т.е. от температуры и напряжений. Изучение термической ползучести оболочечных труб, как одного из компонентов радиационной ползучести, характеризуется значительной практической актуальностью с точки зрения проблем эксплуатации атомных реакторов.

Цель и задачи диссертации

Цель данной диссертационной работы состояла в установлении закономерностей и выявлении механизмов изменения кристаллографической текстуры оболочечных труб из циркониевых сплавов в условиях термической ползучести.

Для достижения поставленной цели решены следующие задачи:

1) выявление закономерностей формирования текстуры а-Хх при холодной прокатке и последующей рекристаллизации деформированных монокристаллов и уточнение действующих при этом механизмов;

2) изучение изменения текстуры оболочечных труб в результате их испытаний на термическую ползучесть в температурном интервале 300-450 °С;

3) установление режимов технологической обработки труб, способствующих устойчивости их текстуры в условиях термической ползучести.

Научная новизна диссертации заключается в следующем:

Представленные в работе экспериментальные результаты по большей части получены впервые или же существенно уточняют установленные ранее закономерности формирования и изменения текстуры в оболочечных трубах

при деформации, рекристаллизации и ползучести, а также в условиях реальных технологических процедур.

Представленные в работе экспериментальные результаты по большей части получены впервые или же существенно уточняют установленные ранее закономерности формирования и изменения текстуры в оболочечных трубах при деформации, рекристаллизации и ползучести, а также в условиях реальных технологических процедур.

1. Впервые экспериментально продемонстрирована ориентационная зависимость развития двойникования на различных этапах холодной прокатки а-Ъх.

2. В результате впервые проведенных экспериментов по прокатке монокристаллов циркония выявлена структурная неоднородность изделий с развитой текстурой, содержащих области, сформированные с участием двойникования.

3. Впервые выявлены закономерности рекристаллизации прокатанных монокристаллов а^х.

4. Уточнена зависимость деформационного наклепа зерен а-2г от их ориентации по отношению к текстурным максимумам и минимумам.

5. Впервые изучены изменения текстуры и структуры образцов из сплавов Ъх в процессе термической ползучести и механизмы, ответственные за эти изменения.

6. Поставлены эксперименты и выявлены технологические приемы, способствующие формированию текстуры, устойчивой в условиях термической ползучести.

Научная и практическая значимость диссертации

В научном плане диссертация Сое Сан Тху восполняет ряд существенных пробелов, существующих до настоящего времени в физическом металловедении циркония. Во-первых, диссертант впервые осуществил эксперименты по прокатке монокристаллов а-Ъх, поскольку ранее таких монокристаллов не существовало. Анализ результатов этих экспериментов на основе рентгеновских данных позволил однозначно установить действовавшие в а-

Ъх механизмы пластической деформации и последующей рекристаллизации,

8

а также выявить закономерности деформационного упрочнения. Эти результаты существенно помогают в интерпретации данных, получаемых при изучении прокатанных изделий из поликристаллических циркониевых сплавов. Изученные впервые текстурные изменения в оболочечных трубах в условиях термической ползучести описывают важную составляющую их радиационной ползучести, без учета которой невозможна безаварийная эксплуатация атомных реакторов.

Объединение в рамках одной работы исследования прокатанных монокристаллов а-7г и поведения оболочечных труб из циркониевых сплавов при термической ползучести мотивировано тем, что и при прокатке монокристалла, и при текстурных изменениях в образце при термической ползучести мы имеем дело с деформацией отдельных кристаллитов. Однако, при прокатке монокристалла эта деформация осуществляется принудительно, а при ползучести в отдельных зернах образца деформационные механизмы под действием малых напряжений и термических флуктуаций инициируются самопроизвольно. Хотя скорости деформации в обоих случаях различаются на ~5 порядков величины, возникает вполне закономерный вопрос о том, сколь сильно механизмы пластической деформации а-Ъс при ползучести отличаются от механизмов, ответственных за деформацию монокристалла. Ответить на этот вопрос может помочь только рентгеновский текстурный анализ.

Результаты рентгеновского изучения прокатанных и отожженных монокристаллических образцов а-Хх, а также реальных полуфабрикатов и оболочечных труб из циркониевых сплавов являются надежной научной основой для целого ряда актуальных технологических разработок. В их числе разработки, направленные на получение оболочечных труб с заданными величинами интегральных текстурных параметров, повышение структурной и текстурной однородности изделий из циркониевых сплавов, выбор наиболее эффективных путей повышения устойчивости текстуры трубы в условиях ее эксплуатации и, в частности, при термической ползучести. Совокупность полученных в работе результатов представляет интерес для исследователей, ра-

9

ботающих в области физики твердого тела, физического металловедения циркония, технологии обработки циркониевых сплавов и проблем, связанных с практическим использованием изделий из циркониевых сплавов в атомных реакторах.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Установленные закономерности формирования текстуры холодной прокатки в монокристаллах циркония и ответственные за это механизмы пластической деформации.

