盧俊強(qiáng),陸 輝,曾奇鋒

(上海核工程研究設(shè)計(jì)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(jì)基準(zhǔn)事故。美國(guó)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(yàn)收準(zhǔn)則”規(guī)定了核電廠LOCA安全準(zhǔn)則,簡(jiǎn)稱為10CFR50.46或LOCA準(zhǔn)則[1]。該準(zhǔn)則制定于1973年,包含了5個(gè)獨(dú)立的限值或要求:

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

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

(3)最大產(chǎn)氫量。計(jì)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(guò)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(jì)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(zhǎng)期冷卻。計(jì)算的能夠成功運(yùn)行的應(yīng)急堆芯冷卻系統(tǒng)(Emergency Core Cooling System,ECCS)投入使用后,計(jì)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(zhǎng)期包容在堆芯內(nèi)的要求。

我國(guó)在HAF102—2016《核動(dòng)力廠設(shè)計(jì)安全規(guī)定》中針對(duì)“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(guò)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(bǔ)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(zhǎng)的時(shí)間。

近些年來(lái),對(duì)核電經(jīng)濟(jì)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(shì)。而高燃耗下鋯合金包殼的材料顯微組織會(huì)發(fā)生明顯變化并導(dǎo)致服役性能惡化,例如Zr-4合金會(huì)出現(xiàn)明顯的氧化、吸氫和氧化膜剝落等現(xiàn)象。為此,國(guó)際上開發(fā)了新型鋯合金包殼材料如ZIRLO和M5合金,我國(guó)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(yàn)的基礎(chǔ)上發(fā)展起來(lái)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(duì)其LOCA工況下的性能進(jìn)行充分研究。這對(duì)于驗(yàn)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(guó)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(guò)程中,有了許多重要的新發(fā)現(xiàn),特別是高氫含量對(duì)LOCA下鋯合金包殼氧化動(dòng)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(yùn)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(yàn)數(shù)據(jù),以及新發(fā)現(xiàn)的LOCA下燃料行為對(duì)這些基本原理和安全理念的影響,這些內(nèi)容對(duì)于制定、理解和應(yīng)用新的LOCA準(zhǔn)則時(shí)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(dòng)水冷卻事故的能力,國(guó)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(shí)現(xiàn)更慢的氧化動(dòng)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(yàn)以驗(yàn)證其是否滿足ATF概念所要求的明顯承受更長(zhǎng)時(shí)間的堆芯喪失動(dòng)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(jī)理,以便于設(shè)計(jì)出正確的試驗(yàn)方法對(duì)其進(jìn)行驗(yàn)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(guó)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(lái)源依據(jù),可為自主化新鋯合金的性能試驗(yàn)和在CAP1400等核電廠中應(yīng)用的LOCA安全分析提供借鑒,同時(shí)對(duì)于抗事故燃料包殼材料在LOCA工況下的性能評(píng)價(jià)也有參考價(jià)值。

1 LOCA準(zhǔn)則與鋯合金脆化的關(guān)系

1971年,美國(guó)原子能委員會(huì)(Atomic Energy C ommission,AEC)頒布了《核電廠通用設(shè)計(jì)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(shí)還頒布了《輕水堆核電廠ECCS的暫定驗(yàn)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(shí),且包殼還沒(méi)有脆化到在淬火過(guò)程中或淬火后就失效的程度”。該暫定驗(yàn)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(zhǎng)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(huì),最終暫定驗(yàn)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(dú)立的燃料棒內(nèi),從而維持一個(gè)可冷卻的幾何狀態(tài)。保守的計(jì)算結(jié)果顯示,假使包殼沒(méi)有發(fā)生過(guò)度嚴(yán)重的氧化,包殼將會(huì)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(huì)達(dá)到發(fā)生爆炸的濃度。

(4)可冷卻的幾何狀態(tài)

計(jì)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(zhǎng)期冷卻

在任何計(jì)算得到的能夠成功運(yùn)行的ECCS投入運(yùn)行后,計(jì)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(zhǎng)期維持冷卻應(yīng)使包殼溫度降低至149℃(300℉)或者更低。

聽證會(huì)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?yàn)榘鼩し逯禍囟群桶鼩ぷ畲笱趸潭葍蓷l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(diǎn),但是考慮到維持幾何可冷卻性的基本原理和歷史價(jià)值,AEC要求保留該準(zhǔn)則并作為一個(gè)基本目標(biāo)[10]。可以認(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(shí)又總體性的對(duì)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(huì)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?lái)的研究結(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(jī)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(jī)理,在1972—1973召開的LOCA準(zhǔn)則聽證會(huì)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(duì)包殼脆性的影響

