方婧婷，彭金方，唐 攀，江君垚，申長慧，李 坤，朱旻昊

(西南交通大學1.材料科學與工程學院；2.牽引動力國家重點實驗室，成都 610031)

0 引 言

目前核能因具有能效高、成本低且不會造成大氣污染[1]等優(yōu)點而成為較為理想的清潔能源。核電站通常采用燃料包殼、一回路壓力邊界和安全殼三道防御屏障[2]。核反應堆中燃料組件作為放射性衰變發(fā)生的場所，主要元件包括燃料元件、定位格架和組件格架[2]，其中燃料元件中的燃料棒由包殼管和其包裹的核燃料2部分構成。燃料棒處在核反應堆環(huán)境中，其表面存在280～350 ℃高溫冷卻劑[3]，這會引起燃料棒擾動而發(fā)生微振動，從而導致包殼管和格架直接接觸而發(fā)生微動磨損，嚴重時還會導致燃料棒破損，放射性產物泄漏[4]，最終影響核電廠的安全運行。

微動磨損是因外界原因產生小幅度相對運動而發(fā)生的磨損[5]。作為一種損傷形式，微動磨損除了受到材料本身的性質及其表面形成的氧化膜的影響外，也受到微動運行工況和環(huán)境溫度的影響。根據摩擦力-位移曲線的形狀，可將運行工況分為直線型、橢圓型和平行四邊型：直線型或直線型/橢圓型運行工況一般出現在兩接觸體間未發(fā)生相對滑移的情況下，此時微動運行在部分滑移區(qū)；平行四邊型或平行四邊形型/橢圓型運行工況出現在兩接觸體發(fā)生完全滑移的情況下，此時微動運行在完全滑移區(qū)[5]。LIU等[6]研究發(fā)現，在25～400 ℃范圍，WC-25Co合金涂層在微動部分滑移區(qū)的摩擦因數低且穩(wěn)定，而在完全滑移區(qū)的摩擦因數隨溫度的升高而減小。LIU等[7]發(fā)現，Co-Cr-Mo合金的耐微動磨損性能隨溫度的升高而降低。李紅巖等[8]研究發(fā)現，1045鋼在完全滑移區(qū)的摩擦因數和磨損量隨溫度的升高而降低，但部分滑移區(qū)的摩擦因數和磨損量變化不明顯。研究[9-10]發(fā)現，隨著溫度的升高，1Cr13不銹鋼在完全滑移區(qū)的摩擦因數和磨損率降低，高溫氧化效應以及氧化膜的形成加劇，但溫度對部分滑移區(qū)微動磨損行為的影響較小[10]。可知，溫度和微動運行工況的改變對于材料的損傷具有顯著的影響。

Zr-4合金的中子吸收截面小，高溫下的強度較高，耐腐蝕性和抗輻射損傷性優(yōu)良[11-12]，在現階段常被用作包殼材料。目前在鋯合金微動磨損方面的研究主要集中在室溫下鋯合金氧化膜及其基體本身性質影響方面[13-15]，而有關不同溫度下Zr-4合金微動磨損行為方面的研究較少，也未對不同微動工況的損傷差異進行系統(tǒng)分析。為此，作者在相同位移幅值和不同法向載荷下對Zr-4合金進行切向微動磨損試驗，研究了試驗溫度對不同運行工況微動磨損行為的影響，以期為燃料組件材料Zr-4合金在高溫下的微動磨損相關研究提供試驗參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料選用Zr-4合金管，由中核建中核提供，其外徑為9.45 mm，內徑為8.03 mm，長度為1 m，化學成分如表1所示，彈性模量為9.54×104MPa，剪切模量為3.50×104MPa，抗拉強度為530 MPa，屈服強度為350 MPa，斷后伸長率為28%。通過機械加工的方式將原料管切割成長度為15 mm的管試樣，經超聲清洗后待用。