2. Выявленные особенности распределения деформационного наклепа в зернах <х-Ъх с разными ориентациями в прокатанных образцах.

3. Установленные закономерности протекания рекристаллизации в прокатанных монокристаллах ы-Ъх.

4. Установленные закономерности изменения текстуры и субструктуры оболочечных труб при термической ползучести и механизмы, ответственные за эти изменения.

5. Предложенные приемы технологической обработки оболочечных труб, способствующие формированию в них текстуры, устойчивой в условиях термической ползучести.

Достоверность результатов диссертации обусловлена применением обоснованных методик рентгеновского исследования, базирующихся на известных положениях теории рентгеновской дифракции и надежно проверенных моделях теории текстурообразования, связывающих процессы переориентации зерен материала с действующими в них механизмами пластической деформации, рекристаллизации и деформационного упрочнения. О достоверности полученных результатов свидетельствует также взаимная согласованность данных, полученных при использовании разных методик и представленных в разных разделах диссертации. Взаимное соответствие данных, представленных в литературном обзоре и в главах, посвященных текстурным изменениям при прокатке монокристаллов, термической ползучести и техно-

логической обработке оболочечных труб, также указывает на достоверность развиваемых в диссертации научных и прикладных положений.

Апробация работы. Основные положения работы докладывались и обсуждались на следующих научных семинарах и конференциях: Научная сессия НИЯУ МИФИ-2013 и НИЯУ МИФИ-2014 (г. Москва, 2013 и 2014 гг.); 9-я Европейская конференция по остаточным напряжениям (ECRS-9), г. Труа, Франция, июль 2014 г.; 17-я Международная конференция по текстурам металлических материалов (ICOTOM-17), г. Дрезден, Германия, август 2014 г.

Личный вклад автора. Автор принимал непосредственное участие в получении экспериментальных данных, включая подготовку образцов для исследования, проведение рентгеновских измерений по разным методикам, обработку полученных результатов с использованием имеющегося комплекса компьютерных программ, систематизацию и сопоставление результатов на основе определенных критериев, активно участвовал в обсуждении результатов и написании статей.

Публикации. Основное содержание диссертации представлено в 9 научных работах, включая 7 статей в реферируемых отечественных и иностранных научных журналах, входящих в перечень ВАК РФ, а также входящие в базу данных Scopus.

Структура и объем работы. Диссертация изложена на 164 страницах, состоит из введения, пяти глав и выводов, содержит 111 рисунков, 14 таблиц, библиографический список из 77 источников.

ГЛАВА 1 МЕХАНИЗМЫ ПОЛЗУЧЕСТИ АНИЗТРОПНЫХ ТЕКСТУ-РОВАННЫХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ ЦИРКОНИЯ

1.1 Общие представления о пластической деформации моно- и поликристаллов

Деформацией называется изменение формы и размера тела под действием приложенного внешнего напряжения. Деформации делятся на упругие и пластические. При упругой деформации происходит обратимое смещение атомов металлов от положений равновесия, а при пластической - необратимые смещения атомов на значительные расстояния от исходных положений равновесия.

Пластическая деформация в монокристалле осуществляется, как показано на рисунке 1.1, путем сдвига одной части кристалла относительно другой. Существует два механизма пластической деформации: скольжение и двойникование.

а а - недеформированный монокристалл,

б - деформация скольжением,

в - двойникованием

Рисунок 1.1 — Схематическое изображение сколь-$ жения и двойникования в монокристалле

8

Сплавы циркония, используемые в ядерной энергетике, имеют поликристаллическую структуру. В реальных условиях эксплуатации материалов деформация зерен начинается сразу по нескольким системам скольжения и сопровождается изгибами и поворотами плоскостей скольжения. Как видно из рисунка 1.2, с увеличением степени деформации зерна постепенно вытя-

гиваются, образуется металлографическая текстура. Наряду с металлографической образуется и кристаллографическая текстура, характеризующаяся преимущественной ориентацией кристаллитов в определенном кристаллографическом направлении.

-ъ 1 \ V -иЙт ¡Ир --1. л—— - —

_Г

\

а б в г д

а - 0%, 6-1%, в- 40%, г, д- 90% (разные сечения прокатанного листа)

Рисунок 1.2 - Изменение микроструктуры поликристалла при увеличении степени деформации

В результате холодной пластической деформации металл упрочняется, изменяются его физические свойства. Упрочнение материала в результате пластической деформации называется наклепом.

