книги из ГПНТБ / Ривкин, Е. Ю. Прочность сплавов циркония

зучести на циклическую долговечность при испытаниях с вы*

до 50 мин не повлияло на число циклов до появления трещин и до разрушения. Амплитуда упруго-пластических деформаций была равна 1,57%, а напряжение растяжения при выдержке составляло 18,6 кгс/ммг.

Результаты испытаний образцов на повторный симметрич­ ный изгиб при комнатной температуре приведены на рис. 5.2. Образцы (рис. 5.2, а) изготавливали из труб (см. табл. 5.1, режимы 3—9), вырезая их по образующей. Точки по появлению трещин на рис. 5.2 обозначены крестами, а соответствующие кривые проведены пунктирной линией. Точки по разрушению обозначены темными кружками, а кривые проведены сплошной линией. Кривые по появлению трещин нанесены по нижней гра­ нице зоны разброса. Относительная длительность стадии разви­ тия трещин уменьшается с уменьшением амплитуд деформаций. Из сопоставления величин ов и ф (см. табл. 5.1) следует, что

тельному старению, а наибольшее сопротивление циклическому разрушению — у образцов из закаленной, холоднодеформированной и состаренной трубы. Сравнение кривых усталости на рис. 5.2, е и рис. 5.2, ж, з подтверждают это предположение.

В целом отличие кривых усталости как по появлению тре­ щин, так и по разрушению при рассмотренных режимах термо­ обработки невелико.

На рис. 5.2 и, к приведены также данные, полученные на сварных образцах из сплава Zr — 2,5% Nb. Положение свар­ ного шва АА на рабочей части образца видно на рис. 5.2, а. Заготовки для образцов получали с помощью электроннолуче­ вой сварки труб встык, а затем из заготовок вырезали образцы. Трубы до сварки отжигали при 550° С в течение 5 ч. Образцы со сварными швами были испытаны как без дополнительной термообработки после сварки, так и после дополнительной тер­ мообработки в вакууме при 550° С в течение 10 ч. Разрушение происходило по металлу сварного шва. Термообработка после

.сварки повысила сопротивление усталостному разрушению ме­ талла шва по сравнению с нетермообработанным состоянием. Кривые усталости сварных образцов пб появлению трещин и разрушению при числе циклов до 4-103 расположены несколько ниже кривой усталости образцов из трубы, отожженной при 960°С, сопротивление усталостному разрушению которых было наименьшим для рассмотренных режимов термообработки. От-

100

личие разрушающих амплитуд деформаций металла шва и ос­ новного металла при <4-103 циклов не превышает 20—25%.

Результаты испытаний на изгиб и растяжение—сжатие со­ гласуются между собой. На рис. 5.3, а приведены данные по

Рис. 5.2. Результаты испытаний на усталость сплава Z r —2,5% Nb и свар­ ных соединений при изгибе:

л, м — сварные швы без термообработки и термообработанные.

разрушению образцов из сплавов Zr — 2,5% Nb. Несколько выше остальных при Л^>103 располагаются точки, полученные при изгибе образцов из трубы, закаленной, холоднодеформированной и подвергнутой старению.

101

Лангер [134] предложил эмпирическое уравнение кривой усталости по разрушению для симметричного цикла в виде

где Е — модуль упругости; о_i — предел усталости, составляю­ щий для циркалоя-2 примерно 0,61 ов при температуре 315° С [134] и 0,35 ав при комнатной температуре [118].

