автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка и исследование 2-3% хромистых теплостойких вольфрамо-ванадиевых сталей с быстрым спадом наведенной радиоактивности

ргб оа

1 2 СЕН 7.ЛВЗ

На правах рукописи

Клепиков Евгений Юрьевич

РАЗРАБОТКА И ИССЛЕДОВАНИЕ 2-3% ХРОМИСТЫХ ТЕПЛОСТОЙКИХ ВОЛЬФРАМО-ВАНАДИЕВЫХ СТАЛЕЙ С БЫСТЫМ СПАДОМ НАВЕДЕННОЙ РАДИОАКТИВНОСТИ

Специальность 05.16.01 - Металловедение и термическая обработка

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Санкт-Петербург 2000

Работа выполнена в Центральном научно-исследовательском институте конструкционных материалов «Прометей»

НАУЧНЫЙ РУКОВОДИТЕЛЬ-,

доктор физико-математических наук, профессор

В. В. Рыбин

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ-доктор технических наук, профессор кандидат технических наук, доцент

А. М. Паршин Ю. Г. Сергеев

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ-

Центральный научно-исслслошпс.чьский институт материалов г. Санкт-Петербург

Защита состоится 08 июня 2000 г. в часов на заседании

диссертационного совета Д 063.38.08 в Санкт-Петербургском государственном техническом университете

по адресу: г. Санкт-Петербург, ул. Политехническая, 29, СПбГТУ, химический корпус, ауд. 51.

С диссертацией можно ознакомиться в фундаментальной библиотеке СПбГТУ

Автореферат разослан « " 2000 г.

Ученый секретарь диссертационного совета Д 063.38.08 доктор технических наук, профессор

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

АКТУАЛЬНОСТЬ РАБОТЫ.

Одной из основных задач в атомной энергетике является строительство и безопасная эксплуатация реакторов, охлаждаемых водой под давлением (ВВЭР). Эксплуатационный срок службы реакторов такого типа составляет 40 лет. В настоящее время срок службы эксплуатируемых реакторов водо-водяного типа первого поколения, построенных в конце 50х -начале 60х годов заканчивается. Становится актуальной проблема утилизации корпусов реакторов, отработавших свой срок. Серьезным препятствием на этом пути является высокий уровень наведенной радиоактивности корпусов реакторов и медленный спад ее во времени. Так, для применяемых в настоящее время сталей время спада наведенной радиоактивности до безопасного уровня превышает 1000 лет. В связи с этим в последние годы в России и за рубежом разрабатывается новый класс сталей, характеризующийся быстрым спадом наведенной радиоактивности после нейтронного облучения. В США, Японии и странах Западной Европы большое внимание уделяют изучению 9% хромистых сталей мартенситного класса, которые разрабатывают там применительно к конструкциям опытного термоядерного реактора синтеза.

В России впервые в мире начата разработка сталей бейнитного класса для корпусов атомных реакторов деления, обладающих быстрым спадом наведенной радиоактивности. В качестве прототипа выбрана сталь 15Х2МФА, хорошо зарекомендовавшая себя в многолетней практике производства и эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР-440, обладающая высокой технологичностью, свариваемостью, радиационной и коррозионной стойкостью. Для создания на базе этой стали материала, обладающего быстрым спадом наведенной радиоактивности, необходимо радикально уменьшить содержание примесей, образующих под нейтронным облучением долгоживущие изотопы (никель, кобальт, ниобий и т. д.]. Кроме того, надо заменить основной легирующий элемент- молибден вольфрамом, поскольку

последний, являясь металлургическим аналогом молибдена, не образует долгоживущих изотопов при воздействии на него нейтронного облучения.

ЦЕЛЬ РАБОТЫ. Разработать и исследовать радиационностойкую сталь, обладающую быстрым спадом наведенной радиоактивности и предназначенную для использования в качестве конструкционного материала реакторов деления водо-водяного типа. Провести сравнительный анализ кинетики фазовых превращений, структуры, механических свойств после различных термических обработок, а также влияния облучения на радиационное охрупчивание и упрочнение разработанной стали 15Х2В2ФА и стали-прототипа 15Х2МФА. ,

Для этого необходимо решить следующие задачи:

1. Сформулировать требования к химическому составу стали, обладающей быстрым спадом наведенной радиоактивности:

2. Изучить влияние замещения молибдена вольфрамом на структуру, . фазовый состав, кинетику превращений, а также на механические свойства стали после различных термических обработок.

3. Выяснить, как подобное изменение легирования скажется на радиационном упрочнении и охрупчивании стали при облучении нейтронами в температурном интервале, соответствующем условиям эксплуатации.

НАУЧНАЯ НОВИЗНА

1. Сформулированы и обоснованы требования к химическому составу стали бейнитного класса, обладающей быстрым спадом наведенной . радиоактивности и разработанной на базе широко применяемой, радиационностойкой, технологичной стали 15Х2МФА.

2. Проведено комплексное исследование кинетики фазовых превращений, металлографической и тонкой структуры и механических свойств разработанной стали бейнитного класса 15Х2В2ФА в широком интервале скоростей охлаждения от 6500 до 1,5(|С/мин (от 108,3 до 0,025°С/с)

и при различных температурах аустенизации 1000 и 1050"С, а также исследовано влияния различных режимов отпуска на структуру и механические свойства стали 15Х2В2ФА.

3. Показано, что замещение в эквиатомном соотношении молибдена вольфрамом приводит к изменениям кинетики фазовых превращений аустенита, количественного соотношения структурных составляющих при заданных скоростях охлаждения, радиационной стойкости.

4. Впервые проведено нейтронное облучение и установлено его влияние на механические свойства новой стали 15Х2В2ФА.

5. Впервые установлено увеличение сопротивления радиационному охрупчиванию после флюенса 0,4x10мн/'м2 при температуре облучения 270"С при замещении молибдена вольфрамом в конструкционной стали 15Х2МФА.

ПРАКТИЧЕСКАЯ ЦЕННОСТЬ. Сталь бейиитного класса типа 15Х2В2ФА разрабатывается в качестве конструкционного материала для атомных энергетических установок нового поколения. Применение этого материала позволит резко повысить экологическую безопасность после выработки корпусом срока эксплуатации, так как резко сократится время спада наведенной радиоактивности. Это позволит снизить затраты на утилизацию снятых с эксплуатации атомных энергетических установок

Кроме того в работе показано, что замещение молибдена вольфрамом в сталях бейнитного класса слабо сказывается на структуре и механических свойствах, но существенно проявляется в усилении радиационной стойкости при облучении нейтронами при температуре 270"С. Это может быть использовано при разработке вольфрамсодержащих сталей, обладающих помимо очевидных экологических преимуществ, еще и большим ресурсом работоспособности, в качестве конструкционного материала для корпусов атомных энергетических установок будущего.

АПРОБАЦИЯ РАБОТЫ. Материалы, составляющие основное содержание работы, докладывались и обсуждались на следующих научно-

технических конференциях: Международная конференция "Радиоактивные отходы. Храпение, транспортировка, переработка. Влияние на человека и окружающую среду", 14-18 октября 1996 г., г. Санкт-Петербург; Международная конференция "Материаловедческие проблемы при проектировании, изготовлении и эксплуатации оборудования АЭС", 19-26 нюня 1998 г., г. Санкт-Петербург, XV Уральская Школа металловедов-термистов "Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов", 14-18 февраля 2000 г., г. Екатеринбург.

ПУБЛИКАЦИИ. Основное содержание работы отражено в 5 научных публикациях. По результатам работы подана заявка на выдачу патента.

СТРУКТУРА И ОБЪЕМ ДИССЕРТАЦИИ. Диссертация состоит из введения, постановки задачи, шести глав, выводов и приложений. Работа изложена на 185 стр., включая 26 рисунков и 8 таблиц. Список использованной литературы содержит 119 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ

Во сведении обоснована актуальность темы, сформулированы цели и задачи работы, показана практическая ценность исследований.

