核電廠失水事故下鋯合金包殼脆化行為及機理研究進(jìn)展

盧俊強,陸 輝,曾奇鋒

(上海核工程研究設(shè)計院有限公司,上海200233)

核電廠失水事故(LOCA)是指一回路壓力邊界發(fā)生破口或開裂等情況導(dǎo)致冷卻劑裝置減少的事故,是一種典型的設(shè)計基準(zhǔn)事故。美國聯(lián)邦法規(guī)10CFR50.46“輕水反應(yīng)堆應(yīng)急堆芯冷卻系統(tǒng)驗收準(zhǔn)則”規(guī)定了核電廠LOCA安全準(zhǔn)則,簡稱為10CFR50.46或LOCA準(zhǔn)則[1]。該準(zhǔn)則制定于1973年,包含了5個獨立的限值或要求:

(1)包殼峰值溫度。計算得到的包殼最大溫度不能超過2 200℉(1 204℃)。

(2)包殼最大氧化程度。計算得到的包殼任何位置總的氧化程度均不能超過氧化前包殼總壁厚的0.17倍。

(3)最大產(chǎn)氫量。計算得到的包殼與水或蒸汽發(fā)生化學(xué)反應(yīng)后的產(chǎn)氫量不應(yīng)超過假設(shè)所有包覆芯塊的包殼(不包括氣腔包殼)發(fā)生化學(xué)反應(yīng)后的產(chǎn)氫的0.01倍。

(4)可冷卻的幾何狀態(tài)。計算得到的堆芯幾何狀態(tài)的變化應(yīng)確保堆芯能夠得到有效冷卻。

(5)長期冷卻。計算的能夠成功運行的應(yīng)急堆芯冷卻系統(tǒng)(Emergency Core Cooling System,ECCS)投入使用后,計算得到的堆芯溫度應(yīng)持續(xù)維持在可接受的低值,堆芯衰變熱能持續(xù)被帶出,從而達(dá)到放射性長期包容在堆芯內(nèi)的要求。

我國在HAF102—2016《核動力廠設(shè)計安全規(guī)定》中針對“反應(yīng)堆堆芯的應(yīng)急冷卻”,要求“冷卻反應(yīng)堆堆芯的手段”必須能夠確保滿足如下4條規(guī)定[2]:

(1)不超過包殼或燃料完整性參數(shù)限值(如溫度);

(2)可能出現(xiàn)的化學(xué)反應(yīng)保持在可接受水平;

(3)應(yīng)急堆芯冷卻手段可有效補償燃料和堆內(nèi)結(jié)構(gòu)變形的影響;

(4)反應(yīng)堆堆芯的冷卻能保持足夠長的時間。

近些年來,對核電經(jīng)濟性的要求使高燃耗(大于60 000 MWd/t U)成為核燃料發(fā)展的趨勢。而高燃耗下鋯合金包殼的材料顯微組織會發(fā)生明顯變化并導(dǎo)致服役性能惡化,例如Zr-4合金會出現(xiàn)明顯的氧化、吸氫和氧化膜剝落等現(xiàn)象。為此,國際上開發(fā)了新型鋯合金包殼材料如ZIRLO和M5合金,我國也正在開發(fā)用于高燃耗下的新型鋯合金。

現(xiàn)有LOCA準(zhǔn)則是在大量的未輻照的Zr-2和Zr-4合金的LOCA性能試驗的基礎(chǔ)上發(fā)展起來的,而這些準(zhǔn)則并不一定適用于新型鋯合金特別是在高燃耗下的LOCA,因此必須要對其LOCA工況下的性能進(jìn)行充分研究。這對于驗證和確認(rèn)采用新型鋯合金包殼的燃料在高燃耗下的安全裕量是非常重要的?；谏鲜鲈?各國積極開展了各種用于高燃耗的鋯合金包殼在LOCA工況下的行為研究[3]。在這些研究過程中,有了許多重要的新發(fā)現(xiàn),特別是高氫含量對LOCA下鋯合金包殼氧化動力學(xué)和淬火塑性有重大影響。為了正確解釋這些研究結(jié)果,并進(jìn)一步建立新的準(zhǔn)則確保在高燃耗下運行的安全裕量,必須準(zhǔn)確理解目前的LOCA準(zhǔn)則建立的基本原理、發(fā)展歷史和試驗數(shù)據(jù),以及新發(fā)現(xiàn)的LOCA下燃料行為對這些基本原理和安全理念的影響,這些內(nèi)容對于制定、理解和應(yīng)用新的LOCA準(zhǔn)則時將起到關(guān)鍵作用。

日本福島核事故后,為了進(jìn)一步提升燃料耐受堆芯喪失動水冷卻事故的能力,國際核燃料界提出了抗事故燃料(ATF)的概念[4-8]。其中,在鋯合金表面涂覆一層抗氧化涂層,使鋯合金包殼不直接與一回路的水相接觸,從而改善事故下鋯合金耐蒸汽氧化的性能,實現(xiàn)更慢的氧化動力學(xué)及更低的產(chǎn)氫速率以減緩事故程度,是ATF包殼研發(fā)的重要方向。鋯合金包殼表面涂覆涂層后,如何開展試驗以驗證其是否滿足ATF概念所要求的明顯承受更長時間的堆芯喪失動水冷卻的事故(包括全廠斷電和LOCA等事故)的能力,也要求業(yè)界必須要系統(tǒng)總結(jié)鋯合金包殼脆化的行為及機理,以便于設(shè)計出正確的試驗方法對其進(jìn)行驗證和考核。

本文回顧了低燃耗下采用Zr-2和Zr-4合金包殼的燃料組件在LOCA工況下的脆化現(xiàn)象,總結(jié)了國際上新發(fā)現(xiàn)的高燃耗下新型鋯合金包殼的脆化現(xiàn)象,概述了現(xiàn)行LOCA準(zhǔn)則和擬制定的新LOCA準(zhǔn)則的來源依據(jù),可為自主化新鋯合金的性能試驗和在CAP1400等核電廠中應(yīng)用的LOCA安全分析提供借鑒,同時對于抗事故燃料包殼材料在LOCA工況下的性能評價也有參考價值。