1.2 Механизмы пластической деформации

1.2.1 Скольжение дислокаций

Когда ученые установили, что металлы имеют периодическую структуру, они смогли рассчитать напряжение, требуемое для сдвига одной части кристалла относительно другой на одно межатомное расстояние. Необходимое напряжение оказалось в сто раз больше наблюдаемого на опыте. Чтобы объяснить расхождение, ученые ввели понятие дислокации. Теоретически было показано, что дислокации перемещаются по кристаллической решетке при гораздо меньших напряжениях и создают на поверхности необходимую ступеньку. Дислокации можно представить в виде дополнительной плоскости атомов в решетке. Так как межатомные силы вокруг данного дефекта иные, чем в идеальной решетке, дислокации могут двигаться под влиянием приложенного напряжения.

Скольжение дислокаций происходит по определенным плоскостям, в определенном направлении. В а-Хх: при температурах от комнатной до

-500 °С скольжение действует преимущественно по призматическим плоскостям первого порядка {1010} в <а> направлении <1120>. Менее выражена, но также активная система {0001}<1120 по базисным плоскостям в том же направлении. В области высоких концентраций напряжений, например, в приграничной области, активируется скольжение по пирамидальным плоскостям {1011}, изображенным на рисунке 1.3. Системы скольжения с вектором Бюргерса вдоль <с> направления наблюдаются довольно редко и при условии высокотемпературной деформации. Кроме того, при определенных условиях действует скольжение по пирамидальным плоскостям первого и второго порядка {1011} и {1121} в <с+а> направлении <1123> [1].

Базисная Призматическая Пирамидальная

(0001) < 1120 > {1010} < 1120 > {1011} < 1120 >

Рисунок 1.3 - Основные системы скольжения в ГПУ-металлах [2]

В процессе деформации в материале происходит поворот кристаллической решетки. Для наглядности изображают смещение ориентации оси приложенной силы относительно кристаллографических координат решетки. На рисунке 1.4 проекция силы обозначена 5". В начальный момент действует призматическая система (1010)[1210], затем добавляется (1100) [1120], по достижении области их равного действия проекция смещается в [0110].

Согласно модели Тейлора [4, 5], сдвиговое напряжение, действующее в плоскости скольжения, определяется как сила, действующая в направлении

скольжения, согласно рисунку 1.5, Fcosfi, деленная на площадь А/ cos а. Таким образом, сдвиговое напряжение находится из уравнения

т = а ■ cosa ■ cosfi (1.1)

, F

[12)0]

1 lopMtuib

К 11ЛОСКОС1Н

скольжения

(11201

Направление скольжения

(5010)

Рисунок 1.4 - Схематичное изображение рисун0к 1.5 - Схематическое изображе-изменения ориентации оси приложенной ние сисхеМы скольжения [4] силы при деформации [3]

Согласно закону Шмида скольжение активируется при напряжениях, превышающих критическое сдвиговое напряжение, т > ткр, которое для каждой системы скольжения определяется своей величиной.

Когда деформируется поликристалл, формоизменения в каждом зерне должны быть согласованы с деформацией соседних зерен. Для того, чтобы удовлетворить данному требованию, Тейлор предположил, что деформация однородна во всем поликристалле. При этом среди всех возможных комбинаций из пяти систем скольжения активируются те, для которых требуется минимальная энергия активизации. Энергия, необходимая для активизации систем скольжения в одном зерне, в единицу объема рассчитывается по формуле [4]

сМ = оц&гц = ткр 2 йу. (1.2)

Данное предположение показывает, что критическое скалывающее напряжение одинаково для всех систем скольжения. Таким образом, активизируются те системы скольжения, для которых величина сдвига минимальна. Однако модель Тейлора не совместима с природой процессов сколь-

жения и необходимостью рассогласовывать деформацию отдельного зерна и всего образца.

Согласно модели Закса об однородности напряжений в зернах, действующие системы деформации определяются величиной фактора Шмида. На рисунке 1.6 показан стереографический треугольник, разбитый на области преобладающих систем скольжения. При попадании проекции оси нагруже-ния в определенную область можно определить активную систему деформации. Если ось попадает на границу, то вероятность активизации систем одинакова. [6]

Когда определены активные системы скольжения в каждом зерне, можно определить из уравнения 1.1 сдвиговые напряжения, из уравнения 1.3 - деформацию, каждый этап которой изменяет текстуру.

