Расплавы, 2023, № 2, стр. 203-218
Скорость коррозии стали ЭП-823 в расплавах хлоридов щелочных металлов
О. А. Голосов a, С. С. Хвостов a, *, С. В. Старицын a, А. В. Барыбин a, В. И. Пастухов a, Н. В. Глушкова a, Ю. П. Зайков b, Е. В. Никитина b, Н. А. Казаковцева b
a АО “Институт реакторных материалов – ИРМ”
Заречный, Россия
b Институт высокотемпературной электрохимии УрО РАН
Екатеринбург, Россия
* E-mail: khvostov_ss@irmatom.ru
Поступила в редакцию 06.09.2022
После доработки 09.10.2022
Принята к публикации 20.10.2022
- EDN: MHTYUU
- DOI: 10.31857/S0235010623020068
Аннотация
В настоящее время разрабатываются технологии регенерации смешанного нитридного уран-плутониевого отработавшего ядерного топлива (СНУП ОЯТ) для РУ БРЕСТ-ОД-300, в том числе с использованием пирохимического способа мягкого хлорирования в расплавах хлоридов щелочных металлов для отделения топлива от оболочек ТВЭЛов, изготовленных из обладающей высокой радиационной стойкостью ферритно-мартенситной стали ЭП-823. В работе представлены результаты статических коррозионных испытаний стали ЭП-823 в расплавах солей KCl–LiCl и KCl–LiCl–nPbCl2 при 500 и 650°С в течение 24 ч. Метод нейтронно-активационного анализа применен для исследования коррозионного поведения стали ЭП-823 в неоксидированном и термически оксидированном на воздухе состоянии до толщины оксидной пленки ~12.5 мкм. Образцы стали ЭП-823 были предварительно облучены в исследовательском ядерном реакторе ИВВ-2М до набора флюенса нейтронов порядка ~2.9 · 1017 н/см2. Показано, что коррозия стали и переход продуктов коррозии в расплавы солей имеют избирательный характер. Повышение температуры испытаний и введение PbCl2 в расплав солей KCl–LiCl в количестве одного мольного процента приводит к увеличению скорости коррозии и перехода продуктов коррозии стали в расплав почти на два порядка. Выявлено, что наличие предварительно нанесенной оксидной пленки на поверхности стали ЭП-823 не является препятствующим фактором в коррозионном взаимодействии стали с расплавами KCl–LiCl–nPbCl2. Получены выражения для расчета значений средних скоростей коррозии стали ЭП-823 и компонентов, входящих в ее состав, в расплавах солей 2KCl–3LiCl и 2KCl–3LiCl–nPbCl2. Значения констант Ki,o, KЭП,o, Qi и QЭП, приведенные в табл. 6, позволяют производить расчетные оценки значений средних скоростей коррозии стали ЭП-823 и ее компонентов (Fe, Cr, Mn) в расплавах солей 2KCl–3LiCl и 2KCl–3LiCl–nPbCl2 при различных температурах.
ВВЕДЕНИЕ
В качестве материала оболочек тепловыделяющих элементов (ТВЭЛов) реакторной установки (РУ) БРЕСТ-ОД-300 предполагается использование ферритно-мартенситной стали ЭП-823 [1], обладающей высокой радиационной стойкостью [2].
В настоящее время разрабатываются технологии регенерации смешанного нитридного уран-плутониевого отработавшего ядерного топлива (СНУП ОЯТ) для РУ БРЕСТ-ОД-300, в том числе с использованием пирохимических процессов. Одной из начальных стадий в этих процессах будет являться отделение ОЯТ от стальных оболочек ТВЭЛов [3]. В виду высокой стойкости стали ЭП-823 к радиационному распуханию таблетки облученного СНУП топлива будут “садиться” на оболочку ТВЭЛов [4–13]. Поэтому применение механических способов отделения таблеток топлива от оболочек – процесс очень трудоемкий. Для отделения топлива от оболочек ТВЭЛов предлагается использовать пирохимические методы мягкого хлорирования в расплавах хлоридов щелочных металлов. В настоящее время отсутствуют данные о коррозионном поведении облученной стали ЭП-823 в расплавах хлоридов щелочных металлов.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ
Объектом исследования являлась ферритно-мартенситная сталь ЭП-823, химический состав которой приведен в таблице 1. Исследовали образцы в форме цилиндра высотой ~14.5 мм, вырезанные алмазным диском из тонкостенных трубок ТВЭЛов реактора БРЕСТ-ОД-300. Диаметр трубки 9.4 мм, толщина стенки 0.5 мм (табл. 2). Масса образцов составляла ~1.54–1.57 г.
Таблица 1.
C* | S* | P* | Mn** | Сr** | Si** | Ni** | Fe |
---|---|---|---|---|---|---|---|
0.14–0.18 | ≤0.01 | ≤0.015 | 0.22 ± 0.06 | 11.96 ± 0.21 | 1.08 ± 0.17 | 0.64 ± 0.07 | Остаток |
V** | B* | Mo** | Nb** | Ti* | W** | Ce* | Al* |
0.54–0.07 | ≤0.006 | 0.80 ± 0.23 | 0.48 ± 0.03 | 0.01 | 0.64 ± 0.28 | ≤0.10 | ≤0.02 |
Таблица 2.
