CC BY
9
УДК 621.891.004 Б01: 10.15350/17270529.2019.4.60
ВЛИЯНИЕ КАТОДНОГО НАВОДОРОЖИВАНИЯ НА ФРЕТТИНГ-ИЗНАШИВАНИЕ ЦИРКОНИЕВОГО СПЛАВА Э125
^УРНЫШЕВ И. Н., 1 КАЛЮЖНЫЙ Д. Г., 1Л^1С В. Ф., 2ФУКАЛОВ В. А., 1ТАРАСОВ В. В.
1 Удмуртский федеральный исследовательский центр Уральского отделения РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
Удмуртский государственный университет, 426034, г. Ижевск, ул. Университетская, 1
АННОТАЦИЯ. Приведены результаты фреттинг-изнашивания образцов циркониевого сплава Э125 после катодного наводороживания. Исследовано влияние режимов наводороживания на коэффициент трения и величину износа. Показано, что с ростом величины катодного тока возрастает износ как образца, так и контробразца. Применение смазки при изнашивании увеличивает величину износа, но снижает коэффициент трения.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: водородное изнашивание, фреттинг, катодное наводороживание, коэффициент трения, износ.
ВВЕДЕНИЕ
Циркониевые сплавы в силу малой поглощательной способности нейтронов (малое сечение захвата нейтронов) нашли широкое применение в атомной промышленности для изготовления оболочечных труб (ОТ) тепловыделяющих элементов (твэлов). К числу самых неблагоприятных явлений, влияющих на надежность атомного реактора, следует отнести вибрации, которые приводят к изменению свойств как внутренней поверхности оболочки твэла, так и внешней. Действие вибраций на внешнюю поверхность оболочки приводит в местах контакта твэла с дистанционирующей решеткой (ДР) к фреттинг-изнашиванию - особому виду повреждения плотно контактирующих поверхностей, вызванному возвратно-поступательными относительными перемещениями деталей с малой амплитудой. Повреждение поверхности при этом виде изнашивания проявляется в виде образования на месте контакта мелких язвин и продуктов коррозии в виде порошка [1]. Для фреттинг-изнашивания в присутствии окисляющей окружающей среды, приводящей к протеканию химической реакции материалов деталей и продуктов износа с кислородом, часто применяют термин «фреттинг-коррозия». Считается, что такой вид изнашивания для водо-водяных реакторов является основным. В некоторых случаях фреттинг-изнашивание оболочки твэла может приводить к образованию сквозного дефекта.
Основными причинами возникновения износа при фреттинг-коррозии следует считать: ускоренное окисление поверхности из-за непрерывного удаления защитной окисной пленки; износ металла на соприкасающихся поверхностях; усталостные процессы при трении; абразивное разрушение поверхности более твердыми продуктами окисления по сравнению с основным металлом; повышение скорости коррозии при локальном повышении температуры в местах трения. На фреттинг-изнашивание пары ДР-ОТ большое влияние оказывают силы трения между ДР и ОТ [2, 3], температура [4 - 7] и скорость теплоносителя в тепловыделяющей сборке [8 - 9].
