автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Закономерности и структурно-физические механизмы низкотемпературного радиационного охрупчивания коррозионно-стойких конструкционных материалов

На правах рукописи

ПЕТКОВА АНИ ПЕТРОВА

ЗАКОНОМЕРНОСТИ И СТРУКТУРНО-ФИЗИЧЕСКИЕ МЕХАНИЗМЫ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОГО РАДИАЦИОННОГО ОХРУПЧИВАНИЯ КОРРОЗИОННО-СТОЙКИХ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ

Специальность: 05.02.01 - Материаловедение (машиностроение)

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Санкт-Петербург 2003 .

Работа выполнена на кафедре металловедения Государственного образовательного учреждения высшего профессионального образования "Санкт-Петербургский государственный политехнический университет" (ГОУ "СПбГПУ")

Научный консультант:

засл. деятель науки и техники, академик АИН РФ, доктор технических наук, профессор А.МЛаршин

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор П.А. Платонов

доктор технических наук А.И. Рыбников доктор технических наук Г.Н. Филимонов

Ведущая организация:

институт проблем машиноведения РАН

Защита состоится "¿V" октября 2003 г. в часов на заседании диссертационного совета Д 212.229.19 в Государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования "Санкт-Петербургский государственный политехнический университет" (ГОУ "СПбГПУ") по адресу: 195251, Санкт-Петербург, Политехническая ул., 29, лабораторно-аудиторный корпус, кафедра машин и технологии обработки металлов давлением.

С диссертационной работой можно ознакомиться в фундаментальной библиотеке ГОУ "СПбГПУ".

Автореферат разослан" " сентября 2003 г.

Ученый секретарь диссертационного совета, доктор технических наук

Востров В.Н.

( У В 1 9 ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

/ Актуальность темы исследования. К настоящему времени доля электроэнергии, вырабатываемой на атомных электростанциях (АЭС), составляет око до 13% всей производимой в России электроэнергии, причем в последние три года прирост выработки электроэнергии на АЭС составил 6-7%. В соответствии с долгосрочным прогнозом Минатома развития атомной энергетики до 2020 г., средний прирост производства электроэнергии на АЭС составит 5% в год. Как в настоящее время, так и в ближайшие 20 лег отечественная ядерная энергетика будет базироваться на корпусных водоохлаждаемых реакторах на тепловых нейтронах с водой под давлением типа ВВЭР и кипящих канальных уран-графитовых реакторах на тепловых нейтронах с водяным теплоносителем типа РБМК. Отечественные транспортные атомные энергетические установки также оснащены тепловыми водо-водяными реакторами с водой под давлением типа ВВЭР.

К числу требований, предъявляемых к конструкционным материалам атомных энергетических установок (АЭУ), относится необходимость сохранений в процессе длительной эксплуатации высокого уровня механических характеристик, и, прежде всего, деформационной способности, как элементов активной зоны, так и корпусов ядерных реакторов. Нейтронное облучение даже достаточно низкими повреждающими дозами (порядка Ю20 нейтр/см2) снижает деформационную способность сталей и сплавов как при высоких, так и при низких температурах эксплуатации, повышает критическую температуру хрупко-вязкого перехода в материалах с ОЦК- и ГПУ-решетками, смещая ее в область положительных (рабочих) температур.

Интервал максимального проявления низкотемпературного радиационного ох-рупчивания применяемых и перспекшвных конструкционных материалов с различным типом кристаллической решетки (аустенитных сталей и сплавов, ферритных и ферритно-мартенситных хромистых сталей, титан-циркониевых сплавов и т.д.) совпадает с основным работам интервалом температур (200 -350°С) элементов активной зоны транспортных и стационарных водо-водяных энергетических реакторов. В связи с отмеченным, низкотемпературному радиационному охрупчиванию уделяется основное внимание при изучении воздействия нейтронного облучения на аустенигные хро-моникелевые стали и сплавы, являющиеся одними из наиболее перспективных конструкционных материалов активной зоны атомных энергетических установок, а также на материалы с ОЦК- и ГПУ-решетками.

• Достигнутые к настоящему времени успехи в изучении явлений низкотемпературного радиационного охрупчивания и радиационной хладноломкости связаны с работой научных коллективов, возглавлявшихся А.Д.Амаевым, С.Н.Вотиновым, И.В.Горыниным, В.Ф.Зеленским, Ю.К.Конобеевым, И.С.Лупаковым, И.М.Неклюдовым, А.М.Паршиным, П.А.Платоновым, В.В.Рыбиным, В.А.Цыкановым и др.

К настоящему времени в области низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания проведены многочисленные исследования, касавшиеся, в основном, перлитных сталей, применяемых для изготовления корпусов водо-водяных энергетических реакторов (ВВЭР) транспортных и стационарных АЭУ. Вопросам низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания коррозионно-стойких сталей и сплавов посвящено значительно меньшее количество работ, в которых не учитывался динамический характер пластической деформации, связанная с этим неоднородность и пластическая нестабильнос|Е^^^^^цЩ^ЩуЬе дисло-

БИБЛИОТЕКА 1

С.Петербург

ОЭ ШОшхМУ 7 1

кационной структуры в процессе ее эволюции с продуктами структурных превращений на различных стадиях распада метастабильных твердых растворов. Поэтому, не смотря на длительное время, прошедшее с начала выполнения работ в этой области, • не было предложено единой концепции низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания, учитывающей влияние условий облучения, испытания, а также структурных параметров, на развитие эффектов пластической нестабильности. Разработка такой концепции позволит сформулировать пути повышения пластичности, предельной повреждающей дозы, а, следовательно, и ресурса работы конструкционных материалов активной зоны в области низкотемпературного радиационного охрупчивания. \

Многочисленные исследования, проведенные в области радиационной хладноломкости, также в основном, касаются перлитных корпусных сталей. Развитие ядерной энергетики требует не только разработки мер по повышению срока службы сталей перлитного класса, но и рассмотрения возможности применения в качестве материалов корпусов водо-водяных энергетических реакторов коррозионно-стойких конструкционных материалов (в частности, мартенситно-стареющих сталей марки 05Х13Н4М); устраняющих необходимость нанесения на внутреннюю поверхность корпусов реакторов антикоррозионной наплавки аустенитными сталями и сплавами. Перспектива применения мартенситно-стареющих коррозионно-стойких сталей в качестве корпусных материалов требует убедительных экспериментальных данных по . радиационной хладноломкости этих материалов после облучения высокими повреждающими дозами, а также изучения процессов длительного теплового старения, стимулируемого радиацией, и их влияния на степень развития охрупчивания и сдвиг температуры хрупко-вязкого перехода в область положительных температур.

Теоретический и практический интерес представляет распространение концепции низкотемпературного упрочнения и охрупчивания сталей и сплавов под действием облучения на другие способы упрочнения материалов и разработка концепции изменения максимально достижимой для данного материала прочности в зависимости от его качества, учитывающей влияние структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности.

Связь работы с научными программами. Работа выполнена на кафедре "Металловедение" Санкт-Петербургского государственного политехнического университета в рамках Грантов министерства образования РФ "Структурно-принудительная рекомбинация и пути ослабления или подавления радиационного распухания конструкционных материалов" (1996-1997 гг.., № Гос. per. 3864091), "Низкотемпературное радиационное охрупчивание аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов" (1998— 1999 гг.., № Гос. per. 020409801), "Исследование низкотемпературного радиационного охрупчивания аустенитных сталей и сплавов и радиационной хладноломкости водо-водяных ядерных реакторов" (2002-2003 гг.., № Гос. per. 020409301).

Цель И основные задачи исследования. Целью работы являлось установление закономерностей и физических механизмов влияния параметров облучения, испытания, исходной структуры материала и ее эволюции под действием облучения на эффекты низкотемпературного радиационного охрупчивания и радиационной хладноломкости применяемых и перспективных материалов водо-водяных энергетических реакторов транспортных и стационарных АЭУ. Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи.

1. Рассмотреть влияние структурных превращений на ранних стадиях распада в материалах с различным типом кристаллической решетки на основные критерии оценки работоспособности применяемых и перспективных конструкционных материалов активной зоны и корпусов водо-водяных энергетических реакторов транспортных и стационарных АЭУ.

2. На основе анализа характера изменения механических характеристик и разрушения облученных металлов, склонных к низкотемпературному радиационному охрупчиванию и радиационной хладноломкости, выделить основные признаки, позволяющие разграничить области проявления низкотемпературного радиационного охрупчивания и радиационной хладноломкости.

3. Установить общие закономерности и особенности изменения механических характеристик облученных материалов в области низкотемпературного радиационного охрупчивания в зависимости от типа кристаллической решетки, условий облучения и испытания, а также структурных параметров, характеризующихся исходной структурой, величиной зерна, чистотой металла, микролегированием редкоземельными элементами (РЗМ), характером распада метастабильных твердых растворов в процессе облучения.

4. Исследовать физические механизмы влияния микролегирования бором и редкоземельными элементами на склонность облученных материалов к низкотемпературному радиационному охрупчиванию.

5. Предложить концепцию низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания аустенитных сталей и сплавов, учитывающую влияние условий облучения, испытания, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности.

6. На основании предложенной концепции дать рекомендации по повышению пластичности, предельной повреждающей дозы а, следовательно, и ресурса работы конструкционных материалов активной зоны в области низкотемпературного радиационного охрупчивания.

7. Исследовать влияние на радиационную хладноломкость условий облучения и испытания, а также величины зерна, чистоты металла, характера распада метастабильных твердых растворов в процессе длительного теплового старения, интенсифицируемого облучением; предложить пути снижения радиационной хладноломкости, связанные с повышением качества металла и его рациональным легированием.

8. Оценить возможность применения в качестве материалов корпусов водо-водяных энергетических реакторов коррозионно-стойких мартепситно-стареющих высокопрочных сталей типа 05Х13Н4М, устраняющих необходимость нанесения на внутреннюю поверхность реакторов антикоррозионной наплавки аустенитными сталями и сплавами.

9. Установить влияние качества металла, условий металлургического передела, взаимодействия дислокационной структуры в процессе ее эволюции с продуктами структурных превращений на различных стадиях распада метастабильных твердых растворов на упрочение и охрупчивание материалов в интервале умеренных температур; на основании проведенного исследования предложить концепцию изменения максимально достижимой для данного материала прочности (критической плотности дислокаций) в зависимости от его качества, учитывающую влияние различных спосо-

бов упрочнения, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности.

Предметом исследования являются закономерности и физические механизмы низкотемпературного радиационного охрупчивания и радиационной хладноломкости применяемых и перспективных материалов водо-водяных энергетических реакторов транспортных и стационарных АЭУ, устанавливающие взаимосвязи между параметрами облучения, дефектной структурой и структурными превращениями на различных стадиях распада в облученных материалах.