Т, °С; среда |
Радио- нуклид | Активность радионуклидов, Бк | |||
---|---|---|---|---|---|
в образце до испытаний | после испытаний | ||||
в образце | в плаве | в возгонах | |||
500; 3LiCl–2KCl |
Cr-51 | (6.46 ± 0.51) · 107 | (6.45 ± 0.40) · 107 | (1.10 ± 0.07) · 103 | 0 |
Fe-59 | (1.80 ± 0.05) · 106 | (1.84 ± 0.08) · 106 | 25.10 ± 3.04 | 0 | |
Mn-54 | (3.51 ± 0.22) · 104 | (3.66 ± 0.29) · 104 | 9.61 ± 1.70 | 0 | |
Co-60 | (1.16 ± 0.04) · 105 | (1.10 ± 0.03) · 105 | 0 | 0 | |
500; 3LiCl–2KCl–PbCl2 |
Cr-51 | (6.60 ± 0.52) · 107 | (6.61 ± 0.41) · 107 | (1.13 ± 0.07) · 105 | 0 |
Fe-59 | (1.83 ± 0.05) · 106 | (1.87 ± 0.08) · 106 | (3.39 ± 0.11) · 103 | 0 | |
Mn-54 | (3.87 ± 0.22) · 104 | (3.94 ± 0.29) · 104 | (8.72 ± 1.01) · 101 | 0 | |
Co-60 | (1.16 ± 0.03) · 105 | (1.15 ± 0.04) · 105 | 5.65 ± 1.62 | 0 | |
500; 3LiCl–2KCl–PbCl2 |
Cr-51 | (6.97 ± 0.55) · 107 | (6.81 ± 0.42) · 107 | (7.96 ± 0.49) · 105 | 0 |
Fe-59 | (1.93 ± 0.05) · 106 | (1.96 ± 0.09) · 106 | (1.05 ± 0.03) · 104 | 0 | |
Mn-54 | (4.27 ± 0.27) · 104 | (4.27 ± 0.32) · 104 | (2.12 ± 0.21) · 102 | 0 | |
Co-60 | (1.23 ± 0.04) · 105 | (1.18 ± 0.04) · 105 | (3.00 ± 0.12) · 102 | 0 | |
8-3-2; 650; 3LiCl–2KCl |
Cr-51 | (6.70 ± 0.53) · 107 | (6.72 ± 0.42) · 107 | (3.46 ± 0.21) · 105 | 0 |
Fe-59 | (1.89 ± 0.05) · 106 | (1.90 ± 0.06) · 106 | (3.54 ± 0.15) · 102 | 0 | |
Mn-54 | (4.04 ± 0.25) · 104 | (3.74 ± 0.31) · 104 | (3.38 ± 0.16) · 102 | 0 | |
Co-60 | (1.17 ± 0.04) · 105 | (1.13 ± 0.04) · 105 | 0 | 0 | |
650; 3LiCl–2KCl–PbCl2 |
Cr-51 | (6.87 ± 0.54) · 107 | (5.75 ± 0.36) · 107 | (9.03 ± 0.56) · 106 | (1.22 ± 0.09) · 105 |
Fe-59 | (1.91 ± 0.05) · 106 | (1.67 ± 0.07) · 106 | (1.76 ± 0.05) · 105 | (1.63 ± 0.10) · 104 | |
Mn-54 | (4.40 ± 0.27) · 104 | (3.61 ± 0.29) · 104 | (5.23 ± 0.39) · 103 | (4.40 ± 0.31) · 101 | |
Co-60 | (1.18 ± 0.04) · 105 | (1.13 ± 0.03) · 105 | (1.80 ± 0.29) · 102 | 0 | |
650; 3LiCl–2KCl–PbCl2 |
Cr-51 | (6.46 ± 0.51) · 107 | (5.47 ± 0.34) · 107 | (9.96 ± 0.62) · 106 | (8.22 ± 0.52) · 102 |
Fe-59 | (1.81 ± 0.05) · 106 | (1.63 ± 0.08) · 106 | (2.27 ± 0.07) · 105 | (5.81 ± 0.30) · 101 | |
Mn-54 | (3.81 ± 0.23) · 104 | (3.62 ± 0.30) · 104 | (5.46 ± 0.44) · 103 | 0 | |
Co-60 | (1.10 ± 0.03) · 105 | (1.10 ± 0.03) · 105 | (4.54 ± 0.46) · 102 | 0 |
Образцы стали ЭП-823 исследовали в состоянии поставки и после оксидирования до толщины оксидной пленки ~12.5 мкм (табл. 2). Предварительное оксидирование части образцов обусловлено тем, что в процессе эксплуатации ТВЭЛов из стали ЭП-823 в активной зоне РУ БРЕСТ-ОД-300 при номинальных параметрах содержания кислорода (1–4) · 10–6 мас. % на поверхности ТВЭЛов будет формироваться оксидная пленка переменной толщины примерно от 15 до 110 мкм [14].
Формирование оксидной пленки на поверхности образцов осуществляли путем окисления на воздухе при температуре 800°С в течение 16 ч. Перед оксидированием образцы обезжиривали, кипятили в бидистилляте, высушивали и взвешивали. Толщину оксидной пленки оценивали расчетным способом из данных геометрических измерений размеров и гравиметрических измерений массы образцов до и после оксидирования.
Коррозионные испытания исследуемых образцов стали ЭП-823 проводили в установке коррозионных испытаний, схема которой приведена на рис. 1.
Коррозионные испытания образцов проводили в алундовых тиглях объемом ~25 см3, установленных в ампулы из кварцевого стекла диаметром 38–42 мм и высотой 255–320 мм в среде чистого аргона.
Испытания приводили при 500 ± 5 и 650 ± 5°С в течение 24 ч в двух коррозионных средах. Первой средой являлась эвтектическая смесь солей 2KCl–3LiCl, с температурой плавления ~360°С. Второй средой являлась эвтектическая смесь 2KCl–3LiCl с добавкой 1 мол. % PbCl2.
