автореферат диссертации по энергетике, 05.14.03, диссертация на тему:Радиационное охрупчивание материалов корпусов ядерных энергетических установок ВВЭР

РОССИЙСКИЙ НАУЧНЫЙ ЦЕНТР "КУРЧАТОВСКИЙ ИНСТИТУТ"

На правах рукописи УДК 669.15-194.2; 621.039.6

НИКОЛАЕВ Юрий Анатольевич

Радиационное охрупчивание материалов корпусов ядерных энергетических установок ВВЭР

Специальность 05.14.03 - ядерные энергетические установки, включая проектирование, эксплуатацию и вывод из эксплуатации

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва 2003

Работа выполнена в Институте реакторных технологий и материалов Российского научного центра "Курчатовский институт"

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор

Калин Борис Александрович; доктор технических наук, профессор

Тутнов Александр Александрович; доктор технических наук

Бакиров Мурат Баязитович.

Ведущая организация:

ГНЦ РФ Физико-энергетический институт им, академика А.И.Лейпунского, г. Обнинск.

Защита диссертации состоится "_" _ 2003 г. в_часов

_мин. на заседании Диссертационного совета Д 520.009.06 (ядерные

энергетические установки) в Российском научном центре "Курчатовский институт" по адресу: 123182, Москва, пл. И.В.Курчатова, д. 1.

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке РНЦ "Курчатовский институт". Просим принять участие в работе Совета или прислать отзыв в двух экземплярах, заверенный печатью организации.

Автореферат разослан "_"_2003 г.

Ученый секретарь Специализированного Совета д.т.н.

' ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Среди материальных потребностей индустриального общества первостепенную роль играют потребности в материалах и энергии, По мере истощения использующихся в энергетике сырьевых ресурсов органического происхождения возрастает потребность в атомной энергетике, и в обществе, вступившем на интенсивный путь развития, задача наращивания мощностей атомных электростанций (АЭС) и, одновременно, обеспечения их безопасной эксплуатации становится исключительно актуальной. Безопасность атомных энергетических установок в первую очередь определяется надежностью барьеров, удерживающих продукты ядерных реакций от распространения в окружающей среде. Наиболее важным барьером, предназначенным для удержания радиоактивности, является корпус реактора, несущий давление теплоносителя. Основным требованием к корпусу реактора является сохранение целостности при штатных условиях эксплуатации и любых проектных авариях. Радиационный ресурс корпуса реактора в значительной мере определяет эксплуатационный ресурс водо-водяных энергетических реакторов (ВВЭР), поэтому безопасность эксплуатации АЭС с реакторами ВВЭР определяется поведением материалов корпусов реакторов в условиях одновременного воздействия потока нейтронов и высоких температур. Воздействие интенсивных потоков ионизирующего излучения приводит к значительным изменениям механических свойств металлов. Наиболее опасными из них являются потеря пластичности и увеличение склонности металла к хрупкому разрушению.

Неполное понимание механизмов радиационного повреждения низколегированных сталей в шестидесятые-семидесятые годы привело к недооценке влияния остаточных примесей (фосфора и меди) и легирующих элементов (в основном, никеля) на радиационную стойкость материала корпусов реакторов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000 и значительному, выше проектного, радиационному охрупчиванию материала сварных швов активной зоны корпусов реакторов. К середине восьмидесятых годов степень охрупчивания материала корпусов ВВЭР-440 первых поколений достигла критического уровня, при котором не гарантировалась безопасность эксплуатации энергоблоков. Проведенные исследования показали возможность создания условий, приводящих к восстановлению свойств материалов корпусов реакторов после эксплуатации. С 1987 по 1996 год был реализован пострадиационный отжиг 14 корпусов реакторов ВВЭР-440. При этом особую актуальность приобрела задача определения степени восстановления механических свойств в результате отжига и оценки кинетики охрупчивания материалов корпуса при повторном после отжига облучении. На настоящий момент закономерности повторного радиационного охрупчивания исследованы весьма незначительно-.

Сказанное выше показывает практическую значимость проблемы радиационного охрупчивания сталей, использующихся для изготовления корпусов атомных реакторов, необходимость изучения природы и механизмов радиационного охрупчивания, разработки моделей радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов и определения на их основе эксплуатационного ресурса корпуса реактора, а также необходимость всестороннего исследования закономерностей изменения свойств облученной стали при отжиге и повторном облучении.

Цель исследования. Настоящая диссертационная работа посвящена исследованию механизмов и созданию моделей изменения свойств материалов корпусов реакторов ВВЭР под действием нейтронного облучения и термической обработки. Для достижения поставленной цели было необходимо: исследовать изменение склонности стали к хрупкому разрушению в зависимости от флюенса нейтронов и химического состава стали; исследовать влияние температурно-временных режимов отпуска, структурных факторов и химического состава на склонность стали к обратимой отпускной хрупкости; разработать модели для определения радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000; разработать модели, позволяющие определять остаточное после отжига охрупчивание; разработать модель, позволяющую консервативно оценить повторное радиационное охрупчивание.

Научная новизна. На защиту выносится следующее:

• результаты анализа закономерностей радиационного охрупчивания низколегированных сталей;

® модели для оценки фактического радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000;

• модели для консервативной оценки радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000, которые могут быть использованы в качестве базовых для разработки новых нормативных зависимостей;

• зависимость изменения температуры вязкохрупкого перехода материалов корпусов реакторов от размера аустенитного зерна и зернограничной концентрации фосфора;

• результаты анализа влияния радиационно-стимулированной зернограничной сегрегации фосфора на механические свойства хромникельмолибденовой стали;

• модели для определения остаточного охрупчивания после отжига облученных материалов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000;

• модель для консервативной оценки повторного радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов ВВЭР-440.

Объект исследования. В работе был проведен анализ базы данных РНЦ КИ и других опубликованных данных по изменению механических

свойств материалов корпусов реакторов ВВЭР-440 и ВВЭР-ЮОО при термических выдержках, облучении, отжиге и повторном облучении.

Практическая ценность. Реализованный в настоящей работе комплекс исследований позволяет более надежно определить радиационный ресурс материала корпусов реакторов и существенно повысить безопасность эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР-440/230, ВВЭР-440/213 и ВВЭР-ЮОО.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы докладывались на более чем 30 всесоюзных, российских и международных научных семинарах, конференциях и симпозиумах.

Цикл работ, выполненных Николаевым Ю.А, в соавторстве, был отмечен первой Отраслевой Премией по Реакторному Материаловедению (2001), премией им. И.В.Курчатова на конкурсе научных работ РНЦ "Курчатовский институт" (1997), премией на международной конференции по конструкционным материалам SMIRT-97, Лион, Франция (1997).

Публикации. Основные результаты работы опубликованы в более чем 80 научных публикациях в России и за рубежом,

Структура диссертации. Диссертация состоит из введения, девяти глав, заключения, списка использованной литературы из 226 наименований и включает 95 рис. и 8 табл. Общий объем 250 стр.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

ГЛАВА I. ЯВЛЕНИЕ РАДИАЦИОННОГО ОХРУПЧИВАНИЯ И МАТЕРИАЛЫ КОРПУСОВ АТОМНЫХ РЕАКТОРОВ

Материалы сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-440/230 имеют повышенное загрязнение фосфором и медью, что привело к их значительному радиационному охрупчиванию и быстрому исчерпанию радиационного ресурса. Все корпуса реакторов ВВЭР-440/230 были отожжены. Особую актуальность при этом приобрела задача определения степени восстановления механических свойств в результате отжига и оценки кинетики повторного радиационного охрупчивания. Для определения повторного радиационного охрупчивания было обосновано использование модели горизонтального сдвига. Для применения этой модели необходимо знать содержание в стали фосфора и меди, критическую температуру хрупкости стали после отжига (ТкА) и в исходном до облучения состоянии (Тко). Поскольку Тк0 для материалов корпусов реакторов первого поколения не определялась, была разработана специальная методика оценки Тк0 по результатам отжига облученной стали. Для получения параметров, необходимых для определения кинетики повторного радиационного охрупчивания, с 1991 по 2001 годы с

внутренней поверхности ряда корпусов реакторов ВВЭР-440/230 были отобраны небольшие плоские пластины (темплеты). Исследование металла темплетов позволило определить фактическое состояние материалов корпусов реакторов, определить значение критической температуры хрупкости стали после пострадиационного отжига, оценить значение Тк0 для материала сварного шва активной зоны, измерить концентрацию в стали фосфора и меди. На настоящий момент эксплуатирующиеся в России корпуса реакторов ВВЭР-440/230 исчерпали или близки к исчерпанию своего проектного ресурса.

В отличии от проекта ВВЭР-440/230 корпуса реакторов ВВЭР-440/213 снабжены образцами-свидетелями, которые к настоящему времени практически все испытаны. Также накоплена достаточно большая база данных результатов испытаний материалов корпусов реакторов, облученных в каналах для образцов-свидетелей корпусов реакторов ВВЭР-440/213 в рамках исследовательских программ. Это позволяет сделать оценки состояния металла корпусов и возможности продления их срока службы. Предварительное рассмотрение показывает, что нормативные зависимости для коэффициента радиационного охрупчивания не являются консервативными и должны быть изменены.

Повышенное содержание никеля в материалах корпусов ВВЭР-1000 является единственным существенным различием между системой легирования материалов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000. Действующие нормативные зависимости для оценки радиационного охрупчивания материалов корпусов ВВЭР-1000, не учитывают концентрации в стали никеля, не являются консервативными и должны быть изменены.

До 2001 г. наиболее существенным недостатком программ образцов-свидетелей материалов корпусов ВВЭР-1000 считался предполагаемый перегрев образцов по сравнению с внутренней поверхностью корпуса реактора на 20 °С и более. Вопрос о температуре облучения образцов-свидетелей был снят после международной валидации результатов измерения температуры облучения образцов-свидетелей, проведенного при помощи плавких мониторов в рамках проекта ТАСИС Я 2.06/96: было установлено, что температура облучения не превышает 300°С.

Контейнерные сборки с образцами-свидетелями установлены в реакторе в месте со сложной топологией железоводного окружения. Только переход от двухмерных расчетов нейтронных полей к трехмерным позволил корректно оценить флюенсы нейтронов на образцах-свидетелях.

Размещение контейнерных сборок с образцами-свидетелями в зоне с высоким градиентом нейтронного потока и неудачная конструкция сборки приводит к заметной неравномерности нейтронного потока в контейнерных сборках: разница между максимумом и минимумом в пределах одного горизонтального сечения сборки составляет 170-200%, что делает невозможным построение по результатам испытаний

обучениых образцов на ударный изгиб сериальных кривых, соответствующих требованиям Норм по однородности облучения: отличие по флюенсу в группе из 12 образцов не должно превышать 15%. Для решения этой проблемы была разработана методика реконструкции, заключающаяся в приварке хвостовиков к торцам реконструируемых фрагментов испытанных образцов с последующей обработкой полученной сварной заготовки в новый образец. Применение методики реконструкции позволяет увеличить количество образцов и выделить группы образцов для получения сериальных кривых для испытания на ударный изгиб, отвечающих требованиям Норм как по числу экспериментальных точек на одну кривую, так и по однородности облучения. За несколько последних лет база данных образцов-свидетелей ВВЭР-1000 была увеличена более чем в три раза. Все это позволяет провести более адекватный анализ закономерностей радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000 и определить степень влияния никеля и некоторых других элементов на радиационную стойкость металла сварных швов,

ГЛАВА II. РАЗРУШЕНИЕ МЕТАЛЛОВ И ВЯЗКОХРУПКИЙ ПЕРЕХОД

Механическое поведение многих металлов и сплавов с объемноцентрированной кубической и гексагональной плотноупакованной кристаллическими решетками характеризуется наличием вязкохрупкого перехода, который выражается в резком изменении работы разрушения, снижении пластических свойств и качественном изменении характера разрушения от вязкого разрушения к разрушению сколом в достаточно узком температурном интервале. Явление вязкохрупкого перехода присуще многим конструкционным сталям, в том числе и сталям, использующимся для изготовления корпусов реакторов ВВЭР. Как показал опыт эксплуатации реакторов ВВЭР, именно явление вязкохрупкого перехода в материалах корпусов реакторов оказалось наиболее важным свойством, лимитирующим в конечном счете рабочий ресурс корпуса и самого реактора в целом. Так как величина температуры вязкохрупкого перехода (Тк) чувствительна к инженерным факторам, методика ее определения должна быть конкретизирована,

ГЛАВА III. МЕТОДИКА ОПРЕДЕЛЕНИЯ СКЛОННОСТИ МАТЕРИАЛОВ КОРПУСОВ РЕАКТОРОВ К ХРУПКОМУ РАЗРУШЕНИЮ

В соответствии с Нормами при построении кривых вязкохрупкого перехода облученных материалов (и соответствующих кривых для материалов в необлученном состоянии) полагается, что температурная

зависимость работы разрушения (а также поперечного расширения и доли вязкой составляющей в изломе образца), получаемая при испытании образцов Шарпи на ударный изгиб, описывается следующей функцией:

/(Т) = А + ВхЛ[(Т-Т0)/С], (3.1)

где /(Т) - поглощенная энергия (Дж), или поперечное уширение (мм), или доля вязкой составляющей в изломе образца (%); Т - температура испытаний (°С); А, В, С, и Т0 - подгоночные параметры. Параметры А и В связанны с уровнями верхнего и нижнего шельфа переходных кривых:

А = (уровень верхнего шельфа + уровень нижнего шельфа)/2 , В = (уровень верхнего шельфа - уровень нижнего шельфа)/2 ^ ' '

Используя (3.2), можно определить значения параметров А и В в формуле (3.1), если определены уровни верхнего и нижнего шельфов сериальной кривой. При определении параметров А, В, С, и Т0 в (3.1) для стандартных образцов 10x10x55 мм значение нижней полки температурной зависимости поглощенной энергии было принято 2.7 Дж.

Одновременно существует два критериальных значения поглощенной энергии для определения Тк, связанные между собой соотношением Е2=1.5Е|. Е| и Е3 зависят от предела текучести материала, измеренного при 20 °С (табл. 3.1), Согласно Нормам для стандартных образцов 10x10x55 мм Тк для облученных материалов определяется только на основании энергетических критериев как максимальное значение из

Т*1 и(ТкЕ2-30°С), (3-3)

Е Е

где Тк 1 и Тк 2 - это, соответственно, критические температуры хрупкости на уровнях Е1 и Е2 температурной зависимости энергии разрушения.

Таблица 3.1.

Критериальные значения энергии раз рушения для определения Т„

Предел текучести при 20°С, МПа Критериальный уровень Сечение образца, мм

10x10 5x5 3x4

Работа разрушения, Дж

До 304 вкл. е, 23 3.0 1.1

е2 35 4.5 1.8

Более 304 до 402 вкл. е, 31 4.0 1.5

е2 47 6.0 2.3

Более 402 до 549 вкл. е, 39 5.0 1.8

е2 59 7.5 2.7

Более 549 до 687 вкл. Е, 47 6.0 2.2

е2 71 9.0 3.3

Виду отсутствия программы образцов-свидетелей и архивного металла единственным способом контроля состояния металла корпусов ВВЭР-440/230 является вырезка темплетов с внутренней поверхности корпуса реактора. Без нанесения ущерба целостности из корпуса нельзя вырезать темплеты с размерами, достаточными для изготовления образцов 10x10x55 мм, необходимых в соответствии с Нормами для определения Тк. Поэтому была разработана методика определения Т„ по результатам испытаний малоразмерных образцов на ударный изгиб.

Наряду с работой разрушения (табл. 3.1) в качестве критериального признака при определении Тк по результатам испытаний малоразмерных образцов в соответствии с действующей в России методикой используется величина поперечного расширения сечения образца. Тк при этом определяется как максимальное значение из

(Т£Е - 30°С), ТкЕ' и (ТкЕг- 30°С), (3-4)

т я

где Т^ - критическая температура хрупкости на уровне ЬЕ мм температурной зависимости поперечного расширения. Для образцов 5x5x27.5 и 3x4x27 мм ЬЕ равно соответственно 0.35 и 0.30 мм.

В России приняты следующие соотношения для определения Тк по результатам испытаний малоразмерных образцов на ударный изгиб:

тЛ'^О + Т«5*5,^ (3.5)

Тк10хШ = б5 + Т|<3,<4,оС (3.6)

где тк10х|°, Тк5х5 и Тк3*4 - значения критической температуры хрупкости соответственно для образцов 10x10x55,5x5x27.5 и 3x4x27 мм.

ГЛАВА IV. ФАКТОРЫ, ВЛИЯЮЩИЕ НА РАДИАЦИОННОЕ ОХРУПЧИВАНИЕ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ

СТАЛЕЙ

Для всех типов материалов корпусов реакторов наблюдается монотонное возрастание радиационного охрупчивания с ростом дозы облучения. Основные характеристики механических свойств материалов корпусов реакторов, использующиеся при оценке целостности корпуса реактора меняются с увеличением дозы нейтронного облучения нелинейно. При этом температура вязкохрупкого перехода, предел текучести и предел прочности стали увеличиваются с флюенсом нейтронов, а пластичность материала (относительное удлинение) падает. Повышение температуры вязкохрупкого перехода с увеличением повреждающей дозы часто сопровождается существенным падением уровня верхнего шельфа кривой вязкохрупкого перехода.

В ряде исследований было показано, что степень радиационного охрупчивания может существенно зависеть не только от дозы облучения, но и от времени, за которое эта доза была получена. В настоящее время имеется значительное количество исследований, показывающих, что в зависимости от условий облучения и характеристик материала уменьшение флакса при одинаковом флюенсе может не оказывать влияния на радиационное охрупчивание, может приводить к его усилению или ослаблению. Было показано, что степень и характер влияния флакса на изменеиие твердости под облучением зависит от содержания в стали меди и никеля, а также от флюенса быстрых нейтронов. Несмотря на многочисленные исследования однозначно установить закономерности влияния флакса на радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов до настоящего времени не удалось ввиду противоречивого характера полученных экспериментальных данных и большого количества варьирующихся переменных.

Наиболее интенсивно уменьшение радиационного охрупчивания происходит при увеличении температуры облучения от 150 до 300 °С. Ослабление охрупчивания с повышением температуры является результатом "самоотжига" радиационно-индуцированных дефектов по мере их возникновения. Влияние температуры облучения на радиационную стойкость стали зависит от химического состава стали и, возможно, от скорости повреждения.

Радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов в существенной степени определяется их химическим составом. Общепризнанно, что радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов в наибольшей степени усиливается фосфором, медью и никелем. Предполагается, что ряд других элементов, таких как Mn, N, С, Mo, Si, As, Sn и V, влияют на процесс радиационного охрупчивания, но их влияние установлено не столь определенно и существенно ниже, чем фосфора, меди и никеля. Определение степени влияния на радиационное охрупчивание отдельных примесей и легирующих элементов затрудняется как наличием синергетического взаимодействия примесей и легирующих элементов в процессе облучения, так и сложным взаимодействием металлургических факторов и условий облучения.

Такими образом, радиационное охрупчивание определяется как химическим составом материала, так и условиями облучения.

Было установлено, что радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов может быть связано со следующими микроструктурными изменениями материала: (1) образование радиационных дефектов (каскадные микропоры, дислокационные петли, точечные дефекты); (2) образование мелкодисперсных когерентных примесно-вакансионных выделений, обогащенных медью; (3) образование мелкодисперсных фосфидов, карбидов и карбонитридов; (4)

перераспределение и частичный отжиг исходной дислокационной структуры материала в результате переползания дислокаций и их взаимной аннигиляции; (5) изменение химического состава матрицы; (6) образование сегрегации фосфора на межфазных границах и/или на радиационных дефектах; (7) образование зернограничных сегрегации фосфора. Очевидно, что первые три процесса приводят к упрочнению стали, поскольку все перечисленные дефекты препятствуют движению дислокаций. Характерно, что в большинстве исследований отмечается наличие явной корреляции между увеличением под действием облучения предела текучести и сдвигом температуры вязкохрупкого перехода стали. Снижение плотности дислокаций (процесс 4) может, наоборот, приводить к разупрочнению материала. Наблюдающееся в некоторых случаях разупрочнение стали под облучением связывается также с изменением тетрагональное™ твердого раствора за счет радиационно-стимулированного перераспределения углерода в ферритной матрице (процесс 5). Процесс б в сочетании с двумя первыми может носить элементы как неупрочняющего, так и упрочняющего механизмов. Процесс 7 связан с изменением локальных характеристик материала (зернограничной когезии) и обычно рассматривается как неупрочняющий.

Описание процесса радиационного повреждения стали осложняется многофакторностью задачи. Поэтому при создании расчетно-теоретической модели возникает необходимость использования большого количества "подгоночных" параметров и неопределенность в интерпретации прогнозируемых характеристик материала. Поэтому для прогнозирования радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов необходима разработка эмпирических моделей. Такой подход к разработке моделей радиационного охрупчивания состоит в получении и последующей статистической обработке баз экспериментальных данных. Данный подход при наличии представительной матрицы данных позволяет получить интерполяционную оценку характеристик радиационного повреждения стали в пределах заданных интервалов значений контролируемых параметров.

ГЛАВА V. ИССЛЕДОВАНИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТЕЙ РАДИАЦИОННОГО ОХРУПЧИВАНИЯ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ

5.1. Стадийность изменения различных характеристик низколегированных сталей от повреждающей дозы

В некоторых случаях характер дозных зависимостей температуры вязкохрупкого перехода (ДТР) и характеристик прочности, полученных при испытаниях на растяжение, могут не совпадать. Из рис. 5.1 видно, что в то

время, как ДТР монотонно возрастает с флюенсом нейтронов, на дозной зависимости предела текучести присутствует стадия падения. Стадийность изменения прочностных характеристик с флюенсом нейтронов может быть связана с наличием нескольких процессов, проходящих под действием облучения одновременно. Стадия падения предела текучести с ростом флюенса нейтронов может быть связана с тем, что в начальный период облучения протекают процессы, не завершенные в результате термической обработки - высокого отпуска. Наличие в стали никеля понижает диффузионную подвижность углерода и, как следствие, замедляет стабилизацию подсистемы углерода в матрице а-железа в процессе отпуска. Как видно из рис..5.2, падение Яро.2 и ЯЛ1 продолжается и после 30 часов отпуска при 650°С - штатного режима высокого отпуска материалов корпусов ВВЭР-1000. Существенного изменения плотности дислокаций и размеров карбидов не происходит уже после 10 часов отпуска.

50 100 150 200 250 Флгаенс, 1022 нейтрон/м2 (Е>0.5МэВ) Рис. 5.1. Зависимость АТР и увеличения Яро.г от флюенса быстрых нейтронов для сварного шва с 1,6%№, 0.007%Р, 0.06%Си.

10 100 Продолжительность отпуска, ч Рис. 5.2. Зависимость RpQ,2 и Rm от продолжительности отпуска при 650°С для основного металла с 1.08%№, 0.008%Р, 0.15%Си.

5.2. Значимость эффекта флакса быстрых нейтронов для оценки радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов

Практическая важность эффекта флакса становится очевидной из следующего эксперимента. Образцы-свидетели материала сварного шва корпуса реактора 1-го блока Ровенской АЭС (РАЭС-1) были облучены не только в каналах для образцов-свидетелей РАЭС-1, но и в каналах для образцов-свидетелей 2-го блока Армянской АЭС (ААЭС-2). Облучение в ААЭС-2 проводилось флаксом ~30х1015 нейтрон-м"2с"1, а в РАЭС-1 -флаксом ~4х1015 нейтрон-м"2с''. Как видно из рис. 5.3, облучение более низким флаксом приводит к более высокому радиационному охрупчиванию.

0 100 200 300 400 500 600 Фшоенс, 1022 нейтрон/м2 (Е>0.5МэВ) Рис. 5.3, Зависимость АТР от повреждающей дозы для образцов металла сварного шва корпуса ВВЭР-440, облученных разными флаксами,

5.3. Влияние на радиационное охрупчивание фосфора, меди и никеля

При проведении исследований, направленных на выявление степени влияния того или иного элемента на радиационное охрупчивание, возникает вопрос о степени взаимного влияния элементов и о "фоновом" влиянии ряда элементов на процесс радиационного повреждения материала. Будем считать, что элемент оказывает "фоновое" воздействие, если изменение его содержания в пределах марочного состава приводит к несущественному изменению радиационного охрупчивания стали, но при сильном изменении его концентрации, например, при полном удалении элемента из системы легирования, радиационная чувствительность стали изменяется заметно. Для построения адекватных моделей радиационного повреждения, представляют интерес эксперименты, проводящиеся на модельных сплавах, в которых "фоновое" влияние углерода, молибдена, хрома и остаточных примесей, кроме фосфора и меди, минимизировано и изменяется содержание только трех элементов: фосфора, меди и никеля.

В работе рассматриваются результаты исследования модельных сплавов (табл. 5.1) термическая обработка которых заключалась в закалке от 980-1000°С в масло и последующем высоком отпуске при 650-670°С в течение 10 часов с охлаждением на воздухе. Все исследуемые материалы были подвергнуты нейтронному облучению в каналах для образцов-свидетелей ВВЭР-440 при температуре 270-275°С в течение 319 дней. Флюенс нейтронов составил ~8х1023 нейтрон/м2 (Е > 0.5 МэВ). Прочностные характеристики определялись по результатам испытания на растяжение цилиндрических пятикратных образцов с диаметром рабочей части 3 мм, а критическая температура хрупкости по результатам испытания стандартных образцов на ударный изгиб (10x10x55 мм).

Таблица 5.1.

Химический состав исследуемых сплавов на основе железа (вес. %)

Материал N1 Р Си Мп Э Для всех материалов

А1 0.01 0.014 0.11 0.35 0.48 0.003 С<0.01%, Мо<0.01%, Сг<0.02%, У<0.005%, Тл<0.002%

А2 0.02 0.012 0.42 0.24 0.49 0.004

АЗ 0.01 0.042 0.11 0.23 0.49 0,004

А4 1.11 0.012 0.11 0.12 0.41 0.004

А5 1.20 0.012 0.42 0.21 0.47 0.004

А 6 1.14 0.040 0.12 0.20 0.46 0.004

Нейтронное облучение приводит к увеличению предела текучести, предела прочности, критической температуры хрупкости (рис. 5.4) и понижению энергии верхнего шельфа температурной зависимости работы разрушения образцов на ударный изгиб. Радиационно-индуцированное изменение всех рассматриваемых характеристик возрастает от материала А1 к А6. Существенное увеличение изменения предела текучести с увеличением содержания в стали фосфора (ДИро.2(АЗ)>ДК.р02(А1) и АЯРо.2(А6)>Д11ро.2(А4)) свидетельствует, что вклад фосфора в радиационное охрупчивание может быть в существенной степени обусловлен упрочняющим механизмом (рис. 5.46). Это может быть связано с сегрегацией фосфора на внутрикристаллитных выделениях второй фазы. Косвенным подтверждением образования под действием облучения сегрегации фосфора на межфазных границах типа выделение/матрица является появление после облучения в изломах образцов на ударный изгиб составляющей вязкого межзеренного разрушения. Характерно, что увеличение в материале фосфора вызвало большее радиационно-индуцированное изменение предела текучести, чем увеличение в материале меди (рис. 5.46), Следует отметить высокую степень линейной корреляции (коэффициент корреляции Я = 0.97) между изменением под облучением критической температуры хрупкости и предела текучести.

Чувствительность стали к содержанию фосфора и меди весьма высока: изменение критической температуры хрупкости составляло 30-40°С на 0.01 %Р и ~25°С на 0.1 %Си. Легировании стали никелем усиливает влияние фосфора на радиационное охрупчивание значительно сильнее, чем влияние меди (на 30°С против 9°С). Легирование никелем приводит к повышению радиационного охрупчивания на ~200°С и значительно превосходит влияние предельно высоких концентраций меди и фосфора (рис. 5.4а).

Проведенное исследование демонстрирует основные закономерности радиационного охрупчивания низколегированных сталей: (1) нейтронное облучение приводит к увеличению предела текучести, предела прочности, критической температуры хрупкости и понижению энергии верхнего

шельфа температурной зависимости ударной вязкости; (2) радиационная чувствительность материала существенно повышается при повышении содержания никеля, фосфора и меди; (3) никель усиливает влияние фосфора и меди на радиационное охрупчивание; (4) изменение под действием облучения критической температуры хрупкости в существенной степени коррелирует с изменением предела текучести; (5) увеличение концентрации фосфора приводит к повышению упрочнения материала под облучением.

Рис. 5.4. Зависимость изменения под действием облучения критической температуры хрупкости (а) и предела текучести (б) от содержания в модельных материалах фосфора, меди и никеля.

ГЛАВА VI. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНО-

СТАТИСТИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ ИЗМЕНЕНИЯ

МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ МАТЕРИАЛОВ КОРПУСОВ АТОМНЫХ РЕАКТОРОВ В ПРОЦЕССЕ ЭКСПЛУАТАЦИИ

6.1. Проблема определения кинетики радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов

В основу прогнозирования радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов, как в России, так и за рубежом, положен экспериментально-статистический подход, состоящий в получении и последующей статистической обработке баз экспериментальных данных, Радиационный ресурс корпусов ВВЭР (и, как правило, корпусов реакторов других типов) определяется радиационным охрупчиванием материала сварных швов, которое значительно выше, чем у основного металла. Таким образом, наиболее важной задачей является создание адекватных моделей для описания радиационного охрупчивания материала сварных швов.

6.2. Нормативные зависимости, использующиеся для прогнозирования радиационного охрупчивания материалов корпусов

реакторов

Под нормативной зависимостью в работе понимается эмпирическая функция, полученная таким стандартным преобразованием модели регрессии, при котором расчетные значения нормативной зависимости с известной долей вероятности являются верхними оценками радиационного охрупчивания во всех заданных диапазонах изменения статистически значимых факторов. Для обеспечения консервативности оценки радиационного охрупчивания в качестве нормативной зависимости берется верхняя 95% огибающая модели регрессии.

Госатомнадзор РФ устанавливает нормативные зависимости для расчета радиационного охрупчивания материалов сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-440 при температуре облучения 270±15°С и ВВЭР-1000 при температуре облучения 290±15°С соответственно:

ДТР = 800 (СР + 0.07 ССц) Р|/3, °С ДТР = 20 Я1''3, °С

(6.1)

(6.2)

где Р - флюенс быстрых нейтронов в единицах 1022 кейтр./м2 (Е>0.5МэВ).

6.3. Радиационное охрупчиванис материала сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-440

В настоящей работе анализируются результаты исследования образцов-свидетелей (20 экспериментальных точек) и результаты исследовательских программ по облучению материалов в реакторах ВВЭР-440/213 (31 экспериментальная точка), Итого база данных для материала сварных швов содержала 51 элемент. Время обучения образцов изменялось в пределах от —8000 до ~100000 часов. При этом флгоенс нейтронов изменялся в пределах (8-900)х1022 нейтрон/м2 (Е > 0.5 МэВ).

Соотношение (6.1) в настоящее время принято в качестве нормативного для материала сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-440, т.е. по определению должно давать консервативную оценку для любой базы экспериментальных данных по радиационному охрупчиванию материала сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-440. Сопоставление экспериментальных и расчетных данных, приведенное на рис. 6.1, показывает, что действующая нормативная зависимость для определения радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-440 не является консервативной и должна быть изменена.

Для характеристики различных моделей используем среднеквадратичное отклонение:

СУ = Л/Е (дТРэкслеринеиг - дт— У/(К - м),

где N - размер экспериментальной матрицы, М - число связей, наложенных на модель. Так для модели (6.1) получим: Ст(б.|) = 28.8°С.

Рис. 6.1. Сравнение действительных величин радиационного охрупчивания с нормативными (модель (6.1)) для материала сварных швов корпусов ВВЭР-440: О - образцы-свидетели; + - исследовательские программы.

Несмотря на достаточно широкий диапазон изменения фосфора и меди в исследуемых материалах, средние содержания этих элементов достаточно не велики: 0.025 % Р и 0.11 % Си. Экспериментальная матрица достаточно однородна по содержанию меди. По содержанию фосфора наиболее представительны данные в диапазоне концентраций 0.01-0.04%.

Анализ корреляции между содержанием фосфора и меди в исследуемых материалах дает следующее соотношение:

Сс = 4.44 СР (а = 0.05%; Я = 0.71), (6.3)

Здесь и далее в скобках приводятся основные статистические параметры, полученные в результате соответствующего анализа. Я -коэффициент линейной корреляции. Наличие корреляционной зависимости (6.3) может затруднять анализ синергетических эффектов взаимодействия между фосфором и медью.

Рассмотрим модель регрессии с Ар не зависящим от химического состава стали:

ДТН = 23.9РЮ (ст = 57.5°С; Я = 0.14) (6.4)

Близость коэффициента линейной корреляции в (6.4) к нулю свидетельствует о слабой связи между зависимой и независимыми переменными и о не полном учете влияющих факторов.

Известно, что радиационное охрупчивание материала сварных швов ВВЭР-440 определяется содержанием фосфора и меди. Будем искать модель, описывающую радиационное охрупчивание сварных швов корпусов ВВЭР-440, в виде, аналогичным (6.1):

ДТк = Ар И" = (Ар Ср + Аси Сси) Р" (6.5)

где Ар и Аси - коэффициенты регрессии, п - показатель степени.

Для модели регрессии (6.5) выбор показателя степени и = 1/3 является оптимальным (рис. 6.3):

ДТК = (966 СР + 22 Сс) Рш (о = 27.3°С; Я = 0.89) (6.6)

Сравнивая дисперсии моделей (6.4) и (6.6) получим: /о(«.б) = (57.5/27.3)2 = 4.44 = Р<,ооооооз(50, 49),

где Ра(щ, п2) - квантиль распределения Фишера с уровнем значимости а и степенями свободы п, и п2. Если отношение дисперсий двух моделей равно

^о, то разница между ними может считаться значимой с вероятностью (1-а)х100%. Это означает, что модель (6.6) описывает радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 лучше, чем модель (6.4), с вероятностью около 100%. Таким образом гипотеза о независимости Ар от химического состава стали отвергается.

В дальнейшем анализе будем считать модель (6.6) базовой и искать модель, которая бы описывала радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 лучше, чем модель (6.6), с

Рис. 6.3. Зависимость среднеквадратичного отклонения а от показателя степени регрессионной модели (6.5).

Многочисленные исследования показывают, что с уменьшением содержания фосфора и меди коэффициент радиационного охрупчивания перестает уменьшаться и выходит на некоторый постоянный, но не нулевой, уровень. Проведенный анализ позволяет предположить наличие пороговых уровней влияния содержания фосфора (СР|)) и меди (ССио) на радиационное охрупчивание металла сварных швов корпусов ВВЭР-440:

ДТр = АР Р" = [Ао + АР (СР - СРо)+ АСи (ССи - Сс„0)] Б"; (6.7)

если СР<Сро, то Ср=СРо; если ССи<СС11о, то Сси=ССио.

Учет порогового уровня влияния фосфора и меди на радиационное охрупчивание существенно снижает а для модели типа (6,1) (рис. 6.3):

ДТР = 800 (СР + 0.07 Сси) Р|/3, °С (ст=23.7°С), (6.8)

если Ср<0.016%, то Ср=0.01б%; если ССи<0.04%, то Са,=0.04%.

Однако даже столь существенное улучшение модели не является значимым с вероятностью 95% ((6.8) лучше (6.1) с вероятностью 91%).

Рис. 6.3. Зависимость среднеквадратичного отклонения ст для модели (6.8) от пороговых уровней влияния фосфора (Р0) и меди (Сио) на радиационное охрупчивание.

Регрессионный анализ модели (6.7) с п = 1/3 дает:

ДТР=[ 15.45+1120(Ср-0.019)+35(Сс„-0.04)]Р|/3 (о=21.6°С;Я=0.93), (6.9) если Ср<0.019%, то СР=0,019%; если ССи<0.04%, то Сс„=0.04%.

Оптимальный выбор показателя степени при флюенсе для модели (6.7) является п = 0.34 » 1/3 (сг=21.6°С; 11=0.93). Сравнивая дисперсии базовой зависимости (6.6) и модели (6.9) получим, что модель (6.9) описывает радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 лучше, чем модель (6.6), с вероятностью меньше 95%.

Исследуем наличие разных зависимостей от флюенса нейтронов для фосфора и меди:

ДТР = АР СР РПр + Аси ССи Р"с»; (6.10)

если Ср<СРо, то СР=Сро; если Сс„<ССци, то ССЦ=СС„0.

Оптимальной является следующая зависимость:

ДТР = 689 СР Р0'38 + 185 Сси (сг=22.0°С; Я = 0.92), (6.11)

если СР<0.016%, то Ср=0.016%; если ССи<0.03%, то ССи=0.03%.

Зависимость (6.11) описывает радиационное охрупчивание хуже, чем модель (6.9). Равенство пСи нулю показывает, что механизм, связанный с влиянием меди на радиационное охрупчивание очень быстро выходит на насыщение. Проведем анализ следующей зависимости:

ДТР = А0 РПЛ» + АР СР Р"1' + Ас» ССц; (6-12>

если СР<Сро, то СР=СР(); если ССи<Сс,1о, то ССи=СС11(|.