Рис. 5.3. Сопоставление данных испытаний сплавов циркония при по­ вторном изгибе (3—5, 8—11) и растяжении — сжатии (1, 2, 6, 7):

Z r— 2,5% Nb при комнатной температуре и при 300° С. Приняв для 300° С £' = 0,74-104 кгс/мм2, а ^ = 48,5%, ов= 27 кгс/ммг по табл. 5.1 (наименьшие значения для режимов 2, 3, 7, 9, 10, величина г|: с запасом прочности взята для 20° С) и a_j = O,48 08

102

(среднее между 0,35 ав и 0,61 ав), получим по уравнению (5.2) кривую усталости, показанную на рис. 5.3, а пунктирной линией. Экспериментальные точки по моменту разрушения расположены выше рассчитанной кривой усталости. Рассчитанная по урав­ нению Лангера кривая усталости нанесена также на рис. 5.2, и, где показаны экспериментальные кривые усталости по появле­ нию трещин. Рассчитанная кривая усталости 8 находится на нижней границе экспериментальных данных по появлению уста­ лостных трещин.

Хорошее соответствие данных испытаний на усталость при нагружении изгибом и растяжением — сжатием (заданные де­ формации) было получено также для циркалоя-2 [134]. Типич­ ные свойства циркалоя-2 приведены в табл. 5.2 [178].

Т а б л и ц а 5.2

Механические свойства циркалоя-2

отожженном состоянии и после прокатки (в продольном и попе­ речном направлениях). Существенного отличия между этими состояниями, а также между основным металлом и металлом сварного шва не было обнаружено, поэтому на рис. 5.3, б раз­ личные данные обозначены одинаково.

Зоны разброса при комнатной температуре и 315°С значи­ тельно перекрывают друг друга.

Из рис. 5.3, а, б следует, что сопротивление разрушению сплавов Z r— 1% Nb и Zr — 2,5% Nb несколько выше, чем спла­ ва циркалой-2. Кривая усталости на рис. 5.3, б получена ста­ тистической обработкой данных испытаний при 315° С. Предел усталости при 315° С оказался равным 17,4 кгс/мм2.

Рассмотренные результаты испытаний получены при по­ стоянной температуре. Циклическое нагружение деталей из сплавов циркония в ряде случаев происходит при переменной температуре. При равномерном распределении температуры вследствие различия коэффициентов теплового расширения в

103

гексагональной решетке циркония колебания температуры вы­

место необратимое накопление деформаций вследствие появле­ ния пластических деформаций и ползучести. Если изменение температур в интервале 50—400° С не приводило к необратимо­

~7% [31].

Изменение кривых циклического деформирования сплавов циркония при повторном нагружении зависит от состояния сплавов. Отожженный циркалой-2 при циклическом деформиро­ вании упрочняется. При этом величина напряжения, необходи­ мая для достижения заданных деформаций, увеличивается [134]. В процессе циклического нагружения происходила ста­ билизация сопротивления деформированию. На рис. 5.4 приве­ дена циклическая диаграмма деформирования необлученного циркалоя-2. Циклический предел текучести Оод*, соответствую­ щий остаточной деформации 0,2% по кривой циклического деформирования, при 315° С составил 21,8 кгс/мм2. Статический предел текучести был равен 12,3 кгс/мм2. Циклическая диаграм­ ма деформирования после стабилизации циркалоя-2 в отож­ женном состоянии практически не отличалась от кривой цик­ лического деформирования металла сварного шва.

(см. табл. 5.1, режимы 2, 3) в процессе циклического дефор­ мирования оставался стабильным.

На рис. 5.4 изображены также вид зависимости амплитуды напряжений от амплитуды деформаций, диаграммы цикличе­

ние кривой деформирования при напряжениях выше предела пропорциональности имеет вид

с р • cff/g

е“ (Се ■Е)т/ч ^ Е ’

где оа— амплитуда нормальных напряжений. Можно считать, что метод построения диаграммы циклического деформирова­ ния по приведенной выше формуле может быть использован для сплавов циркония, стабильных при циклическом деформи­ ровании или упрочняющихся с быстрой стабилизацией [119]. Циклические пределы текучести сплавов Zr — 1 % Nb и Zr —

104

Рис. 5.4. Диаграммы статического и циклического деформирова­ ния циркалоя-2 при 315° С до и после облучения потоком нейтро­ нов (1-^2,5) • 1021 см~г (а) и сплавов Zr — 1% Nb и Zr — 2,5% Nb при 300° С (б):