В первой главе содержится обзор литературных данных по . существующим на сегодняшний день разработкам материала, характеризующегося быстрым спадом наведенной радиоактивности после нейтронного облучения. В результате анализа литературных источников установлено, что все усилия в области разработки таких материалов, которые ведутся в Японии, США, странах Западной Европы и России, направлены на создание конструкционного материала для опытного термоядерного реактора. На основании анализа литературы были определены основополагающие принципы легирования малоактивируемых сталей. Представлены расчеты парциального вклада легирующих элементов в активацию стали при нейтронном облучении и кинетику ее спада после окончания облучения. По результатам расчетов в энергетическом спектре,

характерном для водо-водяиых реакторов деления, проведена классификация элементов по степени активируемости, определены ограничения по содержанию высокоактивнруемых примесей, обеспечивающие необходимый темп спада наведенной радиоактивности. В дальнейшем приведены известнее литерачл рпые данные о влиянии легирующих элементов на критические точки фазовых превращений, структуру и механические свойства и. ка:>" итог, определена п обоснована система легирования радиационнесюПкоП стали, которая обладает быстрым спадом наведенной радиоактивное in и предназначается для использования в конструкциях корпусов ррактпппв деления водо-водяного типа. В заключительном параграфе ли icpaiyptioi о об юра описаны основные механизмы, происходящие в стали под действием нейтронного облучения и приводящие к деградации механических свойств.

Во второй главе сделаны выводы о возможности создания стали, характеризующейся быстрым спадом наведенной радиоактивности, и поставлена задача получения и исследования вольфрамсодержащей стали бейшппого класса, предназначенной для корпусов атомных энергетических установок- поло-водяного типа. Сформулированы основные требования, предъя в. 1я емые к химическому составу новой стали бейнитного класса. Описаны процессы выплавки, горячей пластической обработки, режимы предвариюлыюй термической обработки, изготовление образцов, основные методики исследований, проведение нейтронного облучения.

На основании сформулированных к химическому составу' требований впервые была получена 100 кг опытная плавка малоактивируемой стали 15Х2В2ФА. Для сравнения была выплавлена 100 кг плавка стали-прототипа 15Х2МФА Химический состав приведен в таблице I.

Таблица 1

Химический состав исследуемых сталей

Марка стали Содержание элементов, масс.%

С С г Мп V Б Р Си Мо

15Х2В2ФА 0.18 0,20 2,40 0,34 1,3 0,24 0,004 0,007 <0,10 <0,03

15Х2МФА 0.18 0.23 2.38 0,48 - 0.30 0,004 0,006 <0,10 0,73

Выплавку сталей проводили в открытых индукционных печах емкостью 100 кг. После выплавки слитки были прокованы на квадраты 70x70, 15x15, 11x11 мм. Далее заготовки 70x70 мм прокатывали на пластины 13-15 мм. Заготовку размером 15x15 мм вытягивали в пруток диаметром 10 мм. Перед вырезкой образцов пластины подвергали следующим термическим обработкам. I) Ю00"С, выдержка 1 ч, охлаждение на воздухе; 2) 1000(|С, выдержка 1 ч, охлаждение на воздухе, отпуск 680"С, выдержка 10 ч; 3) 1000()С, выдержка I ч, охлаждение со скоростью 2°С/мин (0,03"С/с); 4) 1000иС, выдержка 1 ч, охлаждение со скоростью 2"С/мин (0,03"С/с), отпуск 680°С, выдержка 10 ч; 5) 1000"С, выдержка I ч, охлаждение в воде.

Изучение кинетики фазовых превращений аустенита при охлаждении проводили на высокоскоростном автоматизированном дилатометре "Роппаз^г-С'. Используемые образцы имели форму цилиндра диаметром 3 и длиной 10 мм с углублением на одном из торцов диаметром 2 и глубиной 5 мм для приваривания платино-платинородиевой термопары. Испытания на растяжение проводили в лабораторных условиях при комнатной температуре на цилиндрических образцах диаметром 3 мм и рабочей длиной 15 мм при скорости деформации 3х!0",с"1. Испытания на ударную вязкость проводили на малых образцах Шарпи (5x5x27,5 мм) с У-образным надрезом шириной 0,5 и глубиной 0,5 мм, располагаемым поперек направления проката. На всех образцах после каждой скорости охлаждения, термической обработки выполняли структурные исследования методом оптической микроскопии. Исследования проводили на оптическом микроскопе ЫЕОРНОТ-32. Типичные структуры стали, характерные для различных скоростей

охлаждения и режимов отпуска, изучали с помощью просвечивающей электронной микроскопии. Исследования проводили на просвечивающем

электронном микроскопе ЕМ-400Т при ускоряющем напряжении 120кВ.

Облучение проводили на одном из блоков Кольской АЭС ВВЭР-440 при температуре теплоносителя 270°С флюенсом 4х1021н/м" После облучения образцы на растяжение и ударную вязкость испытывали в "горячих" камерах на том же оборудовании, что и исходные образцы.

В третьей главе раскрыто влияние скорости охлаждения и температуры аустенизации на кинетику фазовых превращений и структуру сталей. По pccy.Ti.TnraM экспериментов были построены чермокннетнческие диаграммы превращении аустенита сталей 15Х2В2ФА и 15Х2МФА при непрерывном охлаждении со скоростями от 6500 до !,5"С/мин (от 108,3 до 0,025°С/с), включая следующие скорости охлаждения 6500 (108,3), 1500 (25), 500 (8,3), 330 (5,5), 200 (3,3), 90 (1,5), 40 (0,67), 32 (0,53), 27 (0,45), 20 (0,33), 6 (0,10), 2 (0,03), 1,5 (0,025)"С/мин ("С/с).

Термокинетические диаграммы превращений аустенита сталей 15Х2В2ФА и 15Х2МФА состоят из двух несоприкасающихся между собой областей: высокотемпературной и низкотемпературной.

Высокотемпературная область находится в интервале температур от 650 до 800"С. В ней происходит феррито-карбидное превращение аустенита (рис. 1,2).

При скоростях охлаждения больше 40°С/мин (0,67°С/с) и при

температурах выше 500"С существует тсмпсратурпо-врсмснная область повышенной устойчивости аустенита. Она наблюдается и при меньших скоростях охлаждения между высокотемпературной и низкотемпературной областями превращений аустенита в интервале температур 500-650°С. Важную роль в существовании такой области играют карбидообразующие элементы, такие как: хром, вольфрам, молибден, ванадий.

Низкотемпературная область находится в интервале температур 500-

10000

100000

100 1000 Время, с

Рис. I. Термокинетическая диаграмма превращений аустенита стали

15Х2В2ФА

10000

100000

10 100 1000 Время, с

Рис.2. Термокинетическая диаграмма превращений аустенита стали

15Х2МФА

300"С. В ней происходит бейнитиое и/или мартенситное превращение. При скоростях охлаждения больше 200"С/мии (3,3"С/с) температура окончания превращения в низкотемпературной области понижается при постоянстве температуры начала превращения. Такое изменение конфигурации связано с добавлением к области бейнитного превращения области мартенситного превращения (рис. 1,2).

При сравнении стали 15Х2В2ФА со сталью 15Х2МФА отмечено следующее: стали iipeiepiicuaioi ферри го-карбидное, óeiinn i нос или мартенситное превращение и зависимости от скорости охлаждения; замещение молибдена вольфрамом в эквиатомном соотношении приводит к незначительному (ни 20-30"С) понижению температуры начала феррито-карбидного превращения, т. е. вольфрам повышает устойчивость аустенита по отношению к этому превращению. Это означает, что введение вольфрама вместо молибдена снижает термодинамическую активность углерода в твердом растворе за счет увеличения энергии связи атомов углерода, растворенных в аустените. с твердым раствором. Таким образом, происходит стабилизация твердого раствора аустенита. Изменение количественного соотношения структурных составляющих при вариациях скорости охлаждения в области феррито-карбидного превращения для сталей практически одинаково при температуре аустенизации 1050"С. Критические температуры Ас, и определенные при скорости нагрева 30°С/мин

(0,5иС/с), составляют 780 и 845 "С соответственно и, с точностью до погрешности эксперимента, одинаковы для обеих сталей. Критическая скорость охлаждения при температуре аустенизации 1050"С также одинакова и составляет для обеих сталей 40"С/мин (0,67"С/с).

Снижение температуры аустенизации с 1050 до 1000"С приводит к смещению области феррпто-карбидного превращения влево, но при ном степень смещения для сталей не одинаковая. Снижение устойчивости аустенита связано с уменьшением концентрации углерода в твердом

растворе, вызванным неполным растворением карбидов. При температуре аустеиизации 1000"С вольфрамсодержащая сталь имеет меньшее значение критической скорости охлаждения и температуры начала феррито-карбидного превращения. Критическая скорость охлаждения у стали 15Х2В2ФА при температуре аустеиизации 1000"С составляет 75°С/мин (1,25"С/с), против 80"С/мин (1,33"С/с) для стали .15Х2МФА. Этот эффект объясняется тем, что при температуре аустеиизации 1000"С карбиды вольфрама в большей степени растворяются в твердом растворе аустенита стали 15Х2В2ФА, чем карбиды молибдена в стали 15Х2МФА. Это приводит к увеличению концентрации углерода в твердом растворе аустенита стали с вольфрамом в большей степени, чем в твердом растворе аустенита стали с молибденом, что сказывается на большей устойчивости аустенита.