表1 Zr-4合金的化學成分

采用課題組自主研發(fā)的全模式高溫微動磨損試驗機進行切向微動磨損試驗，具體設備如圖1所示，上下試樣均為Zr-4合金管，接觸模式為點接觸。在微動磨損試驗過程中，通過音圈電機實施位移加載，伺服電作動缸施加法向載荷，并通過水平光柵位移傳感器實時采集微動相對位移量，摩擦力隨微動位移、循環(huán)次數的響應值由壓電式載荷傳感器進行實時采集，同時利用外接加熱模塊的溫控器設定試驗溫度，并對試樣進行提前加熱完成高溫試驗。試驗過程中的位移幅值為60 μm，法向載荷分別為10,40 N，試驗頻率為5 Hz，試驗溫度為25,100,200,325 ℃，循環(huán)次數為20 000 周次。

圖1 微動磨損試驗裝置示意

試驗結束后，通過摩擦力和法向載荷的比值來計算摩擦因數；采用JEOL JSW-6610LV型掃描電子顯微鏡(SEM)對下試樣磨痕區(qū)域的形貌進行觀察；采用 JXA-8230型電子探針(EMPA)進行微區(qū)元素成分分析；采用ContourGT-I型白光干涉儀對下試樣磨痕區(qū)域進行二維輪廓和三維形貌分析，并測量磨損面積及磨損量。

2 試驗結果與討論

2.1 摩擦特征曲線

由圖2(a)可知，當位移幅值為60 μm時，在不同試驗溫度和10 N法向載荷下，試驗合金的摩擦力-位移曲線的形狀為平行四邊形或橢圓形[16]，說明在此參數下微動運行于完全滑移區(qū)。當試驗溫度從25 ℃升高至100 ℃時，最大摩擦力發(fā)生明顯變化，曲線形狀由平行四邊形變?yōu)闄E圓形，且曲線斜率先減小后增大[17]，說明此時合金表面的接觸剛度先減小后增大[18]；隨著試驗溫度的進一步升高，曲線形狀又恢復為平行四邊形。由圖2(b)可知，當法向載荷為40 N時，不同試驗溫度下的摩擦力-位移曲線均為直線形，此時微動處于部分滑移區(qū)，當試驗溫度升高至325 ℃時，曲線的面積增大，表明此時相對滑移量增加[6]；隨著試驗溫度的升高，曲線斜率先減小后增大，說明接觸剛度先減小后增大。

圖2 不同試驗溫度和法向載荷下Zr-4合金的摩擦力-位移曲線(循環(huán)次數5 000 周次)

由圖3可知：在完全滑移區(qū)，試驗合金在25 ℃時的穩(wěn)定摩擦因數最低(約為0.78)；當試驗溫度升高至100 ℃時，從初始到300周次循環(huán)時摩擦因數迅速增大，在循環(huán)次數接近660周次時摩擦因數驟降，直到循環(huán)3 500周次后摩擦因數又呈上升趨勢，最大摩擦因數約為1.26；當試驗溫度為200，325 ℃時，摩擦因數很快達到穩(wěn)定狀態(tài)，穩(wěn)定摩擦因數分別為0.88,0.94，但與325 ℃一直維持穩(wěn)定的趨勢不同，200 ℃時摩擦因數在200周次循環(huán)處略微降低，5 000周次循環(huán)后又上升至穩(wěn)定狀態(tài)。可知，在完全滑移區(qū)，試驗合金在25 ℃時的摩擦因數最低，這是因為溫度升高會使合金表面附著物分解破裂，在一定程度上加速磨損，從而增大摩擦因數[19]。在部分滑移區(qū)，試驗溫度為25，100 ℃的摩擦因數達到穩(wěn)定狀態(tài)所需要的時間較200,325 ℃下長；25 ℃時的穩(wěn)定摩擦因數最高，為0.72，當試驗溫度升高至100 ℃時，穩(wěn)定摩擦因數約為0.50，下降幅度達到31%，當試驗溫度繼續(xù)升高至200，325 ℃時，法向載荷引起的塑性變形[20]和瞬時高溫使得接觸材料熔化而發(fā)生焊合，造成摩擦因數又會有一定的升高[21]，但摩擦因數較早達到穩(wěn)定狀態(tài)。對比發(fā)現，在相同試驗溫度下，部分滑移區(qū)的穩(wěn)定摩擦因數均小于完全滑移區(qū)，且摩擦因數的變化較平穩(wěn)。