Оптимальной является следующая зависимость:

ДТр = -9.4 Р0'35 + 747 СР Р0'42 + 243 Сс„ (а=20.2°С; Я=0.94), (6.13)

если СР<0.020%, то СР=0.020%; если ССи<0.04%, то ССи=0.04%.

Учитывая близость пАо и пр в (6.13) проведем анализ зависимости:

ДТР = АСц ССц + (Ао + АР Ср ) Б"; (6.14)

если СР<Сро, то Ср=СРо; если ССи<ССи(1, то ССи=ССЦо.

Анализ (6.14) приводит к следующему результату:

ДТР = 238Сси + {7.25 + 647 (Ср-0.02)} Р0'45 (о=20.1°С; 11=0.94), (6.15) если Ср<0.020%, то СР=0.020%; если ССи<0.04%, то Сс„=0.04%.

Сравнивая дисперсии моделей (6.6) и (6.15) получим, что модель (6.15) описывает радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 лучше, чем базовая зависимость (6.6), с вероятностью 98%, т.е. улучшение является статистически значимым.

Наличие положительной корреляции между содержанием фосфора и меди в рассматриваемых материалах (6.3) формально означает, что модель (6.14) может в общем случае принимать следующий вид:

ДТР = А00 + А0Си Сси + А0Р СР + (А0 + АСи ССи + АР СР) Р"; (6.16) если Ср<СРо, то СР=СРо; если ССи<ССио, то ССи=ССио.

Проведенный анализ показал, что значимость коэффициентов А00 и АСи (отношение коэффициента регрессии к оценке стандартной ошибки для этого коэффициента) в модели (6.16) меньше критического уровня и анализ (6.16) приводит к следующему результату:

ДТи=1230Ср+207Сси+{ 1-91+210(Ср-0.02)}Р°63 (о=19.6°С;К=0.95), (6.17) если Ср<0.020%, то СР=0.020%; если ССи<0.04%, то ССи=0.04%.

Зиачимость коэффициентов регрессии модели (6.17) более чем в два раза выше критического уровня, равного 2,01, Модель (6,17) более корректно отражает влияние фосфора и меди на радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов ВВЭР-440, чем модель (6.15), и может быть рекомендована, например, для анализа кинетики повторного радиационного охрупчивания. Для определения фактического радиационного охрупчивания должна быть рекомендована модель (6.15).

В качестве базы для разработки новой нормативной зависимости может быть предложена 95% верхняя огибающая линии регрессии (6.15):

АТр<95%)(6. 15) = 40 + ДТк(б. 15) (6.18)

Модель (6.15) описывает радиационное охрупчивание материала сварных швов значительно лучше базовой модели (6.6) (рис. 6,4а). Модель (6.18) описывает радиационное охрупчивание материала сварных швов в достаточной степени консервативно (рис. 6.46) и при этом, как показывают расчеты, определяет ресурс сварного шва № 4 (0.021%Р, 0.04%Си) корпуса реактора блока 4 АЭС Козлодуй почти в 70 лет.

Рис. 6.4. Сравнение действительных величин радиационного охрупчивания металла сварных швов корпусов ВВЭР-440 с результатами расчета по моделям (6.6) (О) и (6.15) (+) (а) и по модели (6.18) (б).

6.4. Радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-1000

В проведенном анализе были использованы результаты исследования образцов-свидетелей 14 блоков ВВЭР-1000. Время облучения изменялось в пределах от 14 до 147 тыс. ч. Флюенс нейтронов

по группам изменялся от 1.9'1022 до 43.2'1022 нейтрон/м2. Всего для материала сварных швов анализировалось 87 экспериментальных точек.

Для 2-го комплекта образцов-свидетелей блока 1 Калининской АЭС (Кал.АЭС-1) представительность результатов испытаний (в соответствии с требованиями Норм) была обеспечена применением методики реконструкции, Результаты исследования 1-го и 2-го комплектов образцов-свидетелей материала сварного шва корпуса реактора Кал.АЭС-1 приведены на рис. 6.5. Учитывая разную представительность результатов испытаний 1-го и 2-го комплектов (сериальные кривые для образцов 1-го комплекта строились по 6 - 7 точкам) и возможную стадийность изменения механических свойств стали под облучением, обусловленную тем, что в начальный период облучения могут протекать процессы, не завершенные в результате финальной термической обработки, результаты исследования 1-го комплекта образцов-свидетелей могут быть из базы данных исключены._

100- аелоод.

и О ---А^=20 .

и. Н 50-<

22

Флюенс, 10 нейтрон/м" (Е>0.5МэВ) Рис. 6.5. Результаты исследования образцов-свидетелей материала сварного шва корпуса реактора Кал.АЭС-1. о - комплект 1; □ - комплект 2. Цифры на графике - время облучения комплекта.

Проведем анализ однородности экспериментальной матрицы по распределению основный легирующих и примесных элементов (табл. 6.1). Диапазоны изменения всех элементов кроме молибдена превышают возможные экспериментальные погрешности и должны быть признаны значимыми. Распределение фосфора по экспериментальной матрице неоднородно. Медь распределена по экспериментальной матрице более равномерно, хотя почти 2/3 точек находятся в диапазоне концентраций от 0.03 до 0.04 %. Абсолютный уровень содержания фосфора и меди в исследуемых материалах достаточно низок. Средние содержания этих элементов составляют 0.009 % Р и 0.04 % Си, что, по-видимому, лежит за порогом влияния этих элементов на радиационное охрупчивание стали. Несмотря на достаточно высокий уровень содержания никеля в стали его

распределение по экспериментальной матрице неоднородно. Марганец и кремний распределен по экспериментальной матрице относительно равномерно. Распределение хрома существенно смещено в сторону высоких концентраций. Корреляция между содержанием в материале образцов-свидетелей сварных швов корпусов ВВЭР-1000 никеля и кремния отсутствует. При содержании никеля 1,5-1.9% (~80% всех точек) между содержанием никеля и марганца в материале образцов-свидетелей сварных швов корпусов ВВЭР-1000 существует положительная корреляция, причем тангенс угла наклона этой зависимости равен единице:

См„ = 0.9998 См - 0.82 % (от = 0.09 %, Я = 0.75)

(6.19)

Таблица 6.1.

Диапазон изменения основный легирующих и примесных элементов в

С № Р Си Б а Мп Мо Сг

Мт 0.04 1.10 0.005 0.03 0.006 0.25 0.53 0.56 1.41

Мах 0.09 1.88 0.014| 0.08 0.015 0.40 1.10 0.68 1.86

Среднее 0.06 1.55 0.0091 0.04 0.010 0.32 0.82 0.64 1.69

Как следует из рис. 6.6, нормативная зависимость радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-1000 не является консервативной и должна быть пересмотрена.

Рис. 6.6. Сравнение действительных величин радиационного охрупчивания образцов-свидетелей материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000 с нормативными (6.2).

Рассмотрим модель регрессии с коэффициентом радиационного охрупчивания, независящим от химического состава стали:

ДТр= 17,6Р1/3(ст = 15,9 °С, Я = 0.37)

(6.20)

Исследование выявило значительное усиление радиационного охрупчивания материма образцов-свидетелей сварных швов ВВЭР-1000 с повышением содержания в стали никеля:

ДТр = 11,56 СМ1 Р|/3(сг== 13,2 °С, II = 0,64) (6.21)

Сравнивая дисперсии моделей (6.20) и (6.21) получим, что модель (6.21) описывает радиационное охрупчивание лучше, чем модель (6.20) с АР, независящим от химического состава стали, с вероятностью более 95%. Таким образом гипотеза о независимости АР от химического состава стали отвергается. В дальнейшем анализе будем считать модель (6.21) базовой и искать модель, которая бы описывала радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 лучше, чем модель (6.21), с вероятностью не менее 95%.

Зависимость радиационного охрупчивания от содержания в стали никеля носит нелинейный характер (рис. 6.7а):

ДТР = 7,57 Р1/3 (ст = 12,5 °С, К = 0,68). (6.22)

Напротив, зависимость радиационного охрупчивания от содержания в стали марганца носит линейный характер (рис. 6.76):

ДТР = 21,8 Смп Vю (ст = 13,7 °С, Я = 0,59) (6.23)

Рис. 6.7. Зависимость среднеквадратичного отклонения ст от показателя степени при концентрации химического элемента в регрессионных моделях ДТР = А„, СДО Рш (а) и ДТР = Ам„ СЙ? Р1/3 (б).

Модель (6.23) лучше, чем модель (6.20) с Аг.-, независящим от химического состава стали, с вероятностью ~90%, т.е. меньше 95%, поэтому гипотеза о независимом влияние марганца на радиационное охрупчивание на данный момент не может быть принята.

Гипотеза об отсутствии значимого независимого влияния марганца на радиационное охрупчивание подтверждается исследованием моделей регрессии с линейной суперпозицией никеля и марганца в коэффициенте радиационного охрупчивания. Для модели с линейным характером влияния никеля и марганца на радиационное охрупчивание дисперсия практически совпадает с дисперсией модели (6.21), причем значимость коэффициента регрессии при марганце ниже критического:

ДТР = (7,38CNi + 8,07СМ„) F1/3 (а = 13,0 °С, R = 0,66) (6.24)

Учет никеля и марганца в виде произведения улучшает модель:

ДТР = 13.9 CNi CMn F1/3 (о = 11.9°С, R = 0.72) (6.25)

Учет нелинейного характера влияния никеля на радиационное охрупчивание дает дополнительное снижение дисперсии:

ДТР = 11.5 Сй С°м7„ F1/3 (а = 11,7°С, R - 0.73) (6.26)

Оптимальным выбором показателя степени при флюенсе в моделях типа (6.22) и (6.26) (и всех других рассмотренных моделей радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000) является 1/3.

Переоценка радиационного охрупчивания моделями (6.22) и (6.26) растет с повышением содержания в стали кремния. Для модели (6.26) значимость этого эффекта возрастает. Аналогичный эффект наблюдался в работе Williams T.J. et. al. (Int. J Pressure Vessels and Piping, 2002, v. 79, p. 649-660). Введем зависимость от концентрации кремния в коэффициент радиационного охрупчивания аналогично:

ДТр=16,9С^С°м7„ (l-Csi)F1/3(a = 10,9 °С, R = 0,77) (6.27)

Модель (6.27) лучше, чем модель (6.20) с вероятностью более 99.9%, и лучше, чем модель (6.21) с вероятностью более 95%. Таким образом, модель (6.27) является единственной моделью радиационного охрупчивания, которая значимо лучше базовой зависимости (6.21). При этом влияние никеля на радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000 следует считать определяющим.

Как видно из рис. 6.8а модель (6.27) оценивает радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000 значительно лучше принятой в качестве нулевого приближения модели (6.20) с не зависящим от химического состава коэффициентом радиационного охрупчивания.

100

'в

0 У 80

9 60

?

5

ев а 40

и.

й 20

в)

ДТР (эксперимент)

20 40 60 80 100 ДТр (эксперимент), °С

Рис. 6.8. Сравнение действительных величин радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000 с результатами расчета по моделям (6.20) (О) и (6.27) (•) (а) и по модели (6.29) (б).

Остатки модели (6.27) не зависят от содержания в стали меди. Поэтому для характерного диапазона изменения содержания меди в материалах сварных швов корпусов ВВЭР-1000 его влияние на радиационное охрупчивание является фоновым и в явном виде может не учитываться. Переоценка радиационного охрупчивания для модели (6.27) возрастает с повышением в стали содержания фосфора. Введение фосфора в коэффициент радиационного охрупчивания приводит к следующему результату:

ДТР={30,8С^7 Смп(1_С5|) -958СР }РШ (ст = 10,2°С, Я = 0,81) (6.28)

Значимость коэффициентов регрессии в уравнении (6.28) значительно выше критического. Дисперсия модели (6.28) несколько ниже дисперсии модели (6.27). Поскольку отношение дисперсий моделей (6.27) и (6.28) меньше критического уровня, формально, сделанная поправка в коэффициент радиационного охрупчивания не может быть принята. Нельзя исключить, что наблюдаемый эффект улучшения модели при введении в коэффициент радиационного охрупчивания фосфора может до некоторой степени носить случайный характер.

Выбор модели (6.27) для оценки радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000 представляется наиболее обоснованным. Тем не менее эффект повышения радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000 с понижением концентрации фосфора заслуживает детального изучения.

В качестве базы для разработки новой нормативной зависимости может быть предложена 95% верхняя огибающая линии регрессии (6.27):

АТр = 22 + 16,9 С^ С&7„ (1 - С31) Р1/3 (6-29)

Как видно из рис. 6.86, модель (6,29) обеспечивает консервативность оценки радиационного охрупчивания материала образцов-свидетелей сварных швов корпусов ВВЭР-1000.

Используем модель (6.29) для результатов облучения металла сварных швов корпусов ВВЭР-1000, полученных в РНЦ КИ в рамках исследовательских программ. Как видно из рис. 6.9, модель (6.29) оценивает консервативно радиационное охрупчивание для всех точек базы даннь1х исследовательских программ РНЦ КИ до флюенса ~100-1022 нейтрон/м2, что расширяет область применения моделей (6.27) и (6.29) по крайней мере до флюенса 65-1022 нейтрон/м2.

О

Л

§" 40

8

еп

и.

Н

20

""и. о

н о 10 20 30 40 50 60 70 80 90 ^ Флюенс, 1022 нейтрон/м2 (Е>0.5МэВ) Рис. 6.9. Зависимость остатков модели (6.29) для результатов облучения металла сварных швов корпусов ВВЭР-1000, полученных в РНЦ КИ в рамках исследовательских программ.

Приведенные выше зависимости для определения ДТР учитывают интегральный эффект воздействия на материал высокой температуры (тепловое старение) и потока ионизирующего излучения (радиационное охрупчивание), поскольку они были получены на основе статистического анализа результатов испытания образцов-свидетелей, облучавшихся с

коэффициентом опережения ~0.5-2 при температуре на 5+5°С выше температуры внутренней поверхности корпуса реактора в области активной зоны. Поэтому дополнительного учета влияния теплового старения при определении охрупчивания стали под действием эксплуатационных факторов не требуется.

Поскольку для нескольких материалов образцов-свидетелей содержание марганца (табл. б. 1) значительно ниже марочного, введем для консервативности оценки радиационного охрупчивания при применении разработанных моделей следующее условие: если СМп < 0.53%, то Смп = 0.53%, где 0.53 % Мп соответствует минимальному значению концентрации марганца в материале образцов-свидетелей (табл. 6.1). Аналогично введем следующее условие для кремния: если С5| > 0.4%, то Сз1 = 0.4%, где 0.4 % Si соответствует максимальному значению концентрации кремния в материале образцов-свидетелей (табл. 6.1).

ГЛАВА VII. ВЛИЯНИЕ РАДИАЦИОННО-

СТИМУЛИРОВАННОЙ ЗЕРНОГРАНИЧНОЙ

СЕГРЕГАЦИИ ФОСФОРА НА ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ МАТЕРИАЛОВ КОРПУСОВ РЕАКТОРОВ

7.1. Образование зернограничной сегрегации фосфора в низколегированной стали при повышенной температуре

Влияние границ зерен на разрушение является одной из наиболее давних и сложных проблем металловедения. Изменение механизма разрушения от внутризеренного к разрушению по границам зерен обычно сопровождается резким ухудшением механических свойств -уменьшением разрушающего напряжения, характеристик пластичности и ростом критической температуры хрупкости. При этом разрушение начинается до того момента, когда исчерпывается запас прочности и пластичности материала. Кроме того, чувствительность к межзеренному разрушению резко возрастает с увеличением прочности применяемых сплавов, например при радиационно-индуцированном упрочнении стали.

Концентрации фосфора и элементов, определяющих процесс формирования его зернограничной сегрегации, в реальных сталях, использующихся для изготовления корпусов атомных реакторов, как правило, весьма невелики. Так, концентрация фосфора не превышает 0.05%, никеля - 3%. Таким образом, для описания диффузионных процессов в изучаемых материалах вполне оправдано использовать приближение разбавленных растворов. Зернограничная концентрация примеси сорта 1 после быстрого охлаждения с температуры высокого отпуска будет меняться по следующему закону:

Срв(0 = срив -(С™ -О ехр[ш2(1)] егГс[ю(0], (7Л)

2 00 _ __ где ег&(со) = 1 - егГ(со) = _ 1"ехр(-х2)с1х ; со(1) = 2 /О/ г/г|Ь ;

Чп £ 4

т| = С™ /С°; 1 - время выдержки при температуре Т; - равновесная зернограничная концентрация примеси при температуре высокого отпуска; С™ - равновесная зернограничная концентрация примеси при температуре Т; С? - объемная концентрацию примеси в материале; Б, -коэффициент диффузии примеси сорта 1 при температуре Т; Ь — толщина адсорбционной зоны (0.33 нм).

Для случая диффузии фосфора в сталях, использующихся для производства корпусов реакторов, величину коэффициента диффузии можно оценить как коэффициент диффузии фосфора в а-железе, легированном 0.5% Мо, поскольку влияние других легирующих элементов (Сг и №) на диффузионную подвижность фосфора значительно слабее влияния Мо и им в пределах марочного состава стали можно пренебречь:

0Р = ехр( - <Зр / ЯТ) (7.2)

где = 7.12Х10"1 м2/с; = 258 кДж/моль; Я-газовая постоянная.

В предположении об отсутствии конкуренции межкристаллитной адсорбции между никелем и фосфором (вследствие разных адсорбционных позиций для атомов фосфора и никеля на границе зерна) получим следующее выражение для равновесной зернограничной концентрации:

С™ =С? ехр(дС, /кт)/{ 1-С? + С?ехр(дв| /кт) } , (7.3)

где 1 = Р или N1, ДС| - теплота адсорбции атомов сорта 1 на границах зерен; а Двр и ДО№ определяются как:

доР=до°+р№.Рс™ до№=до°!+р№„Рс^

где Дв? - теплота адсорбции атомов примеси на границах зерен в отсутствие второго компонента, равная разнице свободных энергий примеси в объеме и границе зерна; рн1_р - коэффициент взаимодействия

между фосфором и никелем в процессе сегрегации. В термодинамических расчетах использовались следующие значения параметров Дв °Р = 0.43 эВ, ДО?,! = 0.12 эВ и рМ|_Р =0.31 эВ.