1 LOCA準(zhǔn)則與鋯合金脆化的關(guān)系

1971年,美國原子能委員會(Atomic Energy C ommission,AEC)頒布了《核電廠通用設(shè)計準(zhǔn)則》,明確“防止阻礙堆芯持續(xù)有效冷卻的燃料和包殼損傷”。同時還頒布了《輕水堆核電廠ECCS的暫定驗收準(zhǔn)則》,明確“包殼溫度瞬態(tài)應(yīng)被終止在堆芯幾何形狀還能夠起到冷卻作用之時,且包殼還沒有脆化到在淬火過程中或淬火后就失效的程度”。該暫定驗收準(zhǔn)則包含了包殼峰值溫度(2 300℉)、最大產(chǎn)氫量、可冷卻的幾何狀態(tài)和長期冷卻等4條準(zhǔn)則[9]。

1973年,AEC頒布的這些準(zhǔn)則被提交至聽證會,最終暫定驗收準(zhǔn)則的包殼峰值溫度這一條被10CFR50.46條款(b)的包殼峰值溫度(2 200℉)和包殼最大氧化程度(氧化前包殼總壁厚的0.17倍)這兩條準(zhǔn)則代替。最終形成的這5條LOCA準(zhǔn)則的基本原理分別概述如下[10]:

(1)包殼峰值溫度

該準(zhǔn)則與包殼最大氧化程度的準(zhǔn)則緊密相關(guān),都是為了確保鋯合金包殼維持足夠的完整性以使UO2芯塊包容在各自獨立的燃料棒內(nèi),從而維持一個可冷卻的幾何狀態(tài)。保守的計算結(jié)果顯示,假使包殼沒有發(fā)生過度嚴(yán)重的氧化,包殼將會腫脹和沿著軸向爆破開裂,但是仍然能包容燃料芯塊。

(2)包殼最大氧化程度

基本原理同(1)所述。

(3)最大產(chǎn)氫量

該準(zhǔn)則用于確保氫氣產(chǎn)生量不會達(dá)到發(fā)生爆炸的濃度。

(4)可冷卻的幾何狀態(tài)

計算得到的堆芯幾何狀態(tài)的變化應(yīng)確保堆芯能夠得到有效冷卻。

(5)長期冷卻

在任何計算得到的能夠成功運行的ECCS投入運行后,計算得到的堆芯溫度應(yīng)持續(xù)維持在可接受的低值,堆芯衰變熱能持續(xù)被帶出。長期維持冷卻應(yīng)使包殼溫度降低至149℃(300℉)或者更低。

聽證會期間,CE(Combustion Engineering)和B&W(Babcock&Wilcox)公司認(rèn)為“可冷卻的幾何狀態(tài)”是不需要的,因為包殼峰值溫度和包殼最大氧化程度兩條準(zhǔn)則已經(jīng)能確保燃料棒保持足夠的完整性。AEC同意這兩家公司的觀點,但是考慮到維持幾何可冷卻性的基本原理和歷史價值,AEC要求保留該準(zhǔn)則并作為一個基本目標(biāo)[10]?？梢哉J(rèn)為“可冷卻的幾何狀態(tài)”是“包殼峰值溫度”和“包殼最大氧化程度”所追求的目標(biāo),但是同時又總體性的對其進(jìn)行了兜底,如果還有其他尚未考慮到的因素,也應(yīng)進(jìn)行控制以確保其能夠?qū)崿F(xiàn)。

可冷卻的幾何狀態(tài)是LOCA事故下必須確保的基本目標(biāo)。如果不能保留堆芯可冷卻的幾何狀態(tài),將會喪失傳熱區(qū)域和冷卻劑流道的幾何形狀并最終導(dǎo)致堆芯完全熔融?；诙嗄陙淼难芯拷Y(jié)果,現(xiàn)在認(rèn)為可能導(dǎo)致堆芯的可冷卻性受到損害的因素有包殼脆化、燃料劇烈噴射、包殼整體熔化、整體結(jié)構(gòu)變形和極限的燃料棒共面鼓脹,而導(dǎo)致燃料組件失去“可冷卻的幾何狀態(tài)”最極限的失效模式就是鋯合金包殼脆化。

2 鋯合金包殼脆化機理

基于1957—1973年之間開展的LOCA工況下鋯合金包殼脆化的大量研究結(jié)果,發(fā)現(xiàn)了包殼氧化程度、峰值溫度和鼓脹區(qū)域的脆化機理,在1972—1973召開的LOCA準(zhǔn)則聽證會上基于這些研究結(jié)果形成了10CFR50.46中的LOCA準(zhǔn)則。

2.1 氧化程度對包殼脆性的影響

1964年開始一直持續(xù)到1967年,美國阿貢國家實驗室(Argonne National Laboratory,ANL)的Wilson和Barnes等人在實驗室條件下開展了高溫試驗?zāi)M鋯合金包殼和蒸汽反應(yīng),試樣為Zr-2合金包殼[11]。試驗中觀察到在遠(yuǎn)低于鋯合金熔點的溫度下氧化的包殼發(fā)生了脆化,有些是在試驗過程中脆化,有些是在試樣從氧化爐中取出的過程中脆化。試驗結(jié)論如下:Zr-2合金試樣的脆化程度隨著吸收氧含量的增加而增大,當(dāng)氧含量達(dá)到18%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))或更大時,Zr-2合金包殼非常脆;對于含UO2芯塊的Zr-2合金做包殼的燃料棒,在低于1 200℃保溫6 min后淬火,包殼材料氧化的嚴(yán)重程度不足以使其在冷卻過程中脆化和碎裂,而當(dāng)溫度超過1 200℃,包殼材料趨向于開裂或在冷卻過程中破碎。氫化物對于Zr-2合金包殼材料的影響是次要的。

1965年,美國橡樹嶺國家實驗室(Oak Ridge National Laboratory,ORNL)在反應(yīng)堆瞬態(tài)試驗裝置(TREAT)上開展了鋯合金包殼材料在蒸汽中的試驗,觀察到試樣氧化后嚴(yán)重脆化。同一時代,還開展了很多模擬反應(yīng)性引入事故RIA(Reactivity Insertion Accident)的試驗,試驗后對包殼進(jìn)行金相檢查發(fā)現(xiàn)微觀組織明顯改變導(dǎo)致了包殼脆化,脆化的包殼在橫截面呈現(xiàn)出氧化層、氧穩(wěn)定的α相層和針狀β相轉(zhuǎn)變組織層,其顯微組織及氧含量示意圖如圖1所示[3]。

圖1 鋯合金包殼在1 200℃氧化后的顯微組織及氧含量分布示意圖Fig.1 Schematic of the microstructure (top)and oxygen distribution (bottom)in oxide,stabilized alpha,and prior-beta layers in Zr-2 or Zr-4 cladding after oxidation near 1200℃

