壓水堆核電站完整和破損燃料棒硬度和楊氏模量研究

楊欽軻,王華才,程煥林,湯 琪,宋武林,王 瑋,郭一帆

(中國原子能科學研究院 反應堆工程技術研究所,北京 102413)

在反應堆運行期間,特別是在徑向溫度、中子輻照、應力、裂變產物等因素的影響下,燃料棒燃料芯塊、包殼微觀結構和化學成分將發生顯著變化,鋯合金包殼外部受到冷卻劑的壓力以及中子輻照作用,將會發生蠕變、腫脹等變化[1]。燃料芯塊在較高燃耗時,邊緣區域形成高燃耗結構(HBS),該結構具有多孔、微晶等特征,同時聚集裂變氣體和裂變產物沉淀相[2]。當燃耗升高時,包殼與燃料芯塊膨脹,燃料芯塊與包殼將直接接觸,包殼芯塊間隙閉合,在燃料包殼間隙形成燃料包殼化學相互作用(FCCI)層,從而對燃料芯塊的導熱、包殼的蠕變以及芯塊與包殼機械作用產生重要影響[3]。研究人員對燃料芯塊、包殼以及FCCI層開展了大量研究,其中硬度和楊氏模量的測量是重點研究內容之一[4-6]。

受限于放射性樣品的表征技術,較多研究基于未輻照UO2芯塊展開。室溫下未輻照單晶UO2的楊氏模量在175～338 GPa之間變化,低劑量輻照下,彈性模量僅發生微量變化[7]。近年來,研究人員開始將納米壓痕技術應用于輻照后樣品的研究。Terrani等[8]利用納米壓痕儀研究了平均燃耗72 GW·d/tU輕水堆UO2燃料芯塊的硬度和楊氏模量。結果表明,孔隙率的增加使得硬度和楊氏模量沿徑向向外逐漸減小。燃料芯塊的楊氏模量為100～145 GPa,在60～130 MW·d/kgU范圍內隨局部燃耗的增加而降低。最近,Schneider等[9]將納米壓痕技術與掃描電鏡(SEM)結合,對燃耗為61.4 GW·d/tU的壓水堆燃料棒FCCI層進行了納米壓痕測試。結果表明,FCCI層主要由高度不均勻的氧化鋯(ZrO2)組成,這種不均勻性使得ZrO2的硬度和楊氏模量發生顯著變化:靠近包殼的ZrO2硬度與鋯合金基體接近。ZrO2硬度隨著晶粒尺寸顯著增加,直到在ZrO2層的中間達到最大。

目前關于燃料棒燃料芯塊、包殼和FCCI層硬度和楊氏模量的研究還相對較少,特別是在破損狀態下,它們的微觀結構和力學性能變化還沒有研究,開展完整和破損棒的硬度和楊氏模量研究,對于理解燃料棒的力學性能,建立燃料芯塊、包殼和FCCI層微觀結構與力學性能的關系十分重要。

本文利用納米壓痕儀系統研究不同燃耗、完整和破損棒從燃料芯塊、FCCI層到包殼的徑向方向硬度及楊氏模量變化,通過納米壓痕儀獲得破損棒的硬度和楊氏模量,并對比分析破損狀態燃料棒微觀結構和微區力學性能的影響。

1 試驗樣品及方法

本試驗所用輻照后的燃料棒樣品均來自國內某商業核電站,燃料棒芯塊UO2富集度為4.45%,包殼材料為M5合金,燃料棒編號及其他具體信息列于表1。

表1 燃料棒樣品基本信息Table 1 Basic information of fuel rod

J05破損棒的分析點均位于破口附近,距離破口位置約10 mm。K05樣品用于獲得合適的納米壓痕測試參數。由于納米壓痕測試對樣品表面光滑度有較高要求,因此分別對燃料棒進行了切割、鑲嵌、磨拋等工序,直到使用1 μm拋光膏對樣品進行拋光。整個樣品制備過程在中國原子能科學研究院MOX熱室內完成。

納米壓痕測試在MOX熱室內的安東帕(NHT3)儀器上進行。其中,計算機和主動減震器位于熱室外,測量部分位于熱室內。在進行壓痕測試時,從壓頭與樣品接觸開始,連續記錄載荷與位移數據,直到載荷完全卸載至0[10-11]。根據加載卸載曲線,通過計算得到硬度及楊氏模量數據。