Научная значимость полученных результатов состоит в:

- установлении определяющего влияния структурных превращений на ранних стадиях распада в материалах с различным типом кристаллической решетки на процессы низкотемпературного радиационного охрупчивания, а также другие критерии работоспособности конструкционных материалов АЭУ;

- установлении общих закономерностей и особенностей изменения механических характеристик облученных материалов в области низкотемпературного радиационного охрупчивания в зависимости от типа кристаллической решетки, условий облучения и испытания, а также структурных параметров, характеризующихся исходной структурой, величиной зерна, чистотой металла, микролегированием РЗМ, характером распада метастабильных твердых растворов в процессе облучения;

- исследовании физических механизмов влияния микролегирования бором и редкоземельными элементами (иттрий, скандий и др.) на склонность облученных материалов к низкотемпературному радиационному охрупчиванию;

- разработке концепции низкотемпературного радиационного упрочнения и ох- ' рупчивания аустенитных сталей и сплавов, учитывающей влияние условий облучения, испытания, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности;

- исследовании влияния на сдвиг порога хладноломкости условий облучения и испытания, величины зерна, чистоты металла, характера распада метастабильных твердых растворов в процессе длительного теплового старения, интенсифицируемого облучением;

- выдвижении концепции прочности сталей и сплавов, рассматривающей закономерности изменения максимально достижимой для данного материала прочности в зависимости от его качества с учетом влияния различных способов упрочнения, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности.

Практическая значимость. Даны рекомендации по возможности применения в качестве перспективных конструкционных материалов для оболочек тепловыделяющих элементов транспортных и стационарных атомных энергетических установок высоконикелевых сплавов типа 03Х20Н45М4БЧ и 03Х20К45М4БРЦ на основании оценки их сопротивляемости низкотемпературному радиационному охрупчиванию, радиационному распуханию, радиационной ползучести, коррозионным повреждениям ■ в сравнении со сталью ОЗХ16Н15МЗБ.

Выдвинутая концепция низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания аустенитных сталей и сплавов, учитывающая развитие эффектов пластической нестабильности и влияние на них условий облучения, испытания, структурных параметров, а также сформулированные на ее основе рекомендации по повышению пластичности, предельной повреждающей дозы и увеличению ресурса работы аусте-

нитных конструкционных материалов (в 2,5-3 раза) в области низкотемпературного радиационного охрупчивания, могут быть использованы при разработке конструкционных материалов активной зоны транспортных и стационарных энергетических установок.

Оценена возможность применения в качестве материалов корпусов ВВЭР коррозионно-стойких конструкционных материалов (мартенситно-стареющих сталей типа 05X1ЗН4М), устраняющих необходимость нанесения на внутреннюю поверхность реакторов антикоррозионной наплавки аустенитными сталями и сплавами.

Апробация работы. Материалы работы доложены на V Российско-Японском симпозиуме "Взаимодействие заряженных частиц с твердыми телами" (Белгород, БГУ, июнь 1996г.), III Российском симпозиуме "Синергетика, структура и свойства материалов, самоорганизующиеся технологии" (Москва, ИМЕТ РАН, октябрь 1996г.), Международной научно-технической конференции "Высокие технологии в современном материаловедении" (Санкт-Петербург, май 1997г.), Международной научно-технической конференции "Электрофизические и электрохимические технологии" (Санкт-Петербург, СПбГТУ, июнь 1997г.), Научно-технической конференции "Фундаментальные исследования в технических университетах" (Санкт-Петербург, СПБГТУ, июнь 1997г.), II и IV международных конференциях "Научно-технические проблемы прогнозирования надежности и долговечности металлоконструкций и методы их решения" (Санкт-Петербург, СПбГТУ, 1997, 2001 гг.), Межвузовской научной конференции "XXVII неделя науки СПбГТУ" (Санкт-Петербург, июнь 1999г.), Х1П Петербургских чтениях по проблемам прочности (Санкт-Петербург, март 2002 г.), VII, VIII и IX конференциях стран СНГ "Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов" (Белгород, БГУ, 1997, 1999, 2001 гг.), XV международной конференции по физике радиационных явлений и радиационному материаловедению (Украина, г, Алушта, июнь 2002г.), а также на научно-техническом семинаре "Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов" кафедры "Металловедение" Санкт-Петербургского государственного политехнического университета.

Публикации. Основное содержание диссершционной работы изложено в 47 печатных работах, в том числе 19 - в специализированных журналах (4 - без соавторов).

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, основных выводов и списка литературных источников. Общий объем диссертации - 396 страниц, включая 290 страниц машинописного текста, 28 таблиц, 100 рисунков и список литературных источников из 297 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении кратко описано состояние проблемы, обоснована ее актуальность, определены цели и задачи работы, изложена научная новизна полученных результатов, их практическая и научная значимость, представлены основные положения, выносимые на защиту, указан объем и структура диссертации.

В первой главе "Материалы и методики исследования" приводятся химический состав, режимы термической обработки и параметры облучения материалов с различным типом кристаллической структуры, выбранных в качестве объектов исследования. В этом же разделе приводится описание методик исследования сталей и

сплавов, рассмотренных в настоящей работе: стандартных и дистанционных механических испытаний, металлографического анализа, электронно-микроскопического анализа, микродифракционного анализа, физико-химического анализа, физических методов исследования и испытаний на склонность к межкристаллитной коррозии по методу АМ (ГОСТ 6032-89).

Во второй главе "Влияние структурных превращений под действием облучения на основные критерии работоспособности конструкционных материалов АЭУ" на основе анализа и обобщения широкого комплекса экспериментальных данных и опыта эксплуатации стационарных и транспортных атомных энергетических установок показано, что нейтронное облучение ускоряет процессы ползучести, усиливает временную зависимость прочности, резко снижает кратковременную и длительную пластичность при умеренных (20-450°С), высоких (500-800°С) и особенно сверхвысоких (выше 800°С) температурах, повышает критическую температуру перехода из хрупкого состояния в вязкое (для ОЦК- и ГПУ-металлов), снижает коррозионную стойкость, а также при накоплении определенной дозы нейтронов вызывает порообразование и радиационное распухание.

В условиях нейтронного облучения вследствие избытка дефектов 'кристаллического строения интенсифицируются диффузионные процессы и, как следствие, ускоряется зарождение и обособление избыточных карбидных, интерметаллидных и других фаз. Процессы образования и коалесценции радиационных дефектов, а также процессы их аннигиляции определяются не только условиями радиационного облучения, но и структурным состоянием исходного материала, а также структурными превращениями на различных этапах распада твердого раствора при температурно-временных и температурно-деформационных циклах.

Основными структурными факторами, влияющими на радиационную повреждаемость конструкционных материалов, являются однородность распада пересыщенных твердых растворов, фактор размерного несоответствия и длительность инкубационного периода формирования вторичных избыточных фаз. При однородном распаде твердого раствора под облучением и формировании при этом системы предвыделений вторичной фазы, создающих значительные поля напряжений в матрице, осуществляется как эффективное ослабление потоков межузельных атомов на "далекие" структурные стоки из-за их экранирования полями напряжений предвыделений, так и усиление рекомбинации разноименных дефектов (дополнительная рекомбинация).

Аустенитным хромоникелевым С1алям типов 18-8, стабилизированным и не-стабилизированным титаном или ниобием, а также сталям других подобных композиций с твердорастворным упрочнением, при распаде свойственно в основном избирательное выпадение карбидов хрома типа Сг23С6 и а-фазы типа Г'еСг по границам зерен с незначительным размерным несоответствием (г|~1%). Аустснитным хромоникелевым сталям типа Х16Н15МЗБ свойственно избирательное выпадение а-фазы типа Бе(Сг, Мо) (л~1%) по границам зерен и преимущественно внутризеренное относительно однородное выпадение фазы Лавеса типа Ре2Мо (г]=10%). Для высоконикелевых сплавов с твердорастворным упрочнением марок Х20Н45М4Б, Х20Н45М4БЧ, 03Х20Н45М4БРЦ характерно выпадение небольшого количества карбидов типа Ме2зС6, преимущественно обосабливающихся по границам зерен, и сравнительно однородное выделение интерметаллидной фазы типа №(№>, Мо)2 с решеткой карбида МеГ)С внутри зерен твердого раствора (т|= 18,8%).

Лустештные хромоникелевые стали типов 18-8, 15-15 и других композиций с относительно небольшим содержанием никеля в сравнимых условиях эксперимента не обнаруживают существенного изменения электросопротивления в процессе старения в интервале температур 350-650°С, что свидетельствует об отсутствии у них развитого инкубационного периода распада твердых растворов. Хромоникелевым аусте-нитным сплавам с высоким содержанием никеля (30-50%) свойственно весьма раннее развитие начальных стадий распада - появление сегрегатов (рис. 1, кривая 1-1) в температурном интервале низкотемпературного охрупчиваиия. В- температурно-временном интервале между линиями 1-1 и 2-2 происходит многостадийный процесс, начинающийся с формирования сегрегатов и заканчивающийся обособлением равновесной фазы, имеющей поверхность раздела с маточным твердым раствором. Линия 1-1, точки на которой получены методом измерения электросопротивления, относительно условна и обозначает возможности экспериментального исследования распада.

Структурные превращения, протекающие на различных стадиях распада твердых растворов, оказывают определяющее влияние на прочность и пластичность, а также на другие критерии, работоспособности — радиационное распухание, радиационную и коррозионную повреждаемость и др. Изменение механических характеристик и других критериев работоспособности конструкционных материалов определяется не только характером распределения дислокаций и других дефектов кристаллического строения и эволюцией дефектной структуры под воздействием температуры, времени, нагрузки, облучения, но и их взаимодействием с продуктами структурно-фазовых превращений на различных этапах распада твердых растворов.

Существенными недостатками применяемых в качество материалов активной зоны хромоникелевых сталей со сравнительно низким содержанием никеля (до 15%) является недостаточная стойкость последних к коррозионному растрескиванию в водных средах и склонность к низкотемпературному радиационному охрупЧиванию, усиливаемому развитием радиационного распухания и вакансионного порообразования в рабочем интервале температур после облучения высокими повреждающими дозами.

Значительно меньшая склонность к радиационному распуханию и вакансион-ному порообразованию высоконикелевых сплавов по сравнению со сталями типа 18-8 и 15-15 в сходных условиях эксперимента связана с дополнительной рекомбинацией разноименных радиационных дефектов за счет "экранирования" межузельных атомов от дислокаций и "далеких" структурных стоков полями напряжений, возникающими у предвыделений в процессе однородного непрерывного распада. Микролегирование редкоземельными элементами (РЗМ), создающими поля напряжений вследствие раз-

Рис. 1. Вид диаграммы структурных превращений в сплавах типа 03Х20Н45М4Б

мерного несоответствия с матрицей, а также служащими центрами зарождения вторичных фаз или формирующими самостоятельную избыточную фазу, способствует снижению радиационного распухания и вакансионного порообразования.