上述試驗結(jié)果對科學(xué)界提出了警示,鋯合金超出α/β相變溫度的氧化將導(dǎo)致固有脆性相Zr O2、氧穩(wěn)定的α相生成,以及氧擴散進(jìn)到里層的β相,如圖1中的示意圖所示。如果氧化程度很高,包殼的塑性將被嚴(yán)重惡化。此時,業(yè)界意識到,如果脆化的包殼碎裂成小片,將會嚴(yán)重?fù)p害堆芯在淬火和長期冷卻過程中的可冷卻性,大量包殼碎片和芯塊碎塊將會堵塞流道。1979年三哩島2號機組的事故中就發(fā)生了上述現(xiàn)象[9]。

1972年,ORNL的Hobson和Rittenhouse發(fā)表了關(guān)于模擬LOCA瞬態(tài)的蒸汽條件下鋯合金燃料棒脆化的重要研究結(jié)果[12]。采用Zr-4合金包殼試樣在蒸汽中雙側(cè)氧化,從1 600～2 500℉(871～1 371℃)的溫度范圍內(nèi)選取一些溫度點保溫2～60 min后直接放入冷水中進(jìn)行淬火,然后從包殼上取出環(huán)形短試樣,緩慢加載至試樣變形3.8 mm或手動加載沖擊載荷使其壓扁。試驗后將破碎的試樣拼合在一起,根據(jù)試樣碎片的宏觀幾何形狀和斷口微觀形貌判斷是否為完全脆化(零塑性)。該論文中給出了包殼高溫氧化后與圖1相似的微觀組織。其中,溫度范圍下限1 600℉(871℃)代表能發(fā)生鋯-水反應(yīng)的最低溫度,溫度范圍上限2 500℉(1 371℃)代表能準(zhǔn)確測量到氧化時間的最高溫度。

1973年,Hobson發(fā)表了根據(jù)鋯合金包殼高溫氧化程度、脆性相占壁厚的比例和變形類型表征包殼塑-脆轉(zhuǎn)變行為的研究結(jié)果[13]。該論文得出結(jié)論如下:(1)Zr-4合金包殼在不同溫度及隨后的高速或低速壓縮下的塑-脆轉(zhuǎn)變行為(零塑性溫度(ZDT))與其氧化程度(FW)存在一定的關(guān)系式;(2)在2 200～2 400℉(1 204～1 316℃)溫度范圍內(nèi),根據(jù)低速壓縮試驗得到的FW～ZDT關(guān)系式不再適用,這與該溫度下β相中氧元素具有更快的擴散速率從而增加了其在β相中的固溶含量有關(guān)。

Hobson的上述兩篇論文的試驗結(jié)果及部分結(jié)論構(gòu)成了現(xiàn)有LOCA準(zhǔn)則最重要的基礎(chǔ)。匯總23～150℃溫度范圍內(nèi)所有樣品的壓縮試驗結(jié)果,繪制了Zr-4合金包殼雙側(cè)氧化后的塑性與慢速或快速壓縮溫度及β相轉(zhuǎn)變組織層比例的關(guān)系曲線,得出結(jié)論如下[3]:當(dāng)溫度低于1 204℃(2 200℉)時,氧化層和α相層總份額為0.44(基于氧化前包殼壁厚)時對應(yīng)于135℃(再淹沒階段的飽和溫度)下的零塑性。氧元素擴散到金屬層是包殼脆化的根本原因,即包殼的完整性是受到溶解在金屬層中的那一部分氧元素控制,由于缺少更好的方法計算氧元素在金屬層β相中的分布,再加上使用起來簡單方便,促使AEC選擇了基于Baker-Just模型計算累積達(dá)到17%等效包殼氧化量(Equivalent-Cladding Reacted,ECR)所需要的時間作為替代方法以計算有足夠的氧元素擴散到金屬層β相中所需要的時間[14]。

因此,在1973年召開LOCA準(zhǔn)則聽證會上,AEC建議采用更好的方法表示氧化程度,即采用17%ECR代替氧化層和α相層總份額0.44的氧化程度。ECR參數(shù)考慮了包殼厚度的影響,包括燃料設(shè)計或鼓脹和爆破導(dǎo)致的壁厚差異,另外還考慮了雙側(cè)或單側(cè)氧化的差異。

2.2 峰值溫度對包殼脆性的影響

Hobson在研究氧化程度對包殼脆性的影響規(guī)律時,就已經(jīng)發(fā)現(xiàn)氧化溫度對包殼脆性的影響存在一個臨界溫度1 204℃(2 200℉),當(dāng)氧化溫度超過該臨界溫度時,雖然具有相同比例的β相轉(zhuǎn)變組織層,但是包殼卻脆化非常嚴(yán)重,即FW～ZDT關(guān)系式不再適用[13]。例如,在1 315℃(2 400℉),有6個試樣氧化了2 min,仍然具有高比例的β相轉(zhuǎn)變組織層(超過0.65),但是已經(jīng)完全脆化[12,13]。

溫度升高增加了β相轉(zhuǎn)變組織中氧的固溶度,這被認(rèn)為是β相轉(zhuǎn)變組織嚴(yán)重脆化的主要原因。對于β相轉(zhuǎn)變組織,氧含量超過0.7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時在室溫下完全脆化,該氧含量正好略高于1 200℃時β相中的氧的固溶限值,如圖2所示[15]。

圖2 Zr-2合金(or Zr-4合金)-O偽二元相圖(富Zr角)Fig.2 Pseudobinary Zr-2(or Zr-4)-oxygen phase diagram

因此,當(dāng)氧化溫度低于1 204℃時,氧元素不斷地向β相內(nèi)擴散,β相最外層達(dá)到固溶限值后不斷地轉(zhuǎn)變?yōu)檠醴€(wěn)定的α相,而β相中的氧含量始終低于0.7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),因而β相轉(zhuǎn)變組織在室溫下不會嚴(yán)重脆化;當(dāng)氧化溫度超過1 204℃時,例如在圖2中沿著1 300℃畫一條平行于氧含量坐標(biāo)軸(X軸)的橫線,在氧含量低于0.8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的范圍內(nèi),材料完全處于β相區(qū),當(dāng)氧含量超過0.8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時,材料進(jìn)入α+β兩相區(qū)。根據(jù)相圖的規(guī)則可知,在同一溫度下隨著包殼氧化,其氧含量繼續(xù)增加而α相和β相中的氧含量不會發(fā)生變化,即β相中氧含量固定為0.8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),α相中氧含量固定為3.0%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),而改變的僅是α相和β相的比例,即隨著氧含量繼續(xù)增加β相不斷減少而α相不斷增加。此時,當(dāng)溫度降低到室溫時β相轉(zhuǎn)變組織中氧含量[0.8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))]已經(jīng)超出0.7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的限值,因此室溫下β相轉(zhuǎn)變組織完全脆化。