Термическая обработка исследуемых материалов (табл. 7.1) состояла в выдержке при температуре 890°С в течение 2+8 часов, охлаждении в специально контролируемых условиях со скоростью ~600°С/ч и отпуска при температуре 650°С в течение 30 часов. Охлаждение после отпуска проводилось со скоростью более 1000°С/ч во избежание развития отпускной хрупкости II рода. Охрупчивание стали при отпуске оценивалось по изменению критической температуры хрупкости, определяемой по результатам испытаний стандартных образцов Шарпи (10x10x55 мм) с У-образным надрезом на ударный изгиб. Испытания проводились до обработки стали на отпускную хрупкость - сталь в "вязком" состоянии (Ткв) и после- сталь в охрупченном состоянии (Тк°).

Продолжительность выдержки материала плавок ОХ 1-ОХЗ в аустенитной области при 890°С была выбрана таким образом, чтобы диаметр аустенитного зерна составлял ~40 мкм. Обработка на состояние отпускной хрупкости состояла в отпуске стали при температуре 420-510°С в течение 10-3000 часов. Обработка материалов ОХ1-ОХЗ в диапазоне температур развития обратимой отпускной хрупкости привела к появлению интеркристаллитного разрушения образцов.

Таблица 7.1.

Химический состав исследуемых сталей (вес. %).__

Материал С в! Сг N1 Мо V Мп Си Р Б

0X1 0.16 0.34 1.62 1.22 0.57 0.07 0.47 0.16 0.014 0.009

0X2 0.17 0.26 1.74 1.35 0.57 0.10 0.45 0.12 0.010 0.011

0X3 0.19 0.33 1.70 3.40 0.46 0.14 0.46 0.14 0.010 0.006

0X4 0.18 0.28 1.90 1.08 0.52 0.09 0.42 0.15 0.008 0.014

0X5 0.16 0.22 2.05 1.48 0.65 0.08 0.75 0.06 0.010 0.005

Зернограничная концентрация фосфора для всех температурно-временных режимов отпуска определялась по уравнениям (7.1), (7.3) и (7.4). Зависимость экспериментально определенного сдвига критической температуры хрупкости ДТК=Т°~Т" от изменения зернограничной концентрации фосфора ДСрВ = СрВ-Ср®, полученной расчетным путем, для сталей ОХ1 - ОХЗ приведена на рис. 7.1. Как видно из рис. 7.1, зависимость ДТК от ДС™ близка к линейной:

ДТК = 304 ДС£В (а = 4.8°С, Я = 0.987)

(7.5)

Малая величина ст и близость Л к 1 свидетельствуют о том, что применение модели (7.5) для описания охрупчивания стали при отпуске обоснованно, и уравнения (7.9), (7.3) и (7.4) в полной мере учитывают наблюдающееся влияние никеля на чувствительность стали к охрупчиванию при отпуске. Ограниченность модели (7.5) заключается в том, что она не учитывает влияния на склонность стали к отпускной хрупкости такого структурного фактора, как размер аустенитного зерна и не может быть непосредственно использована, например, для оценки склонности к отпускной хрупкости промышленных плавок основного металла корпусов реакторов для которых характерный размер аустенитных зерен значительно больше 40 мкм.

О

и и

и

К

&

5

И

5

^ 100

50

• - ОХ1 /+

0-ОХ2

+-ОХЗ /

7

ДС

0.1 0.2 0.3 0.4 0.5

(расчет), доли монослоя Рис. 7.1. Зависимость сдвига Тк от изменения зернограничной

концентрации фосфора при отпуске для низколегированных сталей с размером аустенитного зерна -40 мкм

100 с1, мкм

Рис. 7.2. Зависимость Тк от размера аустенитного зерна стали плавки ОХ5 в "вязком" (Л) и охрупченном состоянии (А), стали плавки ОХ4 в "вязком" состоянии (О), рассчитанная по модели (7.6)

Влияние размера аустенитного зерна на критическую температуру хрупкости было исследовано на материалах ОХ4 и ОХ5, причем материал ОХ5 исследовался как в "вязком", так и в охрупченном состоянии (охрупчивающая обработка состояла в охлаждении материала от 600°С со скоростью ~2.5°С/ч). Для анализа зависимости критической температуры хрупкости от диаметра наследственного аустенитного зерна (с1) обычно используется логарифмическая зависимость (рис. 7.2):

Тк = у 1п(с1/ёо) - 6, <Зо = 1 мкм.

(7.6)

Поскольку, как было показано выше, сдвиг критической температуры хрупкости при обработке материала на отпускную хрупкость пропорционален ДСрВ, определяемой выражениями (7.1), (7.3) и (7.4), из результатов регрессионного анализа модели (7.6) следует:

Модель (7.7) может быть рекомендована для оценки изменения температуры вязкохрупкого перехода низколегированной стали при развитии обратимой отпускной хрупкости. Область применимости модели (7.7) ограничивается концентрацией фосфора порядка 0.6-0.7 монослоя, что обусловлено изменением структуры границ при более высоких концентрациях вследствие взаимодействия атомов примеси друг с другом.

7.2. Кинетическая модель для анализа радиационного повреждения низколегированной стали

Если в качестве приближения пренебречь образованием скоплений междоузельных атомов в каскадной области повреждения, полагая свободными все междоузельные атомы, избежавшие рекомбинацию, то соотношение скоростей генерации под облучением свободных вакансий (Су) и межузельных атомов (0|) может быть представлено в виде

где е - доля вакансий, объединенных в неподвижные комплексы; г] -эффективность каскада (доля точечных дефектов, выживших после внутрикаскадной рекомбинации), которую можно положить равной 1/3; в - скорость генерации пар Френкеля после динамической стадии.

Из-за высокой плотности скоплений следует ожидать, что при эволюции каскадной области повреждения на начальной стадии долговременного отжига конгломерат вакансионных скоплений испытывает промежуточную стадию укрупнения. Это дает основание допустить образование в каскадной области повреждения единого компактного объемного скопления вакансий (микропоры). Средняя емкость такой микропоры при характерном нейтронном спектре для корпуса реактора составляет ~60 вакансий, что соответствует ~65 % общего числа вакансий, переживших рекомбинацию в каскадной области повреждения на стадии кратковременного отжига (е = 0,65). Остальные вакансии являются свободными.

ДТК = [42 + 78 1п(с1/с30)] ДС™

(7.7)

/ ^ = 1 - е; ^ = т^,

(7.8)

В общем виде число уравнением

С.Петербург 09 300 акт

та/д1°>Ол-Пл/ъо, (7.19)

где й70 - скорость генерации каскадных микропор, т20 - время их жизни. Время жизни микропоры может быть определено из уравнения, описывающего скорость изменения ее радиуса гг в диффузионном приближении:

дф X = - ВуСу)/гг - БуСуе ехр[ДЕ(г)/кТ]/г2, (7.20)

где и - коэффициенты диффузии вакансий и междоузельных атомов соответственно; Су и (} - концентрации вакансий и междоузельных атомов соответственно; Суе - равновесная тепловая концентрация вакансий; ДЕ(г) = Е(г+1) - Е(г); Е(г) - обратимая энергия образования микропоры, содержащей г вакансий (гхП = 4тсгг3/3, О - атомный объем, равный для га-железа 0,011777 нм3); к - постоянная Больцмана. В приближение капиллярной модели связи вакансий в поре ДЕ(г) = 2уО/г*, где у -поверхностная энергия а-железа, равная 1,5 Дж/м2.

Коэффициент самодиффузии а-железа связан с равновесной тепловой концентрацией вакансий следующим соотношением:

БРс = ехр(-ЕРс /кТ) = Суе , (7.21)

где ЕРе - энергия активации самодиффузии а-железа (2,75 эВ); БЦ" -предэкспоненциальный фактор (2,0' Ю-4 м2/с); - коэффициент диффузии вакансий = Бд ехр(-Ет/кТ), где ЭД - предэкспоненциальный фактор (5,0-10"5 м2/с); Ет - энергия активации миграции вакансий (1,25 эВ). Поскольку ЕРе=Ега+Ег, где Ег - энергия образования вакансии, то равновесная тепловая концентрация вакансий определяется энергией их образования:

Су^/Е^Оо^/Бо* ехр[-(ЕРе -Ега)/кТ]=Б0р7Б£ ехр(-Е,/кТ) (7.22)

Из уравнения (7.20) могут быть получены следующие соотношения для Р(г) - скорости перехода скопления вакансий из размера ъ в (х + 1) и (3(2) - скорости перехода из размера г в (г - 1):

Рф = 3 (4тсШ)м гт БуСу , (7.23)

(¿(г) = 3 (4я/ЗП)м гш {БД + ВуСу0ехр[ДЕ(г)/кТ]} . (7.24)

Как видно из (7.19), (7.20), (7.23) и (7.24) уравнение непрерывности для функция распределения микропор по их вакансионной емкости (Ы2) имеет вид:

ан2/а = О205(2 - 20) -[(Р(2) - (3(2))мг]. (7.25)

где 5(г) - дельта-функция. Скорость термического распада ансамбля микропор определяется выражением:

= 471/О БуСус |г2N 2ехр[ДЕ(г)/кт]с1:г , (7.26)

Уравнения баланса точечных дефектов имеют следующий вид: дС0 г = - цБ|С|Су - ЭДС, (7.27)

дСч/д 1 = 0,(1 -е)+ О«, - ^¡С;СУ - 8„ОуСу, (7.28)

где (я - коэффициент рекомбинации (.1=4лЯс/О, Яс - эффективный радиус спонтанной рекомбинации, равный арифметическому среднему по расстояниям от центра зоны спонтанной рекомбинации до поверхности зоны рекомбинации вдоль различных кристаллографических направлений. При 270°С (Л » 3,3'1020 м"2. Бс - мощность стоков для точечных дефектов типа а (а = 1 или V); 8а = Бо + Зуо.аШ; Б0 - мощность исходных стоков (дислокаций, границы зерен и т.д.); Б^^) - мощность ансамбля микропор как стоков для точечных дефектов:

= 4л/П |г2Ы2с1г , (7.29)

В случае 0| Оу и Б; = = Б из стационарного решения системы уравнений баланса точечных дефектов (7.27) и (7.28) следует:

- = (О, - 0,)ЛЗ = ^ - 0,„)/3 , (7.30)

Выражения (7.19), (7.20), (7.22), (7.25), (7.27), (7.28), (7.29) и (7.30) образуют замкнутую систему уравнений. Поскольку мощность стоков 5а является функцией времени, определяемой кинетикой эволюции микропор и дислокационной структуры, уравнения системы являются нелинейными и решаются только численными методами.

7.3. Оценка кинетических параметров образования радиационно-

стимулированной зернограничной сегрегации фосфора

Пренебрегая вкладом диффузии по междоузлиям в результате замещающих столкновений за счет возбуждения кристаллической решетки коэффициент радиациоино-стимулированиой диффузии фосфора можно представить как:

Dp = Dp + Dp = DP (1 + Су/Суе), (7.31)

где Dp и Dp - коэффициенты диффузии фосфора, обусловленные соответственно наличием в стали равновесных (термических) и сверхравновесных вакансий, вызванных облучением. Коэффициент диффузии Dp определяется выражением (7.2). Cv определяется системой уравнений (7.19), (7.20), (7.22), (7.25), (7.27), (7.28), (7.29) и (7.30).

Таким образом, для оценки кинетики радиационно-стимулированной сегрегации фосфора на внутренние поверхности раздела в a-железе можно использовать зависимость (7.1) с заменой термического коэффициента диффузии (7.2) на коэффициент радиационно-стимулированной диффузии (7.31). Для радиационно-стимулированного термически-активируемого процесса, характеризующегося одной энергией активации Q (например, QP для диффузии фосфора), может быть введена эффективная температура Т*, приводящая радиационно-стимулированный процесс при температуре То6л к эквивалентному процессу без облучения:

1/Т* = 1/Тобл - R/Qp 1п(1 + Cv/Cvc). (7.32)

Расчеты показывают, что облучение может повышать эффективную температуру объемной диффузии фосфора на 100-150 °С.

7.4. Сравнение расчетных и экспериментальных характеристик радиационно-стимулированной зернограничной сегрегации фосфора

В качестве объекта исследования была выбрана сталь следующего состава (в массовых долях, %): С 0,25, Si 0,31, Мп 0,47, Сг 3,30, Ni 1,07, Мо 0,37, S 0,040, Р 0,018, Си 0,10. Исследуемая сталь была подвергнута нейтронному облучению при температуре ~275 °С в течение более 60 тыс.ч. Флюенс быстрых нейтронов при этом варьировался от 14-1022 до 62-1022 нейтрон/м2.

Для количественной оценки уровня зернограничной сегрегации была использована зависимость Срв = 2 у K¡j I¡/Ij , где Срв - концентрация

элемента i, сегрегировавшего на границу зерна элемента j; I,- и Ij ~ интенсивности оже-пиков элементов i и j; для границ зерен у=1; KPFc=l,5.

Степень радиационного охрупчивания данного металла достаточно высока: линия регрессии соответствует коэффициенту радиационного охрупчивания, равному ~72 (ATf=72Fi/3). Столь высокая радиационная чувствительность стали может быть связана с синергетическим влиянием фосфора и никеля на радиационное охрупчивание.

Наличие разрушения вдоль аустенитных зерен позволило измерить зернограничную концентрацию элементов методом оже-спектроскопии. Как видно из рис. 7.3, зернограничная концентрация фосфора существенно возрастает с флюенсом, причем по достижению флюенса 42-Ю22 нейтрон/м2 наблюдается некоторое ускорение зернограничной адсорбции фосфора.

В работе Hudson J.A. et.al. (Theor. Appl. Fract. Mech., 1988, v. 10, p. 123-133), была получена следующая зависимость:

ДТК= 1300 Ip / IFe + const.

(7.33)

0.20

0.15

к^О.Ю

Он

«г

0.05

0.00

302240 50 60 JO 10 нейтрон/м

0 10 20 Флюенс,

Рис. 7.3. Изменение с флюенсом интенсивности оже-пика фосфора (/р) с энергией 120 эВ по отношению к интенсивности оже-пика железа (/Рс) с энергией 703 эВ на границах зерен исследуемой стали

50 100 150 Д7"*, эксперимент, °С Рис. 7.4. Экспериментальная и расчетная величина AT*=ATK(F)~ ДТк(14-1022 нейтр./м2) определенная для исследуемой стали по модели (7.7) (+) и модели (7.33) (О)

Радиационно-индуцированный сдвиг температуры вязкохрупкого перехода для рассматриваемого материала может быть оценен по полученной в настоящей работе зависимости (7.7). Сравнение результатов расчета по моделям (7.7) и (7.33) с экспериментальными данными показано на рис. 7.4. Поскольку график на рис. 7.4 строился в относительных

координатах ДТ*=ДТК(Р)-ДТК(14'1022 исйтр./м2), то не было необходимости определять свободный член в уравнении (7.33). Результаты, полученные по обеим моделям достаточно близки. Недооценка сдвига температуры вязкохрупкого перехода моделями возрастает с увеличением флюенса нейтронов от ~14х1022 нейтрон/м2. Эта недооценка несколько больше для модели (7.7). Недооценка изменения критической температуры хрупкости при увеличении флюенса с 14 до 21, 45 и 62x1022 нейтрон/м2 может быть связана с упрочнением стали под облучением (ДКр0.2=90Р1/3), что приводит к появлению дополнительного вклада в ДТр.

Исследования, проведенные методом трансмиссионной электронной микроскопии, показали, что в результате облучения стали до флюенса нейтронов порядка 50x1022 нейтрон/м2 примерно в 10 раз снижается плотность линейных дислокаций. Так в основном металле исходная

результате

^10'4 м-2,

а в

плотность линейных дислокации составляет

облучения она снижается до -1013 м'2. Из рис, 7.5 можно заключить, что наблюдаемый характер изменения зернограничной концентрации фосфора под облучением скорее всего объясняется радиационным отжигом дислокаций.

0,5-]

20 ,240 602

Флюенс, 10" нейтрон/м Рис. 7.5. Сравнение результатов измерения зернограничной концентрации фосфора с расчетными оценками: 1,2 - расчет для плотности дислокаций равной 10!3 и 1014 м"2 соответственно.

Приведенные оценки позволяют сделать вывод, что в диапазоне флюенса нейтронов (14-62)-1022 нейтрон/м2 увеличение критической температуры хрупкости на 80% можно отнести на счет зернограничной сегрегации фосфора, в то время как радиационное охрупчивание при облучении до 14-1022 нейтрон/м2 определяется зернограничной концентрацией фосфора лишь на 40-45%. Таким образом, влияние зернограничной сегрегации фосфора на радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов может быть существенным и, при

некоторых условиях, определяющим. Отметим, что тепловая выдержка при 275 °С в течеиие 60 тыс.ч. приводит в возрастанию зернограничной концентрации фосфора лишь на 0,025 монослоя, что пренебрежимо мало по сравнению с эффектом, наблюдаемым под облучением.

ГЛАВА VIII. ВОССТАНОВЛЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ОБЛУЧЕННЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ТЕРМИЧЕСКОМ

ОТЖИГЕ

Эффективность восстановления температуры вязкохрупкого перехода облученной стали при отжиге обычно характеризуется параметром Г1=(1-ДТост/ДТР)х100%, где ДТост=Т «л-Тко — остаточный после отжига сдвиг критической температуры хрупкости. Степень восстановления увеличивается с ростом температуры отжига и при температуре отжига выше ~475°С для материалов корпусов реакторов ВВЭР-440 достигает 80% и более (рис. 8.1). Эффективность восстановления критической температуры хрупкости при отжиге материалов корпусов реакторов ВВЭР-440 значительно выше, чем материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000 (рис. 8.1).

Рис. 8.1. Сравнение эффективности пострадиационного отжига материалов корпусов реакторов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000.

Анализ результатов пострадиационного отжига при температуре 460 - 475°С штатных материалов корпусов реакторов ВВЭР-440 показывает, что остаточный сдвиг критической температуры хрупкости возрастает с увеличением содержания в стали фосфора:

ДТ0„ = 9.06 + 347 СР (сг = 6.14°С, R = 0.55)

(8.1)

Сдвиг температуры вязкохрупкого перехода при обработке материала на отпускную хрупкость пропорционален изменению зериограничной концентрации фосфора (7.7). Сдвиг температуры вязкохрупкого перехода, обусловленный развитием обратимой отпускной хрупкости в процессе пострадиационного отжига (АТ*), может быть рассчитан по модели (7.7). На рис. 8.2 приводится корреляцониая зависимость экспериментально определенных величин ДТост и рассчитанных по модели (7.7) величии ДТ*, обусловленных развитием обратимой отпускной хрупкости в процессе пострадиационного отжига. Из анализа приведенных на рис. 8.2 данных следует, что между ДТост и ДТ* существует линейная корреляция с равным нулю свободным членом:

ДТост = ДТ* (а = 5.42°С, Я = 0.67)

(8.2)

Сравнение статистических характеристик моделей (8.1) и (8.2) свидетельствуют о предпочтительности последней.

