автореферат диссертации по энергетике, 05.14.03, диссертация на тему:Исследование механических свойств металла корпусов ВВЭР в процессе эксплуатации на основе разработки безобразцовой методики контроля

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА.

1.Е Влияние облучения на механические свойства корпусных сталей.

Е2. Контроль радиационной стойкости металла корпусов в процессе эксплуатации.

1.3. Выбор метода безобразцового контроля механических свойств материалов для исследования металла корпусов ВВЭР.

1.3.1. Обзор методов неразрушающего контроля механических свойств материалов.

1.3.2. Обзор методов твердости.

1.3.3. Метод кинетической твердости (особенности и преимущества).

1.4. Выводы к главе 1 и постановка задачи исследования.

ЕЛАВА 2. ФЕНОМЕНОЛОГИЧЕСКАЯ МЕТОДИКА ОПРЕДЕЛЕНИЯ

МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ КОРПУСНЫХ СТАЛЕЙ ВВЭР ПО ДИАЕРАММЕ ВДАВЛИВАНИЯ ШАРОВОЕО И! 1ДЕНТОРА.

2.1. Обзор и анализ возможностей существующих методик представления диаграмм растяжения через характеристики твердости при вдавливании индентора.

2.El Вдавливание индентора в неупрочняющиеся материалы.

2.1.2 Упруго-пластическая модель для анализа вдавливания индентора.

2.2. Феноменологическая методика определения механических свойств корпусных сталей по диаграмме вдавливания шарового индентора.

2.2.1. Сопоставление непрерывных кривых деформирования при растяжении и вдавливании индентора при эквивалентных степенях упруго-пластической деформации.

2.2.2. Сопоставление непрерывных кривых деформирования при растяжении и вдавливании индентора при эквивалентных степенях пластической деформации.

2.3. Сравнение результатов численного построения кривой вдавливания шарового индентора с экспериментальными данными индентора.

2.4. Определение твердости по Бринеллю.

2.5. Выводы к главе 2.

ЕЛАВА 3. ОПИСАНИЕ ЭКСПЕРИМЕНТА.

3.1. Проведение испытаний методом кинетической твердости.

3.1.1. Описание программного обеспечения.

3.1.2. Расчет на жесткость упругого звена.

3.1.3 Оценка степени влияния скорости деформации на параметры диаграммы вдавливания.

3.1.4. Регистрация сигналов акустической эмиссии в процессе вдавливания индентора.

3.2. Проведение испытаний методом одноосного растяжения.

3.3. Выводы к главе 3.

Для обеспечения безаварийной эксплуатации АЭС необходимо проведение периодического контроля за состоянием металла основного оборудования и трубопроводов. Особенно актуачьно проведение такого контроля в данный момент, когда ресурс оборудования и трубопроводов водо-водяных реакторов первого поколения ВВЭР-440 подходит к концу, а ресурс корпусов ВВЭР-1000 достигает половины от проектного срока службы.

Механические свойства конструкционных сталей являются их важнейшими характеристиками, определяющими прочность, долговечность и работоспособность конструкций, оборудования, трубопроводов и деталей.

Процессы температурного, деформационного и радиационного старения сталей приводят к существенному изменению механических свойств материалов в опасную сторону. До настоящего времени остро стоит вопрос о создании новых методов, методик и технических средств, позволяющих быстро и надежно получать достоверные характеристики механических свойств и на их основе оценивать степень эксплуатационного старения материала оборудования АЭС. Такая оценка является важным фактором, определяющим безопасность работы оборудования АЭС в процессе длительных сроков эксплуатации и наиболее актуальна для корпусов водо-водяных реакторов (ВВЭР), подвергающихся наибольшему воздействию повреждающих факторов.

Периодический эксплуатационный контроль механических свойств металла на АЭС является важным условием предупреждения катастрофических разрушений.

Существующая практика определения механических свойств сталей предусматривает испытания образцов, что делает либо невозможным, либо затруднительными испытания на действующем оборудовании, находящемся в эксплуатации.

В атомной энергетике для контроля состояния металла корпуса ВВЭреактора применяют образцы-свидетели, которые предположительно воспринимают то же ионизирующее излучение от активной зоны, что и металл корпуса реактора. Однако, процессы старения металла под напряжением образцы-свидетели не отражают. В действительности, практически невозможно полностью воспроизвести радиационные и температурные условия, добиться тождественности металла образцов и корпуса реактора по химическому составу и структуре, что снижает достоверность получаемых результатов. Кроме того, далеко не все ныне эксплуатируемые атомные реакторы снабжены контрольными образцами-свидетелями.

Все известные на сегодняшний день методы оценки текущего состояния металла корпусов ядерных реакторов относятся к разряду косвенных методов. Исключение составляют, пожалуй только натурные мини-вырезки (лодочки) из корпусов неплакированных ВВЭР-440 первого поколения. Однако мини-вырезки позволяют получить крайне ограниченный объем металла из которого не возможно изготовить полномасштабные стандартные образцы для механических испытаний и приходиться изготавливать и испытывать мини или микро образцы в ущерб качеству получаемых данных. Так же следует отметить, что вырезки наносят непоправимый ущерб прочности корпуса в целом и предельно-допустимое количество вырезок из корпуса реактора крайне ограничено.

Таким образом, при эксплуатации ответственного оборудования, к надежности которого предъявляются повышенные требования, в настоящее время остро стоит вопрос о создании безобразцовых методов и методик, позволяющих быстро, без повреждения получать достоверные характеристики прочностных свойств.

Цель работы - исследование механических свойств металла корпусов ВВЭР в процессе эксплуатации на основе разработки безобразцовой методики контроля.

Методы исследования - из существующих методов безобразцового определения механических свойств, пригодных для решения поставленной задачи, был выбран метод кинетической твердости, основанный на записи диаграммы вдавливания шарового индентора, как наиболее надежный и физически обоснованный.

Был проведен анализ возможностей этого метода для безобразцового определения механических свойслв исследуемых материалов и существующих методик представления диаграмм растяжения через диаграммы вдавливания шарового индентора.

Были проведены расчетно-экспериментальные исследования в развитии этого метода испытания с целью повышения его достоверности и информативности. Выполнена опенка степени влияния скорости деформации и шероховатости поверхности контролируемого материала на параметры диаграммы вдавливания, рассчитана методом конечных элементов упругая деформация измерительного звена в инденторном узле твердомера от приложенной нагрузки.

На основе метода кинетической твердости, была разработана методика, позволяющая получить стандартную диаграмму одноосного растяжения из диаграммы непрерывного вдавливания шарового индентора, определить механические свойства корпусных сталей ВВЭР: твердость по Бринеллю НВ, предел текучести Яро.г, временное сопротивление коэффициентдеформационного упрочнения л.