В последнее время в связи с повышением мощности атомных реакторов к числу причин, способствующих интенсивному развитию фреттинг-коррозии, относят водород, образующийся в сплаве при взаимодействии воды со стенкой оболочки твэла и диффундирующий вглубь металла. Нужно заметить, что согласно [10] впервые на негативную роль водорода при фреттинг-изнашивании твэлов было обращено внимание полвека назад в работах Бланше Дж. с соавторами, в которых отмечено, что присутствие водорода может способствовать ускоренному разрушению металла оболочечной трубы в зоне контакта решетки и твэла. В работах [11 - 12] экспериментально показано, что
повышенная концентрация водорода в металле приводит к ухудшению защитных свойств оксидных пленок на поверхности твэлов из-за изменения под действием водорода фазового состава и структуры оксидной пленки и образования гидридов в зоне, прилегающей к основному металлу. Можно предположить, что такие изменения в поверхностных слоях оболочечных труб могут приводить к ухудшению износостойкости при работе в условиях фреттинг-коррозии. Интерес представляет исследование влияние водорода на фреттинг-изнашивание циркониевых сплавов при испытаниях в диапазоне температур 20 - 50 °С. Такие исследования важны не только для атомной энергетики, но и для химической промышленности, где циркониевые сплавы стали находить достаточно широкое применение в качестве материала трубопроводов для агрессивных сред. Целью данной работы является исследование влияния катодного наводороживания циркониевого сплава Э125 на него фреттинг-изнашивание при комнатной температуре.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ПРОВЕДЕНИЯ ЭКСПЕРИМЕНТОВ
В качестве объекта исследования использовали образцы размерами 25*25*2 мм, вырезанные из листа циркониевого сплава Э125 (химический состав сплава в %: 0,003 Ni; 0,0056 С; 0,0035 Fe; 0,05 O2; 0,003 Al; 0,003 Ti; 0,0319 другие примеси; 2,6 Nb; остальное Zr). Для удаления оксидной пленки образцы перед началом эксперимента подвергались 30-секундному травлению при комнатной температуре в 5%-ном растворе плавиковой кислоты.
Катодное наводороживание образцов проводили при температуре (20±2) °С в электролите, содержащем однонормальный раствор серной кислоты, в качестве стимулятора наводороживания использовали тиокарбамид CS(NH2)2 из расчета 1,5 г на 1 литр раствора. Плотность катодного тока варьировалась от 20 до 500 мА/см2. Для наводороживания применяли электролитическую ячейку, схема которой приведена в работе [13]. Концентрацию водорода в образцах определяли на высокочувствительном газоанализаторе G8 Galileo H методом расплавления образцов в потоке несущего газа (высокочистый аргон). Чувствительность данного прибора по водороду составляет 0,01 ppm.
Водородное изнашивание проводили на многофункциональной испытательной системе SRV Test system по схеме диск-шарик без смазки. В качестве материала шарика (контроразца) применяли инструментальную сталь ШХ15 после соответствующей упрочняющей термической обработки. В проведенных испытаниях на фреттинг-изнашивание амплитуда колебаний составляла 1,5 мм при частоте колебаний 10 Гц, нагрузка на образец 10 Н. Длительность испытаний составляла от 10 до 30 мин. В качестве информативных характеристик изнашивания были выбраны коэффициент трения и величина линейного износа контактирующей пары.
Микроструктура образцов до и после наводороживания исследовали на металлографиическом микроскопе NEOFOT-32, фазовый состав определяли с помощью рентгеновских дифрактометров ДРОН-6 и D2 PHASER.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На первом этапе были проведены испытания на фреттинг-изнашивание образцов в исходном состоянии, то есть без предварительного наводороживания. Коэффициент трения и износ ненаводороженного образца, испытанного в течение 10 мин, приведены на рис. 1. Видно, что коэффициент трения близок к значению 2 и практически не изменялся в процессе испытаний, а износ после 4-минутной приработки возрастал с постоянной скоростью. В результате изнашивания на поверхности исходного ненаводороженного образца формировался след в виде неправильного эллипса, то есть его ширина немонотонно уменьшалась по мере приближения к крайним точкам зоны изнашивания. Величина износа составила 50 мкм. Максимальный износ наблюдался в центральной части зоны изнашивания. Такое поведение образца при фреттинг-изнашивании объясняется тем, что мелкодисперсные
продукты изнашивания, которые концентрируются в областях, прилегающих к концам зон изнашивания, служат своего рода твердой смазкой, уменьшающей износ. Зона трения и распределение продуктов изнашивания по длине дорожки трения приведены на рис. 2.