Недооценка повышенной склонности высоконикелевых сплавов по сравнению с аустенитными сталями типов 18-8 и 15-15 к межкристаллитной коррозии, обусловленной повышенной растворимостью в высоконикелевом твердом растворе карбидов (карбонитридов) ниобия при высоких температурах, приводит не только к переходу от транскристаллитного коррозионного растрескивания к интеркристаллитному, но и к заметному ускорению течения этого процесса. Подавление склонности к межкристаллитной коррозии высоконикелевых аусгенитных сплавов путем оптимального их легирования титаном или ниобием не только предотвращает развитие интеркристаллит-ного растрескивания при относительно низких температурах (ниже 200-250°С), но и обеспечивает более высокое сопротивление коррозионному растрескиванию в напряженном состоянии в агрессивных средах по сравнению со сталями типа 18-8, 15-15, 15-20 и других композиций с пониженным содержанием никеля.

Предотвращение потери герметичности (проявления газовой неплотности) тепловыделяющих элементов транспортных АЭУ в период эксплуатации, обусловленной низкотемпературным радиационным охрупчиванием, требует либо разработки мер по повышению радиационной стойкости применяемых материалов (например, микролегирования аустенитных сталей типа Х16Н15МЗБ бором и РЗМ), либо ограничения длительности их работы с учетом реальной работоспособности в области умеренных температур.-Для оценки возможности применения в качестве перспективных конструкционных материалов для оболочек тепловыделяющих элементов транспортных и стационарных АЭУ коррозионно- и радиационно-сшйких высоконикелевых сплавов 03Х20Н45М4БЧ и 03Х20Н45М4БРЦ, сталей типа 01Х13М (ОЦК-решетка) и а-сплавов титана (ГПУ-решетка) необходимо сравнительное исследование склонности к низкотемпературному радиационному охрупчиванию указанных и применяемых материалов.

Вследствие склонности сталей типа 01Х13М (ОЦК-решетка) к радиационной хладноломкости с увеличением повреждающей дозы становится опасным сдвиг критической температуры хрупко-вязкого перехода в область положительных (рабочих) температур и значительное снижение работы разрушения. Эти вопросы также требуют дополнительных исследований.

Развитие ядерной энергетики требует не только разработки мер по повышению срока службы сталей перлитного класса, но и рассмотрения возможности применения в качестве материалов корпусов реакторов на тепловых нейтронах коррозионно-стойких конструкционных материалов (например, мартенситно-стареющих сталей типа 05X1ЗН4М), устраняющих необходимость нанесения на внутреннюю поверхность реакторов антикоррозионной наплавки аустенитными сталями и сплавами.

Определяющее влияние на сопротивляемость стали 05Х13Н4М коррозионному растрескиванию, а также на ее радиационную стойкость оказывает степень пересыщения мартенсита углеродом. Уменьшая степень пересыщения твердого раствора в результате выделения карбидов Ме2зСб (варьированием температуры и длительности старения), можно регулировать уровень получаемого комплекса механических характеристик, сопротивляемость металла коррозионному растрескиванию, а также его радиационную стойкость. Для оценки перспективности применения указанных коррози-

онно-стойких мартенситно-стареющих сталей в качестве корпусных материалов необходимы убедительные экспериментальные данные по радиационной хладноломкости этих материалов после облучения высокими повреждающими дозамй, а также изучение процессов длительного теплового старения, стимулируемого радиацией, и их влияния на степень развития охрупчивания и сдвиг температуры хрупко-вязкого перехода в область положительных температур.

В третьей главе "Исследование общих закономерностей и механизмов низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания сталей и сплавов" изучено явление снижения деформационной способности облученных конструкционных материалов в области температур 20-450°С, получившее название низкотемпературного радиационного охрупчивания (НТРО). Установлено, что НТРО проявляется на широком классе материалов: аустешггаых сталях и сплавах (2СМ50°С), никеле и его сплавах (20-400°С), ферритных и ферритно-мартенситных хромистых сталях (20-500°С), а-сплавах титана (20^100оС) и т.д.

Радиационное упрочнение материалов в низкотемпературной области выражается не только в увеличении предела текучести и снижении скорости упрочнения облученных материалов, но и в проявлении пластической нестабильности в материалах, которая может явиться причиной резкого снижения пластичности. При достаточно высоких дозах облучения (>1-10 сна) стадия, соответствующая "площадке" на кривой растяжения (пластической нестабильности типа Чернова-Людерса), непосредственно переходит в стадию разрушения магериала, т. к. он оказывается неспособен выйти из режима каналирования дислокаций.

Для температурной области НТРО под действием нейтронного (ионного) облучения, характерны следующие основные признаки: транскристаллитаый характер разрушения конструкционных материалов в температурном интервале НТРО; значительный рост пределов текучести и прочности облученных материалов и вырождение равномерного и локального относительных удлинений, приводящие с увеличением повреждающей дозы к потере устойчивости пластического деформирования (пластической нестабильности), локализации пластической деформации облученного металла в тонких полосах скольжения (эффекту каналирования дислокаций) и падению прочностных характеристик; возможность восстановления пластичности в области НТРО (в отличие от области высокотемпературного радиационного охрупчивания) высокотемпературным отжигом.

После облучения материалов в интервале НТРО высокими повреждающими дозами на кривых растяжения сразу же по достижении верхнего предела текучести наблюдается падение напряжения и пластическое течение с отрицательным коэффициентом деформационного упрочнения (пластическая нестабильность), при этом деформация начинается в местах локальной концентрации напряжений с образования шейки. В интервале умеренных температур явлению пластической нестабильности подвержены в основном ОЦК- (например, сплавы системы Мо-0,112г-0,002В) и ГПУ-металлы (например, а-сплавы титана) и в меньшей степени ГЦК-металлы и сплавы. Пластическая нестабильность аустенитных сталей (например, стали типа 1316) проявляется при облучении повреждающими дозами, превышающими 1022 нейтр/см2.

Основным микроструктурным признаком пластической нестабильности является локализация процесса пластической деформации облученного металла в тонких полосах (каналах) скольжения, число которых в сравнении с необлученным материа-

лом крайне мало. Однако, число дислокаций, движущихся по этим полосам (каналам) скольжения, значительно выше, чем в необлученном материале. Пластическая нестабильность характерна для структур с преобладающей и высокой долей дислокационных петель в общем количестве радиационных дефектов.

Величина эффекта НТРО зависит от ряда факторов - типа кристаллической решетки, температуры испытания, температуры и дозы облучения, скорости деформации, микролегирования РЗМ, чистоты металла, содержания никеля и величины зерна. Установлено, что в сходных условиях облучения и испытания ферритные стали и некоторые другие материалы с ОЦК-решеткой-более склонны к НТРО, чем материалы с ГПУ- (а-сплавы титана) и особенно с ГЦК-рептеткой (аустенитные стали и высоконикелевые сплавы); минимальные значения относительного (полного и равномерного) удлинения облученных аустенитных (а также ферритных и ферритно-мартенситных) материалов в области НТРО обнаружены в интервале температур 200-400°С; наиболее резкое охрупчивание аустенитпых сталей и других исследованных материалов проявляется после облучения примерно в том же температурном интервале (250-350°С); увеличение дозы облучения или скорости деформирования ускоряет снижение пластичности аустенитных сталей и сплавов в области НТРО и сдвигает минимум пластичности в сторону более низких температур; микролегирование РЗМ, повышение содержания никеля, применение крупнозернистых материалов и • специальных способов выплавки (ЭШП, ВД, ВИ+ВД) замедляют снижение пластичности аустенитных сталей и сплавов в температурном интервале НТРО (рис. 2).

Следует отметить, что и необлученные аустенитные хромоникелевые стали, как и другие исследованные материалы, проявляют некоторое снижение пластических характеристик при кратковременном растяжении в интервале температур 200-400°С, то есть в температурном интервале "синеломкости", наиболее часто встречающемся у перлитных сталей. Снижение пластичности исследованных материалов в указанном температурном интервале можно связать с протеканием ранних стадий формирования карбидных и нитридных фаз в процессе деформации.

В сравнении с другими хромоникелевыми аустенигными материалами высоконикелевый сплав Х20Н45М4Б до облучения имеет весьма высокую пластичность в широком интервале температур. Сплав практически не обнаружил снижения пластичности в интервале температур 200-400°С при кратковременном растяжении. Исследованный сплав имеет очень небольшое содержание азота и углерода в твердом растворе с целью предотвращения склонности к межкристаллигаой коррозии1. В таком случае отсутствие охрупчивания в сплаве типа Х20Н45М4Б в исходном состоянии и обнаружение усиленного снижения пластических характеристик под действием нейтронного облучения в интервале температур 300-400°С свидетельствует о том, что нейтронное облучение ускоряет выпадение карбидных и нитридных фаз типа Сг23Сб и Cr2N.

В аустенитных хромоникелевых сталях типов 18-8, 15-15 и других композициях в близких условиях эксперимента (облучение дозами 5,5Т021 нейтр/см2, температура облучения 300-350°С) охрупчивание в интервале температур 20-400°С проис ходит более резко, а их полные относительные удлинения снижаются до 2-5% (рис. 3).

' Отношение содержания ниобия к содержанию углерода (ЫЬ/С) в сплаве находится в пределах 30—50 10

70 60 50 40 to 30 20 10

г?

т—i—i—i—r

А-348 (Х18Н10Б)

Ис

110м ■510го

—&__

»40

100 200 300 400 500 600 700 800 900 Тисп, °С

а)

700 560

420 280 140 0

«г* >—р - I — — бл -ч

fio* .и»

» X Тт

_ ееобл Iii

70 60 50 40 30

100 200 300 400 500 Тобл, °С

б)

06Х16Н15МЗБ 1 мм/мин 0,1 мм/мки -й—Исх. —О—Ист. ■ -*—Обл. —•—Обл.

0,001 0,01 0,1 1 kt,cHa

200 400 , 600

Твен, °С

Х16Н15МЗВ

□ , о - ускоритель j ,0- реактор

ХНС-1

0,001 0,01 0,1 1 kt, сна

Д)

100

I 1 1 АОЗХ16Н15МЗБ(ВИ+ВД) • ОЗХ16Н15МЗБ(ЭШП) ■ ОЗХ16Н15МЗБ .

100 200 300 400 Тнси, °С

Рис. 2. Влияние температуры испытания (а) и облучения (б), дозы облучения (в), скорости деформации (г), микролегирования РЗМ (д) и чистоты металла (е) на величину эффекта низкотемпературного радиационного охрупчивания аустенитных хромонике-левых сталей типов 18-8 и 15-15: а) сталь А-348 (сталь типа Х18Н10Б), Тобл = 290°С, nvt=l-102°-H-1021 нейтр/см2 (цифры у кривых); б) сталь А-304 (сталь типа Х18Н9), 7-1020 нейтр/см2, Тисп= 20°С; в) стали 1Х13М2БФР и Х16Н15МЗБ, Тиш = 350°С, Т„б„ = 275°С; г) сталь 06Х16Н15МЗБ, скорости деформирования 0,1 и 1 мм/мин; д) стали 0Х16Н15МЗБ и Х16Н15МЗБ + 0,13% Sc (ХНС-1) (Тисп- 350°С, Тобл = 275°С); е) стали ОЗХ16Н15МЗБ, ОЗХ16Н15МЗБ (ЭШП) (Тобл =300°С, 5,5-Ю21 нейтр/см2) и ОЗХ16Н15МЗБ (ВИ+ВД) (То6л =300°С, 4,5-1021 нейтр/см2) 11

Анализ экспериментальных данных показывает, что в рассматриваемом интервале температур нейтронное облучение оказывает преимущественное влияние на вырождение равномерного относительного удлинения в аустенитных сталях и сплавах. При этом значения равномерного удлинения в сплавах типа Х20Н45М4Б могут

снижаться до 5-7%, а в других аустенитных сталях и сплавах - даже до 0,5-1%.