2.3 氫含量對包殼鼓脹區(qū)域脆性的影響

早在1980年,ANL就對高氫含量的包殼或環(huán)形樣品開展了大量試驗[16]。采用氧化鋁芯塊裝入Zr-4合金包殼內(nèi),充入氣體加壓、加熱、爆破、氧化、慢冷并從底部淬火,在室溫下開展壓縮試驗,鼓脹區(qū)域端部的樣品的氫含量高達(dá)0.22%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。

日本原子力研究所(Japan Atomic Energy Research Insititute,JAERI)在同一時期也開展了類似的工作[3,16]。在100℃下對爆破后的氧化樣品進(jìn)行壓縮試驗,鼓脹區(qū)域端部的樣品的氫含量高達(dá)0.17%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。

這兩個試驗都發(fā)現(xiàn)了如下現(xiàn)象:蒸汽從鼓脹區(qū)域破口進(jìn)入到包殼內(nèi)部,導(dǎo)致包殼鼓脹區(qū)域端部(距離破口中心位置約30 mm)的內(nèi)側(cè)氧化。由于內(nèi)部鼓脹區(qū)域端部芯塊和包殼間隙較小,包殼氧化產(chǎn)生的氫不會被冷卻劑帶走,而會被鋯合金包殼吸收,導(dǎo)致爆破后的鼓脹區(qū)域兩端的氫含量最高。當(dāng)氫含量超過0.07%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),即使氧化程度小于17%ECR,包殼也發(fā)生了嚴(yán)重脆化。

ANL繪制了包殼鼓脹區(qū)域端部的環(huán)形壓縮樣品β相中心位置的氧含量和氫含量對Zr-4合金包殼氧化淬火后塑性影響的三維圖,如圖3所示[16],從該圖中可以清楚看出,包殼氧化淬火后的塑性不僅強烈地受到氧化程度的影響,也強烈地受到氫含量的影響,氫元素也會導(dǎo)致包殼加劇脆化。

圖3 β相中心位置的氧含量和氫含量對Zr-4合金包殼氧化淬火后塑性的影響Fig.3 Post-quench of oxidized Zr-4 tubes ductility as the function of the oxygen content at beta-layer centerline and the total hydrogen content on the burst

從鋯-氫的二元相圖(見圖4[3])中可以看出,含氫β相的共析分解溫度約為550℃。而對于堆芯再淹沒過程中典型的冷卻速度(1～5℃/s),在萊頓弗羅斯特(Leidenfrost)溫度(發(fā)生包殼再浸潤現(xiàn)象的溫度,根據(jù)ANL的報道該現(xiàn)象發(fā)生在475～600℃溫度區(qū)間)下,絕大多數(shù)氫原子固溶在針狀初始α相周圍的殘留β相中。在這種情況下,氫對鋯合金氧化后抵抗斷裂的能力影響很小,因此,氫對熱沖擊失效的影響可以忽略[3]。

然而,當(dāng)包殼發(fā)生再浸潤后,在更低的溫度下受到了外加的載荷,如果氫含量很高,則就可能對β相轉(zhuǎn)變組織的斷裂韌性產(chǎn)生顯著的影響[9]。在沒有淬火的情況下冷卻速度較慢,則氫化物會從針狀的初始α相之間析出(見圖1),因而會嚴(yán)重影響包殼抵抗斷裂的能力。有些研究者為了簡化試驗采用了這種方法開展試驗,但是這種方式模擬的冷卻瞬態(tài)并不是LOCA的原型。更真實的情況是包殼在慢冷后發(fā)生了淬火,并沒有氫化物析出,因此氫化物對包殼塑性的影響可以忽略[9]。

圖4 鋯-氫二元相圖Fig.4 Zr-H binary phase diagram

ANL的試驗結(jié)果證實了上述觀點[16]。試驗中的包殼高溫氧化和鼓脹爆破后慢冷(2℃/s或5℃/s)通過α+β相區(qū)間并淬火,對于經(jīng)受熱沖擊后沒有發(fā)生碎裂的包殼,利用擺錘在室溫下開展原位沖擊試驗。經(jīng)受熱沖擊和擺錘沖擊后仍然沒有發(fā)生碎裂的部分樣品,取鼓脹區(qū)域端部制作樣品開展環(huán)形壓縮試驗。由于從膜態(tài)沸騰轉(zhuǎn)變到核態(tài)沸騰導(dǎo)致快速淬火,盡管包殼樣品中包含了高達(dá)約0.212%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的氫,但是金相檢驗顯示幾乎沒有氫化物生成,氫元素都留在β相轉(zhuǎn)變組織中。從最高氧化溫度慢冷(≤5℃/s)至萊頓弗羅斯特溫度(約523℃)期間,包殼穿過了α+β的兩相區(qū)以及α+β+δ相區(qū),氧元素和氫元素在β相中重新分布,α相富氧而β相貧氧。由于α相和氧化層幾乎沒有溶解氫元素的能力,使得氫元素都擴散到α相之間的殘留β相中。微觀組織中沒有發(fā)現(xiàn)氫化物,表明從萊頓弗羅斯特溫度快冷至約127℃(約970℃/s)抑制了氫化物的析出。

雖然不受氫化物的影響,但是氫元素本身對于包殼塑性的影響是顯著的。遺憾的是,在1973年召開LOCA準(zhǔn)則聽證會時,當(dāng)時已有的包殼氧化淬火塑性試驗結(jié)果都是針對低氫含量[＜0.01%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))]的,因此業(yè)界還沒有意識到高氫含量對包殼淬火后塑性的重要影響[1]。