Рисунок 1.6 - Области преимущественной активизации систем скольжения [6] Деформация в каждом зерне определяется по формуле

¿^и = С1-3)

где тч = + ^-гц) - тензор Шмида, Ъи Ь;- - компоненты вектора Бюр-

герса, лежащего в плоскости скольжения, "П.г-, п} - компоненты нормали к плоскости скольжения относительно системы координат кристалла.

1.2.2 Двойникование в а-цирконии

В ГПУ металлах деформация вдоль <с> направления активизирует двойникование. В отличие от скольжения, при котором происходит переме-

щение дислокаций вдоль плоскости, двойникование вызывает переориентацию одной части кристалла относительно другой с образованием симметричных областей, которые, постепенно увеличиваясь, продолжают развитие пластической деформации.

Весь процесс двойникования можно разделить на 4 стадии [7]:

1) Зарождение. На данном этапе происходит накопление дислокаций в зоне двойникования.

2) Формирование. На втором этапе количество дислокаций становится критическим для формирования будущих двойников.

3) Рост. Двойниковая зона имеет иглообразную форму и рассекает, как правило, все зерно.

4) Распространение. На последней стадии зона двойникования увеличивается в толщине.

При гомогенном зарождении двойников требуется большая свободная энергия активации, нежели в случае активизации процесса скольжения. Следовательно, для зарождения двойников требуется либо высокая локальная концентрация напряжений, либо специальные неоднородности. Из-за довольно разной природы механизмов зарождения двойников критические напряжения сдвига имеют большой разброс в значениях.

На этапе формирования и начале роста двойниковая область имеет линзовидную форму, что сводит к минимуму свободную энергию, высокие напряжения концентрируются на конце линзы, двойник увеличивается в длине. Если напряжения в кристалле однородны, то двойник может распространяться с околозвуковой скоростью. При существенной неоднородности напряжений, например, в углублениях поверхности, двойник может распространяться квазистатично, либо прекратить рост при снятой нагрузке [7].

Под действием растягивающих напряжений вдоль оси с активизируется система двойникования {1012}<1011> и в меньшей степени -{1121}<112б>. Под действием сжимающих напряжений вдоль оси с активизируется показанная на рисунке 1.7 система {1122}<1123> и при высоких

17

температурах наблюдается система двойникования {1011}<1012>. В некоторых случаях, когда процесс двойникования ещё не завершен, может возникать и плоскость двойникования {1123} [4].

Основные критерии двойникования:

1) величина смещения атомов из положения равновесия минимальна;

2) решетка симметрична относительно плоскости двойникования;

3) решетка совпадает сама с собой при повороте вокруг направления двойникования на определенный угол.

Рисунок 1.7 — Переориентация базисных нормалей в случае действия разных систем двойникования в а-Ъг [8]

Двойникование может играть важную роль в процессах деформации при благоприятной ориентации решетки. Более того, двойникование активизирует новые системы скольжения даже в областях с локальной концентрацией напряжений таких, как границы двойникования или места взаимодействия дислокации с двойниковой областью. Таким образом, возможно скольжение и с вектором Бюргерса<с+а>.

Обобщая выше сказанное, можно отметить основные параметры механизмов пластической деформации в цирконии и циркониевых сплавах, занесенные в таблицу 1.1.

Растяжение вдоль оси с

{1121}<ТТ26>

Сжатие вдоль оси

{1011}<1012>

{1122}<1123>

85.22^|

I

{1012}<1011>

Таблица 1.1 — Основные параметры деформации циркониевых сплавов (нагрузка параллельна оси с) [9]

Механизм Плоскость Система Смещение Деформация £, % Условия

Скольжение Призм. {1010}<1120> - - Во всем температурном интервале и при низких напряжениях

Скольжение Базисная {0001}<1120> - - При повышенной температуре

Скольжение Пирамид. {1011}<1123> - - Средние температуры и повышенные напряжения

Скольжение Пирамид. {1121}<1123> - - Повышенные температуры и напряжения

Двойникова-ние Пирамид. {1012}<1011> 0,167 +8,7 Средние и низкие температуры, растяжение

Двойникова-ние Пирамид. {1121}<1126> 0,630 +36,3 Низкие температуры, растяжение

Двойникова-ние Пирамид. {1122}<1123> 0,225 -11,9 Средние и низкие температуры, сжатие

Двойникова-ние Пирамид. {10И}<1012> 0,104 -0,9 Средние и высокие температуры, Сжатие

1.3 Механизмы внутриреакторной ползучести

Ползучесть — это деформация материала под воздействием постоянного напряжения, возникающая, как правило, при повышенных температурах.