Стали марок 15Х2В2ФА и 15Х2МФА при каждой конкретной скорости охлаждения показали практически одинаковый уровень твердости, который, однако, существенно зависит от скорости охлаждения и определяется типом структуры, которая при этом получается. Объемная доля фаз, формирующихся в структуре, зависит как от последовательности пересечения кривой охлаждения областей превращения, так и от времени пребывания аустенита в температурном интервале каждой из областей. Начиная с самых медленных скоростей охлаждения, конечная структура трансформируется в следующей последовательности: феррито-перлитная, феррито-перлито-бейнитиая, феррито-бейнитная, бейнитная, бейнито-мартенситная и, наконец, мартенситная.

С помощью просвечивающей электронной микроскопии было установлено, что структура, образующаяся при скорости охлаждения 2"С/мин (0,03"С/с), состоит из феррита, вырожденного перлита и малых количеств пластинчатого перлита. Феррит представляет собой равноосные зерна с низкой плотностью дислокаций (р= 1,5x101'1 м"2) и равномерно распределенными карбидными выделениями сферической формы со средним

диаметром 100 им (рис.Зв). Вырожденный перлит, который присутствует в структуре изучаемой стали, представляет собой вытянутые, упорядочение расположенные "дробные" прослойки цементита с длиной около I мкм и

карбидные выделения сферической формы размером до 0,2 мкм, расположенные, в основном, на дислокациях (рис.Зг). Пластинчатый перлит

был обнаружен только с помощью электронного микроскопа. Он состоит из чередующихся пластин феррита и карбидов с межпластинчатым расстоянием ~ 0,3 мкм.

В диапазоне скоростей охлаждения ог 40 до 200"0мин (от 0,67 до 3,33°С/с) структура состоит из бейнита. После нормализации, что соответствует диапазону скоростей охлаждения от 150 до 70нС/мин (от 2,5 до !,17иС/с), выявленный бейнит можно характеризовать как бескарбидный зернистый (рис.За). Он состоит из ферритной матрицы с высокой плотностью дислокаций (р=10ь м'2) и мартенсито-аустенитных островков, имеющих размер порядка 1 мкм и расположенных как на стыках зерен, так и по границам субзерен.

При скоростях охлаждения от 200 до 6500"С7мин (от 3,33 до 108,ЗЗпС/с) получаем бейнито-мартенситную структуру. Температура начала превращения не изменяется и составляет 500°С. Начиная с этой температуры, при непрерывном охлаждении со скоростью 1500"С/мин аустенит превращается в бейнит, количество которого очень незначительно. При дальнейшем снижении температуры аустенит превращается в мартенсит. Основной структурной составляющей при скорости охлаждения 1500°С/мин является мартенсит двух морфологических типов: высокотемпературный и реечный (рис.За). Высокотемпературный мартенсит представляет собой относительно крупные, четко ограниченные пластины шириной в несколько микрон и длиной до 10 мкм Области высокотемпературного мартенсита

равномерно заполнены дислокациями с плотностью ~ 10ь м " и частицами пластинчатого цементита Me.iC, ориентированными в трех

кристаллографически эквивалентных направлениях, выделение которых связано с явлением самоотпуска. Реечный мартенсит состоит из реек со средней шириной О, I -0,3мкм. которые, как правило, параллельны друг другу, и образуют колонии. Между колониями реек могут располагаться тонкие прослойки остаточного аустенита.

При скоростях охлаждения около 10000нС/мин (166,6"С/с) и больше структура должна будет представлят собой мартенсит.

Сравнение новой стали 15Х2В2ФА со сталью-прототипом показало, что в структуре обеих сталей формируются подобные структурные составляющие после одинаковых скоростей охлаждения.

В четвертом главе проведено исследование механических свойств сталей до облучения после различных режимов термической обработки. Результаты экспериментов представлены в табл. 2. Изучение механических свойств сталей в исходном состоянии показало, что снижение скорости охлаждения приводит к резкому понижению прочностных свойств сталей, что связано с увеличением ферритной составляющей в структуре. Сталь с вольфрамом имеет несколько ниже характеристики прочности после медленного охлаждения со скоростью 2"С'мин (0,03"С/с), при несколько большей пластичности и вязкости. Механических свойства сталей после нормализации одинаковые.

Отпуск при температуре 680"С в течение 10 часов заметно улучшает характеристики вязкости сталей. Температура вязко-хрупкого перехода, в среднем для обеих сталей, понижается на Ю0"С, уровень верхнего шельфа повышается на 10 Дж.

Отпуск при температуре 680°С в течение 10 ч нормализованной структуры приводит к полигоиизации дислокационной структуры, распаду мартенсито-аустенитных островков с выделением крупных цементитных карбидо^ размером до 400нм, располагающихся на границах субзерен. Аналогичный отпуск сталей, охлажденных со скоростью 2"Омин (0,03"С/с),

Рис.3. Тонкая структура стали 15Х2В2ФА: а) охлаждение со скоростью ¡500"С/мин х 16000: б) нормализация х34000; в),г)- охлаждение со

скоростью 2"С/мнн х44000

приводит к некоторому укрупнению цементитных прослоек и их перестройке.

После изучения влияния температуры отпуска в интервале 670-750°С и продолжительности отпуска в диапазоне до 30 часов установлено, что разупрочнение стали при изохрональном отпуске интенсивней происходит при самой высокой темиер;п\ре отпуска 750°С. По мерс уменьшения температуры отпуска степень разупрочнения снижается. После выдержки 30 часов для температур отпуска 700 и 670(1С степень разупрочнения становится одинаковой.

Таким образом, стали марок 15Х2В2ФА и 15Х2МФА после нормализации и после различных режимов отпуска показали практически

Таблица 2

Влияние термической обработки на радиационное упрочнение и охрупчивание сталей бейнитного класса

(F=4x1021h/m2 (Е>0.5Мэв) Тобл.=270±10вС) (Испытания на растяжение при комнатной температуре)

Сталь Термическая обработка Да,, "в Лов 5,- ÛS Д5„ Тк (Т„,<Яб) АТк СU к /Т6) V' А вш'1

МПа "с Дж

Ис.\ 06л Исх Обл Исх Обл Исх Обл Исх 06.1 | Исх Обл

15Х2В2ФА TOI1' 925 - - 1190 • • 7 ■ - 16.5 - - 21/0 ! - 14.5 -

15Х2В2ФА Т02" 6X5 7.15 50 7X5 800 15 5.5 5.5 (1 17 17 0 -78/ -98 -66/ ; 12/7 -91 3,5 26 30

15Х2В2ФА ТОЗ1' 11И1 170 70 560 570 10 12.5 10.5 2 25 23 2 -»5/ -54 -21/ 24/Х -46 7 20 28

15Х2В2ФА Т04" 325 360 И 555 555 0 12 И 1 26 24.5 1.5 -64/ -89 -38/- 26/31 58 , X 23 25

15Х2МФА TOI" 925 - - II «Л) - - 6.5 - - 16 - - 2I/-8 - - 14 -

15Х2МФА Т02" 670 685 15 7W.I 800 2» 6 5.5 0.5 18 18 0 -79/ -105 -49/ ■ 30/36 -69 ■ 9 24 25

15Х2МФА ТО?" .15(1 390 40 5*5 595 10 10 9 1 21 20 1 -16/ -55 3/-5 39/50 11.5 18 28

15Х2МФА Т04" 310 395 65 535 570 35 12 11 1 26.5 24 2.5 -53/ -75 -24/ ! 29/34 -41 ; 8.5 25 30

''-TOI - 1000°С/1ч/в-х; Т02- Ю00°С/1ч/в-х +680°С/Юч; ТОЗ- 1000°С/1ч/охл. с v=2°C/mhh; Т04- 1000°С/1ч/охл. с \л=2°С/мин +680°С/10ч;2) - вычислено по уравнению AT0.5=A|.-F1/5 (F в единицах 1022н/м2) работа разрушения на верхнем шельфе

одинаковый уровень механических свойств. После охлаждения со скоростью 2°С/мин сталь 15Х2В2ФА имеет несколько ниже характеристики прочности при большей пластичности и вязкости.