По данным авторов ряда работ, зависимость предела текучести облученных кристаллических материалов от дозы облучения можно представить в виде сложной немонотонной кривой с несколькими областями, наличие и проявление каждой из которых зависит от природы, структурного состояния, условий облучения и испытания материалов (рис. 4). Во всех случаях существует начальный ("инкубационный") период по дозе облучения, когда изменение напряжения начала пластического течения еще не обнаруживается. Начиная с некоторой "пороговой" дозы облучения для большинства кристаллов наблюдается сначала слабое, а затем существенное повышение предела текучести.

Повышение предела текучести после облучения нейтронами и заряженными частицами связано с созданием спектра различной природы стопоров и барьеров на пути движения дислокаций. На первом этапе, охватывающем область' флюенсов до 1019 нейтр/см2 (3-10"3 сна), радиационное упрочнение обусловлено в основном кластерами межузельного типа, зарождающимися гомогенно, а па втором этапе при флюен-сах более 1019 нейтр/см2 - кластерами вакансионного типа, образующимися гетеро-генно в каскадах атом-атомных столкновений. Одной из особенностей дозовой зависимости предела текучести является снижение степени радиационного упрочнения при больших дозах облучения. В облученном чистом железе эффект1 насыщения радиационного упрочнения наблюдается примерно при интегральной дозе 1019 нейтр/см2, а для коррозионно-стойких сталей аустенитного класса типа Х15Н16 доза насыщения радиационного упрочнения достигается при 1022-1023 нейтр/см2.

Однако повышение повреждающей дозы в облученных сталях и сплавах до значений 1022-1023 нейтр/см2 (То6л=300-400°С) в интервале низкотемпературного ох-рупчивания вызывает не только насыщение радиационного упрочнения, но и последующее снижение прочностных характеристик в результате резкого падения пластичности. В общем виде эгот эффект может быть проиллюстрирован наличием участка падения значений предела текучести (прочности), начиная с некоторой "предельной" повреждающей дозы (см. рис. 4). Равномерное относительное удлинение образ- .

Рис. 3. Сравнительная оценка деформационной способности облученных нейтронами (цифры у кривых, нейтр/см2) при 300-350°С хромоникеле-вых сталей и сплавов в интервале 20-500°С

цов, облученных дозами, приближающимися к предельной, практически равно нулю, пределы прочности и текучести совпадают, резко снижается и локальное относительное удлинение. Наблюдается пластическая нестабильность течения облученного материала, пластическая деформация локализуется в тонких полосах скольжения, то есть имеет место описанный выше эффект каналирования дислокаций. Падение значений предела текучести, начиная с некоторой "предельной" повреждающей дозы, иллюстрируется зависимостью изменения кратковременных прочностных характеристик аустенитной стали марки 09X18Н9 от дозы нейтронного облучения (рис. 5). Значение предельной повреждающей дозы для этой стали составляет ~2-10п нейтр/см2.

Рис. 4. Схема изменения пределов текучести и прочности аустенитных сталей и сплавов с увеличением дозы облучения: 1 — область отсутствия радиационного упрочнения; 2 - область слабого упрочнения или разупрочнения; 3-5 - области сильного упрочнения; 6 - область насыщения всех микроструктурных компонентов радиационного упрочнения; 7 - область падения пределов текучести и прочности

Рис. 5. Изменение 1фатковременных прочностных (а0>2, о„) характеристик аустенитной стали марки 09X18Н9 в зависимости от дозы нейтронного облучения: I - область радиационного упрочнения и пластической стабильности стали 09X18Н9; II - область резкого снижения способности к деформационному упрочнению и высокой вероятности перехода в режим пластической нестабильности; III -область пластической нестабильности и разрушения

На стадии деформационного упрочнения за радиационное упрочнение и охруп-чивание ответственны одни и те же механизмы радиационной повреждаемости, эволюции дислокационной структуры и структурно-фазового состояния материалов в процессе облучения. Однако радиационное охрупчивание, в отличие от радиационного упрочнения, определяемого величиной прироста напряжения начала пластической деформации, отражает все процессы и особенности пластической деформации облученного материала от начала течения до разрушения. В области флюенсов до 1019 нейтр/см2 (3-10"3спа) радиационное упрочнение и охрупчивание обусловлены в основном кластерами межузельного типа, а при флюенсах более 1019 нейтр/см2 - кластерами вакансионного типа. При возрастании повреждающей дозы до 10 нейтр/см2 радиационное упрочнение и охрупчивание аустенитных сталей и сплавов интервале

НТРО обусловлено в основном кластерами и частицами выделений; при дозах более 1022 нейтр/см2 становится весомым вклад дислокационных петель; вклад пор становится определяющим при дозах облучения ~5-1022 нейтр/см2. На стадии насыщения радиационного упрочнения и последующего падения прочностных характеристик, вследствие достижения критической плотности радиационных дефектов, значительно возрастает число дислокаций, способных преодолевать препятствия в динамическом режиме (или в режиме каналирования дислокаций), не задерживаясь на них, чем обусловливается отсутствие радиационного упрочнения и локализация пластической деформации (наличие локального относительного удлинения) образцов, облученных дозами, превышающими предельную.

Упрочнение и охрупчивание конструкционных материалов в области НТРО определяется не только характером взаимодействия дислокаций и других дефектов радиационного происхождения, плотностью и равномерностью их распределения, но и структурными изменениями, происходящими во времени и стимулируемыми темпера-турно-радиационным воздействием. Таким образом, упрочнение и охрупчивание в указанной температурной области является результатом изменения и взаимодействия дислокационной структуры и выделений избыточных фаз, начиная с момента их зарождения, то есть на стадиях предвыделения, и далее в процессе их обособления и коагуляции под воздействием температуры и облучения.

Формирование системы предвыделений вторичной фазы со значительным размерным несоответствием (т[>10%), создающей определенные поля напряжений в матрице, и однородность распада пересыщенных твердых растворов ослабляют потоки межузельных атомов на "далекие" сюки из-за их экранирования полями напряжений предвыделений, способствуя дополнительной рекомбинации разноименных точечных дефектов как при встрече, так и на дополнительных кластерах дефектов противоположного знака, снижают вероятность их объединения в комплексы, дальнейшей трансформации в дислокационные петли вакансионного и межузельного типа, уменьшают скорость роста вакансионных пор и склонность к радиационному распуханию (увеличению объема за счет достраивания межузельными атомами экстраплоскостей, ограниченных краевыми дислокациями). При развитом непрерывном распаде с выраженным инкубационным периодом снижается темп и увеличивается время накопления критической плотности радиационных дефектов (при одинаковой интенсивности повреждения), расширяется область пластической стабильности (по дозе облучения) и увеличивается предельная повреждающая доза, при которой происходит переход в режим пластической нестабильности (дислокационного каналирования). Последующее разупрочнение при облучении дозами, превышающими предельную, обусловлено отсутствием возможности релаксации напряжений от заторможенных сдвигов вблизи обособленных выделений (а также пор, неметаллических включений) путем передачи скольжения в смежные объемы, что ведет к интенсивному развитию трещин и как следствие, падению прочности и разрушению материала в рассматриваемой температурной области.

Ускорение эволюции дислокационной структуры' и локализация пластической деформации у мельчайших дефектов в виде микропор, петель и выделений (неметаллических включений и вторичных фаз) способствует концентрации напряжений на границе раздела, а резкое снижение пластичности конструкционных материалов в области НТРО снижает вероятность их релаксации как в теле зерна, так и в пригранич-

ных объемах. Каналы локализованной деформации, встречаясь с поверхностями раздела, являются причиной резкой концентрации напряжений, пропорциональной общей величине дислокационного "заряда", и способствуют образованию микротрещин.

Модели зарождения хрупких трещин в матрице вблизи выделений (неметаллических включений и вторичных фаз) основаны на концепции торможения скольжения, поворота или двойникования выделением и взаимодействия поля напряжений заторможенной деформации с полем напряжений у выделений и носят дислокационный или дисклинациопный характер. Механизмы зарождения трещин в самих выделениях носят дислокационный характер. Возникновению трещин предшествует локальная пластическая деформация, приводящая к концентрации напряжений на поверхности раздела с выделением, вызванйой блокировкой дислокаций, движущихся в плоскостях (каналах) скольжения матрицы.

Таким образом, разупрочнение при облучении дозами, превышающими предельную, сопровождающееся макроскопической локализацией процесса деформации и разрушения, обусловлено отсутствием возможности релаксации напряжений от заторможенных сдвигов (поворотов) вблизи поверхностей раздела как в теле зерна, так и в приграничных объемах вследствие их "переупрочнения" при достижении критической плотности радиационных дефектов, что ведет к интенсивному развитию трещин и, как следствие, падению прочности, в рассматриваемой температурной области.

Анализ структурных изменений под действием облучения в аустенитных сталях, никеле, ферритных, ферритно-мартенситных сталях и титане свидетельствуют о том, что облучение в интервале НТРО вызывает снижение микропластической и усиление макроскопической неоднородности пластической деформации, ускоряет переход пластической деформации (нестабильности) на более высокий структурный уровень, приводя к преждевременному разрушению материала. Увеличение степени локализации пластической деформации при облучении можно интерпретировать как ускорение перехода на более высокий структурный уровень за счет усиления распространения ротационных мод пластичности.

Учитывая определяющее влияние структурных превращений на процессы упрочнения и охрупчивания, автором предлагается схема, иллюстрирующая влияние структурного состояния на склонность к НТРО. Показано, что для высоконикелевых сплавов типа 03Х20Н45М4Б насыщение радиационного упрочнения и последующее падение прочности наблюдается при большей предельной дозе нейтронного облучения (плотности дислокаций), чем для сталей типа Х16Н15МЗБ (рис. 6). Однородный распад твердого раствора с длительным инкубационным периодом и значительным размерным несоотвстсвием на стадии предвыделения интерметаллидной фазы типа М(ЫЬ, Мо)г позволяет создать в облученном высоконикелевом сплаве достаточный запас пластичности, обеспечивающий переход в режим каналирования дислокаций и последующее разрушение на более поздних стадиях деформации, то есть при больших средних значениях плотности дислокаций в объеме стальной матрицы, и, следовательно, при больших значениях прочности.