Подготовленные для испытаний образцы 1 (рис. 1) помещали в алундовые тигли 3. Затем тигли заполняли навесками подготовленных солевых композиций в порошкообразном виде и помещали в ампулы 5. В верхней части держателей образцов устанавливали отражатели 4 для ограничения восходящего потока горячего газа и предотвращения перегрева крышек из резины 6. Далее ампулы герметизировали резиновыми крышками 6, устанавливали в шахтную печь 7 и соединяли с помощью трубок из вакуумной резины с газовакуумной трассой газовакуумного стенда. Включали нагрев печи, температуру которой выводили на 250°С. По достижении температуры 250°С производили вакуумирование газовакуумной трассы и испытательных ампул. Выдержку вакуумированных ампул при 250°С производили в течение 3 ч. После этого ампулы заполняли очищенным аргоном из баллона 10, пропущенным через поглотитель кислорода 8, заполненным титановой стружкой 9, контроль давления аргона осуществляли с помощью мановакууметра 12. Операции вакуумирования и заполнения аргоном ампул, балластной емкости 11 и газовакуумной трассы установки производили последовательно трижды.
Для исследования коррозионного поведения и массопереноса элементов стали ЭП-823 в расплавах солей и их возгонах в настоящей работе использован метод нейтронно-активационного анализа [16, 17]. Для этого в образцах стали ЭП-823 создавали радиоактивные метки путем активации нейтронами теплового и быстрого спектра легирующих и примесных элементов, входящих в состав стали ЭП-823, при облучении в реакторе ИВВ-2М до флюенса ~2.9 · 1017 н/см2 с E > 0.1 МэВ. Из анализа возможных ядерных реакций легирующих и примесных элементов стали ЭП-823 в составе исследуемых образцов предполагалось наличие следующих долгоживущих радионуклидов 51Cr, 54Mn, 58Co, 59Fe, 60Co, 99Mo, 124Sb, 187W, образующихся по реакциям типа [17]:
(1)
$^{{50}}{\text{Cr}}{{(n,\gamma )}^{{51}}}{\text{Cr}},\,\,({{Т}_{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}{{(}^{{51}}}{\text{Cr}}) = 27.703\,\,{\text{сут}}),$(2)
$^{{56}}{\text{Fe}}{{\left( {n,t} \right)}^{{54}}}{\kern 1pt} {\text{Mn}},\,\,({{Т}_{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}{{(}^{{54}}}{\text{Mn}}) = 312\,\,{\text{сут}}),$(3)
$^{{58}}{\text{Fe}}{{\left( {n{\text{,}}\gamma } \right)}^{{59}}}{\text{Fe}},\,\,({{Т}_{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}{{(}^{{59}}}{\text{Fe}}) = 44.6\,\,{\text{сут}}),$(4)
$^{{56}}{\text{Ni}}{{\left( {n,p} \right)}^{{58}}}{\text{Co}},\,\,({{Т}_{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}{{(}^{{58}}}{\text{Co}}) = 70.8\,\,{\text{сут}}),$(5)
$^{{59}}{\text{Co}}{{\left( {n,\gamma } \right)}^{{60}}}{\text{Co}},\,\,({{Т}_{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}{{(}^{{60}}}{\text{Co}}) = 5.272\,\,{\text{года}}),$(6)
$^{{98}}{\text{Mo}}{{\left( {n,\gamma } \right)}^{{99}}}{\text{Mo}},\,\,({{Т}_{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}{{(}^{{99}}}{\text{Mo}}) = 66.02\,{\text{ч}}),$(7)
$^{{123}}{\text{Sb}}{{\left( {n,\gamma } \right)}^{{124}}}{\kern 1pt} {\text{Sb}},\,\,({{Т}_{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}{{(}^{{124}}}{\text{Sb}}) = 4.2\,\,{\text{сут}}),$(8)
$^{{186}}{\text{W}}{{(n,\gamma )}^{{187}}}{\text{W}},\,\,({{Т}_{{{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}{{(}^{{187}}}{\text{W}}) = 23.9\,\,{\text{ч}}).$Наибольшую активность в исследуемых образцах имели радионуклиды 51Cr, 54Mn, 59Fe, 60Co, 99Мо, 187W. Однако периоды полураспада последних двух, равные соответственно 66.02 и 23.9 ч, а также 124Sb были значительно меньше времени подготовки и проведения коррозионных испытаний. Поэтому в образцах после коррозионных испытаний было выявлено наличие только четырех радионуклидов 51Cr, 54Mn, 59Fe, 60Co, обладающих достаточной для измерения активностью. Значения активности радионуклидов в образцах в исходном состоянии были близки, что свидетельствует об адекватных условиях облучения образцов в реакторе.
Гамма-спектрометрические исследования по определению активности радионуклидов в образцах стали ЭП-823, пробах расплава солей, возгонах на поверхности испытательных ампул проводили на гамма-спектрометре CANBERRA b13001, предназначенном для идентификации радионуклидного состава гамма–излучающих материалов и определения активности идентифицированных радионуклидов. Гамма-спектрометр CANBERRA b13001 содержит германиевый γ-детектором типа GC1018 и анализатор гамма-квантов DSA-1000. Для обработки результатов использовали программное обеспечение Genie-2000 (CANBERRA, USA).
Измерения активности образцов проводили на расстоянии 340 мм от крышки детектора. Расчет активности для образцов стали проводили в точечной геометрии образца.
Измерения относительного распределения радионуклидов по высоте ампул с тиглем проводили на высоте 90 мм от крышки детектора. Для проведения этих измерений и с целью исключения влияния радионуклидов с других участков ампул над крышкой детектора гамма-спектрометра была создана защита из металлического свинца толщиной 55 мм с щелевым зазором 25 мм над детектором. В процессе измерений ампулу перемещали относительно щели с шагом 25 мм. Кроме того для исключения влияния фонового излучения помещения детектор был окружен домиком из свинца.