0 10 20 30 40 ДТ* (расчет), °С

Рис. 8.2, Сравнение определенных экспериментально значений ДТоот и рассчитанных по модели (7.7) величин ДТ* для материалов корпусов ВВЭР-440. Пунктиром показана область доверительного интервала 95% для линии регрессии (8.2).

О

0.4 0.8 1.2 1.6 2.0 2.4 Содержание никеля, % Рис. 8,3, Влияние никеля на величину ДТост материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000. Пунктиром показана область доверительного интервала 95% для линии регрессии (8.3).

Анализ базы данных по результатам пострадиационного отжига материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000 при температуре 460°С показывает, что для этих материалов корреляция ДТ0Ст с содержанием в стали фосфора полностью отсутствует. Модель (7.7) значительно

недооценивает ДТ0„. ДТ„ст в существенной степени определяется содержанием в стали никеля (рис. 8.3):

ДТоот = -13.8 + 32.56 С№ (с = 10.49°С, Я = 0.83) (8.3)

Можно предположить, что пониженная эффективность отжига материалов корпусов ВВЭР-1000 по сравнению с материалами корпусов ВВЭР-440 (рис. 8.1) объясняется повышением ДТост с ростом концентрации никеля.

ГЛАВА IX. ОХРУПЧИВАНИЕ СТАЛЕЙ ПРИ ПОСЛЕДУЮЩЕМ ЗА ПОСТРАДИАЦИОННЫМ ОТЖИГОМ ОБЛУЧЕНИИ

В настоящее время в России для определения повторного радиационного охрупчивания используется модель горизонтального сдвига:

ДТ* = Тк - Тка = Тк0 + АР (БЭКВ + Д1/3 - Ткл (9.1)

= - ДТ0СТ + АР №„„ + ДРК)"3 = - ДТ^ + (ДТост3 + Ар3хДРК)|/3

Здесь ТК - критическая температура хрупкости стали после повторного облучения; Рэкв = (ДТост/АР)3.

База данных РНЦ КИ по повторному радиационному охрупчиванию преимущественно состоит из результатов исследования материала темплетов, вырезанных с внутренней поверхности корпусов реакторов ВВЭР-440 первых поколений, включая результаты дооблучения материала темплетов в каналах для образцов-свидетелей корпусов ВВЭР-440/213.

Параметры дозной зависимости радиационного охрупчивания при первичном облучении как правило используются в большинстве известных моделей, описывающих скорость повторного после отжига радиационного охрупчивания. Наиболее подходящей для анализа кинетики повторного радиационного охрупчивания материалов сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-440 является линии регрессии (6.17). В соответствии с данными микроструктурных исследований концентрация в матрице меди падает под облучением и последующим за ним отжиге до -0,04%. Исходя из этого и модель (6.17) может быть преобразована для определения повторного радиационного охрупчивания следующим образом:

ДТр= 1230 СР +207 х 0.04+ {1.91 +210 (СР-0.02)} И0'63 (9.2)

если Ср<0.020%, то СР=0.020%.

Для всех рассматриваемых материалов модели (9.1) и (9.2) оценивают повторное радиационное охрупчивание консервативно и соответственно являются абсолютными верхними оценками охрупчивания

при повторном облучении (рис. 9.1). Заметим, что ширина разброса оценок, сделанных по модели (9.2), значительно меньше, чем для модели (9.1). Физически модель (9.2) более прозрачна, чем модель (9.1).

Отметим, что применение модели (9.2) для оценки ресурса корпусов реакторов блоков 3 и 4 Нововоронежской АЭС и блоков 1 и 2 Кольской АЭС дает возможность продлить их эксплуатацию на срок от 6 до 22 лет больше, чем модель горизонтального сдвига (9.1).

120 и Ю0

О

80 60 40

в1

о «

а

п.

% 20

0

о о о+у

о +Н+Х

■ * * ° + 6 * ФХ

У

0 20 40 60 80 100 120 ДТр (эксперимент), °С Рис. 9.1. Сравнения экспериментальных значений охрупчивания материалов корпусов реакторов ВВЭР-440 при повторном облучении с результатами расчета по моделям (9.1) (О) и (9.2) (+).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Проведен анализ основных закономерностей радиационного охрупчивания. Радиационное охрупчивание повышается с ростом в материале концентрации никеля, фосфора и меди. Никель может усиливать влияние фосфора и меди на радиационное охрупчивание. Изменение под действием облучения критической температуры хрупкости в существенной степени коррелирует с изменением предела текучести. Увеличение концентрации фосфора может приводить к повышению упрочнения материала под облучением. Уменьшение флакса при одинаковом флюенсе может приводить к увеличению охрупчивания стали.

2. Действующие в настоящее время нормативные зависимости для оценки радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000 не удовлетворяют условию консервативности для значительной части накопленного массива экспериментальных данных и.должны быть изменены.

3. Для материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 наблюдается выраженная зависимость радиационного охрупчивания от содержания фосфора и меди. Определены пороговые уровни влияния фосфора и меди на радиационное охрупчивание. Механизм, связанный с влиянием на радиационное охрупчивание меди выходит на насыщение значительно быстрее, чем механизм, связанный с влиянием фосфора.

4. Для оценки фактического радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 предложена модель ДТР=238Сси+{7.25+б47(СР-0.02)}Р0-45 (если СР<0.020%, то СР=0.020%; если Сси<0.04%, то ССи=0.04%).

5. В качестве базовой для разработки новой нормативной зависимости для консервативной оценки радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 предложена модель ДТр=40+23 8Сси+ {7.25+647(Ср-0.02)} Р0'45 (если СР<0.020%, то СР=0.020%; если ССи<0.04%, то ССи=0.04%.).

6. Радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000 в значительной степени определяется содержанием в стали никеля. Влияние марганца и кремния на радиационное охрупчивание следует считать значимым. На настоящий момент нет достаточных оснований для введения в коэффициент радиационного охрупчивания зависимости от меди и фосфора и изменения нормативного показателя степени п = 1/3 зависимости сдвига критической температуры хрупкости от флюенса быстрых нейтронов.

7. Для оценки фактического радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000 предложена модель ДТр=16,9СЙС°м7п(1-С51)Р1/3.

8. В качестве базы для разработки новой нормативной зависимости для консервативной оценки радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-1000 предложена модель ДТр=22+1б,9С^С0м?п(1-С3|)Р,д.

9. Разработана зависимость, позволяющая при заданном размере аустенитного зерна определять изменение температуры вязкохрупкого перехода низколегированной стали при изменении зернограничной концентрации фосфора: ДТк=[42+781п(с1/с1о)] ДСРВ.

10. Влияние радиационно-стимулированной зернограничной сегрегации фосфора на радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов может быть существенным и, при некоторых условиях, определяющим.

11. Рассмотрены закономерное™ пострадиационного отжига материалов корпусов реакторов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000. Предложены зависимости для определения остаточного охрупчивания после отжига облученных материалов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000.

12. Предложена модель для консервативной оценки повторного радиационного охрупчивания материалов корпусов ВВЭР-440: ДТг=1230Ср+8,28+ {1.91+210(Ср-0.02)} F0,63 (если СР<0.020%, то СР=0.020%). Применение этой модели для оценки ресурса корпусов реакторов блоков 3 и 4 Нововоронежской АЭС и блоков 1 и 2 Кольской АЭС дает возможность продлить их эксплуатацию на срок от 6 до 22 лет больше, чем модель горизонтального сдвига.

13. Проведенные в настоящей работе исследования позволяют существенно повысить безопасность эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР-440/230, ВВЭР-440/213 и ВВЭР-1000.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Nikolaev Y,A., Nikolaeva A.V., Shtrombakh Y.I. Radiation embrittlement of low-alloy steels. - International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2002, v. 79, No. 8-10, p. 619-636.

2. Platonov P.A., Nikolaev Y.A., Shtrombakh Y.I. Radiation embrittlement kinetics of the first generation of WER-440 RVPs after post-irradiation annealing. - International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2002, v, 79, No. 8-10, p. 643-648.

3. Debarberis L., Sevini F., Acosta В., Kryukov A., Nikolaev Y., Amaev A.D., Valo M. Irradiation embrittlement of model alloys and commercial steels: analysis of similitude behaviors. - International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2002, v. 79, No. 8-10, p. 637-642.

4. Korolev Yu.N,, Shtrombakh Ya.I., Nikolaev Yu.A., Krasikov Ye.A., Platonov P.A. Application of the reconstituted subsize specimens for assessment of irradiation embrittlement of RPV steels. - Small Specimen Test Techniques: Fourth Volume, ASTM STP 1418, 2002, p. 151-178.

5. Платонов ПЛ., Штромбах Я.И., Николаев Ю.А. Анализ состояния металла корпусов действующих реакторов ВВЭР. - The 7th International Conference on material issues in design, manufacturing and operation of nuclear power plants equipment. St.Petersburg, 2002, v. 1, p. 377-397.

6. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V., Shtrombakh Ya.I. Radiation embrittlement of low-alloy steels. - Proceeding of IAEA specialists meeting "Irradiation embrittlement and mitigation", Gloucester, England, UK, May 2001, IAEA, Vienna, Austria, 2002, TWG-LMNPP-01/2, p. 131-154.

7. Platonov P.A., Nikolaev Yu.A., Shtrombakh Ya.I. Radiation embrittlement kinetics of the firsts generation of VVER-440 'RVPs after post-irradiation

annealing. - Proceeding of IAEA specialists meeting "Irradiation embrittlement and mitigation", Gloucester, England, UK, May 2001. IAEA, Vienna, Austria, 2002, TWG-LMNPP-01/2, p, 192-204.

8. Николаева А,В., Николаев Ю.А., Кеворюш Ю.Р., Забусов О.О, Влияние радиационно-стимулированной зернограничной сегрегации фосфора на эксплуатационные характеристики материалов корпусов атомных реакторов. - Атомная энергия, 2001, т. 91, вып. 5, с, 343-353.

9. Bohmert J., Ulbricht А„ Kryukov A., Nikolaev Yu., Erak D. Composition effects on the radiation embrittlement of iron alloys. - In; Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1405,2001, p. 383-398.

10. Zaritsky S.M., Platonov P.A., Nikolaev Yu.A., OSmera В., Valenta V. Review of problems and requirements in VVER reactor-type pressure vessel dosimetry. - In: Reactor Dosimetry: Radiation Metrology and Assessment, ASTM STP 1398,2001, p. 53-60.

11. Николаева A.B., Николаев Ю.А,, Кеворкян Ю.Р. Зернограничная сегрегация фосфора в низколегированной стали. - Атомная энергия, 2001, т. 91, вып. 1, с. 20-27.

12. Амаев А.Д„ Королёв Ю.Н., Красиков Е.А., Николаев Ю.А., Платонов ПЛ., Штромбах Я.И. 50 лет применению метода ударных испытаний для определения влияния реакторного облучения на сдвиг критической температуры хрупкости. - Заводская лаборатория, 2001, т. 67, № 8, с. 47-51.

13. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Кеворкян Ю.Р. Экспериментально-статистический анализ радиационного охрупчивания материалов корпусов ВВЭР-440. - Атомная энергия, 2001, т. 90, вып. 4, с. 260-267.

14. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Кеворкян Ю.Р. Радиационное охрупчивание материалов корпусов ВВЭР-1000. - Атомная энергия, 2001, т. 90, вып. 5, с. 359-366.

15. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Кеворкян Ю.Р. Восстановление механических свойств облученной стали при термическом отжиге. -Атомная энергия, 2001, т. 90, вып. 6, с. 457-460.

16. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Кеворкян Ю.Р., Крюков A.M., Королев Ю.Н. Охрупчивание низколегированной конструкционной стали под действием нейтронного облучения. - Атомная энергия, 2000, т. 88, вып. 4, с. 271-276.

17. Korolev Y., Kryukov A., Nikolaev Y., Platonov P., Shtrombakh Y., Langer R., Leitz C., Rieg C.Y., Nikolaev V. The properties of WWER-440 type reactor pressure vessel steels cut out from operated units. - Nuclear Engineering and Design, 2000, v. 195, p. 137-142.

18. Kryukov A.M., Nikolaev Yu.A. The properties of WWER-1000 type materials obtained on the basis of a surveillance program. - Nuclear Engineering and Design, 2000, v. 195, p. 143-148.

19. Davies M., Kryukov Л,, English С., Nikolaev Yu„ Server W.L, A comparison of East/West steels for pressurized water reactors, - In: Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1366, 2000, p. 3-15.

20. Nikolaeva A,V„ Kevorkyan Yu.R., Nikolaev Yu.A. Comparison of observed and predicted data on radiation induced grain boundary phosphorus segregation in VVER type steels. - Гп: Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1366,2000, p. 399-411.

21. Sokolov M.A., Chernobaeva A.A,, Nanstad R.K., Nikolaev Yu.A., Koroiev Yu.N. Irradiation, annealing, and reirradiation effects on American and Russian reactor pressure vessel steels. - In: Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1366,2000, p. 415-434.

22. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V. Application of the floating curve model for estimation of re-irradiation embrittlement of VVER-440 RPV steels, - In: Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1366, 2000, p. 460-470.

23. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V., Kryukov A.M., Shtrombakh Ya.I., Platonov P.A. Radiation embrittlement of VVER-1000 RPV steels. -Ageing Materials Evaluation and Studies (AMES). Workshop on RPV Life Predictions, Madrid, Spain, November 2, 1999, EUR 19638, 2000, p. 35-44.

24. Platonov P.A., Shtrombakh Ya.I,, Kryukov A.M., Nikolaev Yu.A, Evaluation of the VVER-440 RPV metal condition after neutron irradiation, annealing and reirradiation. - Ageing Materials Evaluation and Studies (AMES). Workshop on RPV Life Predictions, Madrid, Spain, November 2, 1999, EUR 19638,2000, p, 81-90.

25. Кеворкян Ю.Р., Николаев Ю.А., Николаева A.B. Влияние каскадных микропор на диффузионные потоки точечных дефектов в материалах корпусов реакторов. - Атомная энергия, 1999, т. 86, № 5, с. 370-383.

26. Gurovich В.А., Koroiev Yu.N., Kuleshova E.A., Nikolaev Yu.A., Shtrombakh Ya.I. Irradiation embrittlement of reactor pressure vessel steels due to mechanisms other than radiation hardening. - In: Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1325,1999, p. 271-295.

27. Nikolaeva A.V., Kevorkyan Yu.R., Nikolaev Yu.A. Radiation induced grain boundary phosphorus segregation in low-alloy Cr-Ni-Mo steels. -Irradiation Embrittlement and Mitigation. Proceedings of the IAEA Specialists Meeting, Spain, 1999, IWG-LMNPP-99/2, p. 394-405.

28. Koroiev Yu.N., Kryukov A.M, Nikolaev Yu,A„ Platonov P.A., Shtrombakh Ya.I., Langer R., Leitz C., Rieg C.-Y. The actual properties of WWER-440 reactor pressure vessel materials obtained by impact tests of subsize specimens fabricated out of samples taken from the RPV. - In: Small Specimen Test Techniques, ASTM STP 1329, 1998, p. 145-159.

29. Kryukov A.M., Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V. Behavior of mechanical properties of nickel-alloyed reactor pressure vessel steel under neutron irradiation and post-irradiation annealing, - Nuclear Engineering and Design, 1998, v. 186, p. 353-359.

30. Крюков A.M., Николаев Ю.А., Николаева А.В. Влияние химического состава на радиационное охрупчивание низколегированных сталей, -Атомная энергия, 1998, т. 84, № 4, с. 366-368.

31. Korolev Yu.N., Kryukov А.М, Nikolaev Yu.A., Platonov P.A., Shtrombakh Ya.I., Langer R., Leitz C., Rieg C.-Y. Assessment of irradiation response of WWER-440 welds using samples taken from Novovoronezh unit 3 and 4 reactor pressure vessels. - Nuclear Engineering and Design, 1998, v. 185, p. 309-317.

32. Gurovich B.A., Kuleshova E.A., Nikolaev Yu.A., Shtrombakh Ya.I. Assessment of relative contributions from different mechanisms to radiation embrittlement of reactor pressure vessel steels. - J. Nucl. Mater., 1997, v. 246, p. 91-120.

33. Nanstad R.K., Iskander S.I., Sokolov M.A., Chernobaeva A.A., Nikolaev Yu.A., Kryukov A.M., Korolev Yu.N. Effects of thermal annealing and reirradiation on toughness of reactor pressure vessel steels. - NUREG/CP-0157,1997, v. 2, p. 99-110.

34. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V. Radiation response of nickel-alloyed reactor pressure vessel steel. - Transactions of 14th International Conference on Structural Mechanics in Reactor Technology, Lyon, France, 1997, v. 9, p. 101-108.

35. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A. Mechanism of the drop in the dependence of yield stress on neutron irradiation dose for low-alloy steel. - Materials Science and Engineering, 1997, v. A234-236, p. 915-917.

36. Kryukov A.M., Nikolaev Yu.A., Planman Т., Platonov P.A. Basic results of the Russian WWER-1000 surveillance program. - Nuclear Engineering and Design., 1997, v. 173, p. 333-339.

37. Гурович Б,А., Кулешова E.A., Николаев Ю.А., Штромбах Я.И. Оценка относительного вклада различных механизмов в радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов. - Препринт ИАЭ-6025/11. М.:РНЦКИ, 1997.- 107 с.

38. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V. Embrittlement of low-alloyed steels due to impurity segregation at intergranular boundaries. - Material Science Forum, 1996, v. 207-209, p. 653-656.

39. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V., Kryukov A.M. The nickel effect on mechanical property recovery under post-irradiation annealing. - Fourth International Conference on Material Science Problems in NPP Equipment Production and Operation, St. Petersburg, Russia, 1996, v. 1, p. 231-235.

40. Николаева A.B., Николаев Ю.А. Кинетика радиационно-стимулированной зернограничной адсорбции фосфора в низколегированных сталях. - Fourth International Conference on Material Science Problems in NPP Equipment Production and Operation, St. Petersburg, Russia, 1996, v. 3, p. 18-26.

41. Николаев Ю.А., Николаева А.В., Забусов О.О., Гурович Б.А., Кулешова Е.А., Чернобаева А.А. Радиационно- и термически индуцированная адсорбция фосфора на границах зерен в низколегированной стали. - ФММ, 1996, т. 81, вып. 1, с. 120-128.