圖3 不同試驗溫度下Zr-4合金在不同運行工況的摩擦因數-循環(huán)次數曲線

2.2 磨痕損傷特征

由圖4可以看出：在完全滑移區(qū)，25 ℃下試驗合金磨痕表面磨屑堆積嚴重，磨痕四周有大量細小顆粒狀磨屑分布；當試驗溫度升高至100 ℃時，磨屑的堆積更為嚴重，磨屑被壓實形成磨屑層，磨屑顆粒變細；200 ℃下磨痕邊緣位置細小顆粒狀磨屑減少，邊緣與中心位置過渡處有微動滑移痕跡，并出現在基體表面，說明溫度的升高導致磨屑的聚集程度增加，分散的磨屑減少，磨痕中心出現少量剝落坑和犁溝；當試驗溫度升高至325 ℃時，材料膨脹使得試樣間接觸緊密，磨屑無法及時排出接觸區(qū)，邊緣位置處觀察不到磨屑，此時上下試樣接觸表面相對滑動，受高溫影響磨痕區(qū)域出現材料的塑性流動特征，磨痕中心剝層嚴重，出現少量微裂紋以及較多的犁溝[22]。由圖5可以看出，在部分滑移區(qū)，磨痕呈現出明顯的中心黏著區(qū)和邊緣滑移區(qū)，符合典型的部分滑移區(qū)微動損傷形貌特征[16]。25 ℃時磨痕損傷輕微，黏著區(qū)和滑移區(qū)的界線不明顯，磨屑堆積形成片狀磨屑；當試驗溫度升高至100 ℃時，可以明顯觀察到黏著區(qū)和滑移區(qū)的界線，磨痕中心位置的黏著磨損加劇，有少量剝落坑形成；200 ℃時，邊緣滑移區(qū)占比增大，黏著區(qū)有磨屑堆積現象，表面發(fā)生塑性變形和材料塑性流動；325 ℃時磨痕面積增大，損傷加劇，表面幾乎觀察不到顆粒狀磨屑的存在。可知，完全滑移區(qū)的磨損機制為剝層、磨粒磨損和氧化磨損，溫度的升高對合金微動磨損程度的影響較大，325 ℃下試驗合金的微動損傷程度最大；部分滑移區(qū)則主要以剝層、黏著磨損和氧化磨損為主，隨著試驗溫度的升高，試驗合金的微動損傷整體變化不大。

圖4 不同溫度下Zr-4合金在完全滑移區(qū)的磨痕表面SEM形貌

圖5 不同溫度下Zr-4合金在部分滑移區(qū)的磨痕表面SEM形貌

2.3 磨痕表面微區(qū)成分

由圖6可以看出：在完全滑移區(qū)，25 ℃下試驗合金磨痕表面氧元素含量較高，鋯元素含量低，未磨損區(qū)域則相反，氧元素在整個磨痕上呈現出沿位移方向分布的規(guī)律；100，200，325 ℃下磨痕區(qū)域氧元素含量明顯較未磨損區(qū)域高，但鋯元素含量的降低并不明顯。由圖7可以看出：在部分滑移區(qū)，不同溫度下試驗合金磨痕表面氧元素的分布均呈現出明顯的環(huán)狀特征，即磨痕邊緣形成了一個富氧、貧鋯的環(huán)狀區(qū)域;而磨痕中心為富鋯、貧氧，且25，325 ℃時該現象最明顯。這與部分滑移區(qū)中間黏著邊緣滑移的特征相符。邊緣由于摩擦磨損產生的活化作用，促進了氧化反應的進行，而中心由于未發(fā)生相對滑移，使得氧化現象并不顯著[23]。