Массу радионуклидов в образцах после коррозионных испытаний, в пробах плава солей и их возгонов определяли по выражению, в котором в качестве эталонных значений активности радионуклидов использовали их значения в образцах до испытаний [17]
(9)
${{m}_{{i,\,{\text{пр}}}}} = {{A}_{{i,{\text{пр}}}}}\,\cdot\,{\kern 1pt} {{{{m}_{{{\text{обр}}}}} \cdot {{С}_{{i,\,{\text{обр}}}}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{{m}_{{{\text{обр}}}}} \cdot {{С}_{{i,\,{\text{обр}}}}}} {({{A}_{{i,{\text{обр}}}}}\,\cdot{\text{ }}100),}}} \right. \kern-0em} {({{A}_{{i,{\text{обр}}}}}\,\cdot{\text{ }}100),}}$Значения активности радионуклидов приводили, используя выражение [17]
(10)
${{А}_{i}}\left( t \right) = {{А}_{i}}\left( 0 \right) \cdot {\text{exp}}\left( {{{ - 0.693 \cdot t} \mathord{\left/ {\vphantom {{ - 0.693 \cdot t} {{{T}_{{i,{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}}}} \right. \kern-0em} {{{T}_{{i,{1 \mathord{\left/ {\vphantom {1 2}} \right. \kern-0em} 2}}}}}}} \right),$Среднюю скорость коррозии i-го элемента стали ЭП-823 Ki и самой стали KЭП оценивали по выражениям:
(11)
${{K}_{i}} = {{({{m}_{{i,{\kern 1pt} {\text{п}}}}} + {{m}_{{i,{\kern 1pt} {\text{в}}}}})} \mathord{\left/ {\vphantom {{({{m}_{{i,{\kern 1pt} {\text{п}}}}} + {{m}_{{i,{\kern 1pt} {\text{в}}}}})} {\left( {S \cdot t} \right),}}} \right. \kern-0em} {\left( {S \cdot t} \right),}}$(12)
${{K}_{{{\text{ЭП}}}}} = {{\Sigma ({{m}_{{i,{\kern 1pt} {\text{п}}}}} + {{m}_{{i,{\kern 1pt} {\text{в}}}}})} \mathord{\left/ {\vphantom {{\Sigma ({{m}_{{i,{\kern 1pt} {\text{п}}}}} + {{m}_{{i,{\kern 1pt} {\text{в}}}}})} {\left( {S \cdot t} \right),}}} \right. \kern-0em} {\left( {S \cdot t} \right),}}$Константы температурной зависимости средних скоростей коррозии i-го элемента стали ЭП-823 Ki, Qi и самой стали KЭП, QЭП определяли из выражения Аррениуса
(13)
${{K}_{i}} = {{K}_{{i,o}}} \cdot {\text{exp}}\left( {{{ - {{Q}_{i}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{ - {{Q}_{i}}} {RT}}} \right. \kern-0em} {RT}}} \right),$(14)
${{K}_{{{\text{ЭП}}}}} = {{K}_{{{\text{ЭП}},o}}} \cdot {\text{exp}}({{ - {{Q}_{{{\text{ЭП}}}}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{ - {{Q}_{{{\text{ЭП}}}}}} {RT}}} \right. \kern-0em} {RT}}),$Растровые электронно-микроскопические (РЭМ) исследования и микрозондовый рентгеноспектральный анализ (МРСА) проводили на сканирующем электронном микроскопе TESCAN Mira3 LMU, оснащенном системой энерго-дисперсионного анализа характеристического рентгеновского излучения (ХРИ) x-Act 6 фирмы Oxford Instruments. Состояние поверхности образцов исследовали с использованием детекторов как вторичных (SE), так и отраженных (BSE) электронов. Ускоряющее напряжение при анализе химического состава составляло 20 кВ. Размер области генерации ХРИ при данном ускоряющем напряжении составляет порядка 1 мкм. МРСА проводили по пяти областям размером 1 × 1 мм для определения среднего содержания элементов и в точке для определения локального состава.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИСПЫТАНИЙ И ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 2 приведен внешний вид образцов стали ЭП-823 в состоянии до и после коррозионных испытаний в расплавах солей 2KCl–3LiCl и 2KCl–3LiCl–nPbCl2 при 500 и 650°С в течение 24 ч.
В исходном состоянии неоксидированные образцы имеют блестящую полированную поверхность стального цвета без рисок и царапин (рис. 2а, 2в), а оксидированные образцы покрыты оксидной пленкой черного матового цвета (рис. 2д, 2ж).
После коррозионных испытаний в расплаве солей 2KCl-3LiCl неоксидированные образцы сохранили металлический блеск (рис. 2б, 2г). Однако на их поверхности появились очаги локальной коррозии в виде пятен округлой формы с размерами, возрастающими с увеличением температуры испытаний (рис. 2б, 2г). Кроме того, повышение температуры расплава солей 2KCl–3LiCl приводит к образованию на поверхности стали налета светло-коричневого цвета (рис. 2б, 2г).
Добавки PbCl2 в расплав 2KCl–3LiCl приводят к коррозии стали практически по всей поверхности неоксидированной и оксидированной стали ЭП-823, вызывая существенные изменения внешнего вида образцов (рис. 2е, 2з).
Поверхность образцов оксидированной стали после испытаний при 500 и 650°С в расплаве 2KCl–3LiCl–nPbCl2 приобретает шероховатый рельеф и остается черного цвета с появлением участков отложений коричневого оттенка (рис. 2е, 2з). На поверхности образца оксидированной стали ЭП-823 после испытаний выявлено наличие свинца в виде шариков различного размера (рис. 2е, 2з). Наличие свинца в виде шариков после испытаний также было обнаружено на поверхности неоксидированных образцах.
После испытаний при 500°С масса неоксидированных образцов соответственно в расплавах солей 2KCl–3LiCl и 2KCl–3LiCl–nPbCl2 увеличилась на ~2.5 и ~27 мг. В то время как у оксидированного образца, испытанного в 2KCl–3LiCl–nPbCl2, наоборот, уменьшилась на ~20 мг.