Таким образом, стали марок 15Х2В2ФА и 15Х2МФА после нормализации и после различных режимов отпуска показали практически одинаковый уровень механических свойств. После охлаждения со скоростью 2"С/мин сталь 15Х2В2ФА (¡мест несколько ниже характеристики прочности при большей пластичности и вязкости.

Пятая глава посилщепа ¡иучению влияния нейтронного облучения на механические свойства сталей. После нейтронного облучения стали подвергаются радиационномV упрочнению и охрупчиванию. Механические свойства сталей при воздействии на них нейтронного облучения после различных термических обработок показаны в табл. 2. Увеличение предела текучести вследствие воздействия нейтронного облучения после различных режимов термической обработки у стали 15Х2В2ФА составляет 35-70МПа, а у стали-прототипа 15Х2МФА- 15-65МПа. Проведенное нейтронное облучение практически не сказалось на пластичиости сталей. Характеристики равномерного и полного удлинения понизились не более чем на 2,5%. Смещение температуры вязко-хрупкого перехода АТК после нормализации и высокого отпу ска для стаж 15Х2В2ФА составило 12"С, для стали 15Х2МФА после аналогичной термической обработки- 30°С. Смещение ДТК для стали 15Х2В2ФА оказалось меньше и при других исследованных режимах термической обработки (табл.2). Максимальный уровень работы разрушения, соответствующий полностью вязкому разрушению, не изменяется и даже несколько возрастает. Увеличение верхнего шельфа связано с упрочнением стали при сохранившемся практически на неходком уровне равномерном удлинении (табл.2). Наибольшее увеличение уровня верхнего шельфа наблюдается в тех структурных состояниях, для которых отмечено максимальное упрочнение.

тогда как равномерное удлинение после всех исследованных термических обработок после воздействия нейтронного облучения не изменяется более чем на 2,5%.

Проведенный расчет коэффициента радиационного охрупчивания показал, что для стали 15Х2В2ФА, характеризующейся быстрым спадом наведенной радиоактивноеш, после нормализации и высокого отпуска коэффициент радиационного охрупчивания равняется 3,5, а для стали-прототипа 15Х2МФА после аналогичной термической обработки он составляет 9. Полученное значение коэффициента радиационного охрупчивания для стали 15Х2МФА хорошо согласуется со значениями коэффициента типичными для данной марки стали. Нормативное значение по ТУ 108.131-75 изв. 479 для стали 15Х2МФАА с содержанием меди <0,1%, а фосфора <0,01% составляет 9 для температуры облучения 290"С и 12 для температуры 270"С.

Таким образом, при сравнении сталей можно отметить следующее: -тенденция изменения характеристик* ударной вязкости после воздействия нейтронного облучения у сталей одинаковая. Облучение приводит к увеличению температуры вязко-хрупкого перехода и незначительному увеличению уровня верхнего шельфа;

-сталь 15Х2В2ФА, обладающая быстрым спадом наведенной радиоаю-ивности, после всех изученных термических обработок имеет меньшее значение ДТК после облучения при температуре 270"С флюенсом 4х1021н/м\ что свидетельствует о большем сопротивлении радиационному охрупчиванию новой стали по сравнению со сталью-прототипом;

-разработанная сталь 15Х2В2ФА, характеризующаяся быстрым спадом наведенной радиоактивности, имеет значительно меньший коэффициент радиационного охрупчивания, чем сталь 15Х2МФА. ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Проведены теоретические расчеты кинетики спада радиационной

активности изучаемых сталей и основных легирующих элементов. Определены ограничения по примесям и легирующим элементам стали 15Х2В2ФА, обеспечивающие необходимый темп спада наведенной радиоакти вности.

2. Впервые получена 100 кг опытная плавка малоактивируемой стали 15Х2В2ФА. Опробованы различные режимы ковки и прокатки, которые позволили получить полуфабрикаты в виде прутков и пластин высокого металлургического качества.

3. Из полученных полуфабрикатов были изготовлены образцы и проведены подробные сравнительные испытания, выявившие влияние скорости охлаждения и температуры аустешиации на кинетику фазовых превращений новой стали 15Х2В2ФА и стали-прототипа 15Х2МФА. Замещение молибдена вольфрамом приводит к незначительному увеличению устойчивости аустенита по отношению к феррито-карбидному превращению, выражающемся в снижении температуры начала выделения избыточного феррита и уменьшении критической скорости охлаждения.

4. Снижение температуры аустенизации с 1050 до Ю00°С приводит к смещению области феррито-карбидного превращения влево, но при этом степень смещения для сталей разная. Для вольфрамсодержашей стали она меньше. При этом оказывается меньше критическая скорость охлаждения и температура начала феррито-карбидного превращения.

5. Введение вольфрама не влияет на положение точки начала бейнитного превращения. Для обеих сталей она составляет 500 и плавно уменьшается до 440"С при снижении скорости охлаждения. Температура окончания превращения в низкотемпературной области понижается у обеих сталей при увеличении скорости охлаждения, что объясняется добавлением к области бейнитного превращения мартенситнон.

6. Изучена металлографическая структура и твердость сталей 15Х2В2ФА и 15Х2МФА в диапазоне скоростей охлаждения от 6500 до 1,50С/мнн (от

108,3 до 0,025"С/с). Методом просвечивающей электронной микроскопии выявлены и расклассифицированы основные структурные составляющие, формирующиеся в интервале скоростей охлаждения от 1500 до 1,5(1С/мин (от 108,3 до 0,025"С/с). Установлено, что замещение молибдена вольфрамом не приводит к существенному различию в микроструктуре сталей 15Х2В2ФА и 15Х2МФА при одной и той же скорости охлаждения.

7. Стали марок 15Х2В2ФА и 15Х2МФА при каждой конкретной скорости охлаждения показали практически одинаковый уровень твердости. Зависимость изменения твердости стали 15Х2В2ФА при варьировании скорости охлаждения аналогична зависимости для стали марки 15Х2МФА.

8. Стали марок 15Х2В2ФА и 15Х2МФА после нормализации имеют одинаковый уровень механических свойств. Некоторые отличия отмечены после медленной скорости охлаждения, а именно: после охлаждения со скоростью 2"С/мин (0,03"С/с) сталь 15Х2В2ФА имеет несколько ниже характеристики прочности, но выше пластичность и вязкость.

9. Проведенный анализ влияния различных режимов отпуска на структуру и механические свойства сталей 15Х2В2ФА и 15Х2МФА выявил, что стали имеют близкий уровень механических свойств в сопоставимых структурных состояниях, полученных вариациями режимов отпуска. С помощью оптической и просвечивающей электронной микроскопии выявлены структурные составляющие, которые присутствуют в сталях 15Х2В2ФА и 15Х2МФА после отпуска при температуре 680"С в течение 10ч. Отпуск нормализованных сталей 15Х2В2ФА и 15Х2МФА при температуре 680°С в течение 10 ч приводит к полигонизации дислокационной структуры, ^спаду мартенсито-аустенитных островков с выделением крупных карбидов.

10. Впервые проведенное облучение стали 15Х2В2ФА, обладающей

быстрым спадом наведенной радиоактивности, в работающем реакторе

Кольской АЭС при температуре 270"С флюенсом 4х102,н/м2 после различных 1

термических обработок выявило, большую стойкость к радиационному охрупчиванию новой стали 15Х2В2ФА, по сравнению с применяемой в настоящее время сталью 15Х2МФА.

11. Оценка коэффициента радиационного охрупчивания показала, что у новой стали 15Х2В2ФА после нормализации и высокого отпуска коэффициент радиационного охрупчивания в 2,5 раза меньше, чем у стали-прототипа 15Х2МФА. обработанной и облученной а аналогичных условиях. Основные положения диссертации представлены в следующих публикациях:

1. Е. Ю. Клепиков, И. П Курсевич, А. Н. Лапин, Е. В Нестерова, В В Рыбин. Материалы XXXV семинара "Актуальные проблемы прочности". 1518 сентября, 1999, часть 2, с.537-542

2. V. V. Rybin, 1. P. Kursevich, А. N. Lapin, Е. Yu. Klepikov. Research of Propensity to Radiation Embrittlement of the Reduced-Activation Chromium Ferritic Steels. Fifth International Conference on Material Issues in Design, Manufacturing and Operation of Nuclear Power Plants Equipment. Collection of Abstract. St. Petersburg, - Pushkin. 7-14 June. 1998. p. 43

3. В. В. Рыбин, И. П. Курсевич, А. Н. Лапин, Е. В. Нестерова. Е. 10. Клепиков. Влияние режимов термической обработки на структуру и механические свойства малоактивируемой стали композиции 15Х2В2ФА и стали 15Х2МФА. Вопр. материаловедения. В публикации.