коэфлрениа
износ, мш
JHH IM If т.....- "Т ** npf ™ ртг
2
■ Ш 13:46 15:111
7.32_[647_116.02_11.17
I Friction coell I Frequency [Hz] ^^ Load [N] I_IS troke [v.frr; Temp. Block I |_¡Wear [um]
Рис. 1. Коэффициент трения (1) и износ (2) образца в исходном состоянии
Рис. 2. Зона контакта для ненаводороженного образца после фреттинг-изнашивания (слева - образец с продуктами изнашивания, справа - промытый образец)
Наводороживание в течение 8 ч при плотности тока 100 мА/см привело к уменьшению износа до 40 мкм, при этом максимальная ширина следа от изнашивания осталась такой же, как у ненаводороженного образца, а длина дорожки износа уменьшилась на 0,2 мм. Вид зоны изнашивания не изменился по сравнению с ненаводороженным образцом. Увеличение времени наводороживания до 22 ч не привело к изменению размеров и геометрии зоны изнашивания на образце, однако суммарный износ образца и контробразца увеличился до 50 мкм. Увеличение износа может быть обусловлено тем, что из-за высокой твердости гидридов циркония, образующихся в процессе наводороживания, происходит интенсивное изнашивание контробразца. (По данным [14] микротвердость дигидрида циркония составляет 7400 - 7500 МПа, что сравнимо с твердостью термообработанной стали ШХ15, из которой был изготовлен контробразец). Коэффициент трения сплава, наводороженного в течение 8 ч при плотности тока 100 мА/см2, в первые 5 мин испытаний оказался меньше, чем у ненаводороженнего образца (рис. 3). В последующие минуты изнашивания коэффициенты трения исходного и наводороженного образцов имели одинаковые значения.
При изнашивании образца, наводороженного в течение 15 ч при плотности тока 50 мА/см2, значения коэффициента трения и износа практически совпадали с результатами, полученными при испытании образцов, наводороженных в течение 8 ч при плотности тока 100 мА/см2. Незначительное увеличение величины износа до 50 мкм в этом случае
обусловлено меньшей толщиной слоя гидрида ZrH2. Коэффициент трения в первые 5 мин испытаний имел нестабильный характер, при дальнейшем изнашивании, достигнув величины 2, он оставался постоянным. Это связано с тем, что в начальный момент времени происходило изнашивание (хрупкое выкрашивание) наводороженного слоя образца, а в дальнейшем происходило изнашивание основы образца.
Рис. 3. Коэффициент трения (1) и износ (2) образца после 8-часового наводороживания
при плотности тока 100 мА/см2
Износ образцов, наводороженных в течение 15 часов при плотности катодного тока 200 мА/см2, после 10 мин испытаний составил 55 мкм (рис. 4). По длине зона изнашивания не отличалась от рассмотренных выше случаев, а максимальная ширина оказалась несколько меньше.
Рис. 4. Коэффициент трения (1) и износ (2) образца после 15-часового наводороживания
при плотности тока 200 мА/см2
Изнашивание происходило неравномерно по длине дорожки трения, в данном случае ширина дорожки справа значительно меньше, чем слева (рис. 5). Коэффициент трения после стадии приработки составлял 1,6. После 30-минутных испытаний при этой же плотности катодного тока износ составил 130 мкм. Наиболее интенсивное изнашивание происходило в течение первых 6 мин эксперимента. Как и в рассмотренных выше случаях наблюдается неравномерность изнашивания по длине дорожки. Размеры зоны изнашивания после 30-минутных испытаний увеличились по сравнению с 10-минутными испытаниями по длине на 0,5 мм, а по ширине на 0,77 мм.