圖6 不同溫度下Zr-4合金在完全滑移區(qū)磨痕表面的EPMA分析結果

圖7 不同溫度下Zr-4合金在部分滑移區(qū)磨痕表面的EPMA分析結果

2.4 磨痕輪廓及磨損量

由圖8可知：在完全滑移區(qū)，25 ℃時試驗合金磨痕在x方向的最大深度為13 μm，磨痕寬度為750 μm；100，200 ℃時磨痕表面有明顯的凸起，且100 ℃時的凸起高度更大，這可能是由大量磨屑堆積造成的[23]，磨痕寬度分別為460 μm和655 μm；當試驗溫度升高至325 ℃時，磨痕輪廓與25 ℃時相同，為明顯的“U”形，但此時的磨痕在x方向的最大深度為40 μm，為25 ℃時的3倍左右，同時磨痕的寬度最大，達到1 000 μm。在完全滑移區(qū)，溫度的升高使試驗合金表面軟化嚴重，加重微動磨損的同時容易發(fā)生材料轉移。由圖9可以看出：在部分滑移區(qū)，25 ℃時磨痕在x方向的最大深度為9.5 μm，凸起高度為7 μm，磨痕寬度為515 μm，此時上下試樣接觸區(qū)域的中間發(fā)生黏著；100 ℃時磨痕的最大深度僅為2.5 μm，為25 ℃時的1/4左右，磨痕寬度為286 μm；試驗溫度繼續(xù)升高至325 ℃，磨痕的最大深度變化不大，寬度增至446 μm。在部分滑移區(qū)，試驗溫度的升高使試驗合金中間的黏著加劇，邊緣的滑移減輕，但整體變化較小。

圖8 不同溫度下Zr-4合金在完全滑移區(qū)的三維形貌及二維輪廓

圖9 不同溫度下Zr-4合金在部分滑移區(qū)磨痕的三維形貌及二維輪廓

由圖10可以看出：在完全滑移區(qū)，隨著試驗溫度的升高，試驗合金的磨損面積先減小后增大，325 ℃時的磨損面積最大，為1 099 098.624 μm2，100 ℃時的磨損面積最小，僅為649 255.04 μm2，是325 ℃時的1/2；在部分滑移區(qū)，隨著溫度的升高，磨損面積相差較小，325 ℃的磨損面積最大，為237 506.256 μm2，100 ℃時的磨損面積最小，為179 315.136 μm2。在完全滑移區(qū)，325 ℃時的磨損體積最大，為 3 417 417.728 μm3，100 ℃時的次之，為3 050 682.624 μm3，25 ℃和200 ℃時的磨損體積較小，約為100 ℃的1/2；在部分滑移區(qū)，25 ℃時的磨損體積最大，100 ℃時的磨損體積最小，為34 607.856 μm3，僅為25 ℃時的1/3?？梢钥闯?，在相同溫度下，部分滑移區(qū)的微動磨損程度遠低于完全滑移區(qū)。試驗溫度的升高對完全滑移區(qū)微動磨損程度的影響較明顯，而對部分滑移區(qū)的影響不大。

圖10 不同溫度下Zr-4合金在不同運行工況的磨損面積及磨損體積

3 結 論

(1)在完全滑移區(qū)，Zr-4合金在25 ℃時的摩擦因數最小，100 ℃時摩擦因數最大，200, 325 ℃時的摩擦因數最早達到穩(wěn)定狀態(tài)；在部分滑移區(qū)，25 ℃的摩擦因數最大，隨試驗溫度升高，摩擦因數先下降后增大，200，325 ℃時的摩擦因數最早達到穩(wěn)定狀態(tài)。在相同試驗溫度下，部分滑移區(qū)的摩擦因數均小于完全滑移區(qū)，且摩擦因數的變化較平穩(wěn)。

(2)在完全滑移區(qū)，Zr-4合金的磨損機制包括磨粒磨損、氧化磨損和剝層，溫度的升高對合金微動磨損程度的影響較大，325 ℃時試驗合金的微動損傷程度最大；在部分滑移區(qū)，磨損機制包括剝層、黏著磨損和氧化磨損，隨著試驗溫度的升高，試驗合金的微動損傷程度整體變化不大。

(3)在相同試驗溫度下，部分滑移區(qū)的微動磨損量遠低于完全滑移區(qū)。試驗溫度的升高對完全滑移區(qū)微動磨損量的影響較明顯，而對部分滑移區(qū)的影響不大。