MECANISMOS DE ENDURECIMIENTO POR IRRADIACI N NEUTR NICA EN CIRCONIO POLICRISTALINO HIDRURADO

CONGRESO CONAMET/SAM 2004
MECANISMOS DE ENDURECIMIENTO POR IRRADIACIÓN
NEUTRÓNICA EN CIRCONIO POLICRISTALINO HIDRURADO
Ana M. Fortis (1) y Carolina Vázquez (2)
(1)
Unidad de Actividad Materiales, CNEA, Av. Gral. Paz 1499, B1650KNA, San Martín, Pcia. de Bs. As. ,
Argentina, fortis@cnea.gov.ar
(2)
Instituto de Tecnología J. Sabato, CNEA, Av. Gral. Paz 1499, B1650KNA, San Martín, Pcia. de Bs. As. ,
Argentina, cvazquez@cnea.gov.ar
RESUMEN
Se midió la dependencia del endurecimiento por irradiación con la dosis o fluencia neutrónica, en circonio con
hidruros. Se realizó este estudio en material recocido, con 450 μm de tamaño de grano promedio y con una
concentración del 13% en volumen de hidruros en fase γ metaestable. Se irradiaron probetas de tracción en el
reactor RA1 de CNEA durante períodos entre una hora y 50 horas, correspondientes a fluencias de entre 3,6 ×
1015 n cm-2 y 1,8 × 1017 n cm-2. Estas fluencias se eligieron para evitar los fenómenos de saturación e
inestabilidad del daño que ocurren por encima de 5 × 1017 n cm-2. Las medidas de endurecimiento mostraron una
dependencia lineal con la raíz cuadrada de la fluencia. Se realizaron recocidos isócronos y no se obtuvo
recuperación del endurecimiento por encima de las temperaturas de la etapa V, lo que muestra una posible
interacción de los defectos inducidos por la irradiación con los hidruros presentes en el material.
Palabras Claves: endurecimiento por irradiación, irradiación neutrónica, circonio, hidruros.
1. INTRODUCCIÓN
El circonio es ampliamente utilizado en la tecnología
de los reactores nucleares de fisión. Constituye el
metal base de las aleaciones con las que se fabrican
componentes estructurales, debido a sus buenas
propiedades mecánicas y, especialmente, a su baja
absorción de neutrones. Las aleaciones de circonio se
utilizan fundamentalmente para los diversos
componentes (vainas, tubos de presión y calandria,
etc.) que separan el combustible del refrigerante y del
moderador en los reactores nucleares de potencia. El
daño provocado por la radiación en sus diversas
manifestaciones de degradación de propiedades,
representa un serio problema tecnológico y por lo
tanto económico.
Las propiedades mecánicas han sido durante muchos
años el motivo de muchos trabajos en condiciones
tanto pre como posirradiación; se han obtenido datos
estadísticos y se han desarrollado ecuaciones de
diseño basadas en la colección de datos de los
reactores en funcionamiento, cuando ello era posible,
o de los obtenidos en programas en los MTR [1,2]. En
todos los casos las fluencias neutrónicas alcanzadas
fueron lo suficientemente altas como para que
fenómenos como la inestabilidad y/o la saturación del
daño no permita identificar con claridad los
mecanismos que provocan la variación de las
propiedades mecánicas.
El efecto de la radiación sobre las propiedades de los
materiales es complejo tanto desde el punto de vista
teórico como experimental. Las activación radiactiva
es uno de los obstáculos más limitantes de la calidad y
cantidad de experimentos necesarios para una
completa caracterización del daño por radiación Por
ello es que, más allá de los datos tecnológicos
conocidos, la comprensión de los procesos que
ocurren deben ser encarados de forma sistemática, con
irradiaciones llevadas a cabo en condiciones
controladas y, además, deben desarrollarse
herramientas de cálculo de modo de alcanzar la
capacidad de predecir la evolución de las propiedades
macroscópicas de los materiales irradiados. Este
trabajo forma parte de un programa de validación
experimental de modelos de daño encarado por varios
grupos de trabajo de los Centros Atómicos
Constituyentes y Bariloche de la CNEA y del exterior
con el objetivo de realizar predicciones aplicables a
problemas que se presentan en el diseño y/o cálculo de
sobrevida de reactores[3,4].