Безобразцовая методика определения механических свойств основана на единообразном графическом представлении процессов упруго-пластической деформации при растяжении и вдавливании с получением унифицированной кривой текучести на участке упрочнения. Результаты расчетов по разработанной методике проведенные для широкого диапазона состояний корпусных сталей показали хорошую точность в построении кривых деформирования при одноосном растяжении из диаграммы упругопластического вдавливания индентора. Для оценки достоверности полученных феноменологических соотношений, кроме сопоставления экспериментальных и расчетных диаграмм растяжения, также было проведено сравнение результатов экспериментального и численного построения (методом конечных элементов) кривых вдавливания.

Для практического использования методики усовершенствовано программное обеспечение к твердомерам (конструкции ВНИИАЭС) позволяющее с высокой степенью точности получать и обрабатывать на персональном компьютере диаграмму вдавливания в широком диапазоне нагрузок и скоростей деформирования. Для физически обоснованного определения начала текучести в процессе вдавливания шарового индентора методом кинетической твердости была разработана и опробована система акустического эмиссионного контроля роста зоны упруго-пластической деформации.

Научная новизна работы состоит в следующем: разработана методика безобразцового натурного определения механических свойств корпусных сталей ВВЭР в условиях облучения.

Установлены зависимости между механическими свойствами и характеристиками твердости корпусных сталей до и после облучения, после проведения отжига и повторного облучения, получена зависимость изменения твердости , прочностных свойств по толщине корпуса реактора от флюенса быстрых ней тронов.

Предложены корреляционные соотношения определения температуры хрупко-вязкого перехода через прочностные свойства и значения твердости для корпусных сталей ВВЭР-440.

Получены закономерности изменения параметров акустической эмиссии, сопровождающих локальную упругопластическую деформацию под индентором. Определены граничные условия начала пластической деформации при вдавливании по параметрам акустической эмиссии.

Разработанная методика и усовершенствованное программное обеспечение использовались: при натурном контроле степени восстановления прочностных свойств металла сварных швов активной зоны корпусов действующих ВВЭР в процессе восстановительной термообработки -"отжига" на 2-блоке АЭС "Козлодуй" (Болгария), 2-блоке АЭС "Ьогунице". Впервые в мировой практике были получены результаты распределения твердости, прочностных свойств металла внутренней стенки по высоте корпуса реактора. для исследования состояния металла-вырезок из корпусов реакторов ВВЭР: трепанов из корпуса реактора 2 блока НВАЭС, темплетов из корпусов реакторов 3, 4 блока НВАЭС и 1 блока АЭС "Козлодуй".

Результаты измерений были использованы при принятии решения о возможности дальнейшей эксплуатации указанных реакторов

Основные результаты представляемой работы отражены в семи публикациях. Результаты работы доложены на научно-техническом совещании "Контроль за состоянием металла при эксплуатации АЭС с ВВЭР" (г.Москва, концерн "Росэнергоатом", 1998), совещании Координационного научно-техничекого совета по реакторному материаловедению "Современное состояние и перспективы развития работ по проблеме корпусов и ВКУ ВВЭР" (г. Димитровград, 1999), совещании по презентации результатов проекта ТАС18 112.02/95 "Оценка целостности корпусов реакторов ВВЭР 440/В-230" Госат омнадзору РФ (Москва, Атомэнер! оэкспорт, 1999), совещании по оценке ресурса и продлении срока службы корпусов реакторов на ЗАЭС (Украина, г. Энергодар, 24-26.07.2000).

Автор благодарен коллективу отделения материаловедения и ресурса ВНИИАЭС. особенно сотрудникам отдела механических испытаний, за помощь и поддержку на всех этапах выполнения работы.

1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА

1.1. Влияние облучения на механические свойства корпусных сталей

Конструкционные материалы внутрикорпусных устройств атомных реакторов, испытывают воздействие интенсивных потоков ионизирующего излучения, главным образом быстрых нейтронов, являющихся продуктами деления ядерного топлива. Нейтроны, взаимодействуя с веществом передают свою энергию атомам облучаемого металла посредством упругих соударений, а также служат источником образования быстрых заряженных частиц (электронов, протонов, а - частиц). Конечный итог этих процессов сводится к образованию дефектов в кристаллической решетке облучаемого металла. Совокупность вносимых облучением изменений структуры металла называется радиационным повреждением.

Образующиеся в процессе облучения радиационные повреждения вызывают существенные изменения механических свойств, наиболее неблагоприятными из которых являются потеря пластичности и увеличение склонности стали к хрупкому разрушению. В связи с этим вопрос радиационной стойкости металла корпуса реактора типа ВВЭР, который подвергается длительному воздействию термосиловых и радиационных нагрузок приобретает первостепенное значение.

Эксплуатационный режим реакторов такого типа характеризуется следующими условиями: срок службы не менее 40 лет, рабочее давление теплоносителя на входе 10-16 МПа, температура теплоносителя в стационарном режиме 250-290°С; максимальная плотность потока нейтронов на уровне центра активной зоны 1 2 примерно 10 нейтрон/см по нейтронам с энергией больше 0,5 МЭВ.

Корпуса ВВЭР изготавливаются из цельнокованных цилиндрических обечаек, соединенных кольцевыми сварными швами. Обечайки корпусов ВВЭР изготавливаются из теплоустойчивых малоуглеродистых низколегированных сталей марок 15Х2МФА, 15Х2НМФА. Сварка обечаек между собой и приварка днища производится автоматически, под слоем флюса:

- металл сварного шва из проволоки СВ-ЮХМФТ, СВ-08ХГНМТА

- флюс АН-42, ОФ-6; 48НФ-18М.

К настоящему времени опубликовано большое количество работ, в которых рассмотрено влияние нейтронного (и термосилового нагружения) на механические свойства корпусных сталей [1,2,3, 4, 5 и др.].

Как правило, процесс облучения сталей сопровождается повышением их прочностных характеристик (предела текучести, предела прочности), твердости - что обуславливает эффект радиационного упрочнения (РУ). В свою очередь радиационное упрочнение сопровождается уменьшением пластичности и повышением склонности к хрупкому разрушению облучаемых сталей - - что обуславливает эффект радиационного охрупчивания (РО). Проблема радиационного охрупчивания является центральной в обеспечении радиационной стойкости корпусов ВВЭР.

Среди основных факторов, влияющих на упрочнение и охрупчивание корпусных сталей под облучением можно выделить химический состав, структурное состояние металла, температуру облучения, флюенс, плотность потока и параметры спектра быстрых нейтронов. Физическая природа радиационного повреждения металла подробно изложена в работах [3, 4, 5, 6]. В настоящее время нет единой теории, которая позволила бы связать и объяснить экспериментальные данные о радиационной повреждаемости корпусных материалов, накопленные более чем за 30 лет исследований. Например, природа явления радиационного упрочнения объясняется с одной стороны [7, 8] тем, что создаваемые при облучении радиационные дефекты являются дополнительными центрами закрепления дислокаций и снижают, эффектность действия источников дислокаций, а с другой стороны [9, 10] образованием в кристаллической решетке дефектов-барьеров, препятствующих движению дислокаций в своих плоскостях скольжения.