Масса неоксидированного образца после испытаний в расплаве 2KCl–3LiCl при 650°С уменьшилась на ~1.0 мг. В то время как масса образцов стали в неоксидированном и оксидированном состоянии после испытаний в расплаве 2KCl–3LiCl–nPbCl2 при 650°С увеличилась соответственно на ~11 и ~17 мг. Такое изменение массы образцов в расплавах солей обязано протеканию взаимно противоположных процессов коррозии и осаждению свинца на поверхности образцов
(15)
${\text{Me}}\,\, + \,\,{\text{PbC}}{{{\text{l}}}_{2}} \to {\text{MeC}}{{{\text{l}}}_{2}} + {\text{ Pb}}\,\,({\text{где}}\,\,{\text{Me}} - {\text{Cr}},{\text{ Fe}},{\text{ Nb}},{\text{ Mn}}),$(16)
$\begin{gathered} {\text{M}}{{{\text{e}}}_{x}}{{{\text{O}}}_{y}} + {\text{ PbC}}{{{\text{l}}}_{2}} + {\text{KCl}} \to {{{\text{K}}}_{2}}{\text{C}}{{{\text{r}}}_{2}}{{{\text{O}}}_{4}} + {\text{MeC}}{{{\text{l}}}_{2}} + {\text{Pb}} \\ ({\text{где}}\,\,{\text{Me}} - {\text{Cr}},{\text{ Fe}},{\text{ Nb}},{\text{ Mn}}). \\ \end{gathered} $Результаты гамма-спектрометрических исследований образцов стали ЭП-823 в исходном состоянии и после испытаний в расплавах солей, замороженных проб солевого расплава и возгонов солей приведены в табл. 3.
Таблица 3.
Состояние образца (неоксид./ оксидир.) |
Среда | элемент | Масса элементов, мг | ||||
---|---|---|---|---|---|---|---|
в образце после испытаний | в плаве | в возгонах | ∑ | в обр. до исп. | |||
После испытаний при Т = 500°С | |||||||
Неоксид. | 2KCl–3LiCl | Cr | 184.9 ± 18.6 | 0.003 ± 0.0003 | 0 | 184.9 ± 18.6 | 185.1 ± 3.2 |
Mn | 3.6 ± 0.4 | 0.001 ± 0.0002 | 0 | 3.6 ± 0.4 | 3.4 ± 0.3 | ||
Fe | 1320.7 ± 70.6 | 0.02 ± 0.002 | 0 | 1320.7 ± 70.6 | 1294.7 ± 9.5 | ||
Неоксид. | 2KCl–3LiCl–nPbCl2 | Cr | 185.3 ± 18.7 | 3.2 ± 0.3 | 0 | 184.9 ± 14.7 | 185.6 ± 3.2 |
Mn | 3.5 ± 0.3 | 0.008 ± 0.001 | 0 | 3.5 ± 0.3 | 3.4 ± 0.3 | ||
Fe | 1317.9 ± 69.8 | 2.3 ± 0.1 | 0 | 1320.3 ± 69.8 | 1293.1 ± 9.4 | ||
Оксидир. | 2KCl–3LiCl–nPbCl2 | Cr | 183.3 ± 18.5 | 2.2 ± 0.2 | 0 | 185.5 ± 18.5 | 187.5 ± 3.2 |
Mn | 3.5 ± 0.3 | 0.02 ± 0.002 | 0 | 3.3 ± 0.3 | 3.4 ± 0.3 | ||
Fe | 1328.9 ± 71.0 | 6.9 ± 0.4 | 0 | 1335.8 ± 71.0 | 1311.1 ± 9.6 | ||
После испытаний при Т = 650°С | |||||||
Неоксид. | 2KCl–3LiCl | Cr | 184.4 ± 18.6 | 1.0 ± 0.1 | 0 | 185.4 ± 18.6 | 183.9 ± 3.2 |
Mn | 3.1 ± 0.3 | 0.03 ± 0.002 | 0 | 3.2 ± 0.3 | 3.4 ± 0.3 | ||
Fe | 1294.4 ± 72.5 | 0.2 ± 2.9 | 0 | 1294.7 ± 72.5 | 1285.9 ± 9.4 | ||
Неоксид. | 2KCl–3LiCl–nPbCl2 | Cr | 154.2 ± 16.0 | 24.2 ± 2.4 | 0.33 | 178.7 ± 15.7 | 184.1 ± 3.2 |
Mn | 2.8 ± 0.3 | 0.4 ± 0.04 | 0.003 | 3.2 ± 0.3 | 3.4 ± 0.3 | ||
Fe | 1127.5 ± 60.3 | 118.8 ± 5.1 | 1.10 | 1247.4 ± 60.6 | 1287.4 ± 9.4 | ||
Оксидир. | 2KCl–3LiCl–nPbCl2 | Cr | 158.7 ± 16.0 | 28.9 ± 2.9 | 0.002 | 187.6 ± 14.9 | 187.3 ± 3.2 |
Mn | 3.3 ± 0.3 | 0.5 ± 0.05 | 0 | 3.8 ± 0.3 | 3.4 ± 0.3 | ||
Fe | 1183.0 ± 66.2 | 164.8 ± 6.9 | 0.04 | 1347.8 ± 66.5 | 1310.2 ± 9.6 |
Активность радионуклидов в образцах в состояниях до и после коррозионных испытаний в течение 24 ч при 500°С в обеих коррозионных средах была практически одинакова и находилась в пределах погрешности измерения (табл. 3). Это свидетельствует о незначительном коррозионном воздействии коррозионных сред 2KCl–3LiCl и 2KCl–3LiCl–nPbCl2 на сталь ЭП-823, находящуюся в неоксидированном и оксидированном состояниях.