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Como primer paso se ha elegido determinar el
endurecimiento de circonio cuando es irradiado con
neutrones rápidos, establecer su dependencia con la
fluencia y analizar el efecto de otras fases presentes
como los hidruros.
Es bien conocido que la irradiación neutrónica a
temperaturas por debajo de la etapa V de
recuperación, causa un gran incremento de la tensión
de fluencia y que al mismo tiempo lleva a una severa
reducción en la ductilidad (comúnmente conocida
como fragilización a baja temperatura). A pesar de
más de 40 años de investigación aún no se ha resuelto
en forma convincente la naturaleza del daño que
provoca estos fenómenos, sobre todo por la falta de
una detallada observación de la muy compleja
estructura y distribución del daño que se acumula
durante la irradiación neutrónica.
En las primeras etapas de la constitución del daño el
endurecimiento sigue leyes sencillas en función de la
densidad de barreras u obstáculos para el movimiento
de las dislocaciones. Según las teorías clásicas [5,6] la
radiación introduce una enorme cantidad de barreras
distribuidas homogéneamente en el material. Sin
embargo nuevas teorías han sido dadas a conocer en
los últimos años, en donde se cuestiona la
homogeneidad del daño y que explican en forma más
o menos convincente ciertos comportamientos
anómalos en los ensayos que determinan el
endurecimiento por irradiación. Estos estudios fueron
llevados a cabo en materiales bcc y fcc, aunque se
intenta generalizarlos a todos los metales y sus
aleaciones. [7,8].
En principio el tipo y la cantidad de barreras que
provocan el endurecimiento depende de la partícula
que incide e inicia la cascada de colisiones que es la
primera fase del daño. Una medida de la naturaleza de
las barreras puede obtenerse con ensayos de tracción.
Con ese objetivo para este trabajo se construyeron
especímenes de circonio y se analizaron sus estados
metalúrgicos
después
de
los
tratamientos
termomecánicos a los que fueron sometidos; se
detectó la presencia de fases que en principio podrían
influir en el mecanismo de endurecimiento, se
determinó la respuesta mecánica luego de ser
irradiados con neutrones en el reactor RA1, y se
realizaron ensayos de recuperación del daño.
2. DESARROLLO EXPERIMENTAL
2.1 Estado metalúrgico e irradiación
Se tornearon probetas de tracción a partir de barras de
4 mm de diámetro de circonio de pureza 99,99%. Las
dimensiones finales se observan en la Fig. 1.
Las probetas fueron recocidas en atmósfera de Ar
durante 50 h a 750 ºC para conseguir el crecimiento de
grano. Simultáneamente se realizaron los mismos
tratamientos térmicos a trozos de la varilla original
cortados en secciones longitudinales y transversales
con el objeto de determinar textura, orientación y
realizar metalografías y estudio de fases presentes.
0: 2
22
0:3,3
4
3,5
Figura 1. Dimensiones de las probetas (en mm)
El material contenía 13% en volumen de hidruros, que
mediante difracción de rayos X, se determinó que
constituían la fase γ metaestable. Las probetas estaban
fuertemente texturadas con los planos basales
perpendiculares al eje de tracción y el tamaño de
grano fue en promedio de 450 μm.
Las irradiaciones fueron realizadas en el reactor
nuclear RA1 de CNEA, a temperatura ambiente. Las
probetas se colocaron dentro de una cápsula ubicada
en el reflector central del reactor donde esta bien
definido el flujo neutrónico. El reactor RA-1 tiene una
potencia autorizada de 40 kW térmicos; es del tipo de
tanque abierto, con un núcleo de uranio enriquecido al
20% con U235. Su flujo neutrónico rápido promedio
es de 1012 neutrones cm -2 s-1 ; como es un reactor de
bajo flujo tiene la ventaja de poseer menor ruido
térmico y menos vibraciones mecánicas y es más fácil
el control de la temperatura y la estimación de la dosis
o fluencia de irradiación. Los tiempos y fluencias
alcanzados se muestran en la Tabla 1.
Tabla 1: Número de probetas irradiadas y fluencia
alcanzada. El flujo rápido fue de 1× 1012 n/cm2 s.