3 鋯合金包殼高燃耗下的脆化機理

現(xiàn)有LOCA準(zhǔn)則中與包殼脆化相關(guān)的準(zhǔn)則,是在1973年基于未輻照的Zr-4合金包殼的試驗結(jié)果制定的。到20世紀(jì)90年代中期核電廠都在加深燃耗,而燃耗加深導(dǎo)致包殼發(fā)生顯著的腐蝕,因而鋯合金包殼吸收了更多的由于腐蝕產(chǎn)生的氫。而高燃耗包殼的幾個重要特征會顯著影響其在LOCA工況下的脆化行為,包括:(1)包殼外表面已有厚的Zr O2氧化層;(2)含有(Zr,U)O2的芯塊-包殼粘結(jié)層;(3)Zr O2氧化層下面的被氫化的邊緣;(4)高含量的氫[9]。包殼外表面的氧化層和β相金屬層中的氫都將會影響到LOCA工況下的包殼行為,而LOCA工況下的包殼行為對反應(yīng)堆的安全分析非常重要。因此,從1996年開始,美國核管理委員會(Nuclear Regulatory Commission,NRC)發(fā)起了“燃料包殼研究計劃”,目的是為了研究高燃耗的包殼在事故下的行為,該計劃包括了在ANL和Halden開展的多個LOCA試驗項目。

2008年6月,ANL發(fā)布了“LOCA工況下的包殼脆化行為”的研究報告[17]。該報告確認(rèn)了三種新的鋯合金包殼脆化機制,包括:“氫增氧致β相脆化”、失穩(wěn)氧化和包殼內(nèi)表面吸氧。

3.1 氫增氧致β相脆化

LOCA工況下,氧擴散進(jìn)入到鋯合金包殼的金屬基體中,導(dǎo)致為包殼提供整體塑性的冶金組織的尺寸減小(β相層減薄)和塑性降低(β相層脆化)。然而,氫出現(xiàn)在包殼中將促進(jìn)上述兩種脆化行為的過程。

高燃耗Zr-4合金包殼和未使用過的Zr-4合金包殼高溫氧化淬火后的殘留塑性結(jié)果如圖5所示[17]。與未使用過的Zr-4合金包殼相比,高燃耗的Zr-4合金包殼[氫含量為0.055%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))]在更低的ECR下就發(fā)生了脆化,即高燃耗的Zr-4合金包殼在氧化程度顯著低于17%ECR的情況下就已經(jīng)脆化了。

圖5 高燃耗Zr-4合金包殼和未使用過的Zr-4合金包殼高溫氧化淬火后的殘余塑性測量結(jié)果Fig.5 Offset strains for high-burnup Zry-4 and as-fabricated Zr-4 cladding samples oxidized and quenched

Chung等[9]根據(jù)Billone等人的試驗結(jié)果,總結(jié)出高燃耗Zr-4合金包殼的ECR與135℃的環(huán)形壓縮試驗結(jié)果的關(guān)系如圖6所示。從圖中可以看出,氫含量為0.055%～0.08%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Zr-4合金在較低的氧化程度時已經(jīng)完全脆化(氧化程度顯著低于17%ECR),高燃耗的包殼(高氫含量)的脆化比未輻照的包殼(低氫含量)對峰值溫度更敏感。

圖6 高燃耗Zr-4合金包殼的ECR與135℃的環(huán)形壓縮試驗結(jié)果的關(guān)系Fig.6 Offset strain at 135°C as the function of calculated ECR for the high-burnup Zr-4 fuel cladding oxidated and quenched

正常運行時,腐蝕過程產(chǎn)生的一部分氫被包殼中的鋯金屬吸收。當(dāng)包殼處于高溫LOCA工況下,高含量的氫會增加氧元素在β相中的固溶度以及氧元素向β相中擴散的速率。另外,LOCA下發(fā)生氧化的包殼在淬火過程中經(jīng)歷了快速冷卻,意味著包殼內(nèi)不會生成脆性的氫化物,但是氫元素本身也會對包殼產(chǎn)生固有脆性。因此,對于高氫含量的包殼,即使LOCA溫度低于1 204℃和氧化程度低于17%ECR,仍然會發(fā)生脆化[17]。

包殼在高于α+β→β轉(zhuǎn)變溫度下發(fā)生氧化生成了Zr O2氧化層、氧穩(wěn)定的α相層和氧擴散的β相等固有脆性相,如圖1所示。氧元素的固溶度-溫度關(guān)系決定了其會發(fā)生嚴(yán)重脆化的臨界溫度(1 204℃)。而氫元素是β相穩(wěn)定化元素,即氫元素會降低α+β→β轉(zhuǎn)變溫度,當(dāng)氫元素含量較高時,α+β→β轉(zhuǎn)變溫度的降低幅度會變得十分顯著。高氫含量Zr-4合金-氧偽二元相圖中如圖7[15]所示,高燃耗的Zr-4合金包殼中由于吸收了較多的氫元素,導(dǎo)致其α+β→β轉(zhuǎn)變溫度顯著降低。這導(dǎo)致β相中對應(yīng)于氧含量為0.7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的溫度從1 204℃降低至1 100℃,則在低于1 204℃的溫度下(例如1 150℃時)β相中氧含量的固溶度超過0.7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),則隨著LOCA工況下包殼不斷的氧化,氧含量不斷的增加,β相中氧含量有可能超出0.7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)),此時得到的β相轉(zhuǎn)變組織在室溫下完全脆化。

在近1 200℃時,未輻照(低氫含量)和高燃耗(高氫含量)包殼中氧元素在α和β相層的分布示意圖如圖8所示[9]。其中,氫元素作為β相穩(wěn)定化元素,不僅對Zr O2氧化層和β相層的厚度產(chǎn)生了影響,還對氧元素在α和β兩相中的分布產(chǎn)生了影響。

針對“氫增氧致β相脆化”這種脆化機制,2011年NRC發(fā)布了DG-1262[18]和DG-1263[19]等2份導(dǎo)則(草案),即“淬火塑性試驗”和“建立鋯合金包殼的分析限值”,目的是為業(yè)界提供統(tǒng)一的試驗方法以滿足安全分析的要求。這些試驗結(jié)果將作為NRC審查和批準(zhǔn)新燃料設(shè)計的支撐性文件的一部分內(nèi)容。

圖7 高氫含量Zr-4合金-氧偽二元相圖Fig.7 Zr-4(Containing high concentration hydrogen)-Oxygen pseudobinary phase diagram

圖8 1 200℃時未輻照包殼(低氫含量)和高燃耗包殼(高氫含量)中氧元素在α和β相層的分布示意圖Fig.8 Schematic of the oxygen distribution in alpha and beta layers for unirradiated cladding(low concentration of hydrogen)and high-burnup cladding(high concentration of hydrogen)oxidized at 1 200℃