Оцспку работоспособности аустенитных материалов при нейтронном облучении в области умеренных температур необходимо производить по изменению и предельным значениям равномерного относительного удлинения. Неоднородность протекания пластической деформации будет способствовать развитию пластической нестабильности в области насыщения радиационного упрочнения. Поэтому области

применения аустенитных материалов по дозе облучения должны ограничиваться значениями равномерного относительного удлинения (6Р), соответствующими началу области пластической нестабильности. Эти значения зависят от материала, условий облучения и испытания. Снижение значений 8р до 0,5-1% приводит к падению прочностных характеристик облученных материалов, обусловленному развитием пластической нестабильности и мшфоразрушений у поверхностей раздела, что способствует проявлению газовой неплотности в тонкостенных конструкциях АЭУ. Поэтому для сохранения работоспособности аустенитных (и других) конструкционных материалов

в поле нейтронного облучения запас равномерного относительного удлинения должен составлять не менее 1-2%.

Совершенствование применяемых технологических процессов металлургического передела (ВИП, ВДП и особенно двойной вакуумный переплав, например, ВИП+ВДП) позволяет снизить количество вредных примесей и неметаллических включений, способствуя более однородному распаду пересыщенных твердых растворов, относительно равномерному распределению дислокационной плотности в теле зерна, снижению вероятности локализации пластической деформации.

Введение микродобавок бора, являющегося элементом внедрения, приводит к образованию сегрегации на дислокациях, межфазных и межзеренных границах, снижает диффузионную подвижность основных ле1ирующих элементов, что ведет к увеличению длительно-

0,1 1 Доза облучения, .10 21

100

нейтр/см'

0,02 0,6 3 б 6,5

Рис. 6. Схема изменения пределов прочности и текучести и равномерного относительного удлинения аустенитных конструкционных материалов в зависимости от дозы облучения, плотности дислокаций и содержания никеля (обозначения областей I, II, III те же, что и на рис. 5)

сти инкубационного периода распада твердого раствора под облучением и замедлению фазовых превращений. Лтомы бора, сегрегируясь на дислокациях и дислокационных петлях, замедляют эволюцию дислокационной структуры в процессе облучения. Введение редкоземельных элементов приводит к снижению концентрации радиационных точечных дефектов за счет усиления их рекомбинации в полях напряжений, возникающих вследствие размерного несоответствия атомных радиусов матрицы и РЗМ, способствует измельчению зерна и повышению плотности выделений при распаде пересыщенных твердых растворов аустенитных сталей и сплавов, являясь центрами зарождения вторичных выделений или формируя самостоятельную избыточную фазу.

Перечисленные меры позволяют создать в облученном металле достаточный запас пластичности, обеспечивающий переход в режим каналирования дислокаций и последующее разрушение на более поздних стадиях деформации, то есть при больших средних значениях плотности дислокаций в объеме стальной матрицы, и, следовательно, при больших значениях прочности. Таким образом, предельная доза облучения, при которой начинается падение кратковременных прочностных характеристик, определяется рядом факторов: выбором легирующей композиции, применением способов выплавки, снижающих содержание вредных примесей и неметаллических включений, однородностью и равномерностью распада пересыщенных твердых растворов под облучением, микролегированием бором и РЗМ.

На основании проведенных исследований предложены следующие основные пути повышения пластичности, предельной повреждающей дозы и ресурса работы конструкционных материалов с ГЦК-решеткой (рис. 7): применение специальных

О 0,1 0,2 0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,9 1 1,1

, нейтр/см2

Рис. 7. Сравнительная оценка деформационной способности различных аустенитных сталей и сплавов после нейтронного облучения (Т0бл= 300-350°С, Тисп= 300-400°С)

способов выплавки аустенитных сталей и сплавов (ЭШП, ВИ+ВД и т.д.); повышение содержания никеля в аустенитных высоконикелевых сплавах до 40-50%; микролегирование высоконикелевых сплавов иттрием (0,02-0,08%, сплавы типа 03Х20Н45М4БЧ), бором и цирконием (0,005% и 0,04-0,05% соответственно, сплавы типа 03Х20Н45М4БРЦ); микролегирование сталей типа Х16Н15МЗБ бором (0,0050,01%); совместное легирование бором (0,005%), РЗМ (0,05%) и иттрием (0,01%); скандием (0,13%); микролегирование никеля празеодимом (0,07-0,2%), скандием (0,050,13%) и лантаном (0,03-0,07%).

В общем виде зависимость 5Р (цЛ) для исследованных аустенитных сталей и сплавов с различным содержанием никеля может быть описана уравнением вида 8р^кс"аф1, где к и а - коэффициенты регрессии, зависящие от материала, <р - флюенс нейтронов. В таблице 1 приводятся области применения исследованных сталей по дозе облучения (области пластической стабильности), рассчитанные при запасе равномерного относительного удлинения 5р£1-2% (при меньших его значениях становится опасным проявление газовой неплотности в тонкостенных конструкциях АЭУ) и предельные дозы для исследованных сталей, при достижении которых пластическая нестабильность переходит в стадию разрушения вследствие интенсивного развития трещин. Показано, что применение высоконикелевых сплавов 03Х20Н45М4БЧ и 03Х20Н45М4БРЦ в качестве перспективных конструкционных материалов для оболочек твэлов позволяет увеличить ресурс их работы в 2,5-3 раза по сравнению со сталями гапаХ16Н15МЗБ.

С целью

Таблица 1. Области применения и предельные повреждающие дальнейшего по-дозы исследованных аустенитных сталей и сплавов вышения коррози-

онной. и радиационной . стойкости иследованных перспективных материалов для оболочек твэлов в высоконикелевых сплавах типа 03Х20Н45М4Б и ферритных сталях

типа 01Х13М необходимо дальнейшее снижение содержания углерода (<0,01%) и азота (<0,01%) путем применения чистых шихтовых материалов и двойного вакуумного переплава (ВИ+ВД); в сплавах типа 03Х20Н45М4БРЦ - микролегирование иттрием (^0,05%); в сталях типа 01Х13М - дополнительное легирование ниобием (<0,4%), а также микролегирование иттрием (£0,04%), бором (<0,05%) и цирконием (50,04%).

В четвертой главе "Структурно-физические аспекты радиационной хладноломкости и пути повышения работоспособности материалов корпусов реакторов" рассматривается склонность к радиационной хладноломкости материалов с ОЦК-решеткой: применяемых и перспективных корпусных сталей - ферритно-перлитных сталей типа 15Х2МФА и мартенситно-стареющих сталей типа 05X1ЗН4М, а такжё

Марка материала к а Я2 Области применения по дозе, нейтр/см2 Предельная доза, нейтр/см2

Х18Н10Б 43,13 42,596 0,96 й (0,7-5-0,9)-1021 -0,2-1022

ОЗХ16Н15МЗБ 20,836 6,8295 0,99 <(3,4+4,5)-1021 ~1,1-1022

03Х20Н40М4Б 20,743 3,5315 0,94 £(б,6ч-8,6)-1021 -2,2-10"

03Х20Н45М4Б 28,855 2,9662 0,999 5 (9,0-т-1,1)-1021 -2,7-10'2

03Х20Н45М4БЧ 32,253 2,8443 0,99 ^ (1,0+1,г^о22 -2,9-1022

03 Х20Н45М4БРЦ 40,402 2,6803 0,97 <(1,1ч-1,4)-1022 ~3,Ы022

ферритных хромистых сталей типа 01Х13М. Вследствие склонности указапных материалов к радиационной хладноломкости с увеличением повреждающей дозы становятся опасными сдвиг критической температуры хрупко-вязкого перехода в область положительных (рабочих) температур АТк и значительное снижение работы разрушения.

Критерием оценки радиационного охрупчивания стали является величина ДТК, определяемая как разность критических температур подвергающегося облучению материала ТУ6" и материала в исходном состоянии Ткисх.

Явление радиационной хладноломкости в большей мере свойственно материалам, склонным к хладноломкости в необлученном состоянии (металлы с ОЦК и частично с ГПУ-решетками) и характеризуется следующими основными признаками: в области Т<ТК облучение существенно повышает предел текучести, незначительно увеличивает предел прочности и мало влияет на сопротивление отрыву;- при испытаниях ниже Тк относительное удлинение равно нулю, а работа разрушения или ударная вязкость становится меньше регламентированного значения; вязкое разрушение в области Т>ТК характеризуется чашечным строением излома, а хрупкое разрушение в области Т<ТК - ручьистым изломом; пластичность в области радиационной хладноломкости может быть восстановлена отжигом, в результате которого происходит почти полное восстановление сопротивления удару, а сдвиг температуры вязко-хрупкого перехода практически не наблюдается.

Факторами, влияющими на проявление хладноломкости, являются: доза и температура облучения, температура испытания, длительность старения, величина зерна, наличие вредных примссей, (особенно фосфора и меди в перлитных сталях) и элементов внедрения (особенно С и N в ферритных сталях), режим термической обработки и т.д.

Наиболее опасным последствием реакторного облучения применительно к материалам корпусов (низколегированным ферритно-перлитным Бе-Сг-Мо- и Ре-Сг-№-Мо сталям) является смещение критической температуры хрупкости в область более высоких температур. Это ограничивает безопасную область температур эксплуатации корпуса реактора и уменьшает работу разрушения в вязкой зоне температурной зависимости ударной вязкости.

Для образцов стали 15Х2МФА, облученных в исследовательских и промышленных реакторах, наблюдается корреляция зависимостей прироста предела текучести и величины сдвига порога хладноломкости ДТК с повышением флюенса.

При температуре облучения 50-100°С хрупкое разрушение облученных низколегированных сталей, как правило, имеет транскристаллитный характер, и нет каких-либо признаков, свидетельствующих о зернограничной сегрегации примесей, а зонами внутризеренной сегрегации могут являться скопления точечных дефектов.

В сталях с низким содержанием меди после облучения при температуре 250-270°С обнаруживаются обогащенные фосфором дефекты и их комплексы: при малых флюенсах - вакансионные кластеры, при высоких флюенсах - дислокационные петли и микропоры, которые также вносят вклад в радиационное упрочнение и охрупчива-ние стали. При температурах эксплуатации корпусных сталей (250-300°С) происходит сегрегация примесных элементов на дефектах кристаллической решетки и их комплексах, дислокациях, границах раздела. Основной вклад в наблюдаемый сдвиг Тк после облучения при температуре 250-270°С вносят комплексы радиационных дефек-

тов, обогащенных примесями, и выделения в теле зерен, появляющиеся вследствие структурно-фазовых превращений в стали.