Nº de
Tiempo de
Fluencia
muestras
irradiación [h]
[n cm-2]
4
4
1
3,6 1015
3
15
5,3 1016
6
50
1,8 1017
Después de cada irradiación las probetas se
traspasaron a una celda caliente a la espera de su
decaimiento radiactivo, para poder ser manipuladas y
ser ensayadas.
2.2 Ensayos de tracción
Las tracciones fueron realizadas a temperatura
ambiente en una máquina de ensayos universales
Instron a la que se adaptó un sistema de mordazas
construidas ad-hoc para el montaje rápido de las
probetas con el objeto de evitar un manipuleo
excesivo, dado el remanente de actividad de las
mismas. Se utilizó un sistema de tracción invertido,
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previendo la posibilidad de realizar recocidos “in
situ”, Fig. 2.
Figura 2. Sistema de mordazas para carga rápida en
tracción invertida.
La velocidad de deformación fue de 0,2 mm/min.
Varias muestras fueron traccionadas hasta rotura y
otras sólo hasta un porcentaje mínimo de
endurecimiento por trabajado, para su posterior uso en
los tratamientos de recuperación del daño. Un sistema
de adquisición de datos permitió obtener la tensión de
fluencia por medio del ajuste de pendientes, Fig. 3.
Figura 4. Equipo para realizar recocidos con pulsos
cuadrados
60
recta 1: -6.5+88x
Tensión(MPa)
50
3. RESULTADOS Y CONCLUSIONES
40
30
recta2: 12,4 +41x
20
10
0
0, 0
0,2
0, 4
0,6
0,8
Deformacion(%)
Figura 3. Determinación de la tensión de fluencia.
2.3 Recuperación del daño
Para completar el estudio del endurecimiento se
realizaron recocidos isócronos de 15 minutos de
duración entre 100ºC y 400ºC. Los pulsos de recocido
se efectuaron en un equipo que permite la obtención
de pulsos cuadrados con un error en la determinación
de la temperatura menor a 1 ºC, Fig. 4.
Los pulsos se realizaron de modo de obtener una
buena definición de la tensión de fluencia, sin producir
un excesivo endurecimiento por trabajado. Para
minimizar este efecto 3 probetas irradiadas 50 h
fueron llevadas a la temperatura final de recocido sin
pasar por las etapas de recocido intermedias. En todos
los casos no se observó la recuperación del
endurecimiento.
El objetivo principal de estas mediciones del
endurecimiento en policristales de circonio es
comprobar el cumplimiento del modelo conocido
como endurecimiento por barreras dispersas propuesto
por Seeger [5]. Éste plantea que los aglomerados de
vacancias o los lazos producidos en la cascada actúan
como barreras para el movimiento de las dislocaciones
en el plano de deslizamiento y por lo tanto, son la
principal fuente del endurecimiento por irradiación;
este modelo predice una dependencia lineal del
endurecimiento con la raíz cuadrada de la fluencia
neutrónica y no ha sido comprobada fehacientemente
en todos los materiales, en particular sólo en algunos
hexagonales [9]. Las dificultades para interpretar las
mediciones y el comportamiento a la tracción uniaxial
residen en la multiplicidad de mecanismos de
endurecimiento que actúan, dada la compleja
interacción con las dislocaciones de los defectos
creados por la irradiación y los defectos preexistentes
(bordes de grano, impurezas, fases como los
hidruros...etc.).
La tensión de fluencia promedio inicial en las probetas
de este trabajo, con 450 μm de tamaño de grano, fue
de 20 MPa, mientras que en un policristal de 20 μm de
tamaño de grano, la tensión de fluencia inicial a
temperatura ambiente es de ~230 MPa y, con 40 μm,
de ~125 MPa. Al ser tan baja la tensión inicial es
posible obtener por irradiación suficiente incremento
de la tensión como para ser medidas con poco error, a
pesar de las bajas fluencias a las que se debe trabajar
para comprobar el modelo.
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En la figura 5 se muestran los resultados de los valores
de la tensión de fluencia después de haber sometido a
las probetas a diferentes dosis neutrónicas. Se obtuvo
una dependencia lineal con la raíz cuadrada de la
fluencia neutrónica. Se comprueba que el resultado se
corresponde con el modelo clásico de endurecimiento
por barreras dispersas.
La presencia de hidruros es, necesariamente, un factor
a tener en cuenta en futuros análisis, ya que la
dependencia de la tensión de fluencia con la dosis
neutrónica puede tener validez en rangos distintos a
los establecidos para metales puros, pudiendo afectar
el comportamiento del material bajo tensiones.