DG-1262和DG-1263規(guī)定的包殼淬火塑性試驗的矩陣及分析限值建立方法簡述如下:蒸汽溫度分別為1 000℃、1 100℃和1 200℃。包殼原始樣品的氧化程度應(yīng)包含10%ECR、13%ECR、17%ECR和20%ECR,在確定包殼韌-脆轉(zhuǎn)變范圍內(nèi)開展試驗確定韌-脆轉(zhuǎn)變點對應(yīng)的ECR;預(yù)制氫含量從0增加至0.08%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))含氫樣品,每增加0.01%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))預(yù)制一種含氫樣品,確定每一種含氫樣品的韌-脆轉(zhuǎn)變點對應(yīng)的ECR,繪制韌-脆轉(zhuǎn)變點對應(yīng)的ECR與氫含量的關(guān)系式。

3.2 失穩(wěn)氧化

包殼在長期暴露于LOCA的高溫蒸汽條件下,其氧化增重速率偏離了正常的氧化動力學(xué)規(guī)律,氧化速率快速增加的現(xiàn)象被稱為“失穩(wěn)氧化”。實際上,包殼的失穩(wěn)氧化不是最近才發(fā)現(xiàn)的現(xiàn)象。早在20世紀(jì)70年代,就已經(jīng)發(fā)現(xiàn)了Zr-2合金存在失穩(wěn)氧化現(xiàn)象。但是當(dāng)時并沒有與包殼脆化的現(xiàn)象聯(lián)系起來。

最早開始研究的是較低溫度下的水環(huán)境或蒸汽環(huán)境下的失穩(wěn)氧化。例如,1970年就報道了氧化膜應(yīng)力對Zr-2合金失穩(wěn)氧化的影響,試驗溫度為500～700℃,研究者認(rèn)為氧化膜生長過程中形成的壓應(yīng)力導(dǎo)致氧化膜內(nèi)層的保護膜機械失效是失穩(wěn)氧化的主要原因[20]。隨后,研究范圍擴大到多種鋯合金在多種氧化環(huán)境下以及800℃高溫下的失穩(wěn)氧化。

1976年,Cox總結(jié)了多個研究者的結(jié)果并描述了兩種可能的失穩(wěn)機理[21]。其中一種機理是氧化膜生長過程中產(chǎn)生的應(yīng)力導(dǎo)致氧化膜破裂并引發(fā)加速腐蝕的理論,另一種是應(yīng)力導(dǎo)致氧化膜發(fā)生相變并在氧化膜內(nèi)形成孔洞促使了裂紋形成。然而,直到現(xiàn)在也沒有被業(yè)界完全公認(rèn)的能合理解釋鋯合金氧化由立方或拋物線規(guī)律轉(zhuǎn)變成線性規(guī)律的動力學(xué)機制。

1981—1983年,Leistikow等人研究了鋯合金在大于700℃蒸汽中的失穩(wěn)氧化,提出了失穩(wěn)氧化演化過程和經(jīng)典機理[22,23],部分試驗結(jié)果如圖9和圖10所示[24]。圖9中顯示,Zr-4合金包殼在1 000℃的蒸汽下氧化超過120 min后發(fā)生了明顯的加速氧化,超過240 min后其氧化增重甚至超過了1 100℃下的氧化增重。結(jié)合對如圖10所示的顯微組織的研究,該經(jīng)典機理對失穩(wěn)氧化的過程解釋如下:初始形成的四方結(jié)構(gòu)Zr O2,在較低的溫度下和應(yīng)力逐漸增加的氧化膜中是穩(wěn)定的,在應(yīng)力松弛、柱狀晶粒長大和點缺陷重聚等多因素的作用下,Zr O2結(jié)構(gòu)開始發(fā)生四方轉(zhuǎn)變?yōu)閱涡钡南嘧?。在這個階段,由于在界面上形成孔洞因此可以觀察到鋸齒狀的氧化膜/金屬界面,從而延遲了氧化膜生長。由于氧元素飽和、橫向裂紋和垂直裂紋導(dǎo)致氧化膜變得更加脆化。裂紋使得氧化路徑串連更短,導(dǎo)致更快的氧化速率。伴隨著新鮮的氧化膜形成該過程重復(fù)發(fā)生,總的響應(yīng)呈現(xiàn)出線性動力學(xué)過程。

前述研究都是以Zr-2和Zr-4合金包殼為對象開展的高溫氧化。直到1983年,Solyany等人首次報道了E110合金包殼的高溫氧化后變形的試驗結(jié)果[25],在900～1 500℃下開展試驗得到了氧化動力學(xué)關(guān)系式和高溫變形規(guī)律。

1992年,B?hmert等人首次報道了E110合金包殼的失穩(wěn)氧化時間少于1 000 s的現(xiàn)象[26,27]。并于1993年發(fā)表了E110與Zr-4合金高溫氧化行為的對比試驗研究結(jié)果,試驗在700～1 100℃的蒸汽條件下進(jìn)行[28,29]。結(jié)果顯示,E110與Zr-4合金的氧化動力學(xué)十分相似,Zr-4的結(jié)果與公開發(fā)表的結(jié)果符合很好。但是E110合金試樣的氧化膜呈現(xiàn)出多層的非常不均勻的外觀,并具有剝落的傾向。氧化試樣的環(huán)形壓縮試驗結(jié)果表明,E110合金在6%ECR的氧化程度下就已經(jīng)完全脆化,而Zr-4合金則在18%ECR的氧化程度下塑性降低為0。E110合金在900～1 050℃下氧化吸氫分?jǐn)?shù)高達(dá)15%～70%,而Zr-4只有2%～5%。高的吸氫分?jǐn)?shù)被認(rèn)為與多層氧化膜有關(guān)并因此降低了E110合金脆化的氧化程度門檻值。