在K05完整棒縱剖樣上分別選擇10、20、30、40 mN的力進行測試,加載時間均選擇30 s,30 s卸載,達到最大載荷時保持10 s,其載荷-時間曲線如圖1所示。最終確定的最佳測試參數為最大載荷30 mN、加載時間30 s、卸載時間30 s,達到最大載荷時保持10 s。該參數下,測試時不易受到振動對壓頭的作用,且壓痕較深,能較大程度避免樣品表面狀態的影響,減小測試誤差。

圖1 參數測試時的載荷-時間曲線Fig.1 Load-time curve of parameter

選擇距芯塊外緣約100 μm處的區域進行壓痕測試(本文中該位置約定為0 μm),此后間隔400 μm選取表面光滑平整,且避開如孔洞、裂痕等缺陷的位置進行壓痕測試。每個區域在進行正式測試前先進行1次壓痕深度校正(ADO),校正后至少進行4次壓痕測試,獲得測試數據后對其進行分析,去除數值異常或測試失敗等誤差較大的數據點,重新補測,確保每個區域有至少4個誤差較小的測試數據。測試選取燃料棒芯塊半徑為4 096 μm,共選取10個區域,每個芯塊進行不少于50次壓痕測試。每個區域選點如圖2所示,在一個邊長為100 μm的正方形區域內選擇光滑平整的表面進行壓痕測試,藍色點位為ADO點位,為確保測試數據的真實性,壓痕測試點位需與ADO點位盡可能接近。

圖2 芯塊壓痕試驗選點Fig.2 Position of indentation of pellet

FCCI層的厚度在十幾至幾十μm范圍,為獲得沿徑向盡可能多的取點,同時減少測試點之間的影響,壓痕陣列與FCCI層的夾角應盡可能小,并等距離進行壓痕測試,在D13樣品FCCI層等間距取4個點,在J05樣品FCCI層等間距取5個點。每個樣品的FCCI層上進行2～3次平行壓痕陣列測試,每組壓痕陣列如圖3所示。此外,每組壓痕陣列還需保證至少有1個點位落在每個樣品近鄰FCCI層的包殼和芯塊區域。

圖3 燃料棒壓痕試驗選點位置Fig.3 Position of indentation of fuel rod

包殼厚度為0.57 mm,為避免邊界效應影響試驗結果,需要保證試驗區域與包殼內外表面間隔一段距離。以包殼外表面為距離0點。D13和J05燃料棒樣品間隔約100 μm進行測試,上述每個區域至少獲得3個有效數據,去除誤差點后進行補充試驗,取平均值作為該區域的硬度及楊氏模量數據。

采用顯微共焦激光拉曼光譜儀(Renishaw in via)進行D13和J05燃料芯塊的Raman光譜測量。激光波長為532 nm,光譜分辨率為1 cm-1,輸出功率為100 mW,1 800線高分辨光柵,掃描強度光譜采集范圍為50～1 800 cm-1,單個光譜采集曝光時間為3 s/次,累積采集次數為90次。采用Renishaw Wire和LabSepc5軟件進行數據處理,未使用平滑處理修正光譜的線型。

2 試驗結果

D13完整棒與J05破損棒沿徑向的納米壓痕試驗結果示于圖4、5。D13完整棒與J05破損棒包殼的硬度和楊氏模量均明顯小于燃料芯塊,與包殼和燃料芯塊樣品相比,FCCI層的硬度和楊氏模量的測量值則更加分散。其中,D13完整棒包殼平均硬度約為2 GPa,平均楊氏模量約為93 GPa,燃料芯塊的平均硬度約為11 GPa,平均楊氏模量約為191 GPa,FCCI層的平均硬度約為16 GPa,平均楊氏模量約為197 GPa;J05破損棒包殼平均硬度約為3 GPa,平均楊氏模量約為137 GPa,燃料芯塊的平均硬度約為10 GPa,平均楊氏模量約為189 GPa,FCCI層的平均硬度約為11 GPa,平均楊氏模量約為148 GPa。

包殼與FCCI層接觸面距離0 μm圖4 對D13棒納米壓痕試驗所得硬度和楊氏模量Fig.4 Hardness and Young’s modulus from nanoindentation test on D13 rod

2.1 燃料芯塊硬度和楊氏模量

圖6為D13完整棒和J05破損棒的硬度和楊氏模量從芯塊外表面至中心區域的變化曲線。由圖6可看出:在燃料芯塊的中間和中心區域(1 000～4 000 μm范圍),D13完整棒燃料芯塊硬度更高,最大值為14 GPa、平均值為11 GPa;在0～1 000 μm范圍,J05破損棒燃料芯塊硬度則高于D13完整棒,J05破損棒芯塊硬度最大值為13 GPa、平均值為10 GPa;D13完整棒與J05破損棒的楊氏模量數值接近,且表現出相似的變化趨勢,即楊氏模量在芯塊外圍較低,并整體在140～230 GPa范圍內波動,主要集中在170～200 GPa范圍內。