Результаты 10-минутного изнашивания образцов, наводороженных в течение 15 ч при плотностях катодного тока 400 мА/см2, оказались такими же как при плотности тока в 200 мА/см : износ составил 55 мкм, коэффициент трения в первые 5 мин испытаний 1,6. После 30-минутных испытаний длина зоны изнашивания увеличилась на 0,36 мм, а прирост ширины составил 0,570 мм (по сравнению с 10-минутными испытаниями). Износ составил 110 мкм, коэффициент трения в первые три минуты изнашивания равнялся 2, затем снижался до 1,8, а после 9 мин изнашивания снова возрастал до 2. Линия границы зоны изнашивания геометрически близка к правильному эллипсу. Следует отметить, что в этом случае при сухом фреттинге наиболее интенсивное изнашивание образцов, в т.ч. и ненаводороженных, наблюдалось в центральной части зоны контактного трения, именно там зафиксирована наибольшая ширина дорожки изнашивания. Одной из причин ускоренного изнашивания может отсутствие в этой области продуктов износа, которые могли бы служить твердой смазкой.
Рис. 5. Зона контакта для наводороженного образца после фреттинг-изнашивания
Для сравнения проведены 10-минутные трибологические испытания наводороженных и ненаводороженных образцов с добавлением в зону контакта смазки, результаты которых представлены на рис. 6. При изнашивании ненаводороженного образца длина зоны трения оказалась на 0,100 мм больше, а ее ширина на 0,090 мм меньше, чем у образцов, испытанных без смазки (рис. 7). Изнашивание происходило равномерно по всему пути трения. Износ составил 85 мкм, то есть больше, чем у образца, испытанного без смазки. Коэффициент трения в присутствии смазки равнялся 0,8, то есть введение в зону трения смазки приводит к резкому уменьшению коэффициента трения. Однако в этом случае износ образцов возрос в 1,5 - 2 раза по сравнению с сухим фреттинг-изнашиванием. Аналогичные показатели
трибологических характеристик получены при изнашивании образцов, наводороженных
2 „
в течение 22 часов при плотности тока 100 мА/см . Такой результат может быть обусловлен вымыванием продуктов износа из зоны контакта, которые могли служить смазкой для вышеописанных испытаний.
Рис. 6. Коэффициент трения (1) и износ (2) исходного образца при испытаниях в индустриальном масле И-20
Рис. 7. Зона контакта после фреттинг-изнашивания в смазке наводороженного (слева) и исходного (справа) образцов
Как отмечалось выше, при фреттинге без смазки изнашивается не только исследуемый образец, но и контробразец. В этом случае мелкодисперсные продукты изнашивания служат абразивом, способствующим ускоренному разрушению поверхностного слоя металла контробразца. Поскольку микротвердость наводороженного слоя на исследуемом образце достаточно большая, то и износ контробразца будет больше, чем у контробразца, контактирующего с ненаводороженным образцом (рис. 8, а и 8, б). Вид зоны контакта на контробразце после испытания со смазкой ненаводороженного образца (рис. 8, в) может свидетельствовать о его незначительном изнашивании. Аналогичные результаты на контробразцах получены при изнашивании со смазкой наводороженных образцов.
а) б) в)
Рис. 8. Зона контакта на контробразце после изнашивания ненаводороженного (а), наводороженного при плотности катодного тока 200 мА/см2 (б) и образца со смазкой (в)
Исследования фазового состава поверхностных слоев сплава после наводороживания показали, что на поверхности формировались очень тонкие слои толщиной до 5 мкм гидридов циркония, состоящие из дигидрида 2гН2-х и метастабильного моногидрида ZrH. Толщина гидридных слоев зависела от силы катодного тока и времени наводороживания. По мере роста этих параметров толщина слоев увеличивалась. Наибольшая толщина наводороженных слоев получена при катодном токе 400 мА/см .
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
Установлено, что при катодном наводороживании сплава Э125 на поверхности формируются слои, состоящие из дигидрида циркония 2гИ2-х и неравновесного моногидрида 2гИ. Увеличение силы катодного тока и времени наводороживания приводит к увеличению
толщины гидридных слоев. Максимальная толщина полученных слоев не превышала 5 мкм.