1964年開始一直持續(xù)到1967年,美國(guó)阿貢國(guó)家實(shí)驗(yàn)室(Argonne National Laboratory,ANL)的Wilson和Barnes等人在實(shí)驗(yàn)室條件下開展了高溫試驗(yàn)?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(yàn)中觀察到在遠(yuǎn)低于鋯合金熔點(diǎn)的溫度下氧化的包殼發(fā)生了脆化,有些是在試驗(yàn)過(guò)程中脆化,有些是在試樣從氧化爐中取出的過(guò)程中脆化。試驗(yàn)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(shí),Zr-2合金包殼非常脆;對(duì)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(guò)程中脆化和碎裂,而當(dāng)溫度超過(guò)1 200℃,包殼材料趨向于開裂或在冷卻過(guò)程中破碎。氫化物對(duì)于Zr-2合金包殼材料的影響是次要的。

1965年,美國(guó)橡樹嶺國(guó)家實(shí)驗(yàn)室(Oak Ridge National Laboratory,ORNL)在反應(yīng)堆瞬態(tài)試驗(yàn)裝置(TREAT)上開展了鋯合金包殼材料在蒸汽中的試驗(yàn),觀察到試樣氧化后嚴(yán)重脆化。同一時(shí)代,還開展了很多模擬反應(yīng)性引入事故RIA(Reactivity Insertion Accident)的試驗(yàn),試驗(yàn)后對(duì)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(yàn)結(jié)果對(duì)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(kuò)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(shí),業(yè)界意識(shí)到,如果脆化的包殼碎裂成小片,將會(huì)嚴(yán)重?fù)p害堆芯在淬火和長(zhǎng)期冷卻過(guò)程中的可冷卻性,大量包殼碎片和芯塊碎塊將會(huì)堵塞流道。1979年三哩島2號(hào)機(jī)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(diǎn)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(dòng)加載沖擊載荷使其壓扁。試驗(yàn)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(cè)量到氧化時(shí)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(yàn)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(kuò)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(yàn)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(yàn)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(shí),氧化層和α相層總份額為0.44(基于氧化前包殼壁厚)時(shí)對(duì)應(yīng)于135℃(再淹沒(méi)階段的飽和溫度)下的零塑性。氧元素?cái)U(kuò)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(jì)算氧元素在金屬層β相中的分布,再加上使用起來(lái)簡(jiǎn)單方便,促使AEC選擇了基于Baker-Just模型計(jì)算累積達(dá)到17%等效包殼氧化量(Equivalent-Cladding Reacted,ECR)所需要的時(shí)間作為替代方法以計(jì)算有足夠的氧元素?cái)U(kuò)散到金屬層β相中所需要的時(shí)間[14]。

因此,在1973年召開LOCA準(zhǔn)則聽證會(huì)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(jì)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(duì)包殼脆性的影響

Hobson在研究氧化程度對(duì)包殼脆性的影響規(guī)律時(shí),就已經(jīng)發(fā)現(xiàn)氧化溫度對(duì)包殼脆性的影響存在一個(gè)臨界溫度1 204℃(2 200℉),當(dāng)氧化溫度超過(guò)該臨界溫度時(shí),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(gè)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(guò)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(duì)于β相轉(zhuǎn)變組織,氧含量超過(guò)0.7%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí)在室溫下完全脆化,該氧含量正好略高于1 200℃時(shí)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(shí),氧元素不斷地向β相內(nèi)擴(kuò)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(huì)嚴(yán)重脆化;當(dāng)氧化溫度超過(guò)1 204℃時(shí),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(guò)0.8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))時(shí),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(huì)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(shí),當(dāng)溫度降低到室溫時(shí)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(duì)包殼鼓脹區(qū)域脆性的影響