42. Николаев Ю.А., Королев Ю.Н., Крюков A.M., Левит В.И., Николаева А.В., Чернобаева А.А., Вишкарев О.М. и Носов С,И. Радиационная стойкость материалов корпусов ядерных реакторов, легированных никелем. - Атомная энергия, 1996, т. 80, № 1, с. 33-36.

43. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V., Kryukov A.M., Levi! V.I., Korolev Yu.N. Radiation embrittlement and thermal annealing behavior of Cr-Ni-Mo reactor pressure vessel materials. - J. Nucl. Mater., 1995, v. 226, p. 144155.

44. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A., Kryukov A.M. The contribution of grain boundary effects to low-alloy steel irradiation embrittlement. - J. Nucl. Mater., 1994, v. 218, p. 85-93.

45. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A., Kryukov A.M. Grain boundary embrittlement due to reactor pressure vessel annealing. - J. Nucl. Mater., 1994, v. 211, p. 236-243.

46. Николаева A.B., 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.

47. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A., Kryukov A.M. The mechanisms of nickel and silicon effect on the radiation sensitivity of reactor pressure vessel materials. - Preprint NSI-26-93, Nuclear Safety Institute, Moscow, Russia, 1993.- 11 p.

48. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A., Kryukov A.M. Estimation of grain boundary embrittlement due to reactor pressure vessel annealing. - Preprint NSI-3-93, Nuclear Safety Institute, Moscow, Russia, 1993. - 9 p.

49. Николаева A.B., Николаев Ю.А., Шур Д.М., Чернобаева А.А. Прогнозирование склонности Cr-Ni-Mo стали к отпускной хрупкости. - ФММ, 1993, т. 76, вып. 5, с. 163-170.

50. Звездин Ю.И., Николаев Ю.А., Шур Д.М. Методика исследования зернограничной фосфорной сегрегации в низколегированной стали и ее влияние на сопротивление хрупкому разрушению. - Заводская лаборатория, 1993, № 2, с. 61-63.

Подписано в печать 24.07.03. Формат 60x90/16 Печать офсетная. Усл. печ. л. 3,0 Тираж 55 .Заказ 31. Отпечатано в РНЦ "Курчатовский институт" 123182, Москва, пл. Академика Курчатова

jU>o;?-/l

IUP, л, 5 2

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА I. ЯВЛЕНИЕ РАДИАЦИОННОГО ОХРУПЧИВАНИЯ И МАТЕРИАЛЫ КОРПУСОВ АТОМНЫХ РЕАКТОРОВ.

1.1. Проблемы эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР-440/230.

1.2. Проблемы эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР-440/213.

1.3. Проблемы эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР-1000.

ГЛАВА И. РАЗРУШЕНИЕ МЕТАЛЛОВ И ВЯЗКОХРУПКИЙ ПЕРЕХОД.

ГЛАВА III. МЕТОДИКА ОПРЕДЕЛЕНИЯ СКЛОННОСТИ МАТЕРИАЛОВ КОРПУСОВ РЕАКТОРОВ К ХРУПКОМУ РАЗРУШЕНИЮ.

3.1. Методика определения критической температуры хрупкости при испытании стандартных образцов Шарпи 10x10x55 мм.

3.2. Определение критической температуры хрупкости при испытании малоразмерных образцов на ударный изгиб.

3.2.1. Критерии для определения критической температуры хрупкости при испытании малоразмерных образцов на ударный изгиб.

3.2.2. Корреляционные соотношения между значениями Тк, определенными по результатам испытаний стандартных полноразмерных и малоразмерных образцов на ударный изгиб.

ГЛАВА IV. ФАКТОРЫ, ВЛИЯЮЩИЕ НА РАДИАЦИОННОЕ ОХРУПЧИВАНИЕ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ.

4.1. Влияние флюенса быстрых нейтронов.

4.2. Влияние флакса быстрых нейтронов.

4.3. Влияние температуры облучения.

4.4. Влияние химического состава стали.

4.5. Основные представления о механизмах радиационного повреждения низколегированных конструкционных сталей.

ГЛАВА V. ИССЛЕДОВАНИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТЕЙ РАДИАЦИОННОГО ОХРУПЧИВАНИЯ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ.

5.1. Стадийность изменения различных характеристик низколегированных сталей от повреждающей дозы.

5.2. Значимость эффекта флакса быстрых нейтронов для оценки радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов

5.3. Влияние на радиационное охрупчивание фосфора, меди и никеля.

ГЛАВА VI. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНО-СТАТИСТИЧЕСКИЙ АНАЛИЗ ИЗМЕНЕНИЯ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ МАТЕРИАЛОВ КОРПУСОВ АТОМНЫХ РЕАКТОРОВ В ПРОЦЕССЕ ЭКСПЛУАТАЦИИ.

6.1. Проблема определения кинетики радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов.

6.2. Нормативные зависимости, использующиеся для прогнозирования радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов.

6.3. Радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-440.

6.4. Радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-1000.

ГЛАВА VII. ВЛИЯНИЕ РАДИАЦИОННО-СТИМУЛИРОВАННОЙ ж ЗЕРИОГРАНИЧНОЙ СЕГРЕГАЦИИ ФОСФОРА НА

ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ МАТЕРИАЛОВ КОРПУСОВ РЕАКТОРОВ.

7.1. Образование зернограничной сегрегации фосфора в низколегированной стали при повышенной температуре.

7.2. Кинетическая модель для анализа радиационного повреждения низколегированной стали.

7.3. Оценка кинетических параметров образования радиационно-стимулированной зернограничной сегрегации фосфора.

7.4. Сравнение расчетных и экспериментальных характеристик радиационно-стимулированной зернограничной сегрегации фосфора.

ГЛАВА VIII. ВОССТАНОВЛЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ

ОБЛУЧЕННЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ТЕРМИЧЕСКОМ ОТЖИГЕ.

• ГЛАВА IX. ОХРУПЧИВАНИЕ СТАЛЕЙ ПРИ ПОСЛЕДУЮЩЕМ

ЗА ПОСТРАДИАЦИОННЫМ ОТЖИГОМ ОБЛУЧЕНИИ.

Среди материальных потребностей индустриального общества первостепенную роль играют потребности в материалах и энергии. По мере истощения использующихся в энергетике сырьевых ресурсов органического происхождения возрастает потребность в атомной энергетике, и в обществе, вступившем на интенсивный путь развития, задача наращивания мощностей атомных электростанций (АЭС) и, одновременно, обеспечения их безопасной эксплуатации становится исключительно актуальной. Безопасность атомных энергетических установок в первую очередь определяется надежностью барьеров, удерживающих продукты ядерных реакций от распространения в окружающей среде. Наиболее важным барьером, предназначенным для удержания радиоактивности, является корпус реактора, несущий давление теплоносителя.

Основным требованием к корпусу реактора является сохранение целостности при штатных условиях эксплуатации и при любых проектных авариях. Радиационный ресурс корпуса реактора в значительной мере определяет эксплуатационный ресурс атомной энергетической установки типа ВВЭР (водо-водяной энергетический реактор), поэтому безопасность эксплуатации АЭС с реакторами ВВЭР определяется поведением материалов корпусов реакторов в условиях одновременного воздействия потока нейтронов и высоких температур. Воздействие интенсивных потоков ионизирующего излучения приводит к значительным изменениям механических свойств металлов. Наиболее опасными из них являются потеря пластичности и увеличение склонности металла к хрупкому разрушению.

Неполное понимание механизмов радиационного повреждения низколегированных сталей в шестидесятые-семидесятые годы привело к недооценке влияния остаточных примесей (в основном, фосфора и меди) и легирующих элементов (в основном, никеля) на радиационную стойкость материала корпусов реакторов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000 первых поколений и значительному, выше проектного, радиационному охрупчиванию материала сварных швов активной зоны корпусов атомных реакторов. К середине восьмидесятых годов степень охрупчивания материала корпусов реакторов ВВЭР-440 первых поколений достигла критического уровня, при котором не гарантировалась безопасность эксплуатации энергоблоков.

Проведенные исследования показали, что возможно создание условий, приводящих к восстановлению свойств материалов корпусов атомных реакторов после эксплуатации. Нагрев облученной стали выше температуры облучения на некоторую определенную величину, повышая диффузионную подвижность легирующих и примесных элементов, является предпосылкой к появлению термодинамической неустойчивости различных радиационных повреждений стали и, таким образом, создает условия для восстановления механических свойств материала. Процесс пострадиационного отжига сопровождается уменьшением плотности дислокационных петель и уменьшением плотности и коагуляцией радиационно-индуцированных выделений вторых фаз. Как следствие, этот процесс приводит к понижению температуры вязкохрупкого перехода и повышению пластичности материала.

С 1987 по 1996 год был реализован пострадиационный отжиг 14 корпусов реакторов ВВЭР-440. При этом особую актуальность приобрела задача определения степени восстановления механических свойств в результате отжига и оценки кинетики охрупчивания материалов корпуса при повторном после отжига облучении. На настоящий момент закономерности повторного радиационного охрупчивания исследованы весьма незначительно.

Сказанное выше показывает практическую значимость проблемы радиационного охрупчивания сталей, использующихся для изготовления корпусов атомных реакторов, необходимость изучения природы и механизмов радиационного охрупчивания, разработки физически обоснованных моделей радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов и определения на их основе эксплуатационного ресурса корпуса реактора, а также необходимость всестороннего исследования закономерностей изменения свойств облученной стали при отжиге и повторном облучении.

В работе был проведен анализ базы данных РНЦ КИ и данных, опубликованных в ряде литературных источников, по изменению * механических свойств материалов корпусов реакторов ВВЭР-440 и

ВВЭР-1000 при термических выдержках, облучении, отжиге и повторном облучении.

Реализованный в настоящей работе комплекс исследований позволил в значительной степени повысить надежность определения радиационного ресурса материала корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000.

На защиту выносится следующее:

• результаты анализа закономерностей радиационного охрупчивания низколегированных сталей;

• модели для оценки фактического радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000;

• модели для консервативной оценки радиационного охрупчивания " материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000, которые могут быть использованы в качестве базовых для разработки новых нормативных зависимостей;

• зависимость изменения температуры вязкохрупкого перехода материалов корпусов реакторов от размера аустенитного зерна и зернограничной концентрации фосфора;

• результаты анализа влияния радиационно-стимулированной зернограничной сегрегации фосфора на механические свойства хромникельмолибденовой стали;

• модели для определения остаточного охрупчивания после отжига облученных материалов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000;

• модель для консервативной оценки повторного радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов ВВЭР-440.

Основные результаты настоящей работы представлены в более чем 80 научных публикациях в России и за рубежом.

Цикл работ, выполненных Николаевым Ю.А. в соавторстве, был отмечен первой Отраслевой Премией по Реакторному Материаловедению (2001), премией им. И.В.Курчатова на конкурсе научных работ РНЦ "Курчатовский институт" (1997), премией на международной конференции по конструкционным материалам SMIRT-97, Лион, Франция (1997).

Результаты работы докладывались на многочисленных всесоюзных, российских и международных научных семинарах, конференциях и симпозиумах:

1. Международная конференция «Конструкционная прочность материалов и ресурс оборудования АЭС» (Ресурс-2003), г. Киев, Украина, 20 - 22 мая, 2003.

2. 5-й Международный Уральский семинар "Физика радиационных 9 повреждений металлов и сплавов", г. Снежинск, Россия, 23 февраля

- 1 марта, 2003.

3. The 7th International Conference on material issues in design, manufacturing and operation of nuclear power plants equipment, St.Petersburg, 17-21, June 2002.

4. 21th Symposium on the Effects of Radiation on Materials, Williamsburg, Tucson, USA, June 18-20, 2002.

5. IAEA Specialists' Meeting on Irradiation Embrittlement and Mitigation, Gloucester, England, UK, 14-17 May, 2001.

6. Fourth Symposium on Small Specimen Test Techniques, Reno, Nevada, USA, 23-25 January 2001.

7. 20th Symposium on the Effects of Radiation on Materials, Williamsburg, Virginia, USA, June 6-8, 2000.

8. Ageing Materials Evaluation and Studies (AMES) Workshop on RPV

Life Predictions, Madrid, Spain, November 2, 1999.

9. IAEA Specialists' Meeting on Irradiation Embrittlement and Mitigation, Madrid, Spain, April 26 - 29, 1999.

10. International Symposium Fontevraud IV. Fontevraud, France, September 14-18, 1998.

11. 19th International Symposium on Effects of Radiation on Materials, American Society for Testing and Materials, Seattle, USA, June 16-18, 1998.

12. The IAEA Specialists Meeting "Irradiation Effects and Mitigation". Vladimir, Russian Federation, September 15-19, 1997.

13. Eleventh International Conference on the Strength of Materials, ICSMA-11, Prague, Check Republic, August 25-29, 1997.

14. 14th International Conference on Structural Mechanics in Reactor

Technology, SMIRT 14, Lyon, France, August 17-22, 1997.

15. Eighth International Symposium on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems - Water Reactors. Florida, USA, August 10-14, 1997.

16. Третий российско-американский семинар по проекту "Партнерство ASME - РАН": "Продление ресурса безопасной эксплуатации", г. Москва, 19-22 мая, 1997.

17. The 7th International Working Group Meeting on Radiation Damage Mechanisms in Pressure Vessel Steels, IGRDM-7, May 11-17, 1997, Shonan Village Center, Hayama, Japan.

18. Twenty-Fourth Water Reactor Safety Information Meeting. Bethesda, Maryland, USA, October 21-23, 1996.

19. 18th Symposium on Effects of Radiation on Materials, American Society for Testing and Materials. Massachusetts, USA, June 25-27, 1996.

20. Fourth International Conference on Material Science Problems in NPP Equipment Production and Operation. St. Petersburg, Russia, June 16-23, 1996.

21. X конференция по физике радиационных явлений и радиационному материаловедению, г. Алушта, 7-12 сентября, 1996.

22. Research Conference on Plasticity of Materials. Aghia Pelaghia, Crete, Greece, 6-11 September, 1995.

23. The Conference "Computer Simulation in Material Science". lie d'Oleron, France, June 6-16, 1995.

24. IV межотраслевая конференция по реакторному материаловедению, г. Димитровград, 15-19 мая 1995.

25. 7th International Conference "Intergranular and Interface Boundaries in Materials", iib95. Lisbon, Portugal, June 26-29, 1995.

26. Tenth International Conference on the Strength of Materials, ICSMA 10. Sendai, Japan, August 21-26, 1994.

27. Ill Всесоюзная конференция "Прочность материалов и конструкций при низких температурах", г. Винница, 17-19 сентября 1991.

28. Научно-технический семинар "Прогрессивная технология и оборудование для нагрева заготовок под ковку, штамповку, термообработку. Автоматизация и механизация средств нагрева", г. Москва, 22-24 мая, 1990.

29. Школа-семинар молодых ученых и специалистов "Фазовые превращения - 90". г. Москва, ЦНИИЧермет им.И.П.Бардина, 24-26 февраля, 1990.

30. XIV конференция молодых ученых ЦНИИТМАШ. г. Москва, 5-6 мая, 1989.

31. Семинар "Повышение свойств конструкционных сталей легированием и термообработкой", г. Киев, 21-23 февраля, 1989.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

1. Проведен анализ основных закономерностей радиационного охрупчивания. Радиационное охрупчивание повышается с ростом в материале концентрации никеля, фосфора и меди. Никель может усиливать влияние фосфора и меди на радиационное охрупчивание. Изменение под действием облучения критической температуры хрупкости в существенной степени коррелирует с изменением предела текучести. Увеличение концентрации фосфора может приводить к повышению упрочнения материала под облучением. Уменьшение флакса при одинаковом флюенсе может приводить к увеличению охрупчивания стали.

2. Действующие в настоящее время нормативные зависимости для оценки радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000 не удовлетворяют условию консервативности для значительной части накопленного массива экспериментальных данных и должны быть изменены.

3. Для материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 наблюдается выраженная зависимость радиационного охрупчивания от содержания фосфора и меди. Определены пороговые уровни; влияния фосфора и меди на радиационное охрупчивание. Механизм, связанный с влиянием на радиационное охрупчивание меди выходит на насыщение значительно быстрее, чем механизм, связанный с влиянием фосфора.

4. Для оценки фактического радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 предложена модель ATf=238Ccu+{7.25+647(Cp-0.02)}F045 (если СР<0.020%, то СР=0.020%; если ССи<0.04%, то ССи=0.04%).

5. В качестве базовой для разработки новой нормативной зависимости для консервативной оценки радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-440 предложена модель ATf=40+238Ccu+{7.25+647(Cp-0.02)}F0-45 (если СР<0.020%, то СР=0.020%; если ССи<0.04%, то ССи=0.04%.).

6. Радиационное охрупчивание материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000 в значительной степени определяется содержанием в стали никеля. Влияние марганца и кремния на радиационное охрупчивание следует считать значимым. На настоящий момент нет достаточных оснований для введения в коэффициент радиационного охрупчивания зависимости от меди и фосфора и изменения нормативного показателя степени п • — 1/3 зависимости сдвига критической температуры хрупкости от флюенса быстрых нейтронов.

7. Для оценки фактического радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов ВВЭР-1000 предложена модель

ATp=l6,9CKcS(l-Csi)F,/3.

8. В качестве базы для разработки новой нормативной зависимости для консервативной оценки радиационного охрупчивания материала сварных швов корпусов реакторов ВВЭР-1000 предложена модель

АТр=22+16,9СЙ C^7n(l-Csi)F,/3.

9. Разработана зависимость, позволяющая при заданном размере аустенитного зерна определять изменение температуры вязкохрупкого перехода низколегированной стали при изменении зернограничной концентрации фосфора: ATK=[42+781n(d/d0)] АСрВ.

10. Влияние радиационно-стимулированной зернограничной сегрегации фосфора на радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов может быть существенным и, при некоторых условиях, определяющим.

11. Рассмотрены закономерности пострадиационного отжига материалов корпусов реакторов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000. Предложены зависимости для определения остаточного охрупчивания после отжига облученных материалов корпусов ВВЭР-440 и ВВЭР-1000.

12. Предложена модель для консервативной оценки повторного радиационного охрупчивания материалов корпусов ВВЭР-440: ATf= 123 0Ср+8.28+ {1.91+210(Ср-0.02)} F0'63 (если СР<0.020%, то Ср=0.020%). Применение этой модели для оценки ресурса корпусов реакторов блоков 3 и 4 Нововоронежской АЭС и блоков 1 и 2 Кольской АЭС дает возможность продлить их эксплуатацию на срок от 6 до 22 лет больше, чем модель горизонтального сдвига.