Внутриреакторная ползучесть включает в себя две компоненты [10]:

1) термическая ползучесть, вклад которой для циркония начинается при температурах выше 300-350°С и зависит от микроструктурных изменений под облучением. Термическая ползучесть, протекающая в реакторных условиях, отличается от термической ползучести необлученного материала.

2) радиационная ползучесть, которая слабо зависит от температуры, но дает существенный вклад в диапазоне температур современных реакторов.

Для материалов в нейтронной среде ядерного реактора деформация происходит за счет движения дислокаций и радиационно-индуцированных дефектов под воздействием напряжений. Облучение нейтронами производит большое количество точечных дефектов - вакансий и собственных межузель-ных атомов, - которые перемещаются по кристаллической решетке и собираются на различных поглотителях. Из-за анизотропии решетки циркония движение дислокаций и собственных межузельных атомов происходит предпочтительно параллельно базисной плоскости в <а> направлений решетки. Дислокации являются стоками для вакансий и собственных межузельных атомов, но краевая дислокация притягивает межузельные атомы сильнее, чем вакансии. Дислокации, созданные деформацией и облучением, лежат в базисной и призматической плоскостях. Из-за диффузионной анизотропии межузельных атомов они имеют тенденцию поглощаться дислокацией, лежащей в призматической плоскости. Диффузия вакансий изотропна, и они имеют тенденцию поглощаться преимущественно на дислокациях, лежащих в базисных плоскостях. Кроме того, собственные межузельные атомы, как правило, поглощаются на границах зерен, ориентированных параллельно призматической плоскости, а вакансии на границах, параллельных базисной плоскости. Поглощение либо вакансии, либо собственных межузельных атомов границами зерен является причиной пластической деформации.

Два наиболее известных механизма ползучести [10]:

1) механизм преимущественной абсорбции (SIPA), предполагающий движение вакансий и межузельных атомов на дислокации в зависимости от ориентации векторов Бюргерса в отношении приложенных напряжение сдвига. Скорость диффузионной ползучести [10]

ё-^-. (1-4)

где 12 — атомарный объем, Dv - объемный коэффициент диффузии, к -

константа Больцмана, d - диаметр зерна, Т - абсолютная температура и а -

20

приложенное напряжение. Диффузионная ползучесть активируется, когда приложенное напряжение мало для активации движения дислокаций.

2) механизм переползания и скольжения, благодаря которому образованные деформацией дислокации перемещаются в обход препятствий для их движения - радиационно-индуцированных точечных дефектов. Дислокация может "переползать" барьер и под влиянием приложенного напряжения скользить к следующему барьеру, тем самым создавая в материале напряжения и образуя в конечном итоге ступеньку на поверхности.

Скорость дислокационной ползучести определяется из уравнения [11]

£ — рЪу, (1.5)

где р - плотность подвижных дислокаций, Ь - вектор Бюргерса, V - средняя скорость движения дислокаций.

В рамках данной работы рассматриваются, прежде всего, механизмы термической ползучести.

1.4 Влияние различных факторов на скорость термической ползучести

На рисунке 1.8 представлена типичная кривая ползучести, показывающая зависимость деформации от времени при постоянной температуре и нагрузке. £о — мгновенная деформация в момент приложения нагрузки.

I - неустановившаяся стадия, II — установившаяся, III - стадия разрушения материала

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Сое Сан Тху, 2015 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

1. Tenckhoff Е. Deformation mechanisms, texture and anisotropy in Zirconium and Zircaloy. - ASTM, Special technical publication (STP 966), Philadelphia, 1988.-77 p.

2. Staroselsky A., Anand L. A constitutive model for hep materials deforming by slip and twinning / International Journal of Plasticity, №0749-6419, 2003 - p. 22

3. Zirconium in the Nuclear Industry: Fourteenth International Symposium / Rudling P., Kammenzind B. ASTM STP 1467, 2005 - p. 928

4. Plunket B.W. Plastic anisotropy of hexagonal closed packed metals. University of Florida, 2005-p. 183

5. Вишняков Я.Д., Бабарэко А.А., Владимиров С.А. Теория образования текстур в металлах и сплавах // Энергоиздат, М.: Наука. - 1979. - 344с.

6. Исаенкова М.Г. Закономерности развития кристаллографической текстуры и субструктурной неоднородности в циркониевых сплавах при деформационном и термическом воздействиях: дисс. на соискание ученой степени д.ф.-м.н., 2011 - 433 с.