В рамках данного исследования будет рассмотрен только влияние реакторного облучения на изменение механических свойств исследуемых сталей.

Модуль упругости, коэффициент Пуассона, показатели сопротивления усталости незначительно реагируют на облучение в отличие от характеристик прочности и пластичности процесса одноостного растяжения. Как видно из рис. 1.1

18 2

3] заметное изменение данных характеристик начинается уже с Р=10 нсйтрон/см инкубационной дозы облучения с энергией нейтронов >0,5МэВ. После

19 2 инкубационного периода и до Р=(2-3) 10 нейтрон/см механические свойства изменяются с наибольшей скоростью, при дальнейшем увеличении Б они стремятся стабилизировать (эффект '"насыщения"), что связано с постепенным насыщением кристаллической решетки радиационными дефектами. Как видно из рис. 1.1 предел текучести Крод возрастает интенсивнее предела прочности Ят. Если для необлученпых корпусных сталей [1, 3] Иро.г/ К-т составляет =0,5-^0,75, то после облучения Е=10 и 1С20 нейтрон/см2 (при Т ~150°С, Е >0,5 МэВ) оно возрастает до 0.79-0.86 и 0,92^0,98, соответственно.

Равномерная деформация Ат уменьшается с 8-10% (в исходном необлученном состоянии) до 0,7-1% после облучения большими флюенсами.

Уменьшение Ат и сближение значений И-род, К-т обычно рассматривается как свидетельство пониженного деформационного упрочнения облучаемого материала. Пониженное деформационное упрочнение облученной стали означает, что радиационные дефекты, возникающие в рассматриваемых условиях облучения, эффективно сдерживают начало пластического течения, однако по мере развития деформации их действенность уменьшается. В этом состоит своеобразие повреждения стали в результате нейтронного облучения, существенным образом отличающее роль радиационных дефектов от влияния, оказываемого на деформацию металлов включениями дисперсных частиц. Специфика влияния радиационных дефектов объясняется их способностью разрушаться вследствии взаимодействия с дислокациями.

Как уже было отмечено выше, упрочнение сталей при облучении сопровождается радиационным охруичиваемым, т.е. уменьшением характеристик пластичности, ударной вязкости КСУ и повышением температуры перехода из пластичного в хрупкое состояние ДТК. Типичные кривые температурной зависимости ударной вязкости, построенные в результате испытания стандартных образцов

10х10х55мм, с надрезом V-образной формы), показаны на рис. 1.2. Видно, что облучение приводит к смещению кривой КСУ = { (Т) в сторону бока высоких температур (что характеризует повышение склонности к хрупкому разрушению) и одновременно к снижению ее максимального уровня, соответствующего полностью вязкому разрушению и называемого зачастую верхним шельфом, что отражает уменьшение работы вязкого разрушения облученной стали. Изменение указанных характеристик начинается после инкубационной дозы облучения около 1 ^ 20 ^ 10 снейтрон/см". После облучения Р= 10 нейтрон/см" Т[ч для корпусных сталей

15Х2МФА, 15Х2ПМФА может повышаться на 100-200°С при снижении верхнего шельфа ударной вязкости на 30-40% .

Радиационное упрочнение принято оценивать приростом предела текучести АИрР.г - как наиболее чувствительной к облучению характеристикой прочности, а радиационное охрупчивание - приростом критической температуры хрупкости Л который используется в расчетах на прочность корпуса реактора.

Поскольку единой теории радиационного упрочнения и охрупчивания нет, то с целью их количественного прогнозирования предложены многочисленные аналитические эмпирические выражения, устанавливающие связь между ЛКро.2 , А и ростом интегральной дозы облучения нейтронами, например [3]:

ЛЯр0,2 АТк) = В1ёКР, (1.1) где В и К - константы. Соотношение (1.1) удовлетворительно характеризует

21 2 затухание изменений свойств стали с ростом флюенса до ~ 10 нейтр/см .

При изменении флюенса в пределах одного - двух порядков дозовую зависимость можно удовлетворительно аппроксимировать степенной функцией

ДКр0,2 А Тк) = (В , А)РП, (1.2) где п = 1/2 или 1/3; В, А - константы, называемые коэффициентами радиационного упрочнения и охрупчивания.

Эти коэффициенты не зависят от флюенса И для исследуемого интервала его изменения, но зависят от типа стали и температуры облучения ^б-, и часто используются для характеристики и сравнения радиационной стойкости материалов, облученных при сопоставимых температурах, по разным Р.

В нормах расчета на прочность элементов реакторов [11] для корпусных сталей рекомендуется формула

АКро,2 А Тк) = (В , А) (Р 10~18)1/3 , (1.3) которая справедлива для Г = 1018- 3 Ю20 нейтрон/см2.

2/3 1 /3 0 2Г

При п= 1/3 размерность В: Мпа см нейтрон" А: Сем ' нейтрон.

Для стали 15Х2МФА при температуре облучения 80-150°С для интервала 10!9 - 1020 нейтрон/см2 максимальные значения А и В равны, соответственно 36 и 88. При температуре облучения 270-3 20 С у стали 15Х2МФА наблюдаются в целом меньшие изменения Тк и Лро^ по сравнению с температурой облучения 80-1 50°С. Максимальные значения А и В в этом случаи составляют 12 и 50, соответственно. Это означает, что чувствительность стати к облучению при повышении 1обл. уменьшается, что объясняется отжигом радиационных дефектов в ходе самого облучения. На рис. 1.3, рис. 1.4 представлены обобщенные экспериментальные изменения А Яро,2 и коэффициент радиационного охрупчивания А в зависимости от температуры облучения, полученные для стали 15Х2МФА и металла ее сварных швов. Видно, что у стати 15Х2МФА начиная с I = 200°С начинается заметное снижение радиационного упрочнения и радиационного охрупчивания, т.к. А Яро,2 снижается приблизительно в 2-^3 при повышении с 150 до 300°С.

Для металла сварного шва характеристики прочности и пластичности, определяемые при растяжении, с учетом некоторого различия в исходных значениях характеристик, изменяются под облучением практически так же, как и свойства основного металла ст. 15Х2МФА [3].

Заметное отличие между основным металлом и металлом сварных швов наблюдается в склонности к радиационному охрупчиванию, что объясняется повышенным содержанием примесных элементов в металле сварного шва.

Наиболее отрицательное влияние на РО сталей перлитного класса оказывают главным образом примесные элементы фосфор Р и медь Си, содержание которых в реакторных сталях раньше жестко не лимитировалось, а также Sb, Sn. As, которые вообще не регламентировались марочным химическим составом. В результате обработки экспериментальных данных для корпусных сталей ВВЭР-440 предложено [11] следующее эмпирическое соотношение для ориентировочной оценки коэффициента охрупчивания Ар в зависимости от содержания меди и фосфора при температуре облучения 10ол. = 270°С

Ар= 800(Р[%] + 0,07Си [%]) - для сварного шва

1.4)

Af= 18(Р[%] + 0,07Си [%]) - для основного металла

По сравнению с основным металлом, сварные соединения подвержены большему РО из-за загрязнения литого металла шва вредными примесями из сварочных материалов и развития в нем химической, структурной и физической неоднородностей.