Анализ экспериментальных данных облученных сталей типа 15Х2МФА свидетельствует о слабой зависимости коэффициентов радиационного упрочения и охруп-чивания от температуры облучения выше 300°С. Облучение в интервале температур 300-400°С вызывает значительное охрупчивание стали при практически полном отсутствии радиационного упрочнения. Приведенные данные свидетельствуют о том, что радиационное охрупчивание может быть обусловлено не только стопорными и барьерными механизмами радиационного упрочнения, но и другими эффектами. Одной из основных причин охрупчивания низколегированных Fr-Cr-Mo и Fe-Cr-Ni-Мо-сталей, особенно при температурах выше 300°С, является радиационно-стимулированная сегрегация в приграничные зоны примесных атомов фосфора, серы и других элементов, снижающих поверхностную энергию границ.

В пользу основополагающего вклада сегрегационных эффектов в радиационное охрупчивание корпусных сталей при повышенных температурах свидетельствует высокая доля интеркристаллитного разрушения при всех флюенсах нейтронов и температурах испытаний, за исключением диапазона температур, соответствующих верхнему шельфу кривой хрупко-вязкого разрушения, причем доля межзеренного разрушения в общей поверхности излома растет с повышением флюенса. За счет радиаци-онно-стимулированной диффузии температурный интервал сегрегации примесных элементов по сравнению с необлученным состоянием сдвигается в область более низких температур.

Процессы деформации и разрушения корпусных сталей сопровождаются динамическими процессами дислокационного каналирования и "разрушением" дислокациями мельчайших дефектов в виде микропор, петель и выделений в корпусных сталях. Каналы локализованной деформации, встречаясь с поверхностями раздела, вызывают резкую концентрацию напряжений, пропорциональную общей величине дислокационного "заряда", приводящую к практически бездеформационному хрупкому разрушению у поверхностей раздела при Т<Ткобл. '

При низких и умеренных температурах сопротивляемость хрупкому разрушению ферритных сталей, как и ферритно-перлитных и особенно тугоплавких металлов и их сплавов с ОЦК-решеткой, определяется главным образом содержанием примесей внедрения (углерода и азота) и фосфора. Применение чистых шихтовых материалов позволяет снизить содержание углерода и азота и ограничить содержание вредных примесей (Sb, Sn, As, Pb и др.), также способствующих повышению критической температуры хрупкости, а применение двойного вакуумного переплава - граничить содержание неметаллических включений.

Усиление охрупчивания сталей типа Х13М, прогрессирующее с увеличением содержания углерода и азота при примерно одинаковом содержании фосфора (0,0080,012%), размера зерна, времени выдержки в интервале температур 340-500°С (рис. 8), свидетельствует о доминирующем влиянии процессов формирования и обособления вторичных карбидов (типа СггзСб) и нитридов (типа Cr2N). Облучение крупнозернистой стали при температуре 400-470°С (флюенс 2,3-1021 иейтр/см2, время экспозиции -7000 ч) вызвало усиление охрупчивания при меньшей длительности выдержки по сравнению со старением при температуре 400°С длительностью 10000 ч (рис. 8), что свидетельствует об интенсификации распада твердого раствора, усили-

ваемого радиационно-стимулированной диффузией. С увеличением дозы нейтронного облучения будет происходить дальнейшее смещение критической температуры хрупкости в область положительных температур. Интенсивность этого процесса будет усиливаться с увеличением содержания в стали элементов как внедрения (углерода и азота), так и замещения (хрома, молибдена и др.), формирующих вторичные карбидные и интерметаллидные фазы. Основными мерами ослабления радиационной хладноломкости ферритных сталей являются: использование мелкозернисты* материалов (величина зерна - 8 баллов); снижение содержания вредных примесей (вЬ, Бп, Ав, РЬ и др.) путем применения чистых шихтовых материалов; снижение содержания неметаллических включений применением двойного вакуумного переплава сталей типа Х13; снижение суммарного содержания углерода и азота до 0,01%; микролегирование РЗМ (иттрием). Это позволяет обеспечить в хромистых коррозионно-стойких ферритных сталях типа 01Х13М достаточно высокое сопротивление хрупкому разрушению в условиях нейтронного облучения и предотвратить смещение критической температуры хрупкости в область рабочих температур, составляющих 200-3 50°С.

Мартенситно-ферритная сталь типа 12Х13МФБ обнаруживает более сильную склонность к хладноломкости по сравнению со сталью типа Х13М, критическая температура хрупкости ее при дозе облучения 3,8-1022 нейтр/см2 составила 250°С (см.

рис. 8).

Развитие ядерной энергетики требует решения как проблем радиационной хладноломкости, так и применения коррозионно-стойких высокопрочных конструкционных материалов. В этом случае отпадает необходимость в трудоемком процессе нанесения на внутреннюю поверхность корпусов реакторов антикоррозионной наплавки аустенитными сталями и сплавами. Перспективным направлением является применение высокопрочных коррозионно-стойких матертен-ситно-стареющих сталей типа Х13Н4М. Высокая кратковременная прочность при хорошей коррозионной стойкости в хлорсодержащих и других агрессивных средах и удовлетворительной технологичности делает их пригодными в качестве материалов для силовых конструкций, в том числе и корпусов реакторов на тепловых нейтронах.

В нормализованном состоянии (1000°С, 1 ч, воздух) для стали марки 05X1ЗН4М характерно отсутствие резко выраженного хрупко-вязкого перехода при

36

32

28

24

^20 в4

1016 12

-Ч

2' / Ч

/ - -

3 01} 13М

1 1 - ^ 1 1

1 Р —

1

1 / '6 V

чИ / ] не* г ✓ '12> 13М ИЗ

4 0

-200-150 -100 -50 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 Т,ЧС

Рис. 8. Влияние длительного теплового старения при 400°С в течение 10000 ч и нейтронного облучения на деформационную способность сталей типа Х13: 1 - 6 - сталь типа 01Х13М; 7 - сталь типа 12Х13МФБ; 1,2- исходное состояние; 3, 4 - 400°С, 10000 ч; 5, 6 - пу1=2,3-1021 нейтр/см2; 1 - 8 баллов; 3,5-5 баллов; 2,4,6 - 1 балл

+20

испытании на ударную вязкость в интервале температур от +20 до -140°С. Для облученной нейтронами стали (п\^=3,2-1019 нейтр/см2, Е>1 МэВ, Тобд = 360-380°С) типичен более крутой спад температурной зависимости ударной вязкости. Однако при температуре испытания +20°С нейтронное облучение практически не привело к снижению ударной вязкости. В то же время после старения исходной метастабильной нормализованной стали длительностью 300 ч при температуре 370°С значение ударной вязкости лри +20°С составляло всего лишь ~30 Дж/см2 (рис. 9). Структурные превращения, вызванные тепловым старением при температуре 450°С в течение 500 ч, оказывают значительно большее воздействие на снижение сопротивления хладноломкости исследуемой стали, чем совместное влияние нейтронного облучения и процессов старения, протекающих при нем.

В состоянии термической обработки по режиму: 1000°С, 1 ч, воздух + 620°С, 10 ч, воздух + 590°С, 12 ч, воздух исследуемая сталь не обнаруживает склонности к повышению хладноломкости после облучения нейтронным потоком вплоть до 1,4-1020 нейтр/см2 (Тобл=270-320°С), в отличие от стали 15Х2МФА, обнаруживающей в аналогичных условиях сдвиг критической температуры хрупкости на 30-50°С при содержании меди и фосфора (Р+0,1Си)<0,02%. Радиационно-стимулированная диффузия и радиа-ционно-стимулированный распад, обусловленные избытком точечных дефектов и нарушениями в кристаллической решетке, приводят к ускорению формирования карбида Ме23С6 в процессе нейтронного облучения. При этом обособление карбидов Ме23С6 происходит значительно раньше, чем только при тепловом воздействии, что приводит к релаксации структурных напряжений, обусловленных концентрационными и размерными несоответствиями на границе раздела "область формирующегося карбида - матрица", отвечающих за проявление хрупкости (и склонности к коррозионному растрескиванию) при длительном старении. Так, после старения При температуре 500°С длительностью до 5000 ч происходит непрерывное падение ударной вязкости, вызванное процессами карбидообразования на ранних стадиях распада. Более глубокий распад при данной температуре (выдержка длительностью 10000 ч), то есть достижение стадии обособления, а возможно и коагуляции карбидов Ме2зСб, приводит к повышению ударной вязкости до 50 Дж/см2. После старения такой же длительности при температуре 300-450°С повышения ударной вязкости после непрерывного снижения ее не обнаружива-

-140 -120 -100 -80 -60 -40

т,°с

Рис. 9. Влияние нейтронного облучения и теплового старения на изменение ударной вязкости стали типа 05Х13Н4М: 1 - состояние после нормализации (мартенсит+2-3 % 5-феррита); 2 - пу^З,2-Ю19 нейтр/см2; 3 -300°С, 300 ч (инкубационный период формирования карбидов Ме2зСб); 4 - 450°С, 500 ч (мартенсиИ-8-феррит+карбиды Ме23Сб)

ется, т. к. для этого процесса требуется большее время, чем при температуре 500°С. Однако в условиях нейтронного облучения вследствие радиационно-стимулированных диффузии и распада процессы формирования карбида Ме2зСб значительно интенсифицируются. Присутствие значительного количества радиационных дефектов и их комплексов, служащих центрами кристаллизации вторичных карбидных (нитридных) и интерметаллидных фаз, в процессе радиационно-сгимулированного распада способствует более однородному его протеканию и снижению микропластической неоднородности пластической деформации под облучением в стали марки 05X1ЗН4М. Радиационно-стимулированный распад также способствует дальнейшему более глубокому протеканию процессов обособления и коагуляции карбидов Ме23С6, поэтому сталь марки 05X1ЗН4М не проявила склонности к усилению хладноломкости после облучения флюенсом вплоть до 1,4-1020 нейтр/см2. Приведенные данные позволяют считать мартенситно-стареющую коррозионно-стойкую сталь 05X1ЗН4М перспективным материалом корпусов ВВЭР транспортных и стационарных АЭУ.

Возможность протекания структурных превращений в исследуемой стали в наиболее опасном температурном интервале охрупчивания (300-450°С) при весьма длительном тепловом старении, обусловленная пересыщенностыо а-твердого раствора углеродом при столь длительных выдержках, также может вызвать значительное смещение порога хладноломкости. Старение длительностью до 20000 ч при температурах 300-450°С приводит к значительному смещению порога хладноломкости и резкому снижению абсолютных значений ударной вязкости. Отпуск при температуре 620°С длительностью 6 ч не только восстанавливает вязко-пластические характеристика стали 05Х13Н4М после ее длительного пребывания в интервале температур 300—450°С, но даже приводит к заметному повышению абсолютных значений ударной вязкости, то есть при помощи термической обработки возможно восстановление вязко-пластических характеристик коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей после радиационного и длительного теплового воздействий.

В пятой главе "Влияние качества металла на локализацию деформации и развитие эффектов пластической нестабильности в упрочняемых сшлях и сплавах" предлагается концепция изменения максимально достижимой для данного материала прочности в зависимости от его качества, учитывающая влияние различных способов упрочнения, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности.