4. 1. V. Gorynin, V. V. Rybin, I. P. Kursevich, A. N. Lapin, E. V. Nesterova, E. Yu. Klepikov. Effect of Heat Treatment and Irradiation Temperature on Mechanical Properties and Structure of Reduced-Activation Cr-W-V Steels of Bainitic, Martensitic and Mariensitic-Ferritic Classes. J. of Nuclear Materials. In published.

5.V. V. Rybin, I. P. Kursevich. A N. Lapin, E. Yu. Klepikov. Low-Activation the 2,5Cr-l,4WV Steels is a Promising Materials for Reactors Pressure Vessels. Sixth International Conference on Material Issues in Design, Manufacturing and

Operation of Nuclear Power Plants Equipment. Collection of Abstract. St. Petersburg, 19-23 June, 2000, p. 156

6. По результатам работы подана заявка на получение патента

Введение

1. Литературный обзор

1.1. Понятие малоактивируемый материал

1.2. Этапы развития малоактивируемых сталей

1.3. Влияние легирующих элементов на структуру и свойства стали

1.4. Влияние легирующих элементов на критические точки фазовых превращений 26 •

1.5. Причины влияния легирующих элементов на кинетику фазовых превращений

1.6. Система легирования малоактивируемых сталей

1.7. Физические механизмы, ответственные за изменение свойств стали, при воздействии на нее нейтронного облучения

1.8. Выводы по главе

2. Материалы и методики исследований

2.1 Легирование стали с точки зрения быстрого спада наведенной радиоактивности

2.2. Основные требования к химическому составу

2.3. Выплавка выбранного состава малоактивируемого материала

2.4. Горячая пластическая обработка сталей

2.5. Построение термокинетических диаграмм превращений аустенита при непрерывном охлаждении

2.6. Проведениеиспытаний на растяжение

2.7. Проведение испытаний на ударную вязкость

2.8. Определение твердости

2.9. Микроструктурные исследования

2.9.1. Оптическая микроскопия

2.9.2. Электронная микроскопия

2.10. Проведение нейтронного облучения

2.10.1. Изготовление образцов и сборка ампул 73 •

2.10.2. Постановка образцов в реактор и проведение облучения

2.10.3. Разделка гирлянд и проточных контейнеров

2.10.4. Испытания на растяжение и ударную вязкость облученных образцов

3. Влияние скорости охлаждения и температуры аустенизации на кинетику фазовых превращений и структуру

3.1 .Влияние скорости охлаждения на кинетику фазовых превращений

3.1.1. Анализ и сравнение результатов

3.2. Влияние температуры аустенизации

3.2.1. Анализ и сравнение результатов

3.3. Влияние скорости охлаждения на структуру

3.3.1. Вольфрамсодержащая сталь

3.3.2. Молибденсодержащая сталь

3.3.3. Анализ и сравнение результатов

3.3.4. Выводы по главе

4. Механические свойства в исходном состоянии

4.1. Влияние различных режимов термической обработки на механические свойства

4.2. Влияние скорости охлаждения на твердость

4.3. Выводы по главе

5. Механические свойства в облученном состоянии

5.1. Общие представления о радиационном повреждении стали

5.2. Изменение прочности и пластичности

5.3. Изменение температуры хрупкости и работы разрушения 150 5.3.1 Анализ и сравнение результатов

5.4. Оценка коэффициента радиационного охрупчивания

5.5. Выводы по главе

Одной из основных задач в атомной энергетике является строительство и безопасная эксплуатация реакторов, охлаждаемых водой под давлением (ВВЭР). Эксплуатационный срок службы реакторов такого типа составляет 40 лет. В настоящее время срок службы эксплуатируемых реакторов водо-водяного типа первого поколения, построенных в конце 50х -начале 60х годов заканчивается. Становится актуальной проблема утилизации корпусов реакторов, отработавших свой срок. Серьезным препятствием на этом пути является высокий уровень наведенной радиоактивности корпусов реакторов и медленный спад ее во времени. Так, для применяемых в настоящее время сталей время спада наведенной радиоактивности до безопасного уровня превышает 1000 лет. В связи с этим в последние годы в России и за рубежом разрабатывается новый класс сталей, характеризующийся быстрым спадом наведенной радиоактивности после нейтронного облучения. В США, Японии и странах Западной Европы большое внимание уделяют изучению 9% хромистых сталей мартенситного класса, которые разрабатывают там применительно к конструкциям опытного термоядерного реактора синтеза.

Разрабатывая малоакгивируемые стали совместно с мировым сообществом, Россия впервые стала уделять повышенное внимание разработке малоактивируемых материалов применительно к конструкциям корпусов атомных реакторов водо-водяного типа[1]. Такая постановка задачи предъявляет дополнительные требования к разрабатываемым материалам. Это связано с тем, что конструкции корпусов атомных реакторов водо-водяного типа представляет собой массивные конструкции цилиндрической формы, достигающие размеров в высоту до 12 м с максимальным наружним диаметром 4,5 м. Толщина цилиндрической части корпуса достигает 500 мм[2]. Для корпуса термоядерного реактора требуются катанные плиты толщиной до 100 мм. Таким образом, помимо чисто технологических аспектов получения таких крупных заготовок, подразумевающих решение задач выбора температурно-скоростных режимов пластической деформации, встает серьезная металловедческая проблема получения в таких толщинах мартенситной или мартенситоподобной структуры, которая бы удовлетворяла всем требованиям, предъявляемым к механическим свойствам сталей, используемых для данных конструкций. Применение для таких конструкций мало активируемых V-Ti-Cr сплавов экономически нецелесообразно из-за огромных размеров корпусов атомных реакторов. Поэтому самое простое и дешевое решение этой задачи - разработка малоактивируемых сталей на основе традиционно применяемых.

Мало активируемые стали будущего должны обеспечивать:

- повышение ресурса эксплуатации корпусов атомных энергетических установок;

- относительно более безопасное проведение ремонтных работ во время эксплуатации станций;

- решение проблемы утилизации корпусных материалов после выработки ресурса эксплуатации, то есть обеспечить активность отработавших свой ресурс конструкций на уровне, допускающем безопасное обращение, переработку и повторное использование их в промышленности после истечения приемлемого отрезка времени 30-50 лет.

Таким образом, при разработке малоактивируемой стали необходимо:

-выбрать сталь-прототип;

-оптимизацией системы легирования добиться снижения активируемости стали при воздействии нейтронного облучения;

-вычислить и обеспечить необходимый уровень содержания примесей в стали, так как концентрация высокоактивируемых примесных элементов очень сильно влияет на активируемость стали в целом; обеспечить требуемые уровень механических свойств, теплопроводность, коррозионную и радиационную стойкость, хорошую свариваемость и технологичность выбранной стали.

Исходя из этих соображений и используя большой опыт по разработке • малоактивируемых 7-12% хромистых сталей, разрабатываемых для термоядерного реактора, была разработана малоактивируемая 2-3% хромистая сталь на базе хорошо зарекомендовавшая себя в многолетней практике производства и эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР-440 стали 15Х2МФА, обладающей высокой технологичностью, свариваемостью, радиационной и коррозионной стойкостью. Для создания на базе этой стали материала, обладающего быстрым спадом наведенной радиоактивности, необходимо было радикально уменьшить содержание примесей, образующих под нейтронным облучением долгоживущие изотопы (никель, кобальт,' ниобий й т. д.). Кроме того, надо было заменить основной легирующий элемент- молибден вольфрамом, поскольку последний, являясь металлургическим аналогом молибдена, не образует долгоживущих изотопов при воздействии на него нейтронного облучения. Чтобы реализовать эту идею, необходимо было детально изучить влияние замещения молибдена вольфрамом на характер фазовых превращений, структуру, фазовый состав в широком диапазоне скоростей охлаждения. Как результат этих исследований была построена термокинетическая диаграмма превращений аустенита при непрерывном охлаждении, определены и рас классифицированы основные структурные составляющие, формирующиеся при различных скоростях охлаждения. Кроме того, необходимо было выяснить, как подобное изменение легирования скажется на механических свойствах стали после различных условий термической обработки. Для определения прочностных и пластических характеристик стали в различных структурных состояниях, определения теплостойкости и отпускоустойчивости были проведены серии испытаний на растяжение и ударную вязкость после различных термических обработок. В результате проведения этих экспериментов было выявлено влияние замещения молибдена вольфрамом на комплекс механических свойств материала в исходном состоянии.