Поэтому сварные соединения являются потенциально более опасными с точки зрения хрупкого разрушения элементами конструкций корпуса реактора, а изыскания путей повышения и радиационной стойкости является крайне актуальной задачей.

Значительное влияние на РУ корпусных сталей оказывает наличие свободного феррита в металле. Большое его количество, даже при малых флюенсах, приводи т к сильному упрочнению стали. Таким образом, чем меньше углерода в стали, тем больше феррита и тем сильнее упрочняется металл. В сварных швах углерода в 2-3 раза меньше, чем в основном металле, соответственно растет вклад ферритной фазы в упрочнение швов.

При всей важности той роли, которую играют примеси в радиационном охрупчивании стали следует также учитывать возможное влияние основных легирующих элементов. Именно выбором систем легирования и пределов содержания отдельных элементов задается совокупность таких важнейших свойств стали, как технологичность, свариваемость, прочность, сопротивление хрупкому разрушению, которые, наряду с радиационной стойкостью определяют пригодность стали для корпусов реакторов.

Исследование влияния легирования на радиационную стойкость корпусных сталей выполнено в работах [3, 12, 13, 14, 15, 16, 17]. Так для стали 15Х2МФА, при рабочей температуре реакторов типа ВВЭР охрупчивание также зависит от концентрации марганца Ми и никеля Ni, которые усиливают чувствительность стали к разрушению примесными элементами. Увеличение содержания в стали Мп -элемента замещения в твердом растворе, способствующего образованию вакансионных скоплений, приводит к дополнительному PV сварных швов, поскольку в них Мп в два раза больше, чем в основном металле.

Дополнительное легирование никелем корпусной стали 15Х2НМФА (специально разработ анной для корпусов ВВЭР-1000) позволило улучшить вязкость стали (по сравнению с 15Х2МФА) и повысить ее прокаливаемость для обеспечения необходимых мех. свойств по сечению корпусов ВВЭР-1000, отличающихся повышенными габаритами по сравнению с ВВЭР-440. Однако за счет дополнительного легирования никелем сталь 15Х2НМФА имеет повышенную склонность к радиационному охрупчиванию по сравнению со сталью 15Х2МФА. Так значение коэффициента радиационного охрупчивания после облучения флюенсом F=5 * 1019-1021 нейтрон/см лежат в пределах 18-28. Компенсация отрицательного влияния Ni обеспечивается ограничением концентрации примесных элементов (Р < 0,010%. Р + Sb + Sn < 0,015%, Cu < 0,1%). Облучение флюенсом 5*1019 корпусной стали 15Х2НМФА с низим содержанием примесей, приводит к повышению значений КРО на 5-6 [3]. Полученные результаты приведены на рис. 1.5. Из представленных данных следует, что при соблюдении указанных выше требований по ограничению примесных элементов сталь 15Х2ПМФА равноценна стали 15Х2НФА по радиационной стойкости.

Из современных исследований по изучению влияния легирующих элементов и вредных примесей на радиационную стойкость корпусных сталей можно также отметить работы [13, 14].

В работе [13] были использованы методы статического анализа для изучения основных тенденций влияния легирующих элементов и остаточных примесей на охрупчивание стали 15Х2НМФА (основной металл и металл сварных швов) при облучении флюенсом F=3* 1023 ^3,3*Ю24 м~2 (Е >0,5Мэв) при W=2900C. На рис. 1.6 показано влияние облучения на ударную вязкость материала сварного шва. Статистический анализ экспериментальных данных показал, что с наибольшей достоверностью степень радиационного охрупчивания исследуемых материалов является линейной функцией флюенса.

ДТК = a+bF , где a, b - константы определяемые концентрацией легирующий и примесных элементов в стали.

Наибольший вклад в радиационное охрупчивание Cr-Ni-Mo стали вносит Ni. На зависимостях предела текучести и предела прочности от флюенса обнаружен провал на начальной стадии облучения при облучения комнатной температуре, что объясняется также влиянием стали Ni.

В работе [14] был исследован механизм радиационного охрупчивания высокотехнологичной, высокопрочной радиациоппо-стойкой, с повышенным сопротивлением хрупкому разрушению стали 15Х2НМФАА, применяемой в качестве материала активной зоны корпуса реактора типа ВВЭР-1000. Улучшение радиационной стойкости стойкости данной стали достигнуто за счет использования чистых шихтовых материалов с ограниченным остаточным содержанием примесей.

Было получено, что традиционный подход, использующий переменные функции для описания зависимости радиационного охрупчивания от флюенса (не более 1*10' н/см") приемлем только при ограничении предельного содержания Ni до 1,8% .

С увеличением содержания Ni>l,8%, зависимость радиационного охрупчивания от флюенса становится незатухающей (см. рис. 1.7). В этом случае принятые в нормативной документации расчетные характеристики РО не могут быть использованы для корректной оценки радиационного ресурса корпусов ВВЭР. Так

HQ 2 при флюенсах больше чем 24(Г н/см экстраполяция данных с помощью коэффициента радиационного охрупчивания Ар приводит к тому, что действительные значения сдвига критической температуры хрупкости ДТК вдвое МП а А, % • 1019, н/см2(Е>0.5Мэв)

Рис. 1.1 Влияние флюенса быстрых нейтронов на механические свойства стали

15Х2МФА при 150°С.

КСУ,МДж/м2 д

О/О Г □ Г- 3 □

А п

1 1 1 ^^ 3 □ 1 1

-50 0 50 100 150 Т,°С

Рис. 1.2. Влияние нейтронного облучения на температурную зависимость ударной вязкости стали 15Х2МФА: 1 - исходное состояние; 2 - Тобл = 210-н250 °С, Е = 1.5 1019н/см2; 3 - Тобл = 120 °С, Р = 4 • 1019н/см2.

1.2. Контроль радиационной стойкости металла корпусов в процессе эксплуатации

Повышение склонности к хрупкости металла под действием нейтронного облучения накладывает ограничения на ресурс и эксплуатационные параметры реакторов. Контроль радиационной стойкости металла корпуса реактора в эксплуатации является крайне актуальной задачей, без решения которой невозможно продление радиационного ресурса реактора и разработка соответствующих мероприятий.

Решение данной задачи осложняется несколькими факторами. К их числу относится уникальность каждого корпуса, т.к. химический состав металла, исходные механические свойства, критическая температура хрупкости Тко, накопленный флюенс для каждого корпуса носят индивидуальный характер.