Однако в замороженных пробах солевых расплавов обоих видов после испытаний при 500°С было выявлено наличие практически всех анализируемых радионуклидов. Наименьшая их активность была выявлена в расплаве 2KCl–3LiCl после испытаний образца неоксидированной стали, активность радионуклидов в плаве была на 4–5 порядков ниже по сравнению с их активностью в образце (табл. 2). В плаве солей 2KCl–3LiCl–nPbCl2 после коррозионных испытаний стали ЭП-823 в неоксидированном и оксидированном состояниях активность радионуклидов была на два порядка выше (табл. 3). Это свидетельствует о высокой коррозионной агрессивности (почти на два порядка) расплава солей 2KCl–3LiCl, содержащего 1 мол. % PbCl2.
Содержания радионуклидов в возгонах солей не было выявлено после коррозионных испытаний при 500°С в обеих коррозионных средах (табл. 3).
Повышение температуры коррозионных испытаний до 650°С привело к увеличению скорости коррозии неоксидированной стали в расплаве солей 2KCl–3LiCl. В данном случае вынос радионуклидов составил сотые и десятые доли процента от их содержания в образце: для 51Cr – 0.52%, 59Fe – 0.02%, 54Mn – 0.84% (табл. 3). Однако перехода радионуклидов в возгоны солей не было выявлено.
Наибольшая скорость коррозии стали ЭП-823 была выявлена при испытаниях в расплаве солей 2KCl–3LiCl–PbCl2 при 650°С. Для обоих состояний стали было выявлено снижение активности радионуклидов в исследуемых образцах и значительный выход радионуклидов в расплав солей, достигающих ~4% для 59Fe и ~10% для 51Cr и 54Mn. При этом был зафиксирован вынос радионуклидов 51Cr и 59Fe в газовую среду с образованием отложений продуктов коррозии на поверхности ампул. Наибольший вынос 51Cr и 59Fe в газовую среду был выявлен после испытаний неоксидированного образца. Активность радионуклидов в возгонах составляла ~0.2% для 51Cr, ~0.1% для 54Mn и ~0.9% для 59Fe от их активности в образце. Активность радионуклидов в возгонах солей при испытаниях оксидированного образца была на 3 порядка ниже и находились в пределах от 1 · 10–3 до 3 · 10–3% от активности радионуклидов в образце.
Данные гамма-спектрометрических измерений свидетельствуют о селективном характере коррозии в расплавах солей 2KCl–3LiCl и 2KCl–3LiCl–nPbCl2 в отношении компонентов стали, при этом наибольшему коррозионному воздействию подвержены хром, марганец и, в меньшей степени, железо.
Это подтверждается данными МРСА, согласно которым поверхностные слои стали ЭП-823 после коррозионных испытаний обедняются по Fe, Cr, Mn, Nb, V и обогащаются по Si, Mo, Ni и W (рис. 3).
В наименее агрессивной среде 2KCl–3LiCl эти изменения выражены в меньшей степени и проявляются при более высокой температуре испытаний 650°С. Содержание W, Si и Mo в поверхностных слоях стали возрастает почти в 2 раза при аналогичном снижении содержания Cr и Nb, в то время как содержание Mn и V остается практически неизменным, содержание Fe увеличивается незначительно, в ~1.15 раза.
Более значительные изменения содержания элементов в поверхностных слоях стали ЭП-823 были выявлены после испытаний в расплаве солей 2KCl–3LiCl–nPbCl2. Так, в поверхностном слое образца без оксида содержание Fe, Cr и Mn снизилось в ~2.5–3 раза, содержание ванадия оставалось практически неизменным, содержание таких элементов как Nb, W, Mo и Ni, возрастало в ~3–6 раз, а кремния в ~23 раза. В поверхностном слое оксидированного образца были выявлены аналогичные изменения: содержание Fe и Mn снизилось в ~2.2 раза, а Cr – почти в 7 раз; при этом было отмечено увеличение содержания Nb, W, Mo и Ni в ~4.5–9 раз, а Si – в ~25.5 раз.
Выявленные изменения в содержании элементов в поверхностных слоях стали ЭП-823 подтверждаются данными термодинамических расчетов (рис. 4).
Согласно этим данным практически все элементы стали, за исключением ниобия, термодинамически устойчивы в расплаве солей 2KCl–3LiCl. Коррозия стали ЭП-823 в этой среде обусловлена в основном растворением ее компонентов в расплаве солей 2KCl–3LiCl (рис. 4а). Убыль содержания Nb обусловлена протеканием реакции
(17)
${\text{Nb}} + 3{\text{KCl}} + 4{\text{LiCl}} = {{{\text{K}}}_{3}}{\text{NbC}}{{{\text{l}}}_{7}} + 4{\text{Li}},\,\,\Delta G(50^\circ {\text{С}}) = - 325.62\,\,{{{\text{кДж}}} \mathord{\left/ {\vphantom {{{\text{кДж}}} {{\text{моль}}}}} \right. \kern-0em} {{\text{моль}}}}.$Данные термодинамической устойчивости основных и легирующих элементов неоксидированной стали в расплаве солей 2KCl–3LiCl–nPbCl2 иллюстрируются рисунком 4б. В этой среде полностью устойчивыми элементами являются Ni, Mo и W. Устойчивость остальных элементов снижается в ряду Si > Fe > Cr > V > Mn ≥ Nb.
Термодинамическая устойчивость в расплаве солей 2KCl–3LiCl–nPbCl2 сложного оксида шпинельного типа Cr2FeO4, обеспечивающего высокую коррозионную стойкость стали ЭП-823 в свинце [14, 15], характеризуется термодинамическими модельными расчетами, приведенными на рис. 4в. Аналогичные результаты показывают термодинамические расчеты и в отношении других оксидов Fe3O4 и Cr2O3, формирующихся на поверхности стали П-823 в тяжелых жидкометаллических теплоносителях, содержащих кислород [15].