5.2.ВЛИЯНИЕ НЕЙТРОННОГО ОБЛУЧЕНИЯ

ИНАВОДОРОЖИВАНИЯ НА СОПРОТИВЛЕНИЕ УСТАЛОСТНОМУ РАЗРУШЕНИЮ

Облучение потоком нейтронов приводит к повышению пре­ дела текучести и снижению пластичности [62, 118]. Предел текучести повышается практически до предела прочности. На­

105

сыщение влияния облучения на механические свойства насту­ пает при интегральном потоке нейтронов 1021 см~2.

На рис. 5.4, а показаны начальные участки диаграмм ста­ тического деформирования циркалоя-2 до и после облучения

прочняет облученный циркалой-2, причем диаграмма цикличе­ ского деформирования (амплитуды напряжений в зависимости от амплитуды деформаций) после стабилизации оказывается близкой к диаграмме циклического деформирования необлученного циркалоя-2. Длительность процесса стабилизации облучен­ ного циркалоя-2 составляет 0,15—0,25 от числа циклов до разрушения.

Снижение пластичности при нейтронном облучении умень­ шает величину разрушающей амплитуды деформаций при чис­ ле циклов до 105 по сравнению с необлученным циркалоем-2

(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 цир­ кониевых сплавов, облучение незначительно изменяет величину эффективных коэффициентов концентрации напряжений [118, 134]. Эффективный коэффициент концентрации напряжений для образцов с надрезом, характеризуемых теоретическим коэффи­ циентом, равным 3, до и после облучения при числе циклов до разрушения 106 составил соответственно 1,55 и 1,6 [118]. Чув­ ствительность металла сварного шва к концентрации напряже­ ний существенно выше, чем основного металла (циркалоя-2) [134]. При эксплуатации ядерных реакторов может происходить окисление и наводороживание материалов.

Воздействие рабочей среды и повышенной температуры вы­ зывает 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]. Окисле­ ние снижало сопротивление термической усталости циркалоя-2

[126].

Циркониевые сплавы подвержены иаводороживанию во время длительной работы при повышенной температуре в во­ дородсодержащих средах. При наводороживании уменьшается пластичность сплавов (см. гл. 3). Так, сужение поперечного се­ чения ф наводороженного циркалоя (0,005% ТЦ) составляло

106

при температуре до 100°С не более 10% вместо 50% в исход­ ном состоянии, а при увеличении содержания водорода до 0,01—0,02% снижалось еще в большей степени. Увеличение температуры до 150—200° С сопровождается возрастанием ф до значений, соответствующих ненаводороженному сплаву [121].

Водород в циркониевых сплавах образует гидриды, располо­ жение которых в объеме металла оказывается чувствительным к величине, направлению и знаку действующих напряжений. Пластинки гидридов, формируясь, располагаются перпендику­ лярно к направлению напряжений растяжения. Наличие гидридных пластинок в сплаве циркония, особенно ориентирован­ ных 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 разру­ шению.

Отрицательное влияние гидридов на прочность деталей из циркониевых сплавов может быть связано также с различием коэффициентов теплового расширения гидридов и циркония [164], вызывающим появление переменных температурных на­ пряжений при изменении температуры.

Исследование влияния наводороживания и ориентации гид­ ридов было проведено на сплаве Zr — 2,5% Nb [28]. Образцы из холоднокатаных труб подвергали наводороживанию и пов­ торному изгибу при комнатной температуре. Термообработка проводилась по режимам 3, 7, 9 (см. табл. 5.1). Наводорожива-

В трубах, подвергнутых термообработке по режимам 3,7 (см. табл. 5.1), форма выделения и ориентация гидридов были прак­ тически одинаковыми. Гидриды имели вид строчечных слои­ стых скоплений мелких пластин длиной до 1 мм, ориентирован­ ных параллельно направлению прокатки труб. Повышение содержания водорода увеличивало длину строчечных скоплений.