7. Abdolvand Н. Multi-scale modeling and experimental study of deformation twinning in hexagonal close-packed materials. Queen's University, Canada, 2012 -p. 202

8. Murty K.L., Charit I. Texture development and anisotropic deformation of Zircaloys. / Progress in Nuclear Energy, №48, 2006 - p. 325-359

9. Ballinger R.G., Pelloux R.M. The effect of anisotropy on the mechanical behavior of zircaloy-2. / Journal of Nuclear Materials, №97, 1981 - p. 231-253

10. Adamson R., Garzarolli F., Patterson C. In-Reactor Creep of Zirconium Alloys. Advanced Nuclear Technology International, Sweden, 2009 - p. 144

11. Wenjing L. Effect of texture on anisotropic thermal creep of pressured Zr-2,5Nb tubes. Queen's University, Canada, 2009 - p. 266

12. Oviasuyi R.O., Klassen R.J. Assessment of the anisotropic flow stress and plastic strain of Zr-2.5%Nb pressure tubes at temperature from 25 °C to 300 °C. / Journal of Nuclear Materials, № 315, 2012 - p. 242-247

13. Holt R.A. In-reactor deformation of cold-worked Zr-2.5Nb pressure tubes / Journal of Nuclear Materials, №372, 2008 - p. 182-214

14. Маркелов В.А. «Совершенствование состава и структуры сплавов циркония в обеспечение работоспособности твэлов, ТВС и труб давления активных зон водоохлаждаемых реакторов с увеличенным ресурсом и выгоранием топлива», автореферат дисс. на соискание ученой степени д.т.н., с. 48.

15. Займовский А.С., Никулина А.В., Решетников Н.Г. Циркониевые сплавы в атомной энергетике. - М.: Энергоиздат, 1994. - 256 с.

16. Choubey R., Aldridge S.A., Theaker J.R. Effect of extrusion-billet preheating on the microstructure and properties of Zr-2,5Nb pressure tube materials. / Zirconium in the Nuclear Industry: Eleventh Symposium, ASTM STP 1295, 1996 - p. 657-675

17. Shishov V.N., Nikulina A.V., Markelov V.A. Influence of neutron irradiation on dislocation structure and phase composition of Zr-base alloys. / Zirconium in the Nuclear Industry: Eleventh Symposium, ASTM STP 1295, 1996 - p. 603-622

18. Holt R.A., Pingshun Z. Micro-texture of extruded Zr-2.5Nb tubes. / Journal of Nuclear Materials, №335, 2004 - p. 520-528

19. Shishov V. The evolution of microstructure and deformation stability in Zr-Nb-Fe (Sn, O) alloys under neutron irradiation. 16th International Symposium on Zirconium in Nuclear Industry. Kroll medal presentation. ASTM STP 1529, 2010

20. Физическое материаловедение: Учебник для вузов: В 6 т. Том 1. Физика твердого тела / Под общей ред. Калина Б. А. М.: МИФИ. 2012. - 762 с.

21. Graff S. Micromechanical modeling of the deformation of HCP metals. GKSS, Geesthacht, 2008 - p. 109

22. ZIRAT15 annual report. / Adamson R., Garzarolli F., Patterson C., and etc. Advanced Nuclear Technology International, Sweden, 2010 — p. 325

23. Xu F., Holt R.A., Daymond M.R. Modeling texture evolution during uniaxial deformation of Zircaloy-2. / Journal of Nuclear Materials, №394, 2009 - p. 9-19

24. Holt R.A., Christodoulou N., Causey A.R. Anisotropy of in-reactor deformation of Zr-2.5Nb pressure tubes. / Journal of Nuclear Materials, №317, 2003 -p. 256-260

25. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А., Фесенко B.A. Современные методы экспериментального построения текстурных прямых полных полюсных фигур по рентгеновским данным // Заводская лаборатория. Диагностика материалов, 2013, том 79, № 7, часть 1, с. 25-32.

26. Perlovich Yu., Isaenkova M. Distribution of с- and a-Dislocations in Tubes of Zr Alloys. - Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 33A, No.3, 2002, pp. 867-874.

27. Бородкина M.M., Спектор Э.Н. Рентгенографический анализ текстуры металлов и сплавов. - М.: Металлургия, 1981. - 272 с.

28. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев JI.H. - М.: Металлургия, 1982. -632 с.

29. Горелик С.С., Расторгуев JI.H., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электронно-микроскопический анализ. - М.: Металлургия, 1970. — 358 с.

30.Тейлор А. Рентгеновская металлография. Пер. с англ. - М.: Металлургия, 1965.-366 с.

31. Русаков А.А. Рентгенография металлов / М.: Атомиздат, 1977. - 480 с.