2 2
Показано, что при изменении плотности катодного тока от 50 мА/см до 400 мА/см линейный износ после 10-минутных испытаний возрастает от 40 мкм до 55 мкм, при этом изнашивание по длине дорожки трения происходит неравномерно. Увеличение суммарного износа при повышении силы катодного тока связано с образованием на поверхности сплава хрупкой фазы гидрида циркония ZrH2-x .
Наводороживание приводит к уменьшению величины коэффициента трения до значения 1,6 - 1,8, а при изнашивании ненаводороженного металла коэффициент трения превышает 2.
Высокая микротвердость гидрида ZrH2-x вызывает интенсивное изнашивание контробразца.
Показано, что при испытаниях в смазке изнашивание происходит равномерно по всему пути трения. Износ после 10-минутных испытаний составил 85 мкм, что больше, чем у образца, испытанного без смазки, при этом коэффициент трения в присутствии смазки равнялся 0,8. Влияние водорода на трибологические свойства при испытаниях в смазке минимально.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Дроздов Ю. Н., Федоров В. Г., Макаров В. В. Анализ состояния проблемы фреттинг-коррозии тепловыделяющих элементов атомных энергетических реакторов // Трение и износ. 1987. Т. 8, № 3. С. 389-397.
2. Драгунов Ю. Г., Дроздов Ю. Н., Макаров В. В. Экспериментальные исследования фреттинг-коррозии твэлов в дистанционирующих решетках тепловыделяющих сборок водоводяных энергетических реакторов // Сборник трудов 4 международной научно-технической конференции «Обеспечение безопасности АЭС С ВВЭР», 23-26 мая 2005 г., г. Подольск, 2005, секция 3. С. 1-7. URL: http://www.gidropress.podolsk.rU/files/proceedings/mntk2005/3.html (дата обращения 04.07.2019).
3. Blau P. J., Qu J., Lu R. Modeling of complex wear behavior associated with grid-to-rod fretting in light water nuclear reactors // The Journal of The Minerals, Metals & Materials Society, 2016, vol. 68, no. 11, pp. 2938-2943.
4. Ko P. L. Wear of zirconium alloys due to fretting and periodic impacting // Wear, 1979, vol. 55, iss. 2, pp. 369-384.
5. Attia M. H. Fretting wear of Zr-alloy pressure tubes under the combined effects of in-plane and out-of-plane flow-induced vibrations // Wear, 2005, vol. 259, iss, 1-6, pp. 319-328.
6. Attia M. H. On the fretting wear mechanism of Zr-alloys // Tribology International, 2006, vol. 39, iss. 10, pp. 1320-1326.
7. Fisher N. J., Weckwerth M. K., Grandison D. A. E., Gotnam B. M. Fretting-wear of zirconium alloys // Nuclear Engineering and Design, 2002, vol. 213, iss. 1, pp. 79-90.
8. Lee Y.-H., Kim H.-K. Fretting wear behavior of a nuclear fuel rod under a simulated primary coolant condition // Wear, 2013, vol. 301, iss. 1-2, pp. 569-574.
9. Hu Z. Developments of analyses on grid-to-rod fretting problems in pressurized water reactors // Progress in Nuclear Energy, 2018, vol. 106, pp. 293-299.
10. Займовский А. С., Никулина А. В., Решетников Н. Г. Циркониевые сплавы в атомной энергетике. М.: Энергоиздат, 1981. 232 с.
11. Ensor B., Lucente A. M., Frederick M. J., Sutliff J., Motta A. T. The role of hydrogen in zirconium alloy corrosion // Journal of Nuclear Materials, 2017, vol. 496, pp. 301-312.
12. Tupin M., Bisor C., Bossis P., Chêne J., Bechade L. L, Jomard F. Mechanism of corrosion of zirconium hydride and impact of precipitated hydrides on the Zircaloy-4 corrosion behavior // Corrosion Science, 2015, vol. 98, pp. 478-493.