13. Проведенные в настоящей работе исследования позволяют существенно повысить безопасность эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР-440/230, ВВЭР-440/213 и ВВЭР-1000.

1. Wigner Е.Р., J. Appl. Phys., 1946, v. 17, p. 857.

2. Алексеенко H.H., Амаев А.Д., Горынин И.В., Николаев В.А. Радиационное повреждение стали корпусов водо-водяных реакторов. М.: Энергоиздат, 1981. -191 с.

3. Hawthorne J.R. Irradiation embrittlement. Treatise on Materials Science and Technology, C.L. Briant and S.K. Bunerji, Eds., 1983, v. 25, p. 461-524.

4. Amaev A.D., Kryukov A.M., Levit V.I., Sokolov M.A. Radiation stability of WWER-440 vessel materials. Radiation Embrittlement of Nuclear Reactor Pressure Vessel Steels. L.E. Steele, Ed., ASTM STP 1170, 1993, p. 9-29.

5. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V., Kryukov A.M., Levit V.I., Korolev Yu.N. Radiation embrittlement and thermal annealing behavior of Cr-Ni-Mo reactor pressure vessel materials. J. Nucl. Mater., 1995, v. 226, p. 144-155.

6. Kryukov A.M., Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V. Behavior of mechanical properties of nickel-alloyed reactor pressure vessel steel under neutron irradiation and post-irradiation annealing. Nuclear Engineering and Design, 1998, v. 186, p. 353-359.

7. Нормы расчета на прочность оборудования и трубопроводов атомных энергетических установок, ПНАЭ Г-7-002-86. М.: ЭНЕРГОАТОМИЗДАТ, 1989. 525 с.

8. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Кеворкян Ю.Р., Крюков A.M., Королев Ю.Н. Охрупчивание низколегированной конструкционнойстали под действием нейтронного облучения. Атомная энергия,2000, т. 88, вып. 4, с. 271-276.

9. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V., Shtrombakh Ya.I. Radiation embrittlement of low-alloy steels. International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2002, v. 79, No. 8-10, p. 619-636.

10. Николаева A.B., Николаев Ю.А., Кеворкян Ю.Р. Экспериментально-статистический анализ радиационного охрупчивания материалов корпусов ВВЭР-440. Атомная энергия,2001, т. 90, вып. 4, с. 260-267.

11. Методика определения критической температуры хрупкости металла корпуса реактора при эксплуатации после его отжига. -Москва, ИЦП МАЭ, МКТ-02-98, 1998.

12. Методика прогноза прочностных характеристик материала корпуса реактора при дооблучении. РД ЭО 0421-02, Москва, 2000.

13. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V. Application of the floating curve model for estimation of re-irradiation embrittlement of WER-440 RPV steels. Effects of Radiation on Materials, 19th International Symposium, ASTM STP 1366, M.L. Hamilton, A.S. Kumar, S.T.

14. Rosinski and M.L. Grossbeck, Eds., American Society for Testing and Materials, West Conshohochen, PA, 2000, p. 460-470.

15. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A. Mechanism of the drop in the dependence of yield stress on neutron irradiation dose for low-alloy steel. Materials Science and Engineering, 1997, v. А234-236, p. 915917.

16. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Кеворкян Ю.Р. Радиационное охрупчивание материалов корпусов ВВЭР-1000. Атомная энергия, 2001, т. 90, вып. 5, с. 359-366.

17. Kryukov A.M., Nikolaev Yu.A. The properties of WWER-1000 type materials obtained on the basis of a surveillance program. Nuclear Engineering and Design, 2000, v. 195, p. 143-148.

18. Расчет температурных полей. '321.06.00.00.000.1119. ГКАЭ, "Гидропресс". Москва, 1979г.

19. Методика реконструкции образцов для испытаний на ударный и трехточечный статический изгиб материалов корпусов реакторов типа ВВЭР. РД ЭО 0352-2, Москва, 2000.

20. Фридман Я.Б. Механические свойства металлов. Часть 1. Деформация, и разрушение. М.:"Машиностроение", 1974. -472с. Часть 2. Механические испытания. Конструкционая прочность. -М.: "Машиностроение", 1974. -368с.

21. Владимиров В.И. Физическая природа разрушения металлов. М.: "Металлургия", 1984. -280с.

22. Красовский А .Я. Хрупкость металлов при низких температурах. -Киев: "Наук, думка", 1080.-340с.

23. Фотографии изломов были любезно предоставлены д.т.н. Е.А. Кулешовой (РНЦ "Курчатовский институт").

24. U.S. NRC Regulatory Guide 1.99, Rev. 1, 1977.

25. U.S. NRC Regulatory Guide 1.99, Rev. 2, 1988.

26. Методика определения критической температуры хрупкости корпусов реакторов по результатам испытаний малоразмерных образцов. М.: ИАЕ, Инв. № 60/854, 1992.

27. Обоснование методики определения критической температуры хрупкости корпусной стали при испытании малоразмерных образцов на ударный изгиб. М.: ИАЕ, Инв. № 60/739, 1990.

28. Корреляционные соотношения между значениями критической температуры хрупкости, определенными на стандартных и малоразмерных образцах. М.: ИАЕ, Инв. № 60/862, 1992.

29. Амаев А.Д., Крюков A.M., Неклюдов И.М., Паршин A.M., Платонов П.А., Тихонов А.Н., Хлопкин Н.С., Штромбах Я.И. Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов. СПб.: Политехника, 1997.-312с.

30. Kryukov A., Platonov P., Shtrombakh Ya., Nikolaev V., Klausnitzer E., Leitz C., Rieg C.-Y. Investigation of samples taken from Kozloduy unit 2 reactor pressure vessel. Nuclear Engineering and Design, v. 160, 1996, p. 59-76.

31. RPV. Small Specimen Test Techniques, W.R.Corwin, S.T.Rosinskiand E. van Walle, Eds., ASTM STP 1329, 1998, p. 145-159.

32. Амаев А.Д., Королев Ю.Н., Красиков E.A., Штромбах Я.И. Контроль механических свойств материалов корпусов водо-водяных реакторов АЭС для обеспечения их безопасной эксплуатации. Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2000, т. 66, №7, с. 43-51.

33. Potapovs U., Hawthorne J.R. The effect of residual elements on 550°F irradiation response of selected pressure vessel steels and weldments. -Nucl. Applications. 1969, v. 6, No. 1, p. 27.

34. Гурович Б.А., Кулешова E.A., Николаев Ю.А., Штромбах Я.И. Оценка относительного вклада различных механизмов в радиационное охрупчивание материалов корпусов реакторов. -Препринт ИАЭ-6025/11. М.: РНЦ КИ, 1997. 107 с.

35. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V. Nickel effects on radiation embrittlement of VVER-1000 PRV steels. Abstracts of 20th

36. Symposium on the Effects of Radiation on Materials. Williamsburg, Virginia, June 6-8, 2000, p. 132.

37. Odette G.R., Lucas G.E. Irradiation embrittlement of reactor pressure vessel steels: mechanisms, models, and data correlations. Radiation Embrittlement of Nuclear Reactor Pressure Vessel Steels. L.E.Steele, Ed., ASTM STP 909, 1986, p. 206-241.

38. Steele L.E. Neutron irradiation embrittlement of reactor pressure vessel steels. Technical Report Series No. 163, International Atomic Energy Agency, Vienna, 1975. - 235 p.

39. Hanninen H. Phenomena of material degradation with time relevant to reactor pressure vessels. Int. J. Pres. Ves. & Piping, 1993, v. 54, p. 930.

40. Haggag F.M. Effects of irradiation temperature on embrittlement of nuclear pressure vessel steels. Effects of Radiation on Materials. A.S.Kumar, D.S.Gelles, R.K.Nanstad and E.A.Little, Eds., ASTM STP 1175, 1993, p. 172-185.

41. Vitek J.M., Corwin W.R., Klueh R.L. et al. On the saturation of the DBTT of irradiated 12Cr IMoVW with increasing fluence. - J. Nucl. Mater., 1986, v. 141 -143, p. 948-953.

42. Hawthorne J.R., Steele L.E. Metallurgical variables as possible factor controlling irradiation response of structural steels. Effects of Radiation on Structural Metals, ASTM STP 426, 1967, p. 534-572.

43. Smidt F.A., Sprague J.A. Property changes resulting from impurity-defect interactions in iron and pressure vessel steel alloys. Effects of Radiation on Substructure and Mechanical Properties of Metals and Alloys, ASTM STP 529, 1973, p. 78-91.

44. Nikolaeva A.V., Kevorkyan Yu.R and Nikolaev Yu.A. Comparison of observed and predicted data on radiation induced grain boundary phosphorus segregation in WWER type steels. Effects of Radiation on

45. Materials, 19th International Symposium, American Society for Testing and Materials, ASTM STP 1366 Abstract book, M. L. Hamilton, A. S. Kumar, S. T. Rosinski and M. L. Grossbeck, Eds., 1998, p. 51.

46. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V. Embrittlement of low-alloyed steels due to impurity segregation at intergranular boundaries. Material Science Forum, 1996, v. 207-209, p. 653-656.

47. Крюков A.M., Николаев Ю.А., Николаева A.B. Влияние химического состава на радиационное охрупчивание низколегированных сталей. Атомная энергия, 1998, т. 84, № 4, с. 366-368.

48. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V., Kryukov A.M. The nickel effect on mechanical property recovery under post-irradiation annealing. Fourth International Conference on Material Science Problems in NPP

49. Equipment Production and Operation, St. Petersburg, Russia, 1996, v. 1, p. 231-235.

50. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V. Radiation response of nickel-alloyed reactor pressure vessel steel. Transactions of 14th International Conference on Structural Mechanics in Reactor Technology, Lyon, France, 1997, v. 9, p. 101-108.

51. Odette G.R., Lucas G.E. The effect of nickel on irradiation hardening of pressure vessel steels. Effects of Radiation on Materials. N.H.Packan, R.E.Stoller and A.S.Kumar, Eds., ASTM STP 1046, 1990, p. 323-337.

52. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A., Kryukov A.M. The contribution of grain boundary effects to low-allow steel irradiation embrittlement. J. Nucl. Mater., 1994, v. 218, p. 85-93.

53. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A., Kryukov A.M. The mechanisms of nickel and silicon effect on the radiation sensitivity of reactor pressure vessel materials. Preprint NSI-26-93, Nuclear Safety Institute, Moscow, Russia, 1993. - li p.

54. Николаева A.B., 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.

55. Hawthorne J.R. Significance of nickel and copper content to radiation sensitivity and postirradiation heat-treatment recovery of reactor-vessel steels. Materials Engineering Associates, Inc., Lanham, MD (USA), NUREG/CR-2948, November 1982. - 24 p.

56. Brauer G., Eichhorn F. Considerations about irradiation-induced precipitates in Soviet type reactor pressure vessel steels. Nucl. Eng. and Design, 1993, v. 143, p. 301-307.

57. Ко ik J., Keilova E. Radiation damage structure of WER (Cr-Mo-V Type) RPV steels. J. Nucl. Mater., 1990, v. 172, p. 126-129.

58. Hawthorne J.R. Contributions of selected residual elements to the radiation-embrittlement sensitivity of steel forgings. Naval Research Lab., Washington, D.C. (USA), NRL-7526, 16 November 1972. - 16 p.

59. Hawthorne J.R. Significance of selected residual elements of the radiation sensitivity of A302B steel. Neutron beams. Transactions of the American Nuclear Society USA., 1981, v. 38, p. 304-305.

60. Hawthorne J.R. Significance of selected residual elements of the radiation sensitivity of A302-B steels. Nuclear Technology, 1982, v. 59, p. 440-455.

61. English C.A., Phythian W.J., Foreman A.J.E. Consideration of recoil effects in microstructural evolution. J. Nucl. Mater., 1990, v. 174, p. 135-140.

62. Stoller R.E. Primary damage formation in irradiated materials. JOM, 1996, v. 48, No. 12, p. 23-27.

63. Stoller R.E., Odette G.R., Wirth B.D. Primary damage formation in bcc iron. J. Nucl. Mater., 1997, v. 251, p. 49-60.

64. Stoller R.E. Point defect survival and clustering fraction obtained from molecular dynamics simulations of high energy cascades. J. Nucl. Mater., 1996, v. 233-237, p. 999-1003.

65. Stoller R.E. Non-steady-state conditions and incascade clustering in radiation damage modeling. J. Nucl. Mater., 1997, v. 244, p. 195-204.

66. Heinisch H.L. Correlation of mechanical property changes in neutron-irradiated pressure vessel steels on the basis of spectral effects. J. Nucl. Mater., 1991, v. 178, p. 19-26.

67. Phythian W.J., Stoller R.E., Foreman A.J.E., Calder A.F., Bacon D.J. A comparison of displacement cascades in copper and iron by molecular dynamics and its application to microstructural evolution. J. Nucl. Mater., 1995, v. 223, p. 245-261.

68. Farrell K., Mahmood S., Stoller R.E., Mansur L.K. An evaluation of low temperature irradiation embrittlement mechanisms in ferritic alloys. J. Nucl. Mater., 1995, v. 223, p. 245-261.

69. Николаев Ю.А., Королев Ю.Н., Крюков A.M., Левит В.И., Николаева А.В., Чернобаева А.А., Вишкарев О.М. и Носов С.И. Радиационная стойкость материалов корпусов ядерных реакторов, легированных никелем. Атомная энергия, 1996, т. 80, № 1, с. 3336.

70. Hawthorne J.R:, Hiser A.L. Experimental assessments of Gundremmingen RPV archival material for fluence rate effects studies. Effects of Radiation on Materials. N.H.Packan, R.E.Stoller and A.S.Kumar, Eds., ASTM STP 1046, 1990, p. 55-79.

71. Амаев А.Д., Вихров В.И;, Крюков A.M., Курсаков С.Н., Кузьмин С.И., Соколов М.А. Влияние плотности потока быстрых нейтронов на параметры радиационного охрупчивания материалов корпуса реактора ВВЭР-440. Препринт ИАЭ-4860/11. М.: ИАЭ, 1988. -13с.

72. Serpan C.Z. Damage-function analysis of neutron-induced embrittlement in A302B steel at 550°F (288°C). Effects of Radiation

73. Substructure and Mechanical Properties of Metals and Alloys, ASTM STP 529, 1973, p. 92-126.

74. Remec I., Kam F.B. Neutron spectra at different High Flux Isotope Reactor (HFIR) pressure vessel surveillance locations. NUREG/CR-6117, 1993.- 118 p.

75. Heinisch H.L., Hamilton M.L., Sommer W.F., Ferguson P.D. Tensile property changes of metals irradiated to low doses with fission, fusion and spoliation neutrons. J. Nucl. Mater., 1992, v. 191-194, p. 11771182.

76. Николаев Ю.А., Николаева А.В., Забусов O.O., Гурович Б.А., Кулешова Е.А., Чернобаева А.А. Радиационно- и термически индуцированная адсорбция фосфора на границах зерен в низколегированной стали. ФММ, 1996, т. 81, вып. 1, с. 120-128.

77. Miller М.К., Burke M.G. An atom probe field ion microscopy study of neutron-irradiated pressure vessel steels. J. Nucl. Mater., 1992, v. 195, No. 1&2, p. 68-82.

78. Pavinich W.A., Griesbach T.J., Server W.L. An overview of radiation embrittlement modeling for reactor pressure vessel steels. Radiation Embrittlement of Nuclear Reactor Pressure Vessel Steels. L.E. Steele, Ed., ASTM STP 1170, 1993, p. 99-117.

79. Hawthorne J.R., Koziol J.J., Groeschel R.C. Evaluation of commercial production А533-В steel plates and weld deposits tailored for improved radiation resistance. Effects of Radiation on Structural Materials. ASTM STP 570, 1975, p. 83-102.

80. Odette G.R., Lucas G.E., Wirth B.D., Liu C. Current understanding of the effects of environmental and irradiation variables on RPV embrittlement. Twenty-Fourth Water Reactor Safety Information

81. Meeting, October 21-23, 1996, Bethesda, Maryland, USA, NUREG/CP-0157, 1997, v. 2, p. 1-23.

82. Odette G.R. On the dominant mechanism of irradiation embrittlement of reactor pressure vessel steels. Scripta Metall. 1983, v. 17, p. 11831188.

83. Утевский JI.M., Гликман Е.Э., Карк Г.С. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М.: Металлургия, 1987. -222с.

84. Давиденков H.H. Динамическая прочность и хрупкость металлов, т. 1, Киев: Наукова думка, 1981.

85. Practical Surface Analysis by Auger and X-ray Photoelectron Spectroscopy, Eds. D.Briggs and M.P.Seah, Chichester-N.-Y.-Brisbane-Toronto-Singapore, 1983.

86. Fisher S.B., Buswell J.T. A model of PWR pressure vessel embrittlement. Int. J. Press. Ves. & Piping, 1987, v. 27, p. 91-135.

87. Забусов O.O., Дементьев А.П., Королев Ю.Н., Красиков Е.А. Межзеренные сегрегации в облученной стали корпусного типа. -Металлы, 1995, № 3, с. 141-146.

88. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A. Intergranular embrittlement due to impurity segregation. Proceedings of the Conference "Computer Simulation in Material Science", He d'Oleron, France, 1995, p. 11-18.

89. Gurovich B.A., Kuleshova E.A., Nikolaev Yu.A., Shtrombakh Ya.I. Assessment of relative contributions from different mechanisms to radiation embrittlement of reactor pressure vessel steels. J. Nucl. Mater., 1997, v. 246, p. 91-120.

90. Russell К.С., Brown L.M. A dispersion strengthening model based on differing elastic module applied to the iron-copper system. Acta Metal1. 1972, v. 20, p. 969-974.

91. Druce S.G. Application of a United Kingdom Magnox steel irradiation model to the HFIR pressure vessel. Effects of Radiation on Materials, N.H.Packan, RE.Stoller and A.S.Kumar, Eds., ASTM STP 1046, 1990, p. 30-44.

92. Faulkner R.G., Little E.A. Predictions of interfacial phosphorus segregation in irradiated ferritic steels. Effects of Radiation on Materials. A.S.Kumar, D.S.Gelles, R.K.Nanstad and E.A.Little, Eds., ASTM STP 1175, 1993, p. 54-65.

93. Odette G.R., Lucas G.E., Griesbach T.J. Irradiation effects on aging of pressure vessel steels. Proceedings of the International Conference on Nuclear Power Plant, Aging, Availability Reactor and Reliability Analysis. San Diego, 1985, p. 375-384.

94. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V., Kryukov A.M., Shtrombakh Ya.I., Platonov P.A. Radiation embrittlement of WER-1000 RPV steels. -Ageing Materials Evaluation and Studies (AMES) Workshop on RPV Life Predictions, Madrid, Spain, November 2, 1999, p. 35 -44;

95. Kryukov A.M., Nikolaev Yu.A., Planman Т., Platonov P.A. Basic results of the Russian WWER-1000 surveillance program. Nuclear Engineering and Design., 1997, v. 173, p. 333-339.

96. Pachur D., Sievers G. Irradiation program for pressure vessel steels. -KFA Jiilich, April, 1974.

97. Hawthorne J.R., Hiser A.L. Influence of fluence rate on radiation-induced mechanical property changes in reactor pressure vessel steels. -NUREG/CR-5493. U.S. Nuclear Regulatory Commission, Washington, DC, 1990.-342 p.

98. Амаев А.Д., Астафьев A.A., Карк Г.С., Крюков A.M. Влияние фосфора и меди на радиационное охрупчивание низколегированных сварных швов переменного состава. Атомная энергия, 1986, т. 60, с. 321-326.

99. Николаев В.А., Рыбин В.В., Баданин В.И. О роли примесей в радиационном охрупчивании низколегированной стали. Атомная энергия, 1979, т. 47, № 1, с. 21-25.

100. Грузин П.Л., Мураль В.В. Механизм влияния молибдена на процессы обратимой отпускной хрупкости стали. МиТОМ, 1969, № 3, с. 70-72.

101. Утевский JI.M. Отпускная хрупкость стали. М.: Металлургиздат, 1961.-191 с.

102. Баданин В.И. Влияние легирующих элементов на радиационное охрупчивание стали типа 15Х2МФА. Вопросы судостроения. Серия: Металловедение, 1975, № 20, с. 86-91.

103. Николаев В.А., Баданин В.И. Влияние примесей на охрупчивание феррито-перлитной стали при нейтронном облучении и тепловых выдержках. Изв. АН СССР, Металлы, 1975, № 2, с. 126-132.

104. Вишкарев О.М., Звездин Ю.И., Туряков Г.А. Радиационная стойкость материала корпусов ВВЭР. Труды ЦНИИТМАШ, 1989, №215, М., с. 16-23.

105. Hawthorne J.R. Contributions of selected residual elements to the radiation embrittlement sensitivity of steel forgings. J. Test, and Eval., 1973, v. 1, No. 5, p. 439-444.

106. Кеворкян Ю.Р. О физических механизмах радиационного охрупчивания материалов корпусов реакторов АЭС. Препринт ИАЭ-5318/11, Москва, 1991.-25 с.

107. Beaven Р;А., Frisius F., Kampmann R., Wagner R., Hawthorne J.R. SANS investigation of irradiated A533-B steels doped with phosphorus. Radiation Embrittlement of Nuclear Reactor Pressure Vessel Steels. L.E.Steele, Ed., ASTM STP 1011, 1989, p. 243-256.

108. Buswell J.T., Phythian W.J., McElroy R.J., Dumbill S., Ray P.H.N., Mace J., Sinclair R.N. Irradiation-induced microstructural changes, and hardening mechanisms, in model PWR reactor pressure vessel steels. -J. Nucl. Mater., 1995, v. 225. p. 196-214.

109. Odette G.R., Lucas G.E. The effect of heat treatment on irradiation hardening of pressure vessel steels. Proceedings of the 3rd International Symposium on Environmental Degradation of Materials in

110. Nuclear Power Systems Water Reactors, G.J.Thens and J.R.Weeks, Eds., The Metallurgical Society, Inc., Warrendale, PA, 1988, p. 95-104.

111. Горынин И.В., Баландин Ю.Ф., Звездин Ю.И. и др. Сопротивление хрупкому разрушению и радиационному охрупчиванию материалов корпусов водо-водяных энергетических реакторов. -ФХММ, 1983, т. 19, № 4, с. 96-103.

112. February 26 March 1, 1979, Vienna, Austria, IWG-RRPC-79/3, International Atomic Energy Agency, Vienna, 1979, p. 18-27.

113. Бокштейн B.C., Копецкий Ч.В., Швиндлерман JI.С. и др. Структура и свойства внутренних поверхностей раздела в металлах. М.: Наука, 1998.-272 с.

114. Грузин П.Л., Мураль В.В. Влияние легирования на диффузию фосфора в феррите. ФММ, 1964, 17, с. 384-389.

115. Dumoulin P., Guttmann М., Poucault М. Role of molybdenum in phosphorus-induced temper embrittlement. Met. Sci., 1980, v. 14, N 6, p. 1-15.

116. Esmailzadeh В., Kumaz A., Gainer FA. The influence of silicon on void nucleation in irradiated alloys. J. Nucl. Mater., 1985, v. 133&134, p. 590-593.

117. Rothman S.J., Nowicki L.J., Murch G.E. Self-diffusion in austenitic Fe-Cr-Ni alloys. J. Phys. F, 1980, v. 10, N 3, p. 383-398.

118. Gurovich В .A., Korolev Yu.N., Kuleshova E.A., Nikolaev Yu.A., Shtrombakh Ya.I. Irradiation embrittlement of reactor pressure vessel steels due to mechanisms other than radiation hardening. Effects of

119. Radiation on Materials, ASTM STP 1325, R.K. Nanstad, M.L. Hamilton, F.A. Garner and A.S. Kumar, Eds., American Society for Testing and Materials, Philadelphia, 1999, p. 271-295.

120. Standard Guide for prediction neutron radiation damage to reactor vessel materials. E706 (IIF), ASTM E900-98.

121. Применение передовых технологий для исследования материалов образцов-свидетелей 1-го блока Калининской АЭС. Проект ТАСИС No. R 2.06/96. Док. №: R2.06/96/RF/GD/0301/01. РНЦ КИ, Москва, 2000.

122. Akamatsu М:, Van-Duysen J.C., Pareige P., Auger P. Experimental evidence of several contributions to the radiation damage of ferritic alloys. J. Nucl. Mater., 1995, v. 225, 192-195.

123. Little E.A. Strain ageing and neutron scattering on irradiated PWR pressure vessel steels. Effects of Radiation on Materials, F.A.Garner and J.S.Perrin, Eds., ASTM STP 870, 1985, p. 1009-1026.

124. Kryukov A. The state of the art of WWER type RPV: radiation embrittlement and mitigation. Irradiation Effects and Mitigation.

125. Proceedings of the IAEA Specialists Meeting held in Vladimir, Russian Federation, 1997, IWG-LMNPP-97/2, p. 23-41.

126. Davies M., Kryukov A., English C., Nikolaev Yu., Server W.L. A comparison of East/West steels for pressurized water reactors. In: Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1366, 2000, p. 3-15.

127. Williams T.J., Ellis D., English C.A., Hyde J. A model of irradiation damage in high nickel submerged arc welds. International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2002, v. 79, p. 649-660.

128. Анализ и систематизация имеющихся представительных данных по радиационному охрупчиванию материалов корпусов ВВЭР-1000 с различным содержанием никеля (исследовательские программы). -РНЦ КИ, ЦНИИ КМ «Прометей», Инв. № 62-1874, 2002 г.

129. Кеворкян Ю.Р., Николаев Ю.А., Николаева А.В. Влияние каскадных микропор на диффузионные потоки точечных дефектов в материалах корпусов реакторов. Атомная энергия, 1999, т. 86, № 5, с. 370-383.

130. Орлов А.Н., Перевезенцев В.Н., Рыбин В.В. Границы зерен в металлах. М.: Металлургия, 1980. 156 с.

131. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A., Kryukov A.M. Grain boundary embrittlement due to reactor pressure vessel annealing. J. Nucl. Mater., 1994, v. 211, p. 236-243.

132. Звездин Ю.И., Николаев Ю.А., Шур Д.М. Методика исследования зернограничной фосфорной сегрегации в низколегированной стали и ее влияние на сопротивление хрупкому разрушению. Заводская лаборатория, 1993, № 2, с. 61-63.

133. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Кеворкян Ю.Р. Зернограничная сегрегация фосфора в низколегированной стали. Атомная энергия, 2001, т. 91, вып. 1, с. 20-27.

134. Кайбышев О.А., Валиев Р.З. Границы зерен и свойства металлов. -М.: Металлургия. 1987. 214 с.

135. Vitek V., Smith D.A., Pond R.C. Structure of boundaries in b.c.c. metals. Phil. Mag. A, 1980, v. 41, No. 5, p. 649-663.

136. Hashimoto M., Ishida Y., Yamamoto R., Doyama M. Atomic studies of grain boundary segregation in Fe-P and Fe-B alloy. Acta met., 1984, v. 32, No. l,p. 1-11.

137. Hashimoto M., Ishida Y., Yamamoto R., Doyama M., Fudjiwara T. Transformation of the grain boundary structure in iron by phosphorus segregation. Scripta Metallurgies 1982, v. 16, No. 3, p. 267-270.

138. Miller M.K., Jayaram R., Russell K.F. Characterization of phosphorus segregation in neutron-irradiated Russian pressure vessel steel weld. J. Nucl. Mater., 1995, v. 225, p. 215-224.

139. Мак Лин Д. Границы зерен в металлах. М.: Металлургиздат. 1960. - 322 с.

140. Langmuir I. J. Amer. Chem. Soc., 1918, v. 40, p. 136.

141. Бокштейн Б.С., Швиндлерман Л.С. Эффект внутренней адсорбции в твердых телах. Препринт /ИФТТ АН СССР: Черноголовка, 1978.-25 с.

142. Hondros E.D., Sesh М.Р. Segregation to interfaces. Internat. Met. Rev., 1977, No. 12, p. 261-303.

143. Seah M.P., Hondros E.D. Grain boundary segregation. Proc. Roy. Soc. Lond., 1973, v. 535A, No. 1601, p. 191-212.

144. Fowler R.H., Guggenheim E.A. Statistical thermodynamics. -Cambrige: Interscience Publishers. 1960. 346 p.

145. Ucisik А.Н., McMahon C.J., Feng H.C. The influence of intercritical heat treatment on the temper embrittlement of rotor steels. Met. Trans., 1978, v. 9А, No. 3, p. 321-329.

146. Spink G.H. Reveraible temper embrittlement of rotor steels. Met. Trans., 1977, v. 8А, No. 1, p. 135-143.

147. Guttmann M. The role of residuals and alloying elements in temper embrittlement. Phil, trans. R. Soc. Lond. A, 1980, 295, p. 169-196.

148. Seah M.P. Grain boundary segregation and the T-t dependence of temper brittleness. Acta Met., 1977, v. 25, No. 3, p. 345-357.

149. Карк Г.С. Влияние концентрации фосфора в перлитной стали на зернограничный примесный максимум внутреннего трения.

150. Труды ЦНИИТМАШ, № 178, М., 1983, с. 23-34.

151. Guttmann М. The link between equilibrium segregation and precipitation in ternary solutions exhibiting temper embrittlement. -Metal Sci., 1976, No. 10, p. 337-341.

152. Карк Г.С., Астафьев А.А. Отпускная хрупкость низколегированных Cr-Ni-Mo сталей. Труды ЦНИИТМАШ, № 177, М., 1983, с. 43-66.

153. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Шур Д.М., Чернобаева А.А. Прогнозирование склонности Cr-Ni-Mo стали к отпускной хрупкости. ФММ, 1993, т. 76, вып. 5, с. 163-170.

154. Nikolaev Yu.A., Nikolaeva A.V., Kryukov A.M. Temper embrittlement of low-alloyed steels due to segregation at intergranular boundaries.

155. V Abstract Book of 7th International Conference "Intergranular and1.terface Boundaries in Materials", Lisbon, Portugal, 1995, p. 201.

156. Nikolaeva A.V., Nikolaev Yu.A., Kryukov A.M. Estimation of grain boundary embrittlement due to reactor pressure vessel annealing. -Preprint NSI-3-93, Nuclear Safety Institute, Moscow, Russia, 1993. -9p.

157. Takayama S., Ogura Т., Shin-Cheng Fu, McMahon C.J. The calculation of transition temperature changes in steels due to temper embrittlement. -Met. Trans., 1980, v. llA,No. 9, p. 1513-1530.

158. Polit A., D'Anna R., Buzzichelli J. Effect of austenite grain size and thermal histiry on low-temperature of Ni-Cr-Mo-V rotor steel. Met. Sci., 1981, v. 15, No. 6, p. 278-280.

159. Мельников Н.П., Гладштейн Jl.И., Гавриленко Л.Г., Патон Б.Е., Медовар Б.И., Савенко В .Я. Сталь с карбонитридным упрочнением электрошлакового переплава для крупногабаритных сосудов давления. Сталь, 1985, № 12, с. 65-69.

160. McMahon C.J., Gentner D.H., Ucisik А.Н. Исследование влияния размера зерна и твердости на порог хладноломкости стали 2.25 Сг -1 Мо, подвергнутой отпускному охрупчиванию. Теоретические основы, 1984, т. 106, № 1, с. 66-70.

161. Платонов П.А., Красноштанов В.Ф., Кеворкян Ю.Р. Моделирование процессов образования и отжига дефектов в областях повреждения, создаваемых каскадами столкновений в альфа-железе. Атомная энергия, 1975, т. 39, вып. 4, с. 260-264.

162. Finnis M.W., Sinclair J.E. A simple empirical N-body potential for transition metals. Phil. Mag. A, 1984, v. 50, No. 1, p. 45-55.

163. Huntington H.B. Solid State Physics, v. 7, Eds. F.Seitz and D.Turnbull, Academic Press, Inc., N.-Y., 1984. 274 p.

164. Самсонов Г.И., Прядко И.Ф., Прядко Л.Ф. Конфигурационная модель вещества. Киев, "Наукова думка", 1971.

165. Бокштейн Б.С., Бокштейн С.З., Жуховицкий А.А. Термодинамика и кинетика диффузии в твердых темах. М.: Мир, 1971. - 277 с.

166. Oikawa М. Review of lattice diffusion of substitutional impurity in iron. A summary report. Technology Reports, Tohoku Univ., 1982, v. 47, p. 215-224.

167. Simonen E.P. Predicted irradiation effects on alloy aging kinetics. -Proceedings of the international conference on nuclear power plant, aging, availability reactor and reliability analysis, San Diego, USA, 1985, p. 157-164.

168. Gibson J.B., Goland A.N., Milgram M., Vineyared G.H. Dynamics of radiation damage. Phys. Rev., 1960, v. 120, No. 6, p. 1229-1253.

169. Mikhlin E.Y., Nelaev V.V. On the increase of the Frenkel defect recombination zone in a-iron caused by hydrostatic compression. -Phys. Stat. Sol. (a), 1976, v. 35, No. 1, p. K81-K84.

170. Jonson R.A. Point defect calculation1 for a fee lattice. Phys. Rev., 1966, v. 145, No. 2, p. 423-433.

171. Schroeder K., Dettmann K. Diffusion reactions in long range potentials. Z. Physic B, 1975, v. 22, No. 2, p. 343-350.

172. Woite T.R. Theoretical treat of the kinetics of diffusion-limited reactions. Phys. Rev., 1957, v. 107, No. 2, p. 463-470.

173. Becher D.F., Dworschak F., Wollenberger H. Analysis of point defect states in copper. Phys. Stat. Sol. (b), 1972, v. 54, No. 2, p. 455-462.

174. Lennartz R., Dworchak F., Wollenberger H. Frenkel pair recombination radius in copper as a function of temperature. J. Phys. F, 1977, v. 7, No. 11, p. 2011-2019.

175. Dural J., Ardoncean J., Josset J.C. Endommagement du fer par irradiation aux electrons a 20 K. J. Physique, 1977, v. 38, No. 8, p. 1007-1011.

176. Шалаев A.M. Радиационно-стимулированная диффузия в металлах. М.: Атомиздат, 1972. - 148 с.

177. Печенкин В.А. О сегрегации на границах зерен при облучении многокомпонентных сплавов: Препринт ФЭИ-2788, 1999.-49 с.

178. Practical surface analysis by Auger and X-ray photoelectron spectroscopy. Eds. D.Briggs, M.P.Seach (Chichester - New-York -Brisbane - Toronto - Singapore), 1983. - 470 p.

179. Hudson J.A., Druce S.G., Gage G., Wall M. Thermal ageing effects in structural steels. Theoretical and Application Fracture Mechanics, 1988, v. 10, p. 123-133.

180. Gurovich B.A., Ryazanov A.I., Elesin L.A., Altovsky I.A., Platonov P.A. Motion; of dislocation in stainless steel during the fast neutron irradiation. ASTM STP, 1976, v. 570, p. 599-618.

181. Amaev A.D., Kryukov A.M;, Sokolov M.A. Recovery of transition temperature of irradiated WWER-440 vessel metal by annealing. -Radiation Embrittlement of Nuclear Reactor Pressure Vessel Steels. L.E. Steele, Ed., ASTM STP 1170, 1993, p. 369-379.

182. Amaev A.D., Kryukov A.M., Levit V.I., Platonov P.A., Sokolov M.A. Mitigation of irradiation embrittlement by annealing. Effects of Radiation on Materials. D.S.Gelles, R.K.Nanstad, A.S.Kumar and E.A.Little, Eds., ASTM STP 1270, 1996, p. 232-247.

183. Kohopaa J. Effects of post-irradiation thermal annealing on radiation embrittlement behavior of Cr-Mo-V alloyed weld metals. Acta Polytechnica Scandinavica, Mechanical Engineering Series, 1998, No. 132.-112 p.

184. Николаева A.B., Николаев Ю.А., Кеворкян Ю.Р. Восстановление механических свойств облученной стали при термическом отжиге. Атомная энергия, 2001, т. 90, вып. 6, с. 457-460.

185. Nanstad R.K., Iskander S.I.', Sokolov M.A., Ghernobaeva A.A., Nikolaev Yu.A., Kryukov A.M., Korolev Yu.N. Effects of thermal annealing and reirradiation on toughness of reactor pressure vessel steels.-NUREG/CP-0157, 1997, v. 2, p. 99-110.

186. Korolev Yu.N., Shtrombakh Ya.I., Nikolaev Yu.A., Krasikov Ye.A., Platonov P.A. Application of the reconstituted subsize specimens for assessment of irradiation embrittlement of RPV steels. Small

187. Specimen Test Techniques: Fourth Volume, ASTM STP 1418, 2002, p. 151-178.

188. Platonov P.A., Nikolaev Y.A., Shtrombakh Y.I. Radiation embrittlement kinetics of the first generation of VVER-440 RVPs after post-irradiation annealing. International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2002, v. 79, No. 8-10, p. 643-648.

189. Pareige P., Stoller R.E., Russel K.F., Miller M.K. Atom probe characterization of the microstructure of nuclear pressure vessel surveillance materials after neutron irradiation and after annealing treatments. J. Nucl. Mater., 1997, v. 249, p. 165-174.