早在1980年,ANL就對(duì)高氫含量的包殼或環(huán)形樣品開展了大量試驗(yàn)[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(yàn),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(shí)期也開展了類似的工作[3,16]。在100℃下對(duì)爆破后的氧化樣品進(jìn)行壓縮試驗(yàn),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(gè)試驗(yàn)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(huì)被冷卻劑帶走,而會(huì)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(guò)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(duì)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(qiáng)烈地受到氧化程度的影響,也強(qiáng)烈地受到氫含量的影響,氫元素也會(huì)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(duì)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(duì)于堆芯再淹沒(méi)過(guò)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(rùn)現(xiàn)象的溫度,根據(jù)ANL的報(bào)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(duì)鋯合金氧化后抵抗斷裂的能力影響很小,因此,氫對(duì)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(rùn)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(duì)β相轉(zhuǎn)變組織的斷裂韌性產(chǎn)生顯著的影響[9]。在沒(méi)有淬火的情況下冷卻速度較慢,則氫化物會(huì)從針狀的初始α相之間析出(見圖1),因而會(huì)嚴(yán)重影響包殼抵抗斷裂的能力。有些研究者為了簡(jiǎn)化試驗(yàn)采用了這種方法開展試驗(yàn),但是這種方式模擬的冷卻瞬態(tài)并不是LOCA的原型。更真實(shí)的情況是包殼在慢冷后發(fā)生了淬火,并沒(méi)有氫化物析出,因此氫化物對(duì)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(yàn)結(jié)果證實(shí)了上述觀點(diǎn)[16]。試驗(yàn)中的包殼高溫氧化和鼓脹爆破后慢冷(2℃/s或5℃/s)通過(guò)α+β相區(qū)間并淬火,對(duì)于經(jīng)受熱沖擊后沒(méi)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(yàn)。經(jīng)受熱沖擊和擺錘沖擊后仍然沒(méi)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(yàn)。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(yàn)顯示幾乎沒(méi)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(guò)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(méi)有溶解氫元素的能力,使得氫元素都擴(kuò)散到α相之間的殘留β相中。微觀組織中沒(méi)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(duì)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(huì)時(shí),當(dāng)時(shí)已有的包殼氧化淬火塑性試驗(yàn)結(jié)果都是針對(duì)低氫含量[＜0.01%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))]的,因此業(yè)界還沒(méi)有意識(shí)到高氫含量對(duì)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(jī)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(yàn)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(gè)重要特征會(huì)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(huì)影響到LOCA工況下的包殼行為,而LOCA工況下的包殼行為對(duì)反應(yīng)堆的安全分析非常重要。因此,從1996年開始,美國(guó)核管理委員會(huì)(Nuclear Regulatory Commission,NRC)發(fā)起了“燃料包殼研究計(jì)劃”,目的是為了研究高燃耗的包殼在事故下的行為,該計(jì)劃包括了在ANL和Halden開展的多個(gè)LOCA試驗(yàn)項(xiàng)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(bào)告[17]。該報(bào)告確認(rèn)了三種新的鋯合金包殼脆化機(jī)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(kuò)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(guò)程。

高燃耗Zr-4合金包殼和未使用過(guò)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(guò)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(guò)的Zr-4合金包殼高溫氧化淬火后的殘余塑性測(cè)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(yàn)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(yàn)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(shí)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(duì)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(yàn)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(yùn)行時(shí),腐蝕過(guò)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(huì)增加氧元素在β相中的固溶度以及氧元素向β相中擴(kuò)散的速率。另外,LOCA下發(fā)生氧化的包殼在淬火過(guò)程中經(jīng)歷了快速冷卻,意味著包殼內(nèi)不會(huì)生成脆性的氫化物,但是氫元素本身也會(huì)對(duì)包殼產(chǎn)生固有脆性。因此,對(duì)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(huì)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(kuò)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(huì)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(huì)降低α+β→β轉(zhuǎn)變溫度,當(dāng)氫元素含量較高時(shí),α+β→β轉(zhuǎn)變溫度的降低幅度會(huì)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(duì)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(shí))β相中氧含量的固溶度超過(guò)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(shí)得到的β相轉(zhuǎn)變組織在室溫下完全脆化。

在近1 200℃時(shí),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(duì)Zr O2氧化層和β相層的厚度產(chǎn)生了影響,還對(duì)氧元素在α和β兩相中的分布產(chǎn)生了影響。

針對(duì)“氫增氧致β相脆化”這種脆化機(jī)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(yàn)”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(yàn)方法以滿足安全分析的要求。這些試驗(yàn)結(jié)果將作為NRC審查和批準(zhǔn)新燃料設(shè)計(jì)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(shí)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(yàn)的矩陣及分析限值建立方法簡(jiǎn)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(yàn)確定韌-脆轉(zhuǎn)變點(diǎn)對(duì)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(diǎn)對(duì)應(yīng)的ECR,繪制韌-脆轉(zhuǎn)變點(diǎn)對(duì)應(yīng)的ECR與氫含量的關(guān)系式。

3.2 失穩(wěn)氧化

包殼在長(zhǎng)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(dòng)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(shí)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(shí)并沒(méi)有與包殼脆化的現(xiàn)象聯(lián)系起來(lái)。

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(bào)道了氧化膜應(yīng)力對(duì)Zr-2合金失穩(wěn)氧化的影響,試驗(yàn)溫度為500～700℃,研究者認(rèn)為氧化膜生長(zhǎng)過(guò)程中形成的壓應(yīng)力導(dǎo)致氧化膜內(nèi)層的保護(hù)膜機(jī)械失效是失穩(wěn)氧化的主要原因[20]。隨后,研究范圍擴(kuò)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(gè)研究者的結(jié)果并描述了兩種可能的失穩(wěn)機(jī)理[21]。其中一種機(jī)理是氧化膜生長(zhǎng)過(guò)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(méi)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(dòng)力學(xué)機(jī)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(guò)程和經(jīng)典機(jī)理[22,23],部分試驗(yàn)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(guò)120 min后發(fā)生了明顯的加速氧化,超過(guò)240 min后其氧化增重甚至超過(guò)了1 100℃下的氧化增重。結(jié)合對(duì)如圖10所示的顯微組織的研究,該經(jīng)典機(jī)理對(duì)失穩(wěn)氧化的過(guò)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(zhǎng)大和點(diǎn)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(gè)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(zhǎng)。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(guò)程重復(fù)發(fā)生,總的響應(yīng)呈現(xiàn)出線性動(dòng)力學(xué)過(guò)程。