По мнению автора настоящей работы, зависимость предела текучести (и прочности) облученных кристаллических материалов от плотности дислокаций (дозы облучения), приведенная на рис. 4, является проявлением закономерности, описываемой для различных видов упрочняющей обработки правой ветвью уточненной схемы И.А. Одинга (рис. 10). И.А.Одингом впервые на основе представлений теории дислокаций была предложена схема прочности металла в зависимости от плотности дислокаций, представлявшая собой и-образную кривую. В дальнейшем были не только предложены различные способы упрочняющей обработки металлов, но и уточнялась сама схема прочности. В настоящее время нет единого мнения об окончательном виде правой ветви схемы прочности. Автор работы считает, что прочностные характеристики достигают насыщения при некоторой критической плотности дислокаций, после чего происходит падение прочности металла вследствие интенсивного развития трещин и

нарушения его сплошности. Максимальная плотность дислокаций, при достижении которой происходит падение прочности, по данным различных авторов оценивается как 1012-10'3 см"2. При достижении критической плотности дефектов, зависящей от материала, вида упрочнения и условий испытания, в металле значительно возрастает число дислокаций, способных преодолевать препятствия в динамическом режиме (или в режиме каналирования), не "задерживаясь" на них. Движение дислокаций в режиме каналирования наблюдалось для пластически деформированных, закаленных, облученных материалов, для которых характерна высокая плотность дислокаций в общем количестве дефектов кристаллического строения. Стадия насыщения упрочнения и последующего падения прочностных характеристик при достижении критической плотности дефектов, в частности дислокаций, в материалах, упрочненных различными способами, обусловлена эффектом каналирования дислокаций.

Ускорение эволюции дислокационной структуры у неметаллических включений и вторичных фаз, локализация пластической деформации и значительное повышение локальной плотности дислокаций (до двух порядков по сравнению со средней) у неметаллических включений при отсутствии определенного запаса пластичности в материале способствует переходу в режим каналирования дислокаций, образованию и развитию трещин и последующему разрушению у Рис. 10. Схема изменения предела текучести в зави- структурных дефектов. Нали-симости от плотности дислокаций: I - область пла- чие определенного запаса стической стабильности и упрочнения за счет леги- пластичности способствует рования, термической, механической и комбиниро- релаксации структурных на-ванной обработки, нейтронного (ионного) облучения; пряжений от дислокационных II - область насыщения упрочения и пластической скоплений у включений и нестабильности; III - область интенсивного развития вторичных фаз путем перехо-микротрещин и падения прочности да пластической деформации .

на более высокий структурный уровень, а не путем образования микроразрушений. В таком случае пластичность играет решающую роль в обеспечении высокой прочности и предотвращении локализации пластической деформации, ведущей к преждевременному разрушению металла.

Процессы предвыделения, обособления и коагуляции вторичных фаз, объемная доля и характер выделения вторичных фаз, их форма и расположение, наличие напряжений на поверхности раздела между выделением и матрицей и другие факторы предопределяют как процесс локализации пластической деформации при нагружении,

<т,мш

так и интенсивность зарождения и развития трещин и различного рода несплошно-стей.

Таким образом, комплекс механических характеристик сталей и сплавов определяется качеством металла, включающим в себя: содержание вредных примесей и неметаллических включений, характер распределения неметаллических включений и вторичных избыточных фаз, наличие скоплений карбидов, нитридов и карбонитридов, наличие разнозернистости и мелкозернистых зон, обогащенных легкоплавкими примесями, дозированное содержание второй фазы, плотность стали и т.д. Перечисленные факторы оказывают значительное влияние на механические характеристики сталей и сплавов. Так, например, неоднородность распределения и строчечность первичных и вторичных карбидов, направленное распределение неметаллических включений и легкоплавких двойных и тройных эвтектик, вытянутые вдоль направления проката колонии 8-феррита в различных аустенитных сталях и сплавах приводят не только к падению прочности металла, но и делают его вакуумно-неплотным. Это особенно опасно для тонкостенных конструкций вакуумной техники и ядерной энергетики. Применение одинарного и особенно двойного вакуумно-дугового переплава позволяет почти полностью предупредить появление перечисленных выше дефектов, чем значительно ослабляет анизотропию аустенитных материалов.

Способ выплавки и количество вредных примесей и неметаллических включений оказывают решающее влияние на прочностные и вязкопластические характеристики сталей. Методы выплавки, в наибольшей степени снижающие загрязненность стали азотом, водородом, примесями цветных металлов и жидкими включениями (ВИП, ВДП и особенно двойной вакуумный переплав, например, ВИП+ВДП), в наибольшей степени способствуют повышению механических характеристик сталей.

Наряду с применением специальных способов выплавки микролегирование редкоземельными элементами оказывает рафинирующее действие по отношению к примесям серы, фосфора, азота, кислорода, водорода, способствует измельчению зерна и повышению плотности выделений при распаде твердых растворов аустенитных сталей.

Таким образом, снижение содержания вредных примесей и неметаллических включений в твердом растворе в упрочняемых сталях и сплавах, а также микролегирование их редкоземельными элементами, способствуют более однородному протеканию распада твердого раствора, ослаблению локализации пластической деформации, позволяют снизить скорость Рис.11. Схема изменения предела те-' накопления и обеспечить более равномер-кучести в зависимости от плотности ное перераспределение структурных де-дислокаций и качества металла фектов, замедляя развитие пластической

нестабильности и снижая темп падения

деформационной способности.

Такое структурное состояние позволяет создать в металле достаточный запас пластичности, обеспечивающий при различных способах упрочнения (пластическая деформация, закалка, нейтронное и ионное облучение и т.д.) переход в режим канали-рования дислокаций и последующее разрушение на более поздних стадиях деформации, то есть при больших средних значениях плотности дислокаций в объеме стальной матрицы, и, следовательно, при больших значениях прочности. Эти рассуждения могут быть проиллюстрированы схемой, представленной на рис. 11.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Установлено, что изменение механических характеристик и других критериев работоспособности конструкционных материалов определяется не только характером распределения дислокаций и других дефектов кристаллического строения и эволюцией дефектной структуры под воздействием температуры, времени,'нагрузки, облучения, но и ее взаимодействием с продуктами структурно-фазовых превращений на различных стадиях распада твердых растворов.

2. Показано, что низкотемпературное радиационное охрупчивание проявляется на широком классе материалов: аустенитных сталях и сплавах (20-450°С), никеле и его сплавах (20-400°С), ферритных и ферртно-мартенситных сталях (20-500°С), а-сплавах титана (20-400°С), перлитных сталях (20-400°С) и т.д., выделены его основные признаки: транскристаллитный характер разрушения конструкционных материалов в температурном интервале НТРО; значительный рост пределов текучести и прочности облученных материалов в температурном интервале НТРО и вырождение равномерного и локального относительных удлинений, приводящие с увеличением повреждающей дозы к потере устойчивости пластического деформирования (пластической нестабильности), локализации пластической деформации облученного металла в тонких полосах скольжения (эффекту каналирования дислокаций) и падению прочностных характеристик; возможность восстановления пластичности в области НТРО (в отличие от области высокотемпературного радиационног о охрупчивания) высокотемпературным отжигом.

3. Выявлено влияние ряда факторов на величину эффекта НТРО - типа кристаллической решетки, температуры испытания, температуры и дозы облучения, скорости деформации, микролегирования РЗМ, чистоты металла, содержания никеля и величины зерна. Установлено, что в сходных условиях облучения и испытания фер-ритные стали и некоторые другие материалы с ОЦК-решеткой более склонны к НТРО, чем материалы с ГПУ- (а-сплавы титана) и особенно с ГЦК-решеткой (аусге-нитные стали и высоконикелевые сплавы); минимальные значения относительного (полного и равномерного) удлинения облученных аустенитных (а также ферритных и ферритно-мартенситных) материалов в области НТРО обнаружены в интервале температур испытания 200-400°С; наиболее интенсивное охрупчивание аустенитных сталей и других исследованных материалов проявляется после облучения примерно в том же температурном интервале (250-350°С); увеличение дозы облучения или скорости деформирования ускоряет снижение пластичности аустенитных сталей и сплавов в области НТРО и сдвигает минимум пластичности в сторону более низких температур испытания; повышение содержания никеля в аустенитных сталях и сплавах, применение крупнозернистых материалов и специальных способов выплавки (ЭШП, ВД,

ВИ+ВД), микролегирование РЗМ, замедляют снижение пластичности в температурном интервале НТРО.

4. На основе исследования низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания аустенитных сталей и сплавов впервые предложена зависимость пределов текучести и прочности облученных кристаллических материалов от дозы облучения и плотности дислокаций в виде сложной немонотонной кривой с несколькими стадиями: отсутствия радиационного упрочнения; слабого, а затем существенного повышения предела текучести; снижения степени радиационного упрочнения и его насыщения; последующего снижения прочностных характеристик в результате резкого падения пластичности (равномерное относительное удлинение падает практически до нуля, наличие локального удлинения объясняется эффектом каналирования дислокаций). Наличие и проявление каждой из этих стадий зависят от природы, струкхурного состояния, условий облучения и испытания материалов.

5. Показано, что оценку работоспособности аустенитных материалов при нейтронном облучении в области НТРО необходимо производить по изменению и предельным значениям равномерного относительного удлинения. Установлено, что для сохранения работоспособности аустенитных (и других) конструкционных материалов при нейтронном облучении запас равномерного относительного удлинения должен составлять не менее 1-2%. Снижение значений равномерного относительного удлинения до 0,5-1% приводит к падению прочностных характеристик облученных материалов, обусловленному развитием пластической нестабильности и микроразрушений у поверхностей раздела, что способствует проявлению газовой неплотности в тонкостенных конструкциях АЭУ.

6. Впервые предложена концепция низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания аустенитных сталей и сплавов, учитывающая развитие эффектов пластической нестабильности и влияние на них условий облучения, испытания, а также структурных параметров. Показано, что предельная доза облучения, при которой развивается пластическая нестабильность, Характеризующаяся падением кратковременных прочностных характеристик, определяется рядом факторов: выбором легирующей композиции, применением способов выплавки, снижающих содержание вредных примесей и неметаллических включений, однородностью и равномерностью распада пересыщенных твердых растворов под облучением, микролегированием РЗМ и т.д. Увеличение содержания никеля, применение специальных способов выплавки и микролегирование РЗМ повышают радиационную стойкость Сг-№-Мо аустенитных сталей и сплавов, обеспечивая развитый.инкубационный период формирования вторичных карбидных и особенно интерметаллидных фаз, относительно равномерно распределенных внутри зерен твердого раствора, и значительные поля структурных напряжений, возникающие на ранних стадиях распада. Такой характер протекания распада твердых растворов способствует перераспределению потоков разноименных точечных дефектов в полях струюурных напряжений, обеспечивая возможность их рекомбинации, и позволяет значительно снизить скорость накопления радиационных дефектов, замедляя развитие пластической нестабильности, снижая темп падения деформационной способности и увеличивая тем самым предельную повреждающую дозу для этих материалов.