圖6 芯塊硬度和楊氏模量變化曲線Fig.6 Hardness and Young’s modulus curves of pellet

2.2 FCCI層硬度和楊氏模量

完整棒和破損棒FCCI層厚度的金相形貌存在顯著差異,如圖7所示。D13完整棒的FCCI層厚度為14～19 μm,不同區域FCCI層分布較均勻。J05破損棒形成了約37 μm的FCCI層,主要由靠近包殼界面的多孔、裂紋特征的區域,以及靠近燃料芯塊的較均勻區域組成。

圖7 FCCI層金相照片Fig.7 Metallographic photos of chemical interaction layer

圖8為D13完整棒和J05破損棒FCCI層硬度和楊氏模量從包殼至燃料芯塊的變化曲線。其中橫坐標為測試點到包殼的距離(d)與整個FCCI層厚度(d0)的比值(d/d0),中間為等距的壓痕測試數據。從圖8可看出,D13燃料棒在接近燃料芯塊的位置,硬度增加至約25 GPa。D13燃料棒FCCI層硬度最大值為26 GPa、平均值為16 GPa,而J05硬度最大值為15 GPa、平均值為11 GPa,整體硬度為D13>J05。D13棒楊氏模量在整體上仍大于J05。其中D13燃料棒FCCI層在接近燃料芯塊的位置楊氏模量突然增加至約275 GPa。J05破損棒FCCI層的彈性模量與硬度變化一致。不同燃耗完整棒和破損棒FCCI層硬度和彈性模量的變化,可能與其形貌、缺陷和相結構組成有關,這將在后文進行討論。

圖8 完整棒和破損棒FCCI層硬度和楊氏模量變化曲線Fig.8 Change curve of hardness and Young’s modulus of interaction layer of intact and leak rods

2.3 鋯合金包殼硬度和楊氏模量

圖9為D13完整棒和J05破損棒包殼沿徑向向外硬度和楊氏模量的變化曲線。由圖9可得,J05破損棒的硬度與楊氏模量均高于D13完整棒。D13完整棒平均硬度為2 GPa,低于J05破損棒的平均硬度3 GPa。

圖9 包殼硬度和楊氏模量變化散點圖Fig.9 Scatter plot of changes of hardness and Young’s modulus of cladding

3 討論

表2為本文試驗所得結果與部分已發表納米壓痕試驗結果的比較。由于測試方法因作者不同而存在差異,因此表中也列出了不同作者所采用的試驗方法。通過比較現有研究可知,納米壓痕測量方式結果存在一定誤差,通過納米壓痕進行試驗所得結果存在波動難以避免。

將完整棒芯塊硬度結果與芯塊表面結合(圖10)可知,沿徑向朝外裂變產物的遷移和局部燃耗的增加,在芯塊外緣形成了多孔隙的HBS,孔隙的增多是造成該區域硬度下降的主要原因,且越接近外圍,孔隙越密集,硬度持續下降。對比完整棒與破損棒燃料芯塊外緣區域形貌可知,破損棒較完整棒孔隙更少,存在大面積無孔洞的密實結構(圖7、11)。這是由于燃料棒破損后,冷卻劑進入到包殼與芯塊之間的間隙,使得芯塊外圍孔隙內氣泡與冷卻劑發生反應,進而表現出更小的孔隙率,這可能是造成破損棒芯塊在近包殼端硬度明顯升高且高于完整棒的原因。此外,包殼冷卻水進入包殼芯塊間隙改變了芯塊的溫度與溫度梯度,這促進了UO2燃料芯塊發生重構,形成柱狀晶粒(圖12),相較于原始等軸狀晶粒,其晶粒尺寸大幅增加,從而造成在1 000 μm到中心區域的硬度低于完整棒。楊氏模量僅取決于材料本身的性質,反映的是材料的變形能力。芯塊外圍楊氏模量較芯塊內部更低,這與Terrani等[8]及Spino等[13]的結果類似。Terrani等[8]分析認為這是由于在外圍高燃耗區,大角度晶界密度升高,在進行壓痕試驗時,晶粒沿晶界滑移所致。圖13為D13完整棒和J05破損棒燃料芯塊的拉曼光譜。由圖13可知,兩根燃料棒燃料芯塊的結構均由UO2和U3O8組成,表明燃料棒的破損僅改變芯塊缺陷狀況,并不會改變燃料芯塊的組成和相結構,因此它們的楊氏模量數值和變化趨勢相似。

a——燃料芯塊邊緣溫度較低區域的原始等軸狀晶粒區域;b——芯塊中間溫度較高區域發生重構形成的柱狀晶粒(溫度超過約1 800 ℃時形成)圖12 破損棒的典型金相形貌Fig.12 Typical metallographic morphology of leak fuel rod