Так как разрабатываемая сталь в процессе эксплуатации будет подвергаться нейтронному облучению при температуре то помимо оценки теплостойкости стали, важным этапом в исследовании свойств стали является радиационная часть работы. Для выявления влияния замещения молибдена вольфрамом при нейтронном облучении на механические свойства стали было проведено облучение материала, прошедшего предварительную термическую обработку по различным режимам. По результатам исследований облученного материала были определены степень радиационного упрочнения и охрупчивания, коэффициент радиационного охрупчивания, являющийся важной характеристикой радиационной стойкости стали. Решение перечисленных задач явилось основной целью при выполнении настоящей диссертационной работы.

Таким образом, в работе впервые сформулированы и обоснованы требования к химическому составу малоактивируемой стали бейнитного класса. Впервые изучена кинетика фазовых превращений, структура и механические свойства малоактивируемой стали бейнитного класса 15Х2В2ФА в широком интервале скоростей охлаждения от 1500 до 1,5°С/мин, а также при различных температурах аустенизации. Впервые исследовано влияния различных режимов отпуска на структуру и механические свойства стали 15Х2В2ФА. Впервые проведено нейтронное облучение малоактивируемой стали 15Х2В2ФА и установлено его влияние на механические свойства новой стали 15Х2В2ФА. Проведен подробный сравнительный анализ, по результатам которого установлено, что замещение молибдена на вольфрам в эквиатомном соотношении приводит к изменениям кинетики фазовых превращений аустенита, количественного соотношения структурных составляющих, радиационной стойкости, несмотря на то, что молибден и вольфрам до сих пор считаются металлургическими аналогами. В работе выявлено, что зафиксированные отличия зависят от условий термической обработки (температуры аустенизации, скорости охлаждения, температуры и длительности отпуска) и выражаются в том, что вольфрамсодержащие стали имеют: большую термодинамическую стабильность аустенита, которая приводит к уменьшению критической скорости охлаждения и понижению температуры начала выделения феррита; большую радиационную стойкость. В работе показано, что замещение молибдена вольфрамом в сталях бейнитного класса слабо сказывается на структуре и механических свойствах, но существенно проявляется в усилении радиационной стойкости при облучении нейтронами при Это может быть использовано при разработке разных типов вольфрамсодержащих сталей, применяемых в атомном энергомашиностроении и обладающих помимо очевидных экологических преимуществ и большим ресурсом работоспособности.

Малоактивируемая сталь бейнитного класса типа 15Х2В2ФА разрабатывается в качестве конструкционного материала для корпуса атомных энергетических установок нового поколения. Применение этого материала позволит резко повысить экологическую безопасность после выработки корпусом срока эксплуатации, а также при проведении ремонтных работ, так как резко снижается время спада наведенной радиоактивности. Это позволит снизить затраты на утилизацию снятых с эксплуатации атомных энергетических установок. Вместе с тем применение этих материалов позволит увеличить ресурс эксплуатации корпусов реакторов.

1. Литературный обзор

1.1. Понятие "малоактивируемый материал"

Понятие "малоактивируемый материал" введено для того, чтобы обособить определенную группу сталей и сплавов, выделившихся в отдельный класс, характеризующуюся относительно быстрым спадом наведенной радиоактивности при воздействии нейтронного облучения по сравнению с традиционно применяемыми материалами. Малоактивируемый материал - это материал, элементный и изотопный состав которого после эксплуатации в условиях нейтронного потока по количеству и качеству накапливаемых радионуклидов, способен обеспечить удельную активность материала ниже значения, определенного основными санитарными правилами ОСП-73/87[3]. Но это определение является скорее определением идеального малоактивируемого материала. Используемые в настоящее время конструкционные материалы на основе железа независимо от их состава (легирования) при реализуемых в существующих конструкциях атомных энергетических установок суммарных потоках тепловых, промежуточных и быстрых нейтронов (10и-1013 н/сек*см2) не способны обеспечить активность отработавших свой срок эксплуатации конструкций (30 лет) на уровне, допускающем безопасное обращение, переработку и повторное использование их в промышленности после истечения приемлемого отрезка времени (30-50 лет). Активность железа, являющегося основой стали, спадает до уровня безопасного для работы с ним за ~ 50 лет. Таким образом, создание малоактивируемого материала заключается в разработке стали, имеющей более быстрый спад наведенной радиоактивности по сравнению с применяемыми сталями.

Основные выводы

1. Проведены теоретические расчеты кинетики спада радиационной активности изучаемых сталей и основных легирующих элементов. Определены ограничения по примесям и легирующим элементам стали 15Х2В2ФА, обеспечивающие необходимый темп спада наведенной радиоактивности.

2. Впервые получена 100 кг опытная плавка малоактивируемой стали 15Х2В2ФА. Опробованы различные режимы ковки и прокатки, которые позволили получить полуфабрикаты в виде прутков и пластин высокого. металлургического качества.

3. Из полученных полуфабрикатов были изготовлены образцы и проведены подробные сравнительные испытания, выявившие влияние скорости охлаждения и температуры аустенизации на кинетику фазовых превращений новой стали 15Х2В2ФА и стали-прототипа 15Х2МФА. Замещение молибдена вольфрамом приводит к незначительному увеличению устойчивости аустенита по отношению к феррито-карбидному превращению, выражающемся в снижении температуры начала выделения избыточного феррита и уменьшении критической скорости охлаждения.

4. Снижение температуры аустенизации с 1050 до 1000°С приводит к смещению области феррито-карбидного превращения влево, но при этом степень смещения для сталей разная. Для вольфрамсодержащей стали она меньше. При этом оказывается меньше критическая скорость охлаждения и температура начала феррито-карбидного превращения.

5. Введение вольфрама не влияет на положение точки начала бейнитного превращения. Для обеих сталей она составляет 500 и плавно уменьшается до 440°С при снижении скорости охлаждения. Температура окончания превращения в низкотемпературной области понижается у обеих сталей при • увеличении скорости охлаждения, что объясняется добавлением к области бейнитного превращения мартенситной.

6. Изучена металлографическая структура и твердость сталей 15Х2В2ФА и 15Х2МФА в диапазоне скоростей охлаждения от 6500 до 1,5°С/мин (от 108,3 до 0,025°С/с). Методом просвечивающей электронной микроскопии выявлены и расклассифицированы основные структурные составляющие, формирующиеся в интервале скоростей охлаждения от 1500 до 1,5°С/мин (от 108,3 до 0,025°С/с). Установлено, что замещение молибдена вольфрамом не приводит к существенному различию в микроструктуре сталей 15Х2В2ФА и 15Х2МФА при одной и той же скорости охлаждения.

7. Стали марок 15Х2В2ФА и 15Х2МФА при каждой конкретной скорости охлаждения показали практически одинаковый уровень твердости. Зависимость изменения твердости стали 15Х2В2ФА при варьировании скорости охлаждения аналогична зависимости для стали марки 15Х2МФА.

8. Стали марок 15Х2В2ФА и 15Х2МФА после нормализации имеют одинаковый уровень механических свойств. Некоторые отличия отмечены после медленной скорости охлаждения, а именно: после охлаждения со • скоростью 2°С/мин (0,03°С/с) сталь 15Х2В2ФА имеет несколько ниже характеристики прочности, но выше пластичность и вязкость.

9. Проведенный анализ влияния различных режимов отпуска на структуру и механические свойства сталей 15Х2В2ФА и 15Х2МФА выявил, что стали имеют близкий уровень механических свойств в сопоставимых структурных состояниях, полученных вариациями режимов отпуска. С помощью оптической и просвечивающей электронной микроскопии выявлены структурные составляющие, которые присутствуют в сталях 15Х2В2ФА и 15Х2МФА после отпуска при температуре 680°С в течение 10ч. Отпуск нормализованных сталей 15Х2В2ФА и 15Х2МФА при температуре 680°С в течение 10 ч приводит к полигонизации дислокационной структуры, распаду мартенсито-аустенитных островков с выделением крупных карбидов.