Результаты оценки масс элементов стали в образцах в исходном состоянии проводили по данным измерения массы образцов и данным определения элементного состава стали с использованием МРСА. Массу элементов стали в образцах, в плавах и возгонах солей после коррозионных испытаний определяли по данным гамма-спектрометрических измерений с использованием выражения (1). Результаты расчетов приведены в табл. 4 и 5. Там же представлены расчеты материального баланса коррозионного процесса, баланс масс элементов.
Таблица 4.
Элемент | Температура, °С | Средняя скорость коррозии, г/(м2 · ч) | ||
---|---|---|---|---|
без оксида, KCl–LiCl |
без оксида, KCl–LiCl–nPbCl2 |
c оксидом, KCl–LiCl–nPbCl2 |
||
Mn | 500 | 4.42 · 10–5 | 3.72 · 10–4 | 8.36 · 10–3 |
650 | 1.41 · 10–3 | 2.00 · 10–2 | 2.41 · 10–2 | |
Cr | 500 | 1.56 · 10–4 | 1.56 · 10–2 | 1.07 · 10–1 |
650 | 4.73 · 10–2 | 1.20 · 100 | 1.41 · 100 | |
Fe | 500 | 8.73 · 10–4 | 1.16 · 10–1 | 3.42 · 10–1 |
650 | 1.20 · 10–2 | 5.91 · 100 | 8.04 · 100 | |
ЭП-823 | 500 | 1.07 · 10–3 | 1.32 · 10–1 | 4.51 · 10–1 |
650 | 6.07 · 10–2 | 7.13 · 100 | 9.48 · 100 |
Таблица 5.
Материал | Параметр | Без оксида, KCl–LiCl |
Без оксида, KCl–LiCl–nPbCl2 |
C оксидом, KCl–LiCl–nPbCl2 |
---|---|---|---|---|
ЭП-823 | КЭП,о, г/(м2 · ч) | 7.81 | 9.78 | 7.79 |
QЭП, кДж/моль | 158.87 | 153.40 | 119.97 | |
Fe | КFe,о, г/(м2 · ч) | 3.95 | 9.57 | 7.97 |
QFe, кДж/моль | 103.25 | 154.66 | 124.15 | |
Cr | КCr,о, г/(м2 · ч) | 11.46 | 9.80 | 5.92 |
QCr, кДж/моль | 224/88 | 170.96 | 93.21 | |
Mn | КMn,о, г/(м2 · ч) | 4.89 | 7.22 | 5.91 |
QMn, кДж/моль | 136.27 | 156.75 | 131.25 |
Следует отметить, что для оценки скорости коррозии стали ЭП-823 в расчет принимали только убыли массы Fe, Cr и Mn, убылью массы остальных элементов стали пренебрегали по причине их высокой коррозионной устойчивости (такие элементы как Mo, W, Si, Ni) или малого содержания (Nb, V).
Согласно данным табл. 4 наблюдается хорошая сходимость баланса масс элементов стали ЭП-823 между их содержанием в образцах до коррозионных испытаний и суммой их масс, распределенных в образцах стали, плаве и возгонах солей после коррозионных испытаний.
Расчетные значения средних скоростей коррозии стали ЭП-823 и элементов, входящих в ее состав, а также константы, входящие в выражения (13) и (14), приведены в табл. 5 и 6 .
Марганец по сравнению с Cr и Fe обладает невысокой термодинамической устойчивостью в расплавах солей 2KCl–3LiCl–nPbCl2 согласно данным табл. 5. Однако, невысокие скорости коррозии Mn в обеих коррозионных средах вероятно, обусловлены его малым содержанием в стали ЭП-823, не превышающим 0.22 мас. %.
Скорость коррозии хрома в расплаве солей 2KCl–3LiCl при 500°С почти в 5 раз ниже по сравнению со скоростью железа, хотя содержание Cr в стали ниже в ~8 раз содержания Fe. Однако с повышением температуры до 650°С скорость коррозии хрома почти в 4 раза превышает скорость коррозии железа.
Введение в расплав солей 2KCl–3LiCl хлорида свинца на уровне 1 мол. % приводит к резкому увеличению скорости коррозии компонентов стали.
При 500°С скорости коррозии хрома и железа возрастают почти на два порядка, а Mn в ~10 раз (табл. 5). Повышение температуры расплава солей 2KCl–3LiCl–nPbCl2 до 650°С приводит к увеличению скорости коррозии всех компонентов стали в ~15–25 раз.
Скорость коррозии компонентов оксидированной стали ЭП-823 выше по сравнению с неоксидированным состоянием (табл. 5). В большей степени это проявляется при 500, нежели при 650°С. Это можно объяснить малой толщиной оксидной пленки, в которой по оценкам содержится ~24 мг металла. Общий вынос в расплав солей 2KCl–3LiCl–nPbCl2 металлических компонентов стали ЭП-823 из оксидированных образцов составил ~9.1 и ~194.1 мг соответственно при 500 и 650°С (табл. 5). В первом случае вынос металлических компонентов стали был в ~2.6 раза меньше массы металла, содержащегося в оксиде. Поэтому вынос металла в данном случае мог быть обусловлен только “растворением” оксидной пленки. Эти данные свидетельствуют, что скорость коррозии оксидов стали ЭП-823 превышает скорость коррозии ее металлических компонентов в ~3.5 раза. При 650°С вынос металла в расплав солей 2KCl–3LiCl–nPbCl2 почти в 8 раз превышал массу металла в оксидной пленке. Поэтому в данном случае влияние оксидной пленки на скорость коррозии стали ЭП-823 без оксида было незначительным, скорость коррозии оксидированного образца была всего на ~33% выше по сравнению с неоксидированным.