13. Абрамов К. А., Бурнышев И. Н. Связь акустической эмиссии с водородопроницаемостью и степенью повреждаемости стали 08кп при электролитическом наводороживании // Химическая физика и мезоскопия. 2008. Т. 10, № 4. С. 475-481.
14. Волкова Е. Ф., Морозова Г. И. Роль водорода в деформируемых магниевых сплавах системы Mg-Zn-Zr-P3M // Металловедение и термическая обработка металлов. 2008. № 3(633). С. 13-17.
INFLUENCE OF CATHODE HYDROGENATION ON FRETTING WEAR OF ZIRCONIUM ALLOY E125
1Burnyshev I. N., 'Kalyuzhny D. G., 'Lys V. F., 2Fukalov V. A., 'Tarasov V. V.
'Udmurt Federal Research Center, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
2 Udmurt State University, Izhevsk, Russia
SUMMARY. The results of the study of fretting wear of zirconium alloy E125 after electrolytic hydrogenation are presented. It is shown that as a result of wear on the surface of the samples formed a trace in the form of an irregular ellipse. The wear value of the unhydrogenated sample was 50 microns. Maximum wear was observed in the central part of the wear zone. It was found that when the cathode current density changed from 50 mA/cm2 to 400 mA/cm2, the linear wear after 10-minute tests increased from 40 microns to 55 microns. The coefficient of friction in the hydrogenated area was 1.6-1.8. At wear of the unhydrogenated metal the coefficient of friction exceeded 2. After wear for 30 minutes, wear was 110-130 microns. Tribological studies of samples in the lubricant were carried out. It is shown that in this case the wear occurred uniformly along the entire friction path. Wear after 10-minute tests was 85 microns, which is more than that of the sample tested without lubrication. The coefficient of friction in the presence of grease was 0.8. It is established that the influence of hydrogen on tribological properties during tests in the lubricant is minimal. It has been established that during cathodic hydrogenation of
the E125 alloy, layers consisting of zirconium dihydride ZrH2-x and nonequilibrium monohydride ZrH are formed on the surface. An increase in the cathode current strength and hydrogenation time leads to an increase in the thickness of hydride layers. The maximum thickness of the hydride layers did not exceed 5 ^m.
KEYWORDS: hydrogen wear, fretting, cathodic hydrogenation, coefficient of friction.
REFERENCES
1. Drozdov Yu. N., Fedorov V. G., Makarov V. V. Analiz sostoyaniya problemyi fretting-korrozii teplovydelyayushchikh elementov atomnykh energeticheskikh reactorov [Analiz sostoyaniya problemy fretting-korrozii teplovydelyayushchikh elementov atomnykh energeticheskikh reaktorov]. Trenie i iznos [Journal of Friction and Wear], 1987, vol. 8, no. 3, pp. 389-397.
2. Dragunov Yu. G., Drozdov Yu. N., Makarov V. V. Eksperimentalnye issledovaniya fretting-korrosii tvelov v distanzioniruyushchikh reshetkakh teplovydelyayushchikh sborok vodovodyanykh energeticheskikh reaktorov [ Experimental studies of the fretting corrosion of fuel rods in the spacer grids of fuel assemblies of water-water power reactors]. Transactions of the 4th Scientific and Technical Conference mplex «Safety Assurance of NPP with WWER, May 23-26, 2005, Podolsk. 2005, section 3, pp. 1-7. URL: http://www.gidropress.podolsk.ru/files/proceedings/mntk2005/3.html (accessed July 04, 2019).