40
35
Tensión [MPa]
valores obtenidos sin irradiación. Indudablemente,
algún tipo de interacción entre los hidruros presentes y
los lazos de dislocaciones, hace que éstos se fijen en la
matriz, o, la absorción de defectos puntuales por borde
de grano sea diferente en ambos casos, de modo que
los lazos adquieren una estabilidad superior y no son
recuperables a la temperatura ensayada.
30
25
20
15
10
0
10
20
1/2
(φt)
7
30
40
50
La no recuperación del daño a temperaturas cercanas a
la etapa V, que es la temperatura de funcionamiento
de los componentes de reactores de potencia, indica
que es posible acumular defectos en puntos de atrape
como los hidruros, lo que lleva a pensar en una
posible y severa reducción de la ductilidad.
−2 1/2
10 [n cm ]
4. REFERENCIAS
Figura 5. Tensión de fluencia vs. la raíz cuadrada de
la dosis neutrónica.
En materiales fcc y bcc policristalinos es típico
encontrar que cuando se los irradia a dosis superiores
a 5 1017n cm-2 presentan curvas de tracción con un
pronunciado pico superior de fluencia, con una caída
posterior para continuar luego con poco o ningún
endurecimiento por trabajado. Este comportamiento
está asociado a la necesidad de poner en movimiento
las dislocaciones ancladas por una nube de defectos
creados por la irradiación (aglomerados, lazos y fallas
de
apilamiento)
y
al
establecimiento de
inhomogeneidades en la deformación, producidas por
el barrido de defectos en ciertos planos de
deslizamiento. En trabajos realizados en Cu se ha
establecido cuál es el verdadero punto de fluencia que
debe considerarse como así también hasta cuándo es
válido el modelo de barreras dispersas [10]. Es por eso
que se irradió a dosis bajas de modo de no superar la
etapa en que la deformación se concentra en ciertos
canales por la aniquilación de defectos.
Los recocidos térmicos para recuperar el
endurecimiento por radiación, se realizaron en las
probetas más endurecidas, es decir, las que recibieron
dosis de irradiación más altas; en estos casos, si
hubiera recuperación, el porcentaje del mismo sería
más alto e influirían menos otras variables como el
endurecimiento por trabajado. Los pulsos de recocido
entre 100 y 400 ºC no mostraron recuperación del
endurecimiento.
Los recocidos realizados directamente a la
temperatura que supera la etapa V, es decir, por
encima de la temperatura en que el daño por radiación
se elimina, también dieron resultados negativos: no se
observó la recuperación de la tensión de fluencia a los
[1]
M. Weshler, R. Tucker y S. Ohr, “Radiation
Metallurgy”, Progress Report, ORNL-4246,
ORNL, Oak Ridge, Tenn, 1968, pp. 66-90.
[2]
J. Diehl y G. P. Seidel, Proceedings Symp.
“Radiation Damage in Reactor Materials, Vol.
1”, IAEA, Viena, Junio 1969, pp. 187-220.
[3]
L Malerba, E. Van Valle, C. Domain, S. Jumel,
J. Van Duysen, Proceeding of 10th International
Conference on Nuclear Engineering, Abril 1418, 2002, Arlington (VA), USA, pp. 1-7.
[4]
A. Caro y M. Caro, Technical Report IC/2000/19
CAB y The Abdus Salam International Centre
for Theoretical Physics, 2002.
[5]
A. Seeger, “Proceeding 2nd International
Conference on Peaceful Uses of Atomic
Energy”, Ginebra, Sept. 1958, 6, pp. 250-273.
[6]
M. Makin, Report UKAEA, AERE-R-4403,
(1963).
[7]
B. N. Singh, A. J. E. Foreman y H. Trinkaus,
Journal of Nuclear Materials, 249, 1997, pp.
103-115.
[8]
B. N. Singh, N. M. Ghoniem y H. Trinkaus,
Journal of Nuclear Materials, 307-311, 2002, pp.
159-170.
[9] C. Iriart, A. M. Fortis y H. C. González, Acta
Metallurgica, 32, 1984, pp. 389-395.
[10] H. C. González, Physica Status Solidi (a), 86,
1984, pp. 169-188.