為了充分研究E110合金在LOCA下的氧化行為和脆化門檻值,2001—2004年俄羅斯Russian Research Center Kurchatov Institute(RRC KI)在TVEL、NRC和IRSN(Institute for the Radiological Protection and Nuclear Safety)的資助下,開展了大量的試驗研究E110合金包殼在LOCA條件下的脆化行為。Yegorova等人于2005年發(fā)表了相關(guān)報告[29,30]。高溫氧化溫度為800～1 200℃,在20～300℃溫度區(qū)間進(jìn)行環(huán)向壓縮試驗。試驗結(jié)果顯示在1 000℃和1 100℃均發(fā)生了失穩(wěn)氧化。該研究對比了俄羅斯E110合金和歐美國家采用的包殼的差異:鋯礦石的雜質(zhì)、從鋯礦石中還原出Zr的電解精煉和克羅爾(Kroll)工藝對比、合金元素的變化(例如氧)和制造工藝的區(qū)別,特別是表面精整的區(qū)別。俄羅斯的E110合金采用電解精煉Zr,歐美國家的鋯合金例如M5則是采用克羅爾工藝制造的海綿鋯。該研究報告得出如下幾條重要結(jié)論:現(xiàn)有的E110合金包殼(標(biāo)準(zhǔn)的碘化/電解工藝)已具有最優(yōu)的顯微組織;這種包殼高溫下特殊的氧化行為與包殼顯微組織無關(guān);E110合金包殼的氧化行為和塑性余量對包殼顯微化學(xué)成分和表面狀態(tài)十分敏感;使用海綿鋯制造包殼可顯著減小包殼氧化速率,特別是在900～1 000℃的溫度范圍內(nèi),增加了塑性-脆性轉(zhuǎn)變的氧化程度門檻值;通過對包殼內(nèi)、外表面的拋光,可以改善E110包殼的高溫氧化性能并增加氧化后的塑性裕量,即包殼表面拋光可以延長發(fā)生失穩(wěn)氧化的孕育時間。

Chung等研究人員指出了E110合金發(fā)生失穩(wěn)氧化導(dǎo)致其脆化的重要原因[9,31]:不同的制造工藝引入了不同雜質(zhì)元素。E110合金原材料的鋯礦石分解、鋯鉿分離工藝、鋯電解還原基于氟化工藝制造。氟元素是公認(rèn)的有害元素,能促使鋯合金發(fā)生失穩(wěn)氧化。而Zr-4合金與西方國家的其他包殼用鋯合金一樣,都是基于可引入Ca、Mg和Al雜質(zhì)的制造工藝,這些元素有利于生成抑制鋯合金發(fā)生失穩(wěn)氧化的氧化膜。

如果發(fā)生失穩(wěn)氧化,脆化過程將會加速,則1 204℃和17%ECR的限值并不能阻止脆化的發(fā)生,從而導(dǎo)致這兩個限值失效。因此,2011年NRC發(fā)布了DG-1261(草案)[32],即“定期開展失穩(wěn)氧化試驗”,目的是為業(yè)界提供統(tǒng)一的試驗方法以滿足安全分析的要求。這些試驗結(jié)果將作為NCR審查和批準(zhǔn)新燃料設(shè)計的支撐性文件的一部分內(nèi)容。2014年3月,上述草案補充了擬更新的10CFR50.46(c)后進(jìn)入公眾質(zhì)詢狀態(tài)。NRC正在考慮是否要規(guī)定每一批換料都要開展鋯合金包殼的失穩(wěn)氧化試驗。

3.3 包殼內(nèi)表面吸氧

壽期初,壓水堆燃料棒的外壓大于內(nèi)壓。在外壓的作用下鋯合金包殼向內(nèi)蠕變,而芯塊則向外腫脹,隨燃耗加深芯塊和包殼開始接觸,在芯塊和包殼之間形成了一層粘結(jié)層。早在1977年,美國學(xué)者首次發(fā)現(xiàn)包殼內(nèi)表面吸氧的現(xiàn)象,并于1979年得到德國學(xué)者的試驗驗證。

芯塊-包殼粘結(jié)層被認(rèn)為是輻照條件下立方結(jié)構(gòu)的(U,Pu)O2和立方結(jié)構(gòu)的Zr O2之間的氧原子內(nèi)部擴散的結(jié)果。隨著燃耗加深,粘結(jié)層的厚度以及環(huán)向和軸向上的表面覆蓋范圍增加。粘結(jié)層的發(fā)展抑制了芯塊和包殼的獨立運動,因此影響了從芯塊到包殼的載荷傳遞,從而影響了包殼的應(yīng)力狀態(tài)。芯塊-包殼粘結(jié)有助于獲得較小的包殼鼓脹應(yīng)變[33]。LOCA工況下,與氧元素從包殼外表面向金屬內(nèi)部擴散的現(xiàn)象相似,芯塊-包殼粘結(jié)層也將成為包殼氧元素的來源,從包殼內(nèi)表面向金屬內(nèi)部擴散。對裝有Zr O2芯塊(模擬UO2芯塊)的鋯合金包殼在1 200℃的蒸汽下進(jìn)行氧化,形成的Zr O2芯塊-鋯合金包殼粘結(jié)層中的氧元素向包殼內(nèi)表面擴散,在包殼內(nèi)表面形成了高氧含量的α相層,如圖11所示[33]。其氧元素含量分布示意圖如圖1所示。

圖11 包殼外表面在1 200℃蒸汽氧化后由芯塊-包殼粘結(jié)層在包殼內(nèi)表面形成的氧穩(wěn)定的α相層Fig.11 High-oxygenαlayer on the ID resulting from oxygen diffusion from the Zr O2 fuel-to-cladding bond following OD steam oxidation at 1 200℃

隨著燃耗增加,在正常運行條件下包殼外表面形成一個腐蝕層,成為氧元素的來源。由于氣相的UO3在芯塊-包殼間隙閉合前的輸運以及芯塊-包殼粘結(jié)層的形成,輻照的包殼內(nèi)表面上也成為了氧元素的來源。由于氧化層中的氧含量遠(yuǎn)高于金屬層,因此高燃耗下內(nèi)表面和外表面氧化層的實際厚度相對來說并不重要[17]。

芯塊-包殼粘結(jié)層可以像蒸汽腐蝕層一樣為氧元素向包殼內(nèi)部擴散提供來源。因此,如果形成的內(nèi)表面氧化層或粘結(jié)層厚度不能忽略,則計算LOCA工況下包殼遠(yuǎn)離鼓脹區(qū)域的氧化程度時必須考慮雙側(cè)氧化[17]。

4 新LOCA準(zhǔn)則的最新進(jìn)展

總結(jié)上文中鋯合金包殼產(chǎn)生脆化的多種現(xiàn)象及其內(nèi)在原因,可以得出包殼發(fā)生脆化的本質(zhì)原因只有兩個:一個是氧元素導(dǎo)致的脆化,一個是氫元素導(dǎo)致的脆化[9]。