В образцах, прошедших высокотемпературный отжиг по ре­ жиму 9 (см. табл. 5.1), гидриды представляли собой произволь­ но ориентированные пластины разной длины. Указанная ориен­ тация получалась после наводороживания напряженных образцов.

Для переориентации гидридов наводороженные образцы на­ гревали 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 термообработ­ кой по режиму 9), при одноосном растяжении выдерживали под

действию напряжений при последующем циклическом нагруже­ нии. Первый тип ориентации гидридов, параллельно направле­

107

нию прокатки, далее будет обозначен знаком ||, а второй — знаком ± . Переориентация на образцах из труб с термообработ­ кой по режиму 3 (см. табл. 5.1) была иногда частичной и в целом составляла 50—100%. Степень переориентации определя­ лась отношением протяженности гидридов, перпендикулярных к направлению изгибающих напряжений в образцах, к общей протяженности гидридных включений.

На рис. 5.5 приведены кривые усталости, полученнные при испытании наводороженных образцов из трубы, термообрабо­ танной по режиму 3 (см. табл. 5.1). При проведении испытаний фиксировали появление трещин и разрушение образцов. Кри­ вые по появлению трещин (пунктирная линия) проведены через точки, характеризуемые наименьшей долговечностью. При содержании водорода в сплаве 0,02 и 0,05% с ориентацией гид­ ридов ||, т. е. по направлению напряжений изгиба, отношение числа циклов до появления трещин к числу циклов до разру­ шения увеличивалось при снижении амплитуды деформаций от

0,4—0,5 при Еп = 1% до 0,6—0,8 при еа= 0,4%. В образцах с ориентацией гидридов _1, т. е. перпендикулярно к изгибающим напряжениям, скорость развития трещин была выше, и указан­

сопротивление малоцикловому разрушению по сравнению с ис­ ходным 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 еа>0,8% (У<2-103), в этом случае пластичность сплава приобретает преимущественное значение. Наиболее заметное снижение сопротивления малоцикловому разрушению наблюдалось при наводороживании до 0,02%, а при дальней­ шем увеличении содержания водорода темп ухудшения свойств уменьшался.

Максимальное снижение сопротивления малоцикловому раз­

2,5% Nb, содержащих 0,02% Н2 в виде гидридов, ориентирован­ ных перпендикулярно, по сравнению с исходными образцами (см. рис. 5.2, б) уменьшается в 3—3,5 раза при амплитуде деформаций еа=1,0%. При уменьшении повторной пластической деформации и переходе к упругому деформированию это раз­ личие исчезает. При содержании водорода 0,05% снижение дол­ говечности наблюдалось во всем интервале деформаций 0,3— 0,8%, причем снижение долговечности при еа= 0,8% достигало

108

Ьйного Порядка, а при еа=0,4% циклическая долговечность уменьшалась примерно в два раза. Отрицательное влияние гид­ ридов, ориентированных ||, наблюдалось во всем интервале де­ формаций 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 _L.

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 дефор­ маций до 0,4%, а при более низких амплитудах (до 0,3%) от­ рицательное влияние наводороживания не было отмечено. При ориентации гидридов А . и содержании водорода 0,02% долго­

ных образцов превышала долговечность в исходном состоянии. Наводороживание образцов, термообработанных по режиму 9 (см. табл. 5.1), оказало менее систематическое влияние на со­ противление малоцикловому разрушению, чем наводороживание образцов, термообработанных по другим режимам. Наводоро­ живание 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 _1 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 прак­ тически 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 еа>0,5% в изломах появлялись участки скола, параллельные направлению прокатки труб. Образование участков скола проис­ ходило по поверхностям раздела металл — гидрид (рис. 5.6,6). 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). Разрушение при ориентации гидридов _1_ происходило с образованием ос­ новной трещины и весьма небольшого числа (до 10) очень мел­ ких трещин длиной 0,1—0,2 мм, а изломы образцов имели вид,

109