Значения констант Ki,o, KЭП,o, Qi и QЭП, приведенные в табл. 6 , позволяют производить расчетные оценки значений средних скоростей коррозии стали ЭП-823 и ее компонентов (Fe, Cr, Mn) в расплавах солей 2KCl–3LiCl и 2KCl–3LiCl–nPbCl2 при различных температурах.
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Установлен избирательный характер коррозионного воздействия расплавов солей 2KCl–3LiCl и 2KCl–3LiCl–nPbCl2 на коррозию компонентов стали ЭП-823.
Показано, что сталь ЭП-823 в расплаве солей 2KCl–3LiCl эвтектического состава обладает высокой коррозионной стойкостью. Выявлено, что введение 1 мол. % PbCl2 в расплав 2KCl–3LiCl приводит к резкому увеличению скорости коррозии стали ЭП-823, которая возрастает на два порядка при 500°С и в ~15–25 раз при 650°С.
Установлено, что наличие на поверхности стали ЭП-823 оксидных пленок не оказывает тормозящего влияния на скорость коррозии в расплавах солей 2KCl–3LiCl–nPbCl2. Выявлено, что скорость коррозии оксидной пленки на стали ЭП-823 в ~3.5 раза превышает скорость коррозии основного металла стали.
Получены выражения для расчета значений средних скоростей коррозии стали ЭП-823 и компонентов, входящих в ее состав, в расплавах солей 2KCl–3LiCl и 2KCl–3LiCl–nPbCl2.
Список литературы
Троянов В.М., Грачев А.Ф., Забудько Л.М., Скупов М.В. Перспективы использования нитридного топлива для реакторов на быстрых нейтронах с замкнутым топливным циклом // Инновационные проекты и технологии ядерной энергетики: сб. докладов III международной научно-технической конференции. 2014. 1. С. 61–70.
Porollo S.I., Dvoriashin A.M., Konobeev Yu.V., Garner F.A. Microstructure and mechanical properties of ferritic/martensitic steel EP-823 after neutron irradiation to high doses in BOR-60 // J. Nucl. Mater. 2004. 329–333. P. 314–318.
Горынин И.В., Карзов Г.П., Марков В.Г. и др. Конструкционные материалы для атомных реакторов с жидкометаллическими теплоносителями на основе свинца. Радиационное материаловедение и конструкционная прочность реакторных материалов. СПб.: Изд-во ЦНИИКМ “Прометей”, 2002.
Klueh R.L., Kai J.J., Alexander D.J. Microstructure-mechanical properties correlation of irradiated conventional and reduced-activation martensitic steels // J. Nucl. Mater. 1995. 225. P. 175–186.
Kai J.J., Klueh R.L. Microstructural analysis of neutron-irradiated martensitic steels // J. Nucl. Mater. 1996. 230. P. 116–123.
Schaeublin R., Gelles D., Victoria M. Microstructure of irradiated ferritic/martensitic steels in relation to mechanical properties // J. Nucl. Mater. 2002. 307–311. P. 197–202.
Mathon M.H., Carlan Y., Georoy G., Averty X., Alamo A., Novion C.H. A SANS investigation of the irradiation-enhanced α–α' phases separation in 7–12 Cr martensitic steels // J. Nucl. Mater. 2003. 312. P. 236–248.
Porollo S.I., Dvoriashin A.M., Konobeev Yu.V., Garner F.A. Microstructure and mechanical properties of ferritic/martensitic steel EP-823 after neutron irradiation to high doses in BOR-60 // J. Nucl. Mater. 2004. 329–333. P. 314–318.
Dvoriashin A.M., Porollo S.I., Konobeev Yu.V., Garner F.A. Influence of high dose neutron irradiation on microstructure of EP-450 ferritic–martensitic steel irradiated in three Russian fast reactors // J. Nucl. Mater. 2004. 329–333. P. 319–323.
Konobeev Yu.V., Dvoriashin A.M., Porollo S.I., Garner F.A. Swelling and microstructure of pure Fe and Fe–Cr alloys after neutron irradiation to ~26 dpa at 400°C // J. of Nucl. Mater. 2006. 355. P. 124–130.
Dvoriashin A.M., Porollo S.I., Konobeev Yu.V., Budylkin N.I., Mironova E.G., Ioltukhovskiy A.G., Leontyeva-Smirnova M.V., Garner F.A. Mechanical properties and microstructure of three Russian ferritic/martensitic steels irradiated in BN-350 reactor to 50 dpa at 490°C // J. Nucl. Mater. 2007. 367–370. P. 92–96.
Porollo S.I., Dvoriashin A.M., Vorobyev A.N., Konobeev Yu.V. The microstructure and tensile properties of Fe–Cr alloys after neutron irradiation at 400°C to 5.5–7.1 dpa. // J. Nucl. Mater. 1998. 256. P. 247–253.
Schäublin R., Spätig P., Victoria M. Chemical segregation behavior of the low activation ferritic/martensitic steel F82H // J. Nucl. Mater. 1998. 258–263. P. 1350–1355.
Голосов О.А., Николкин В.Н., Бахтина Е.А. Модель коррозии сталей в свинце // Инновационные проекты и технологии ядерной энергетики: сб. докладов IV международной научно-технической конференции. 2016. 1. С. 350–362.
Zhang J. A review of steel corrosion by liquid lead and lead–bismuth // Corrosion Science. 2009. 51. P. 1207–1227.
Бланков Е.Б., Бланкова Т.Н., Русяев В.Г., Якубсон К.И. Нейтронный активационный анализ в геологии и геофизике. М.: Наука, 1972.
Гума В.И., Демидов A.M., Иванов Б.Л., Миллер В.В. Нейтронно-радиационный анализ. М.: Энергоатомиздат, 1984.
Дополнительные материалы отсутствуют.