圖13 D13完整棒和J05破損棒燃料芯塊的拉曼光譜Fig.13 Raman spectra of D13 intact rod and J05 leak rod fuel pellets

D13完整棒FCCI層距離芯塊越近,受到的裂變產物摻雜、反沖和輻照作用越強,因此其輻照硬化也相應增加。此外,FCCI層中相結構和缺陷也是其硬度和楊氏模量改變的原因。根據課題組對FCCI層的拉曼光譜特征研究發現,源于包殼界面應力的作用,D13完整棒靠近包殼端的FCCI層存在部分硬度較高的四方相氧化鋯(t-ZrO2)。隨著遠離包殼端,硬度較低的m-ZrO2逐漸增加。由于受到裂變產物化學摻雜、裂變產物反沖和中子輻照損傷等因素的影響,靠近燃料芯塊的FCCI層全部由t-ZrO2組成[14]。因此,t-ZrO2的形成可能是FCCI層在近芯塊端楊氏模量顯著增加的原因之一。J05破損棒FCCI層硬度和楊氏膜量的變化趨勢基本與Schneider[9]和Kese[12]等的試驗結果相符:隨著遠離包殼端,硬度和楊氏模量會逐漸上升,在接近芯塊端時則較低,數值與芯塊接近。其原因也可能與FCCI層的組成和結構有關。在此前對J05燃料棒FCCI層進行拉曼表征時發現,接近包殼一端FCCI層主要由m-ZrO2組成,而在接近芯塊一端則由(U、Zr)O2組成,使得其硬度和楊氏模量均低于FCCI層中部的t-ZrO2。

D13完整棒的包殼楊氏模量表征結果與Yasuda等輻照后鋯合金所進行的納米壓痕表征結果相似,在100 GPa附近波動[15-16]。與現有研究對比,完整棒D13包殼彈性模量處于可信范圍內,且所得數據誤差與相關研究相比,均在合理范圍內。而J05破損棒硬度與楊氏模量高于D13完整棒,Kim[1]分析認為在包殼破損后,冷卻水會進入包殼芯塊間隙,為包殼氧化提供了額外的氧源。這無疑會加劇鋯合金包殼的氧化,鋯氧化為硬度更高的氧化鋯后,導致了包殼硬度增加。此外,在高溫環境中冷卻水會汽化為水蒸氣,鋯-水反應生成的氫元素會加劇包殼氫化。對J05破損棒和D13完整棒進行氫化物鑒定得到如圖14所示的氫化物分布圖。由圖14不難看出,完整棒氫化物含量較少,在包殼內呈現出零散分布的狀態,且僅在包殼外側附近出現了氫化物的聚集。而J05破損棒氫化物在包殼內呈現出相互聚集沿徑向分布的狀態,且在包殼外側及靠近UO2的內側均出現了氫化物的聚集現象。燃料棒破損后加劇了氫化物的形成,最終導致破損棒包殼的硬度和楊氏模量顯著高于完整棒。

圖14 包殼氫化物分布Fig.14 Cladding hydride distribution

4 結論

本文利用金相顯微鏡、納米壓痕儀和拉曼光譜等技術,沿徑向等距選取區域進行試驗,分別測試獲得了41 GW·d/tU破損棒、45 GW·d/tU完整棒燃料芯塊、FCCI層和包殼的硬度與楊氏模量隨徑向位置的變化曲線,并分析了其變化原因,得到如下結論。

1) 完整棒燃料芯塊外圍硬度較低,而破損棒燃料芯塊外圍硬度較高。多孔隙HBS的出現是造成完整棒燃料芯塊邊緣硬度降低的主要原因;燃料棒破損導致進入包殼芯塊間隙的冷卻水與芯塊發生反應,使得芯塊邊緣孔隙率降低,進而導致破損棒芯塊邊緣硬度較高;破損棒燃料芯塊中間和中心區域硬度的降低則源于晶粒重構形成的大尺寸柱狀晶。

2) 沿燃料包殼到芯塊的徑向方向,完整棒FCCI層硬度逐漸增加,楊氏模量先減小后增加,相結構的轉變可能是硬度和楊氏模量發生變化的原因之一。

3) 燃料棒破損后包殼的氫化及氧化使得硬度和楊氏模量顯著高于完整棒。