Оценка текущего уровня механических свойств металла корпуса, находящегося в эксплуатации, осуществляется следующим образом: проводятся испытания образцов-свидетелей, изготовленных из архивного металла (при наличии соответствующего архивного металла, идентичного металлу корпуса реактора) и подвергнутых облучению в активной зоне реактора; проводится ограниченный по объему, отбор (вырезка) темплетов из внутренней стенки неплакированных корпусов ВВЭР с последующим изготовлением из них для исследования малоразмерных образцов типа мини-Шарпи и образцов на растяжение.

На основе такого контроля стало ясно, что для обеспечения проектного срока службы отечественных реакторов первого поколения ВВЭР-440/230 (без защитной плакировки), отличающихся повышенным содержанием вредных примесей в сварных швах корпуса реактора, необходима срочная реализация технических мероприятий по продлению радиационного ресурса корпусов .

В качестве одного из способов повышения срока службы корпусов был выбран отжиг, обеспечивающий в зависимости от температурно-временных режимов нагрева, частичное восстановление свойств облученных металлов.

Впервые отжиг металла корпуса реактора провели в США на стендовом армейском реакторе 8М-1А, корпус которого был изготовлен из стали А350-ЬР1 и эксплуатировался при температуре 221°С. Корпус был нагрет до 300°С посредством перегрева теплоносителя и выдержан при этой температуре 144 ч. Контроль восстановления свойств металла корпуса проводили по результатам испытания образцов-свидетелей. Критическая температура хрупкости Тк колебалась с +150°С до 5°С. В результате отжига, первоначальный ресурс реактора удалось увеличить по меньшей мере в 2,5 раз.

Далее, в 1984 году на бельгийском реакторе В113, технический ресурс которого истекал в 1987 году, также провели "мокрый" отжиг за счет перегрева теплоносителя до 340°С без внешних источников тепла. В этом случае отжиг позволил продлить ресурс примерно на 5 лет [3], поскольку степень восстановления свойств металла корпуса реактора была незначительной. Эло объясняется большой термической устойчивостью радиационных дефектов в стали корпуса бельгийского реактора по сравнению со сталью А350-РЬТ.

Отечественные реакторы типа ВВЭР-440/230, первого поколения, изготовлены из корпусной стали 15Х2МФА. Предварительные результаты, полученные при различных режимах отжига образцов-свидетелей (из основного металла и металла сварного шва) облученных флюенсом ~102и нейтр./см2 показали [3 , 17], что для значимого восстановления механических свойств, температура отжига должна быть больше температуры облучения на 150°-200°С, т.е. не ниже 420°С (см. рис. 1.8, рис. 1.9) При такой температуре степень восстановления критической температуры хрупкости Тк, расчитываемой по формуле г) = Т0бЛ - Т„,-ж/ Т0бЛ- ТИ(Л. где Тисх - критическая температура хрупкости в исходном состоянии, после облучения и после отжига в среднем составляет около 80%.

При температуре отжига 340°С и выбранном времени выдержки 1=150 часов, степень восстановления Тк для металла сварного шва составила не более 20%, а в некоторых случаях вообще не наблюдалась. Это обстоятельство делает невозможным проведение "мокрого" отжига корпусов ВВЭР.

В 1987 году, впервые в мировой практике, был проведен "сухой отжиг" на 3 блоке НВАЭС. Отжиг провели и использованием электронагревательного прибора (индукционной печки), помещенного внутрь КР с предварительным удалением активной зоны. Температура отжига составляла около 420 С, время выдержки - 150 часов. В последующие годы в период с 1987 по 1992 гг. были отожжены неплакированные корпуса ВВЭР 440/230 следующих российских и зарубежных АЭС.

Первоначально (в период с 1987 по 1992 гг.) для оценки радиационного ресурса корпусов реакторов типа ВВЭР-440 после проведения восстановительного отжига использовалась "консервативная"" схема изменения критической температуры хрупкости Тк под действием повторного облучения.

В соответствии с этой схемой считалось, что скорость радиационного охрупчивания корпуса после отжига, такая же как и после начала эксплуатации реактора при одинаковых сравниваемых значениях набранного флюенса с момента эксплуатации и с момента повторного облучения (см. рис. 1.10 , кривая С), т.е. определялась формулой:

ТК^Тко+АГ+АР"3; (1.5) где ДТа--=Тслж-Тк0;

В дальнейшем исследования проведенные на облученных и отожженных корпусных сталях в США [22] и в России [17, 23, 24] привели к еще двум схемам прогнозирования изменения критической температуры хрупкости Тк от набранного флюенса при повторном облучении: схеме "поперечного" сдвига и схеме "вертикального сдвига кривой Тк=Г(Р). При этих подходах предполагается, что скорость накопления радиационных повреждений в отожженном материале при повторном облучении меньше, чем в исходном материале при первичном облучении. Для схемы ''поперечного"' и "вертикального" сдвига ДТк. считается, что скорость роста критической температуры хрупкости нри повторном облучении такая же как и на соответствующем участке кривой первичного облучения при смещении начала отсчета зависимости ДТк=1~ (П в точку ДТа (равной по значению критической температуре после проведения отжига) или в точку ДТ1' (критическая температура хрупкости перед отжигом), соответственно, см.рис. 1.10.

Сдвиг критической температуры хрупкости ДТг при повторном облучении для схемы "поперечного сдвига" определяется по формуле

ЛТг=Ар (Рокв трг)ш; (1.6) где F-JKB= (АТа/ Лк)3 , Fr = F2 - F,

Схема "'вертикального" сдвига предполагает меньший эффект повторного радиационного охрупчивания по сравнению с схемой "поперечного '' сдвига,

ДТг=ДТа +Af (F21/3 - Fi ш) (1.7)

Сравнение прогнозируемых и экспериментальных значений смещения ДТк полученных на облученных отечественных корпусных сталях после различных режимов отжига и повторного облучения (основной металл и металл сварного шва) показало, что схема "'горизонтального" сдвига лучше других подходов моделирует процесс вторичного охрупчивания после проведения отжига при темпсратуреТ > 420РС , [17] .

Обеспечение безопасной эксплуатации атомных энергетических установок представляет сложную многоплановую проблему. Научно-техническое обоснование работоспособности корпусов реакторов требует объединения усилий разных стран в рамках единых международных программ. В более чем 75% атомных электростанций в мире используются реакторы корпусного типа.

В 1971 году МАГАТЭ приняло комплексную программу по координации исследований радиационного охрупчивания корпусных сталей "Оптимизация программ по контролю корпусов реакторов и их анализу". Большая часть этой программы посвящена, непосредственно, общим вопросам исследования радиационного охрупчивания и сравнения радиационной стойкости различных сталей используемых в реакторах корпусного типа.

В 1988 году была создана "Международная группа МАГАТЭ по изучению механизмов радиационного повреждения в корпусных сталях (IG-RDM)" для ускорения и объединения совместных научных усилий в области радиационной стойкости корпусов реакторов. Деятельность группы IG-RDM основывается на обмене научно-технической информацией о различных подходах применяемых для оценки радиационного охрупчивания и методах его ослабления.