現(xiàn)有法規(guī)10CFR50.46(b)規(guī)定了為保證燃料組件的可冷卻的幾何狀態(tài),要求LOCA工況下包殼峰值溫度不超過1 204℃(2 200℉)和氧化程度不超過17%ECR。但是,“氫增氧致β相脆化”“失穩(wěn)氧化”和“包殼內(nèi)表面氧化”這三種機制則有可能導(dǎo)致在計算的峰值溫度不超過1 204℃和氧化程度不超過17%ECR的情況下,仍然發(fā)生包殼的脆化和破碎,使燃料組件喪失可冷卻的幾何狀態(tài)。因此,這些新發(fā)現(xiàn)的鋯合金包殼的脆化機制將對現(xiàn)有法規(guī)產(chǎn)生巨大影響。

2011年,NRC針對“氫增氧致β相脆化”和“失穩(wěn)氧化”這兩種脆化機制發(fā)布了DG-1261、DG-1262和DG-1263等3份 導(dǎo) 則(草案),即“定期開展失穩(wěn)氧化試驗”“淬火塑性試驗”和“建立鋯合金包殼的分析限值”。

2014年3月,上述3份導(dǎo)則草案進(jìn)入公眾質(zhì)詢狀態(tài)。同時,NRC還發(fā)布了擬更新的10CFR50.46 c(g)[34],對LOCA準(zhǔn)則更改為如下:

(1)燃料性能準(zhǔn)則。由被圓柱形鋯合金包殼包覆的二氧化鈾或混合二氧化鈾-钚芯塊組成的燃料應(yīng)滿足如下要求。

1)包殼峰值溫度。包殼峰值溫度不能超過2 200℉;如果2)中給出了更低的溫度限值,則包殼峰值溫度不能超過2)建立的溫度限值。

2)包殼脆化。應(yīng)基于NRC認(rèn)可的試驗方法建立對應(yīng)鋯合金包殼塑性-脆性轉(zhuǎn)變的包殼峰值溫度和氧化程度的分析限值。計算得到的包殼峰值溫度和氧化程度不能超出分析限值。分析限值必須提交NRC批準(zhǔn)。若與建立氧化程度有關(guān)的包殼峰值溫度低于1)規(guī)定的2 200℉,則采用這一低值代替2 200℉。

3)失穩(wěn)氧化。應(yīng)基于NRC認(rèn)可的試驗方法建立包殼停留在高于失穩(wěn)氧化敏感溫度下的總時間的限值,該限值對應(yīng)于鋯合金包殼的失穩(wěn)氧化孕育時間。該限值必須提交NRC批準(zhǔn)。

4)最大產(chǎn)氫量。計算得到的包殼與水或蒸汽發(fā)生化學(xué)反應(yīng)后的產(chǎn)氫量不應(yīng)超過假設(shè)所有包覆芯塊的包殼(不包括氣腔包殼)發(fā)生化學(xué)反應(yīng)后的產(chǎn)氫量的0.01倍。

5)長期冷卻。應(yīng)基于NRC認(rèn)可的試驗方法建立長期冷卻的包殼峰值溫度,該限值對應(yīng)于鋯合金包殼塑性-脆性轉(zhuǎn)變溫度。分析限值必須提交NRC批準(zhǔn)。

(2)燃料系統(tǒng)建模要求。ECCS評估模型必須按照如下要求對燃料系統(tǒng)進(jìn)行建模:

1)在開始發(fā)生LOCA時,如果包殼內(nèi)表面有氧元素的擴散源,則必須在ECCS評估模型中考慮從包殼內(nèi)表面擴散的氧元素的效應(yīng)。

2)必須評估在核電廠運行過程中累積在包殼表面的水垢和氧化層的熱效應(yīng)。對于本要求而言,水垢是指在發(fā)生LOCA之前沉積在包殼表面的任何雜質(zhì)。

2016年2月,NRC提交了最終法規(guī)文本給法律委員會。

擬發(fā)布的LOCA準(zhǔn)則對核電廠安全分析、燃料運行可能造成的影響有:

(1)業(yè)主或設(shè)計方需要修改安全分析方法并進(jìn)行取證;

(2)新型鋯合金無需再單獨申請豁免;

(3)降低了LOCA工況下包殼允許的氧化程度;

(4)限制了燃料在高溫下停留的時間;

(5)要考慮包殼內(nèi)表面的氧化;

(6)中等燃耗的燃料棒的LOCA安全裕量可能是最小的(25 000～40 000 MWd/t U),這會影響燃料管理策略。

5 結(jié)語

本文通過梳理核工業(yè)界對LOCA工況下包殼脆化行為及機理的認(rèn)識,回顧了現(xiàn)有LOCA準(zhǔn)則的歷史來源和基本原理,重點總結(jié)了LOCA準(zhǔn)則賴以形成的基本思想——鋯合金包殼脆化機理,特別是從相變、微觀組織、擴散等冶金學(xué)的角度調(diào)研和總結(jié)了包殼在LOCA工況下的脆化行為,主要內(nèi)容如下。

(1)確保鋯合金的塑性是制定LOCA準(zhǔn)則的基本思想;

(2)1973年制定并沿用至今的LOCA準(zhǔn)則中,限制包殼峰值溫度和包殼最大氧化程度是維持燃料完整性的基本方法,氧元素擴散到金屬層是包殼脆化的根本原因;

(3)高含量的氫會增加氧元素在β相中的固溶度和氧元素向β相中擴散的速率,以及氫元素本身而非氫化物對包殼產(chǎn)生固有脆性,是導(dǎo)致氫增氧致β相脆化的根本原因;

(4)鋯合金制造過程中引入的氟元素是導(dǎo)致失穩(wěn)氧化的最重要的原因,表面粗糙度也是影響失穩(wěn)氧化的重要因素;

(5)高燃耗下內(nèi)表面的芯塊-包殼粘結(jié)層也是包殼氧元素的來源;

(6)擬更新的LOCA安全準(zhǔn)則中增加了“氫增氧致β相脆化”“失穩(wěn)氧化”和“包殼內(nèi)表面吸氧”等3種新的包殼脆化機制。

本文的上述調(diào)研和總結(jié)內(nèi)容,將有助于認(rèn)識和理解新發(fā)現(xiàn)的3種脆化機制以及基于這些脆化機制擬將更新的LOCA準(zhǔn)則。這不僅有助于為自主化新鋯合金LOCA工況下的性能試驗指明方向,以確保其能滿足擬制定的新LOCA準(zhǔn)則。也有助于為ATF燃料表面涂層鋯合金包殼設(shè)計出正確的考核或驗證試驗方法,以確認(rèn)其是否提升了燃料耐受堆芯喪失動水冷卻事故的能力。