32. Хейкер Д.М., Зевин JÏ.C. Рентгеновская дифрактометрия/ М.: Физма-тгиз, 1963.-280 с.

33. Физическое материаловедение: Учебник для вузов: В 6 т. Том 3. Физика твердого тела / Под общей ред. Калина Б. А. М.: МИФИ. 2012. - 798 с.

34. Храмов А.С., Назипов Р.А. Рентгеноструктурный анализ поликристаллов. Часть I. Элементы теории, руководство и задания к лабораторным ра-

ботам. Учебно-методическое пособие для студентов физического факультета. Изд. 2-ое, исправл. и допол. / Казань. 2009.- 64 с.

35. Engler О., Randle V. Introduction to texture analysis: macrotexture, microtexture, and orientation mapping. / CRC Press, 2010 - p. 430.

36. Kocks U.F., Tome C.N., Wenk H.-R. Texture and Anisotropy. Preferred orientation in polycrystals and their effect on materials properties. - Cambridge University Press, 1998. - 676 p.

37. Дуглас Д. Металловедение циркония. - М.: Атомиздат, 1975. - 360 с.

38. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А. Закономерности текстурообразования в цирконии при пластической деформации и термообработке // Типография НИЯУ МИФИ, 2014, с. 528.

39. Kearns J.J. Thermal expansion and preferred orientation in Zircaloy. -WAPD-TM-472, TID-4500, Nov. 1965. Bettis Atomic Power Lab., Pittsburgh P.A.

40. Tempest P.A. Preferred orientation and its effect on bulk physical properties of hexagonal polycrystalline materials. - J. Nucl. Mater., 1980, v. 92, p. 191-200.

41. Дж. Най. Физические свойства кристаллов. Пер. с англ. - М: Мир, 1967. -385 с.

42. Hofer G. X-ray measurement of complete pole figure and calculation of orientation parameters of Zircaloy. - Experimental Techniques of Texture Analysis. 1986, p. 331-346.

43. Perlovich Yu., Bunge H.J., Isaenkova M. Inhomogeneous distribution of residual deformation effects in textured BCC metals. - Textures and Microstructures, 1997, v. 29, 3-4, p. 241-266.

44. Pecharsky V.K., Zavalij P.Y. Fundamentals of powder diffraction and structural characterization of materials. / Springer, 2009 - p. 742.

45. Perlovich Yu., Isaenkova M. Distribution of c- and a-Dislocations in Tubes of Zr Alloys. - Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 33A, No.3, 2002, pp. 867-874.

46. Williamson G.K., Smallman R.E. Dislocation densities in some annealed and cold-worked metals from measurements on the X-ray Debye-Scherrer spectrum. -Phil. Mag., 1956, V. 1, pp. 34-46.

47. Aqua E.N., Owen C.M. The Microstructural characterization of cold-rolled zircaloy-4 sheet. - Trans. AIME, 1967, v. 239, p. 155-161.

48. Griffiths M., Winegar J.E., Mecke J.F., Holt R.A. Determination of dislocation densities in hexagonal close-packed metals using X-ray diffraction and transmission electron microscopy. - Advances in X-Ray Analysis, 1992, v. 35, p. 593599.

49. Griffiths M. X-ray line-broadening analysis of dislocations in a single crystal of Zr. -Z.Kristallogr. Suppl. 27, 2008, 135-141.

50. Chatterjee S.K., Sen Gupta S.P. An X-ray Fourier line shape analysis in cold-worked hexagonal zirconium. - J.of Mater. Science, 1974, v. 9, p. 953-960.

51. Chatterjee S.K., Sen Gupta S.P. An X-ray Fourier line shape analysis in cold-worked hexagonal metals. Part 2. Titanium, magnesium and zinc. J.of Mater. Science, 1975, v. 10, p. 1093-1104.

52. Sen R., Chattopadhyay S.K., Chatterjee S.K. An X-ray Fourier line shape analysis in cold-worked hexagonal Titanium base alloys. - Metall. Mater. Trans.A, 1998, v. 29, p. 2639-2642.

53. Warren B.E. and Averbach B.L. The effect of cold-worked distortion on X-ray patterns, J. Appl. Phys., 1950, v. 21, p. 595-600.

54. Averbach B.L and. Warren B.E. Interpretation of X-ray patterns of cold-worked metal, J. Appl.Phys., 1949, v. 20, 885-886.

55. Warren B.E. X-ray diffraction. - Addison-Wesley Publishing Company, Inc., Reading, Massachussetts, 1969. - 381 p.

56. Мацегорин И.В., Осипов B.B. Влияние текстуры на анизотропию физических и механических свойств канальных и оболочечных труб из сплавов на основе циркония / М.: МИФИ, 1984- 32 с.