Россия является участником различных международных программ по исследованию радиационного охрупчивания корпусов реакторов: принимает участие в работе группы 1G-RDM; в рамках регулярного совместного Российско-Американского семинара по безопасности гражданский ядерных реакторов "Seminar of Coordination Commission of Safety of Civil Nuclear Reactors" проводит обсуждение современных результатов изучения и использования опыта по радиационному повреждению и контролю за ним, а также отжигу и повторному облучению сталей RWR, BWR, ВВЭР.

Комплексные исследования радиационной стойкости корпусных отечественных сталей выполненные в рамках программ МАГАТЭ описаны в работах [17, 23, 25, 24]. В этих исследованиях рассмотрены: механизмы радиационного повреждения; влияние условий эксплуатации на изменение свойств материалов корпусов реакторов (флюенс, время, температура и др.); дан анализ результатов полученных в рамках программ контроля за изменением свойств металла корпусов реакторов по образцам свидетелям; приведены экспериментальные данные и рассмотрены современные методологические подходы в области механики разрушения; затронуты вопросы связанные с отжигом, его оптимизациеи и повторным облучением после отжига.

Анализ состояния материалов корпусных реакторов зарубежных станций отражен в работах [18, 19, 20, 21].

В рамках программы TACIS (под руководством Комиссии Европейского Сообщества) ведущими российскими научно-исследовательскими и проектными организациями: ВНИИАЭС, РНЦ "Курчатовский институт", ОКБ "Гидропресс", ЦНИИ "Прометей" и др., совместно с зарубежными организациями: Siemens (Германия), ЕОГ(Франция), Framatom (Франция), IVO (Финляндия), VTI (Финляндия), выполнено комплексное расечетно-экспериментальное освидетельствование текущего состояния корпусов реакторов 3, 4 блока HB АЭС с целью обеспечения проектного и сверхпроектного срока службы реакторных установок.

Подобные работы планируется провести и для оценки целостности корпусов реакторов 1, 2 блока Кольской АЭС вырабатывающих свой ресурс в 2003 и 2004 гг. соответственно.

Для металла корпусов ВВЭР зарубежных АЭС также проведена серия исследовательских испытаний по оценке эффекта радиационного охрупчивания, например, для 1, 2 блока АЭС "Ловиза " (Финляндия) | 26], 2 блока АЭС "Богунице" (Словакия) [27], 1,2 блок АЭС "Козлодуй" [28].

Накопленный опыт использования традиционных способов оценки текущего состояния корпуса реактора с помощью образцов-свидетелей или вырезки темплетов из внутренней стенки показал определенные несовершенства такого контроля:

- образцы свидетели не отражают всех значимых факторов влияющих на процессы старения металла (фактическое термосиловое нагружение металла корпуса, технологические факторы, совместное взаимное влияние различных факторов и др.);

- вырезка темплетов из корпуса неплакированного реактора является дорогостоящей процедурой и связана с опасностью ослабления стойки корпуса за счет превышения допустимой толщины темплета или общего объема вырезок;

- определение критической температуры хрупкости Тк на малоразмерных образцах типа Шарпи 3x4x27 или 5x5x27 (изготавливаемых из вырезанных темплетов) связано с последующим пересчетом полученных значений Тк на стандартные образцы Шарпи 10x10x55.

Поэтому прямые исследования, натурные измерения фактического состояния металла корпуса являются актуальной задачей для определения остаточного радиационного ресурса корпуса и для обоснования принятия решения о продлении срока службы реакторной установки.

Во ВНИИАЭС. под руководством М.Б.Бакирова, разработан безобразцовый метод механических испытаний - метод кинетической твердости. Метод получил широкое распространение с 1987 по 1992г. для натурного контроля состояния металла корпусов ВВЭР-440/230 в процессе отжига [29, 30, 31, 32]. На рис. 1.11, рис. 1.12 представлены результаты контроля, методом кинетической твердости, степени восстановления механических свойств металла сварного шва и основного металла обечаек активной зоны, до и после отжига корпусов ВВЭР-440/230 ряда АЭС.

При анализе состояния металла корпуса реактора метод кинетической твердости может рассматриваться как дополнительный, позволяющий уменьшить объем вырезок (темплетов) для изготовления образцов на растяжение, более объективно оценить результаты ограниченых образцовых испытаний, а также оценить изменение механических свойств в различных зонах корпуса реактора.

Та -Т1

Рис. 1.8 Зависимость сдвига критической температуры хрупкости ЛТк от температуры отжига Та и от разницы температур отжига Таи облучения

Та -Т1

Рис. 1.9 Степень восстановления критической температуры хрупкости ДТк в зависимости от температуры отжига Тя и от разницы температур отжига.

Рис. 1.10 Схема различных моделей сдвига критической температуры хрупкости ЛТк при повторном облучении корпусной стали после проведения восстановительного отжига:

С - «консервативная схема», Ь- схема «поперечного сдвига», V - схема «вертикального сдвига».

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Проведены расчетно-экспериментальные исследования в развитии метода кинетической твердости для повышения его достоверности и информативности. Выполнена оценка влияния скорости деформации и шероховатости поверхности контролируемого материала на параметры диаграммы вдавливания, рассчитана методом конечных элементов упругая деформация измерительною звена в инденторном узле твердомера.

2. На основе совершенствования существующих методик определения механических свойств материалов методом вдавливания индентора разработана методика, позволяющая получить диаграмму одноосного растяжения из диаграммы непрерывного вдавливания шарового индентора с определением механических свойств корпусных сталей ВВЭР: предела текучести, временного сопротивления, равномерной деформации, коэффициента деформационного упрочнения.

3. Проведены усовершенствованным методом кинетической твердости с обработкой данных по предложенной методике и стандартными образцовыми методами экспериментальные исследования механических свойств для различных состояний корпусных сталей. Получены уравнения связывающие параметры диаграммы деформирования при испытаниях на растяжение с параметрами диаграмм непрерывного вдавливания индентора для корпусных сталей ВВЭР после различных доз реакторного облучения. Для оценки достоверности полученных соотношений проведено сравнение результатов численного построения методом конечных элементов кривых вдавливания с экспериментальными диаграммами.

4. Усовершенствована методика определения твердости по Бринеллю на основе применения метода кинетической твердости. Получена универсальная формула для определения твердости при вдавливании шаровых инденторов различного диаметра в контролируемый материал.

5. Разработана и опробована система акустико-эмиссиопного кон троля степени упругопластической деформации текучести в процессе вдавливания шарового индентора методом кинетической твердости. Определены граничные условия начала пластической деформации при вдавливании по параметрам акустической эмиссии.

6. Усовершенствовано программное обеспечение для повышения уровня автоматизации установок, реализующих метод кинетической твердости, записи результатов измерений и обработки данных по предложенной феноменологической методике.