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

1992年,B?hmert等人首次報(bào)道了E110合金包殼的失穩(wěn)氧化時(shí)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(duì)比試驗(yàn)研究結(jié)果,試驗(yàn)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(dòng)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(yàn)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(yàn)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(bào)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(yàn)。試驗(yàn)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(duì)比了俄羅斯E110合金和歐美國(guó)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(duì)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(guó)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(bào)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(wú)關(guān);E110合金包殼的氧化行為和塑性余量對(duì)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(guò)對(duì)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(zhǎng)發(fā)生失穩(wěn)氧化的孕育時(shí)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(guó)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(guò)程將會(huì)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(gè)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(yàn)”,目的是為業(yè)界提供統(tǒng)一的試驗(yàn)方法以滿足安全分析的要求。這些試驗(yàn)結(jié)果將作為NCR審查和批準(zhǔn)新燃料設(shè)計(jì)的支撐性文件的一部分內(nèi)容。2014年3月,上述草案補(bǔ)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(yàn)。

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(guó)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(guó)學(xué)者的試驗(yàn)驗(yàn)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(kuò)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(dú)立運(yùn)動(dòng),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(kuò)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(lái)源,從包殼內(nèi)表面向金屬內(nèi)部擴(kuò)散。對(duì)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(kuò)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(yùn)行條件下包殼外表面形成一個(gè)腐蝕層,成為氧元素的來(lái)源。由于氣相的UO3在芯塊-包殼間隙閉合前的輸運(yùn)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(lái)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(shí)際厚度相對(duì)來(lái)說(shuō)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(kuò)散提供來(lái)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(jì)算LOCA工況下包殼遠(yuǎn)離鼓脹區(qū)域的氧化程度時(shí)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(gè):一個(gè)是氧元素導(dǎo)致的脆化,一個(gè)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(guò)1 204℃(2 200℉)和氧化程度不超過(guò)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(jī)制則有可能導(dǎo)致在計(jì)算的峰值溫度不超過(guò)1 204℃和氧化程度不超過(guò)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(jī)制將對(duì)現(xiàn)有法規(guī)產(chǎn)生巨大影響。

2011年,NRC針對(duì)“氫增氧致β相脆化”和“失穩(wěn)氧化”這兩種脆化機(jī)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(yàn)”“淬火塑性試驗(yàn)”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(shí),NRC還發(fā)布了擬更新的10CFR50.46 c(g)[34],對(duì)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(guò)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(guò)2)建立的溫度限值。

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

4)最大產(chǎn)氫量。計(jì)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(guò)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(zhǎng)期冷卻。應(yīng)基于NRC認(rèn)可的試驗(yàn)方法建立長(zhǎng)期冷卻的包殼峰值溫度,該限值對(duì)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(píng)估模型必須按照如下要求對(duì)燃料系統(tǒng)進(jìn)行建模:

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

2)必須評(píng)估在核電廠運(yùn)行過(guò)程中累積在包殼表面的水垢和氧化層的熱效應(yīng)。對(duì)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(huì)。

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

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

(2)新型鋯合金無(wú)需再單獨(dú)申請(qǐng)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(shí)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(huì)影響燃料管理策略。

5 結(jié)語(yǔ)

本文通過(guò)梳理核工業(yè)界對(duì)LOCA工況下包殼脆化行為及機(jī)理的認(rèn)識(shí),回顧了現(xiàn)有LOCA準(zhǔn)則的歷史來(lái)源和基本原理,重點(diǎn)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(jī)理,特別是從相變、微觀組織、擴(kuò)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?cái)U(kuò)散到金屬層是包殼脆化的根本原因;

(3)高含量的氫會(huì)增加氧元素在β相中的固溶度和氧元素向β相中擴(kuò)散的速率,以及氫元素本身而非氫化物對(duì)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(guò)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(lái)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(jī)制。

本文的上述調(diào)研和總結(jié)內(nèi)容,將有助于認(rèn)識(shí)和理解新發(fā)現(xiàn)的3種脆化機(jī)制以及基于這些脆化機(jī)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(yàn)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(jì)出正確的考核或驗(yàn)證試驗(yàn)方法,以確認(rèn)其是否提升了燃料耐受堆芯喪失動(dòng)水冷卻事故的能力。