10. Впервые проведенное облучение стали 15Х2В2ФА, обладающей быстрым спадом наведенной радиоактивности, в работающем реакторе

0 23 2

Кольской АЭС при температуре 270 С флюенсом 4x10 н/м после различных термических обработок выявило, большую стойкость к радиационному охрупчиванию новой стали 15Х2В2ФА, по сравнению с применяемой в настоящее время сталью 15Х2МФА.

11. Оценка коэффициента радиационного охрупчивания показала, что у новой стали 15Х2В2ФА после нормализации и высокого отпуска коэффициент радиационного охрупчивания в 2,5 раза меньше, чем у стали-прототипа 15Х2МФА, обработанной и облученной в аналогичных условиях.

1. V.V.Rybin et al. Embrittlement of fast induced radioactivity decay martensitic-ferritic steels irradiated with neutrons within the temperature range 240-300°C. In: ICSRM-7, Obninsk, September 1995 (Abstracts)

2. Ю.Ф.Баландин, И.В.Горынин, Ю.И.Звездин, В.Г.Марков. Конструкционные материалы АЭС. М. Энергоатомиздат, 1984

3. Нормы радиационной безопасности "Основные санитарные правила работы с радиоактивными веществами и другими источниками ионизирующих излучений ОСП-73/87" М. Энергоатомиздат, 1988

4. Fujio Abe et al. J. Iron Steel Inst. Japan 2 (1986) 170

5. R.W.Conn et al. Panel Report on Low Activation Materials for Fusion . Application, University of California, Los Angeles, PPG-753, March 1983

6. R.L.Klueh, P.J.Maziasz, Met. Trans. 20A (1989) 373

7. R.L.Klueh, Met. Trans. 20A (1989) 463

8. R.L.Klueh, W.R.Corwin, J. Eng. Mater., 11 (1989) 169

9. D.R.Harries, in: Proc. Topical Conf. On Ferritic Steels for Use in Nuclear Energy Technologies (The Metallurgical Society of AIME, Warrendale, PA, 1984)

10. R.L.Klueh, J. Miner., Met. and Mater. Soc. 4 (1992) p.20-24

11. E.Dequidt, J.Arroyo, M.Shirra,, J. Nucl. Mater. 179-181 (1991) p.659-662

12. F.W. Wiffen and R.T. Santoro, in Proceeding of Topical Conference on Ferritic Alloys for Use in Nuclear Energy Technologies, AIME, Warrendale, PA 1984, 195

13. V.K. Shamardin et al, in Proc. Int. Conf. on Radiation Materials Science, Kharkov Institute of Physics and Technology, Kharkov, 1990, also ORNL/TR 90/22

14. R.W.Conn et al, Panel report on low activation maten als for fusion applications, UCLA report PPG-728, University of California at Los Angeles (1983)

15. G.J. Butterworth et al. J. Nucl. Mater. 122&123( 1984)982

16. R.L.Klueh, D.S.Gelles, T.A. Lechtenberg, J. Nucl. Mater. 141-143 (1986) 1081

17. R.L.Klueh and E.E.Bloom, Nucl. Eng. Design/Fusion 2 (1985)383

18. D.Dulien, K.W.Tupholme, G.J.Butterworth, J. Nucl. Mater. 141-143 (1986) 1097

19. T.Noda, F.Abe, H.Araki and M.Okada. J. Nucl. Mater. 141-143(1986)1102

20. C.Y.Hsuand, T.A.Lechtenberg. J. Nucl. Mater. 141-143(1986)1107

21. K.Anderko et al., Investigations on the Physical Metallurgy and Mechanical Properties of a LA-10% Cr steel CETA, KfK Report 5060, Kernforschungszentrum Karlsruhe GmbH (1990)

22. M.Tamura, H.Hayakawa, M.Tanimura, A.Hishinuma, T.Konda, J. Nucl. Mater. 141-143 (1986) 1067

23. D.S.Gelles, in Reduced Activation Materials for Fusion Reactors, ASTM-STP 1047, eds. R.L.Klueh, D.S.Gelles, M.Okada and N.H.Packan (ASTM, Philadelphia, 1990) p. 113

24. H.Kayano et al. J. Nucl. Mater. 179-181(1991)425

25. N.M.Ghornem, A.Shabalk and M.Z.Youssef, in Proc. Topical Conf. on Ferritic Steels for Use in Nuclear Energy Technologies (The Metallurgical Society of AIME, Warrendale, PA, 1984) p. 201

26. Э.Гудремон. Специальные стали. M. Металлургия, 1966, том 1, с.389

27. А.П.Гуляев. Металловедение. М. Металлургия, 1977

28. К.А.Ланская. Высокохромистые жаропрочные стали. М. Металлургия, 1976

29. S.H.RYU, JIN.YU. Metallurgical and Mater. Trans. A., Vol. 29A

30. В.С.Меськин. Основы легирования стали. М. Металлургия, 1964, с.85

31. F.Wever, H.Lange. Uber den Ablauf der Austenitumwandlung bei . Vanadinstahlen. Mitteilungen K.-W.-Inst., 1939, Bd. 21, № 3

32. K.А.Ланская. Жаропрочные стали. M. Металлургия, 1969

33. А.А.Попов, Л.Е.Попова. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. М., Металлургия, 1965

34. Ю.Л.Легостаев и др. Влияние легирования низкоуглеродистой хромоникельмолибденовой стали на характер у-»а превращения при непрерывном охлаждении. Судостр. Промышленность. Сер. Материаловедение, Металловедение, Металлургия, вып. 16,1991

35. Л.И.Коган, Р.И.Энтин. Влияние легирующих элементов на кинетику гамма-альфа превращения железа. ЖТФ, том XX, вып. 6, 1950

36. Э.Гудремон. Специальные стали. М. Металлургия, 1966, том 2, с.779

37. И.В.Горынин и др. Теоритические и экспериментальные основы создания вторичнотвердеющих свариваемых конструкционных сталей. МиТОМ, № 9,1999

38. M.Schirra, H.Finkler. Das Umwandlungsverhalten der hochwarmfesten martensitischen Stahle mit 8-14%Cr. Forschungszentrum Karlsruhe GmbH, Karlsruhe, 1995

39. V.V.Rybin, I.P.Kursevich, A.N.Lapin. J. Nucl. Mater. 258-263(1998) 1324-' 1328

40. L.Pilloni et al. J. NucL Mater. In published

41. Л.И.Коган, Р.И.Энтин. Кинетика полиморфного превращения легированного железа. Докл. АН СССР. Том LXXIII, № 6, 1950

42. Г.Н.Белозерский и др. Фазовые превращения в сложнолегированном железе и низкоуглеродистой улучшаемой стали, упрочняемой вторичным твердением. Вопр. судостроения. Сер. Металловедение, вып. 26, 1978

43. Р.И.Энтин. Превращения аустенита в стали. Москва, 1960

44. W.Parcel, R.Mehl. J. ofMetalls, vol. 4, № 7, 1957

45. Б.Я.Любов. Кинетическая теория фазовых превращений. М., Металлургия, 196951 .Л.Н.Александров, БЛ.Любов. К вопросу о влиянии легирования на кинетику перлитного превращения. Физика металлов и металловедение, том VIII, вып. 2, 1959

46. K.Mazanec, J.Cadek. Revue de Metallurgie, vol. 55, № 6, 1958

47. В.В.Рыбин, В.А.Малышевский, В.И.Олейник и др. Структурные превращения при вторичном твердении низкоуглеродистых вторичнотвердеющих сталей. ФММ. 1976, т.41, вып.4, с.796-804

48. И.В.Горынин, Ю.Ф.Баландин, Ю.И.Звездин и др. Труды научно-технической конференции СЭВ (Атомная энергетика, топливные циклы, радиационное материаловедение, г. Ульяновск, 1970, т.З) М. Атомиздат, 1971, с.380-395

49. И.В.Горынин, Ю.Ф.Баландин, Ю.И.Звездин и др. Энергомашиностроение, 1977, №9, с. 18-21

50. В.И.Бобров, В.А.Ворона, Ю.И.Звездин, А.Д.Кудымов, В.В.Рыбин. Влияние хрома на структуру и механические свойства хромоникельмолибденованадиевой стали. Вопр. судостроения, Серия Металловедение, вып.24, 1977

51. G.M.Spink. Met. Trans., 1977, v.8A, № 1, p.l35-143

52. А.М.Морозов, В.А.Николаев, А.М.Паршин, В.В.Рыбин. Охрупчивание при отпуске хромомолибденованадиевой стали. МиТОМ, № 6, 1977, с.38-42