7. Предложены корреляционные соотношения определения температуры хрупко-вязкого перехода через прочностные свойства и значения твердости для основного металла и металла сварных швов корпусных сталей ВВЭР-440.

8. Проведен натурный безобразцовый контроль степени восстановления прочностных свойств металла сварных швов активной зоны корпусов действующих ВВЭР в процессе восстановительной термообработки на 2-блоке АЭС "Козлодуй" , 2-блоке АЭС "Богунице". Новые экспериментальные данные позволили оценить перераспределение эффекта радиационного упрочнения по высоте корпуса ВВЭР и скоррек тировать зону, подлежающую восстановительной термообработке. Новый уровень автоматизации прибора позволил выполнить дистанционный внутрикорпусной контроль плакированного корпуса ВВЭР под водой.

1. Абрамович М.Д., Вотинов С.Н., Иолтуховский А.Г. Радиационное материаловедение на АЭС.-М.: Энергоатомиздат, 1984, 136с.

2. Вайнер Л.А. Влияние нейтронного облучения и коррозионной среды на трегциностойкость корпусов ВВЭР. Атомная энергия, т.62, вып.5, май 1987.

3. Алексеенко Н.Н., Амаев А.Д., Горынин И.В., Николаев В.А. Радиационное повреждение стали водо-водяных реакторов. М.: Энергоиздат, 1981.

4. Томпсон М. Дефекты и радиационные повреждения в металлах. Пер. в английского. -М.: Мир, 1971.

5. Ибрагимов Ш.Ш., Кирсанов В.В., Пятилетов Ю.С. Радиационные поврежджения металлов и сплавов. М.: Энергоатомиздат, 1 985.

6. Лейман Е. Взаимодействие излучения с твердым телом и образование элементарных дефектов. Пер. с англ. М.: Атомиздат. 1979.

7. Simpson Н.М., Krekhoff S.J. Radiation Effects, 1976, vol.27, p. 191.

8. Pare V.K., Guberman H.D., De Nee P.B. J. Appl. Phys., 1974, vol.45, PBK.

9. Beeler J.R., J.Appl.Phys., 1966. v.37,N8, p.3000-3009.

10. Кеворкян Ю.Р. Препринт, ИАЭ- 2476, M. 1974.

11. Нормы расчета на прочность оборудования и трубопроводов атомных энергетических установок (ПНАЭ -Г- 7-002-86). Еосатомэнергонадзор СССР, М.: Энергоатомиздат, 1989, 525с.

12. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Крюков A.M. Влияние примесей и легирующих элементов на радиационную стойкость низколегированных сталей. ФММ, 1994, т.77, вып.5, с.171-180.

13. Николаев Ю.А., Королев Ю.Н., Крюков A.M. и др. Радиационная стойкость корпусной стали, легированной никелем. Атомная энергия, т.80, вып. 1, 1996.

14. Зубченко А.С., Юханов В.А., Вишкарев О.М., Туляков Г.А. Исследование механизмов теплового и радиационного охрупчиваиия стали для корпуса реактора ВВЭР-1000. Тяжелое машиностроение, 1995, №9.

15. Вайнер Л.А., Звездин Ю.И. Исследование возможности моделирования радиационного охрупчиваиия сталей для корпусов ВВЭР. Атомная энергия, т.66, вып.2, 1989.

16. Карк Г.С., Астафьев А.А. Отпускная хрупкость низколегированных Cr-Ni-Mo -сталей. ТР. ЦНИИТМАШа, 1983, №177, с.46-66.

17. Kryukov A.M. Irradiation Embrittlement of Reactor Pressure Vessel Steels and Welds/ Embrittlement Mitigation (by Annealing). 1AF.A Interregional Training Course, Forschungszentrum Karlsruhe, 1996.

18. Cloud R.L. et. al.: Residual Life Assessment of Major Light Water Reactor Components -Overview. NUREG/CR 4731, Vol.1, V.N. Shau "and P.E.MacDonald Eds., US NRC, Washington D.S., 1987.

19. Ebrahimi F. et. al.: Development of a Mechanistic Understanding of Radiation Embrittlement in Reactor Pressure Vessel Steels. NURLG/CR 5063, US NRS, Washington D.C., 1988.

20. Kussmaul K., Fohl J. Weissenberg Т.: Investigation of Materials from the Decommissioned Reactor Pressure Vessel of Gundrcmingen Unit A Power Plant. SMIRT 11 Transuctions Vol. F, Tokyo, Japan, 1991.

21. Pavinich W.A. et. al.: Analysis of Radiation Surveillance Results Considering Mechanistic Models. IAEA Specialist's Meeting on Radiation Embrittlement of Nuclear Reactor Pressure Vessel Steels. Balatonfured. 1990

22. Dragunov Yu.G.: Principal Trends of Investigation on Validation of WWER Vessel Integrity. IAEA, IWG-RRPC Meeting, Vienna, 1990.

23. Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов /

24. A.Д. Амаев. A.M. Крюков, И.М. Неклюдов и др.; Под ред. A.M. Паршина и П.А. Платонова СПб.: Политехника, 1997. -3 12с.

25. Бакиров VLB. Новый безобразцовый метод и прибор для натурной диагностики механических свойств металла оборудования АЭС. Журнал "Русские технологиии", США, N3.1993.

26. Бакиров М.Б. Новый безобразцовый метод натурной диагностики состояния металла оборудования АЭС. Сборник докладов Международного Симпозиума по Трибофатике. Гомель, 1993.

27. Бакиров М.Б. Безобразцовый метод контроля механических свойств корпусов реакторов.Труды международной научной конференции, Финляндия. 1995г.

28. Неразрушающий контроль. В 5 кн. Практическое пособие. Под редакцией

29. B.В.Сухорукова. М.: Высшая школа, 1992.

30. Неразрушающий контроль металлов и изделий. Справочник. Под редакцией Г.С.Самойловича. М.: Машиностроение, 1976.

31. Григорович В.К. Твердость и микротвердость металлов. М.: Наука, 1976.

32. ГОСТ 22761-77 "Металлы и сплавы. Метод измерения твердости по Бринеллю переносными твердомерами статического действия"

33. ГОСТ 22762-77 "Металлы и сплавы. Метод измерения твердости на пределе текучести вдавливанием шара".46 . ГОСТ 2999-75 "Металлы. Метод измерения твердости по Виккерсу".

34. ГОСТ 9013-59 "Металлы. Методы испытаний. Метод измерения твердости по Роквеллу.

35. ГОСТ 22975-78. Металлы и сплавы. Метод измерения твердости по Роквеллу при малых нагрузках (по Супер-Роквеллу).

36. Дрозд М.С., Матлин М.М., Сидякин Ю.И. Инженерные расчеты упругопластической контактной деформации. М.: Машиностроение, 1986.

37. Артемьев Ю.Г. К новой классификации динамических методов контроля твердости. М.: Заводская лаборатория, 1996, N6.

38. Марковец М.П. Определение механических свойств металлов по твердости. М.: Машиностроение, 1979.