57. Tenckhoff Е. The development of the deformation texture in zirconium during

rolling in sequential passes. - Met. Trans. A, 1978, 9, p. 1401-1412.

162

58. Akhtar A. Prismatic slip in Zr single crystals at elevated temperatures. - Met. Trans. A, 1975, 6, p. 1217-1222.

59. Akhtar A. Basal slip in Zirconium. - Acta Met., 1973, 21, № 1. p. 1 - 11.

60. Hobson D.O. Textures in deformed zirconium single crystals // Trans. Met. Soc. AIME. 1968. v. 242. p. 1105-1110.

61. Мацегорин И.В., Русаков A.A., Евстюхин А.И. Анализ механизма тек-стуро-образования в а-цирконии с применением моделирования на ЭВМ. - В сб.: Металлургия и металловедение чистых металлов. -М.: Атомиздат, 1980. вып. 14, с. 39-52.

62. K.Pawlik, J.Pospiech, K.Lucke "The ODF approximation from pole figures with the aid of the ADC-method"- Proc. of ICOTOM-9, Avignon , France, (1990), p25

63. Phillippe M.J., Serghat M., Van Houtte P., Esling C. Modeling of texture evolution for materials of hexagonal symmetry. II. Application to zirconium and titanium a or near a alloys. - Acta Metallurgica et Materialia, 1993, v. 43, p. 16191630.

64. Рекристаллизация металлов и сплавов. Под ред. Хесснера Ф., пер. с англ. М.: Металлургия, 1982. 352 с.

65. Dewobroto N., Bozzolo N., Batberis P., Wagner F. On the mechanisms governing the texture and microstructure evolution during static recrystallization and grain growth of low alloyed zirconium sheets // Int. J. Mat. Res. 2007. № 97. p. 826-833.

66. Wagner F., Bozzolo N., Van Landuyt O., Grosdidier T. Evolution of recrystallization texture and microstructure in low alloyed titanium sheets // Acta Mater. 2002. №50. p. 1245-1259.

67. Gerspach F., Bozzolo N., Wagner F. On the stability of recrystallization texture in low alloyed titanium sheets // Application of Texture Analysis, Ceramic Transactions. 2008. v. 201. p. 593-600.

68. Исаенкова М.Г., Перлович Ю.А. Кинетика и механизмы текстурообра-зования в а-цирконии при прокатке // Физика металлов и металловедение. 1987. т.64. вып. 1. с.107-112.

69. Перлович Ю.А., Исаенкова М.Г. Переориентация кристаллитов а-циркония при прокатке //Известия АН СССР. Металлы. 1987. № 3. с. 152-

70. Исаенкова М.Г., Каплий С.Н., Перлович Ю.А., Шмелева Т.К. Особенности изменения текстуры прокатки циркония при рекристаллизации // Атомная энергия. 1988, т. 65, вып. 1. с. 42-65.

71. Перлович Ю.А., Исаенкова М.Г., Шмелёва Т.К., Никулина A.B., Завьялов А.Р. Изменение текстуры труб из сплава Zr-2,5% Nb при рекристаллизации // Атомная энергия. 1989. т.67. вып. 5. с. 327-331.

72. Perlovich Yu., Isaenkova М. Recrystallization. Ed. К. Sztwiertnia, 2012. р. 1-

73. Трефилов В.И. и др. Структура, текстура и механические свойства деформированных сплавов молибдена. Киев: Наукова Думка, 1983. с. 88-1

74. Perlovich Yu., Isaenkova М., Fesenko V. Use of generalized pole figures in the X-ray study of textured metal materials // Z. fur Kristallographie. 2007. suppl. 26. p. 327-332.

75. Пирогов E.H., Артюхина JI.JI., Алымов М.И., Перлович Ю.А., Исаенкова М.Г. Механизм сверхпластичности циркониевого сплава Н-1. - Атомная энергия, 1987, т. 62, № 2, с. 142-144.

76. Isaenkova М., Perlovich Yu. Regularities of recrystallization in sheets and tubes of Zr-alloys. - In: Microstructural and Crystallographic Aspects of Recrystallization. Ed.N.Hansen et al. Riso National Lab., Roskilde, Denmark, 1995, p. 371-

77. Isaenkova M., Perlovich Yu. Krapivka N., Fesenko V, Krymskaya O., Suda-kova A. Recrystallization of cold-rolled Zr single crystals / Mater.Science Forum, 2013, v. 753, pp. 275-278

155.

20.

376.