53. В.Н.Земзин, Р.З.Шрон. Термическая обработка и свойства сварных соединений. JI. Машиностроение, 1978, с.367

54. Куме, Окабаяси, Амано. Труды американского общества инженеров-механиков. Теоритические основы инженерных расчетов. 1974, № 4, с. 6069

55. В.А.Николаев и др. Физика металлов и металловедение, том 68, № 3, 1989

56. В.А.Николаев, В.И.Баданин. Материалы II Всесоюзного совещания (Киев, 1976). Киев, Наукова думка, 1977

57. В. А.Николаев. Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационного материаловедения, Харьков, ФТИ, том 2, № 13, 1980

58. В.И.Баданин. Влияние легирующих элементов на радиационное охрупчивание стали типа 15Х2МФА. Вопр. судостроения. Сер. Металловедение, вып. 20, 1975

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

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

61. В.А.Николаев, В.И.Баданин. Атомная энергия, том 42, вып. 3, 1976

62. В.А.Николаев, В.В.Рыбин, В.И.Баданин. Атомная энергия, том 47, вып. 1, 1979

63. В.А.Николаев, В.В.Рыбин, В.И.Баданин. Физика хрупкого разрушения, Ч. 2, Киев: Издательство Института проблем материаловедения АН УССР, 1976

64. В.В.Рыбин, В.А.Николаев. Вопр. материаловедения, № 1, 1995

65. В.А.Николаев, В.В.Рыбин. Вопр. материаловедения, № 1, 1995

66. Патент на изобретение "Малоактивируемая радиационностойкая сталь" №2135623 от 04.06.98

67. G.J.Butterworth, S.R.Keown. J. Nucl. Mater. 186 (1992) p.283-287

68. R.L.Klueh, D.J.Alexander. Effect of Radiation on Materials: 18th International Symposium, ASTM STP 1325, ASTM, 1997

69. R.L.Klueh, D.J.Alexander. Fusion Materials. Semiannual Progress Report for Period Ending. December 31, 1997. U.S. Department Atomic Energy

70. W. R. Corwin, G. E. Hougland in: The use of small-Scale Spesimen for Testing Irradiated Material, ASTM STP 888, W. R. Corwin and G. E. Lucas, EDS, ASTM, Philadelphia, 1986, p. 325

71. Ю.А.Геллер, А.Г.Рахштадт. Материаловедение, Металлургия, 198978.Ё. Ю. Клепиков, И. П. Курсевич, А. Н. Лапин, Е. В. Нестерова, В. В. Рыбин. Материалы XXXV семинара "Актуальные проблемы прочности". 15-18 сентября, 1999, часть 2, с.537-542

72. В. В. Рыбин, И. П. Курсевич, А. Н. Лапин, Е. В. Нестерова, Е. Ю. Клепиков. Влияние, режимов термической обработки на структуру и механические свойства малоактивируемой стали композиции 15Х2В2ФА и стали 15Х2МФА. Вопр. материаловедения. В публикации.

73. Я.С.Уманский и др. Физические основы металловедения. Москва, 1955

74. Л.Г.Поздняков и др. Исследование закономерностей распада аустенита малоперлитных сталей при непрерывном охлаждении. МиТОМ, № 9, 1985.

75. А.П.Смирнова и др. Кинетика распада переохлажденного аустенита стали 15Х1МФ. МиТОМ, № 8, 1982

76. В.С.Кремнев и др. Скоростной диапазон образования зернистого бейнита при распаде аустенита стали 20Х2НАЧ. МиТОМ, № 5, 1998

77. Т.Ко, S.A.Cotrell. The Growth Rate of Bainite. J.I.S.J., vol. 172, 1952

78. Л.И.Коган, Р.И.Энтин. Докл. АН СССР, Техническая физика, № 4, 1961

79. Л.И.Коган, Р.И.Энтин. О превращении аустенита в промежуточной области. Проблемы металловедения и физики металлов, № 7, 1962

80. Л.И.Коган, Р.И.Энтин. Исследование превращения аустенита в средней области непосредственно при температурах превращения. Проблемы металловедения и физики металлов, № 8, 1964

81. Л.И.Коган, Р.И.Энтин. G механизме бейнитного превращения. МиТОМ, №7,1961

82. Z.Bojarski, T.Bold. Structure and Properties of Carbidefree Bainite. Acta Metallurgies 22, 1223, 1974

83. H.K.D.H.Bhadeshia, J.W.Christian. Bainite in Steels. Met. Trans. A., vol. 21 A, 1990

84. M.Hillert. The Nature of Bainite. I.S.I J., vol. 35, 1995

85. B.L.Bramfitt, J.G.Speer. A Perspective on the Morphology of Bainite. Met. Trans. A., vol. 21 A, 1990

86. М.Е.Блантер. ЖТФ, 1948, т. 18, с. 529

87. С.И.Марков. Термическая обработка крупногабаритных деталей энергооборудования. Труды ЦНИИТМАШ, № 200, 1987

88. А.А.Астафьев, Г.С.Карк, А.А.Чернобаева. Влияние предварительной термической обработки и размера зерна аустенита на критическую температуру хрупкости стали 15Х2НМФА. Труды ЦНИИТМАШ, № 200, 1987

89. В.В.Рыбин, И.И.Грекова. Особенности структуры толстостенных поковок стали марки 15ХЗНМФА. МиТОМ, № 9, 1999

90. Е.В.Воронина и др. Превращения аустенита стали марки 15ХЗНМФА в бейнитной и мартенситной областях. Судостр. промышленность. Сер. Материалловедение, Металловедение, Металлургия, вып. 10, 1989

91. И.В.Горынин и др. Превращения дислокационного мартенсита при отпуске вторичнотвердеющей стали. МиТОМ, № 9, 1999

92. А.М.Морозов, В.А.Николаев, А.М.Паршин, В.В.Рыбин. Факторы, влияющие на охрупчивание стали типа 15ХЗМФА при отпуске. Вопр. судостроения. Сер. Металловедение, вып. 24, 1977

93. А.М.Морозов, В.А.Николаев, А.М.Паршин, В.В.Рыбин. Охрупчивание при отпуске хромомолибденованадиевой стали. МиТОМ, № 6, 1977

94. В.В.Рыбин, В.А.Малышевский, В.Н.Олейник, Е.М.Сосенушкин, Л.Г.Шерохина. Структурные превращения при вторичном твердении низкоуглеродистых вторичнотвердеющих сталей. Физика металлов и металловедение, том 41, вып. 4, 1976

95. А.А.Крошкин и др. Исследование тонкой структуры высокопрочной низкоуглеродистой вторичнотвердеющей стали. Вопр. судостроения. Сер. Металловедение, Металлургия, вып. 37, 1983

96. J.D.Verhoeven, E.D.Gibson. Met. and Mat. Trans. A, vol. 29A, 1998

97. Л.С.Кремнев и др. Строение и механизм формирования зернистого бейнита в стали 20Х2НАЧ. МиТОМ, № 9, 1997

98. R.Mehl. Hardenability of Alloy Steels, ASM, Cleveland, OH, 1939

99. L.J.Habraken, M.Economopoulos. Climax-Molibdeniim Company, Aun Arbor, MI, 1967

100. G.Krauss, S.W.Tompson. vol. 35, №8, 1995

101. R.L.Klueh et al. Met. and Mat. Trans. A, vol. 28A, 1997

102. R.L.Klueh, D.J.Alexander. Fusion Materials. Semiannual Progress Report for Period Ending. March 30, 1994. U.S. Department Atomic Energy

103. М.М.Сандомирский, Ю.В.Соболев. Фазовый и структурный состав для крупногабаритных деталей АЭУ и их сварных соединений. Проблемы материаловедения теплоэнергетического оборудования атомных энергостанций. Сб. научных трудов, Ленинград, 1984

104. С.Т.Конобеевский. Действие облучения на материалы. Атомиздат, Москва, 1967

105. М.Томпсон. Дефекты и радиационное повреждение в металлах. Пер с англ. М., Мир, 1971

106. А.М.Морозов и др. Влияние исходной структуры на радиационное охрупчивание закаленной и отпущенной стали 15ХЗМФА. Проблемы прочности, № 3, 1982

107. Л.А.Вайнер, И.А.Разов. Материалы I Всесоюзного совещания (Киев, 1975). Киев, Наукова думка, 1976

108. А.Д.Амаев и др. Вопросы атомной науки и техники. Сер. Реакторостроение, вып. 2(16), 1977

109. Л.М.Утевский и др. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа. М., Металлургия, 1987