39. Батуев Г.С. Инженерные методы исследования ударных процессов. М.: Машиностроение, 1977.

40. Рудницкий В.А. Особенности упругодинамического метода измерения твердости. В сборнике : Методы и средства определения твердости материалов и изделий, Иваново, 1990, с.83-90, т.1.

41. Гудков A.A., Славский Ю.И. Методы измерения твердости металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1982.

42. Булычев С.И., Алехин В.П. Испытание материалов непрерывным вдавливанием индентора. М., Машиностроение, 1990.63 . Боярская Ю.С. Деформирование кристаллов при испытаниях на микротвердость. -Кишенев: Штиинца, 1972.

43. Боярская Ю.С., Грабко Д.З., Кац М.С. Физика процессов микроиндентирования. -Кишенев: Штиинца, 1986.

44. Васаускас С.С., Жидонис В.Ю. Диаграмма твердости и ее применение для определения характеристик прочности металлов. Журнал Заводская лаборатория, 1962, N 5, с. 582-585.

45. Ю.И. Славский. Физико-механические критерии прочности металлов и их оценка контактным внедрением инденторов. Волгоград. Труды ВПТИ, 1992,68с.

46. Марковец М.П., Матюнин В.М., Семин A.M. Связь между напряжениями при растяжении и вдавливании в пластической области. Изв. АН СССР, МТТ, 1985, N4, с.185-187.

47. Марковец М.П., Шабанов В.М. Способ определения механических характеристик материалов. A.C. 1145273, G01N3/42, N3284712/25-28, опубликовано в 1985, бюл.ШО.

48. Матюнин В.М., Борисов В.Г., Юзиков Б.А. Методы и средства неразрушающей экспресс-диагностики механических свойств металла по параметрам инденторных испытаний. -Журнал Дефектоскопия, N8, 1995.

49. Матюнин В.М. Оперативная оценка механических свойств материалов по характеристикам твердости. -Журнал Прикладная физика, 3-4, 1995.

50. Амаев А.Д., Бакиров М.Б., Соколов М.А. Построение диаграммы деформирования стали марки 15Х2МФА методом непрерывного вдавливания шарового индентора. -Препринт ИАЭ-4942/1 1, М., 1989.

51. Бакиров М.Б. Разработка и внедрение методов и средств контроля механических свойств металла корпуса ВВЭР в процессе эксплуатации по твердости . Диссертация на соискание степени кандидата технических наук, М.:ВНПИАЭС,1990.

52. Бакиров М.Б. Модификация методов твердос ти. Журнал "Контроль"(Германия) N10, 1994г.

53. Бакиров М.Б., Левитан Л.И. Оценка предела текучести и деформационного упрочнения при различных режимах, термообработки стали типа 15Х2МФА по кривым внедрения жесткого сферического индентора.Труды ЦНИИ'ГМАШ N125 Москва 1992г.

54. Evaluation of the kinetic hardness method for non-destructive material properties evaluation. Project TACIS R2.02./95 "VVER 440/V-230 REACTOR PRESSURE VESSEL INTEGRITY ASSESSMENT ". Final report, inventory № ATC06P0O/TD/SC/O2O6/01.

55. Бакиров М.Б., Потапов В.В. Феноменологическая методика определения механических свойств корпусных сталей ВВЭР но диаграмме вдавливания шарового индентора. Журнал Заводская лаборатория, 2000. N 12, с. 35-44.

56. Y.Tirupataian, С. Sundarajan. On the Constrain Factor Associated with the Indentation of Work-Hardening Materials with a Spherical Ball, Metallurgical Transactions A, Volume 22A, 1991.

57. P. Tipping, P. Cripps. Neutron Irradiation Sensitivities of Mock-Up ASTM A508 Class 2 PV Base Plate and Automatically Deposited Weld Materials; Comparative Study Using Meyer's Hardness, The International Journal of Pressure Vessels and Piping, 1994.

58. Бакиров M.Б. Способ акустико-эмиссионного определения начальной пластической деформации при вдавливании индентора. Авторское свидетельство №971 16247/28(016933) от 24.09.97г.

59. Бакиров М.Б. Способ акустико-эмиссионного определения характеристик механических свойств металла в изделиях при вдавливании индентора. Авторское свидетельство №97116125/20(016926) от 03.10.97.

60. Hardy С., Baronet C.N., Tordion G.V., Plasto-plastic Indentation of a Half-Space by a rigid sphere, Int.J.Num.Meth.Eng., v3, 1971 p.45 1

61. Lee C.H., Masaki S. Shiro Kobayashi. Analysis of ball indentation. Int. J. Meek. Sci. Pergamon Press, 1972, vol.14, p.417.

62. Reiff K., HerdtK., Hoffmann R.J., Materials technology, 1986, vol. 57, p. 658-663.

63. C)"Neiil A. Hardness Measurement of metals and Alloys, 2ud ed. London, Chapman a Hall, 1967.102 . Дрозд M.C. Определение механических свойств металла без разрушения. М.: Металлургия. 1965.

64. ГОСТ 18836-73. "'Металлы. Метод измерения пластической твердости".

65. M.Б.Бакиров. Устройство для измерения твердости материалов (Apparatus for measuring hardness of materials). Патент CILIA N5.062.293, 1991.

66. М.Б.Бакиров, А.Ф.Гетман, Б.И.Грибов, А.А. Бордюговский и А.П. Клименок. Твердомер. Авторское свидетельство SU 1 769073А1, GO 1 N3/42, 1992 .

67. Бакиров M.Б., Гетман А.Ф., Б.И.Грибов, А.А. Бордюговский и А.П. Клименок. Устройство для измерения твердости материалов. Авторское свидетельство SU 1 8 14048, G01 N3/48, 1993 .

68. Дель Г.Д. Определение напряжений в пластической области по распределению твердости.,VI.: Машиностроение, 1971, 200с.

69. Хрущев М.М., Беркоиич Е.С. Точное определение износа деталей машин. М.: ИАН. 1953, 157с.

70. Kaiser J. Untersuchungen uber das auftreten Gerauschen beim Zugversuch.- Arch. Eisenhuttenwesen ,1953, Bd 24, N1-2, S.43-45.

71. Нормы расчета на прочность оборудования и трубопроводов атомных энергетических установок. ПНАЭ Г-7-002-86. Москва, Энергоатомиздат, 1989г., 528с.

72. Бакиров М.Б., Забрусков Н.Ю. Журнал Заводская лаборатория, 2000, N 11, с. 35-44.

73. Бакиров М.Б., Потапов В.В., Забрусков Н.Ю. Опыт использования комплексной технологии безобразцового контроля металла в работах по оценке старения и остаточного ресурса оборудования и трубопроводов АЭС, включая корпуса реакторов ВВЭР.

74. Международное совещание по проблемам энергоаккумулирования и экологии в машиностроении, энергетике и на т ранспорте. 07.12.2000, г.Москва, ИМАШ РАН.