3. Blau P. J., Qu J., Lu R. Modeling of complex wear behavior associated with grid-to-rod fretting in light water nuclear reactors. The Journal of the Minerals, Metals & Materials Society (JOM), 2016, vol. 68, no. 11, pp. 2938-2943. http://dx.doi.org/10.1007/s11837-016-2113-9
4. Ko P. L. Wear of zirconium alloys due to fretting and periodic impacting. Wear, 1979, vol. 55, iss. 2, pp. 369-384. https://doi.org/10.1016/0043-1648f79190167-4
5. Attia M. H. Fretting wear of Zr-alloy pressure tubes under the combined effects of in-plane and out-of-plane flow-induced vibrations. Wear, 2005, vol. 259, iss, 1-6, pp. 319-328. https://doi.org/10.1016/j.wear.2005.01.028
6. Attia M. H. On the fretting wear mechanism of Zr-alloys. Tribology International, 2006, vol. 39, iss. 10, pp. 1320-1326. https://doi.org/10.1016/j.triboint.2006.02.053
7. Fisher N. J., Weckwerth M. K., Grandison D. A. E., Gotnam B. M. Fretting-wear of zirconium alloys. Nuclear Engineering and Design, 2002, vol. 213, iss. 1, pp. 79-90. https://doi.org/10.1016/S0029-5493(02)00035-3
8. Lee Y.-H., Kim H.-K. Fretting wear behavior of a nuclear fuel rod under a simulated primary coolant condition. Wear, 2013, vol. 301, iss. 1-2, pp. 569-574. https://doi.org/10.1016/j.wear.2013.01.067
9. Hu Z. Developments of analyses on grid-to-rod fretting problems in pressurized water reactors. Progress in Nuclear Energy, 2018, vol. 106, pp. 293-299. https://doi.org/10.1016/j.pnucene.2018.03.015
10. Zaymovskiy A. S., Nikulina A. V., Reshetnikov N. G. Zirkonievye splavy v atomnoy energetike [Zirconium alloys in nuclear energy]. Moscow: Energoisdat Publ., 1981. 232 p.
11. Ensor B., Lucente A. M., Frederick M. J., Sutliff J., Motta A. T. The role of hydrogen in zirconium alloy corrosion. Journal of Nuclear Materials, 2017, vol. 496, pp. 301-312. https://doi.org/10.1016/j.jnucmat.2017.08.046
12. Tupin M., Bisor C., Bossis P., Chêne J., Bechade L. L, Jomard F. Mechanism of corrosion of zirconium hydride and impact of precipitated hydrides on the Zircaloy-4 corrosion behavior. Corrosion Science, 2015, vol. 98, pp. 478-493. https://doi.org/10.1016/j.corsci.2015.05.058
13. Abramov K. A., Burnyishev I. N. Svyaz akustiaheskoy emissii svodorodopronitsaemostyu I stepen'yu povrezhdaemost'I stali 08kp pri elektroliticheskom navodorozhivanii [The association of acoustic emission with hydrogen permeability and the damage rate of the 08kp steel at hydrogening]. Khimicheskaya fizika i mezoskopiya [Chemical Physics and Mesoscopy], 2008, vol. 10, no. 4, pp. 475-481.
14. Volkova E. F., Morozova G. I. role of hydrogen in deformed magnesium alloys of the Mg-Zn-Zr-REM system. Metal Science and Heat Treatment, 2008, vol. 50, iss. 3-4, pp 105-109 https://doi.org/10.1007/s11041-008-9021-8
Бурнышев Иван Николаевич, кандидат технических наук, ведущий научный сотрудник, Научный Центр металлургической физики и металлургии УдмФИЦ УрО РАН, тел. (3412)217900, e-mail: inburn@mail.ru
Калюжный Дмитрий Геннадьевич, кандидат технических наук, старший научный сотрудник, Научный Центр металлургической физики и металлургии УдмФИЦ УрО РАН, тел. (3412)217900, e-mail: dikdik@mail. ru
Лыс Василий Федорович, ведущий инженер, Институт механики УдмФИЦ УрО РАН, тел. (3412)202925
Фукалов Владислав Александрович, магистрант УдГУ
Тарасов Валерий Васильевич, доктор технических наук, главный научный сотрудник, Институт механики УдмФИЦ УрО РАН, e-mail: tw@udman.ru