7. На основании предложенной концепции даны рекомендации по повышению пластичности, предельной повреждающей дозы а, следовательно, и ресурса работы

конструкционных материалов с ГЦК-решепсой: применение специальных способов выплавки аустенитных сталей и сплавов (ЭШП, ВИ+ВД и т.д.); повышение содержания никеля в аустенитных высоконикелевых сплавах до 40-50%; микролегирование высоконикелевых сплавов иттрием (0,02-0,08%, сплавы типа 03Х20Н45М4БЧ), бором и цирконием (0,005% и 0,04-0,05% соответственно, сплавы типа ОЗХ20Н45М4БРЦ); микролегирование сталей типа Х16Н15МЗБ бором (0,005-0,01%); совместное легирование бором (0,005%), РЗМ (0,05%) и иттрием (0,01%); скандием (0,13%); микролегирование никеля празеодимом (0,07-0,2%), скандием (0,05-0,13%) и лантаном (0,030,07%'»

8. Показано, что основными мерами ослабления радиационной хладноломкости ферритных хромистых сталей являются: использование мелкозернистых материалов (величина зерна - 8 баллов); снижение содержания вредных примесей (вЬ, Бп, Аэ, РЬ и др.) путем применения чистых шихтовых материалов; снижение содержания неметаллических включений применением двойного вакуумного переплава указанных сталей; снижение суммарного содержания элементов внедрения (С и Ы) до 0,01%; ограничение содержания элементов замещения (Сг, Мо и др.); микролегирование РЗМ (иттрием). Указанные меры позволяют обеспечить в хромистых коррозионно-стойких ферритных сталях типа 01Х13М достаточно высокое сопротивление хрупкому разрушению в условиях нейтронного облучения и предотвратить смещение критической температуры хрупкости в область рабочих температур.

9. Установлено, что радиационно-стимулированные процессы диффузии и распада приводят к ускорению формирования карбида Ме2зС6 в стали марки 05Х13Н4М в процессе нейтронного облучения, и обособление карбидов Ме2?Сб происходит значительно раньше, чем только при тепловом воздействии. Присутствие значительного количества радиационных дефектов и их комплексов, служащих центрами кристаллизации вторичных карбидных (нитридных) и интерметаллидных фаз в процессе радиа-ционно-стимулированного распада, способствует более однородному его протеканию, и снижению микропластической неоднородности пластической деформации под облучением в стали марки 05Х13Н4М. Радиационно-стимулированный распад также способствует дальнейшему более глубокому протеканию процессов обособления и коагуляции карбидов Ме2зС6, поэтому сталь марки 05X1ЗН4М не проявила склонности к усилению хладноломкости после облучения флюенсом вплоть до 1,4-1020 нейтр/см2, что позволяет считать сталь марки 05Х13Н4М перспективным материалом корпусов ВВЭР транспортных и стационарных АЭУ.

10. Показано, что зависимость предела текучести (и прочности) облученных кристаллических материалов от плотности дислокаций (дозы облучения) является проявлением закономерности, описываемой правой ветвью уточненной схемы И.А. Одинга. При достижении критической плотности дефектов, зависящей от материала, вида упрочнения и условий испытания, в металле значительно возрастает число дислокаций, способных преодолевать препятствий в динамическом режиме (или в режиме каналирования). Стадия насыщения упрочнения и последующего падения прочностных характеристик при достижении критической плотности дефектов, в частности дислокаций, в материалах, упрочненных различными способами (пластически деформированных, закаленных, облученных и т.д.), обусловлена эффектом каналирования дислокаций.

11. Установлено, что повышение Качества металла и применение специальных способов выплавки (особенно двойной вакуумно-дуговой переплав) наряду с микролегированием РЗМ позволяет уменьшить общее количество и обеспечить более равномерное распределение в объеме металла неметаллических включений, а также неблагоприятных первичных и вторичных фаз, добиться сравнительно однородного распада твердых растворов с выраженным инкубационным периодом формирования вторичных избыточных карбидных и ингерметаллидных фаз и более равномерного распределения дислокационной плотности в объеме зерен. Такое структурное состояние позволяет создать в металле достаточный запас пластичности, обеспечивающий при различных способах упрочнения (пластическая деформация, закалка, нейтронное и ионное облучение и т. д.) переход в режим каналирования дислокаций и последующее разрушение на более поздних стадиях деформации, то есть при больших средних значениях плотности дислокаций в объеме стальной матрицы, и, следовательно, при больших значениях прочности.

Основные результаты диссертации опубликованы в работах:

J. Паршин А.М., Петкова А.П., Степанов Е.З. Пути повышения прочности металлов и сплавов // Взаимодействие быстрых заряженных частиц с твердыми телами: Тезисы докладов V Российско-японского семинара (Белгород, июнь-1996 г.). Белгород: Изд-во БГПУ, 1996. С. 54-56.

2. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Петкова А.П. Неравномерность распределения дислокаций и изотропность свойств // Синергетика, структура и свойства материалов, самоорганизующиеся технологии: Тезисы докладов Ш Российского симпозиума. Ч. I. Самоорганизация структур и свойства материалов (Москва, октябрь 1996 г.). М.: ЦРДЗ, 1996. С. 14-16.

3. Длительная эксплуатация ВВЭР и неотложные задачи / А.М.Паршин, Н.Б.Кириллов, А.П.Петкова, И.В.Теплухина // Там же. С. 114-115.

4. Паршин А.М., Кириллов Н.Б., Петкова А.П. Неравномерность распределения дислокаций и локализация деформации // Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий: Тезисы докладов IV Межгосударственного семинара (Обнинск, июнь 1997 г.). Обнинск: ИАТЭ, 1997. С. 128-129.

5. Паршин А.М., Петкова А.П. Ослабление локализации пластического деформирования в условиях радиационного воздействия // Радиационная физика твердого тела: Материалы VII Межнационального совещания (Севастополь, июль 1997 г.). М: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ(ТУ), 1997. С. 86-88.

6. Двойной вакуумный переплав и работоспособность аустенитной стали / А.М.Паршин, Н.Б.Кириллов, И.Е.Колосов, М.И.Криворук, А.П.Петкова // Высокие технологии в современном материаловедении: Тезисы докладов Международной научно-технической конференции (Санкт-Петербург, май 1997 г.). СПб: Изд-во СПбГТУ, 1997. С. 31-32.

7. Равномерная и локальная деформация и качество металла / А.М.Паршин, И.М.Горкавчук, А.П.Петкова, Е.З.Степанов // Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов: Материалы VII конференции стран СНГ (Белгород, сентябрь 1997 г.). Белгород: Изд-во БелГУ, 1997. С. 87-88.

8. Критическая плотность дислокаций и качество металла / А.М.Паршин, Н.Б.Кириллов, А.П.Петкова, Ю.В.Шленов // Там же. С. 128-130.

9. Паршин А.М., Кириллов Н.Б., Петкова А.П. Пути ослабления локализации пластического деформирования в условиях радиационного воздействия // Электрофизические и электрохимические технологии: Тезисы докладов Международной научно-технической конференции (Санкт-Петербург, июнь 1997 г.). СПб: Изд-во СПбГТУ, 1997. С. 123-125.

10. Прочность и пластичность поверхности изделий при лазерной обработке / Паршин А.М., Кириллов Н.Б., Петкова А.П., Степанов Е.З // Там же. С. 7Q-71.

11. Паршин А.М., Петкова А.П. Пути повышения работоспособности аусте-нитных хромоникелевых сталей // Фундаментальные исследования в технических университетах: Материалы научно-технической конференции Ассоциации технических университетов России (Санкт-Петербург, июнь 1997 г.). СПб: Изд-во СПбГТУ, 1997. С. 285-286.

12. Паршин А.М., Петкова А.П. Повышение качества металла как мера ослабления локализации пластической деформации // XXVII неделя науки СПбГТУ: Материалы межвузовской научной конференции. Часть П. (Санкт-Петербург, июнь 1999). СПб.: Изд-во СПбГТУ, 1999. С. 43-45.

13. Критическая плотность дислокаций и качество металла / А.М.Паршин, Н.Б.Кириллов, А.П.Петкова, Ю.В.Шленов // Научные ведомости БелГУ, № 1(6). Белгород: Изд-во БелГУ, 1998. С. 113-123.

14. Равномерная и локальная деформация и качество металла / А.М.Паршин, И.М.Горкавчук, А.П.Петкова, Е.З.Степанов // Там же. С. 107-113.

15. Паршин А.М., Петкова А.П. Пути повышения работоспособности аусте-нитных сталей в условиях радиационного воздействия. // Радиационная физика твердого тела: Труды VIII Межнационального совещания (Севастополь, июль 1998 г.). М: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ(ТУ), 1998. С. 271-277.

16. Паршин А.М., Кириллов Н.Б., Петкова А.П. Влияние качества металла на локализацию повреждаемости, вакуумную плотность и механические свойства аусте-нитных сталей и сплавов // Пластическая, термическая и термомеханйческая обработка современных металлических материалов: Материалы Международной научно-технической конференции (Санкт-Петербург, 02-03.06 1999 г.). СПб.: Изд-во СПбГТУ, 1999. С. 57-59.

17. Петкова А.П. Влияние повышения качества металла и применения вакуумной металлургии на локализацию повреждаемости и механические свойства аусте-нитных сталей и сплавов // Вестник молодых ученых. Технические науки, № 1(2). СПб.: Изд-во СПбГТУ, 1999. С. 26-34.

18. Паршин A.M., Петкова А.П. Влияние качества металла на локализацию повреждаемости и механические свойства аустенитных сталей и сплавов // Научные ведомое™ БелГУ, № 1(10). Белгород: Изд-во БелГУ, 2000. С. 70-75.

19. Петкова А.П. Влияние качества металла на локализацию пластической деформации в конструкционных сталях и сплавах // Физика и химия обработки материалов. М.: Элиз, 2000, № 3. С. 79-84.

20. Паршин А.М., Петкова А.П.Низкотемпературное радиационное охрупчи-вание аустенитных стаей и сплавов // Радиационная физика твердого тела: Труды X межнационального совещания (Севастополь, июль 2000 г.). М.: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ(ТУ), 2000. С. 622-626. '

21. Паршин A.M., Петкова А.П. Влияние качества металла и применения вакуумной металлургии на структуру аустенитных сталей и сплавов в условиях нейтронного воздействия // Чистые металлы: Сборник докладов 7-го Международного

симпозиума (г. Харьков, Украина, 23-27.04.2001 г.). Харьков: ИПЦ "Контраст", 2001. С. 68-72.

22. Основные радиационные дефекты и диффузия в сплавах / А.М.Паршин, Р.Н.Кикичев, Н.Б.Кириллов, И.Е.Колосов, М.И.Криворук, О.В.Николаева, А.П.Петкова // Науч. ведомости БелГУ, № 1(14). Белгород: Изд-во БелГУ, 2001. С. 5964.

23. Паршин А.М., Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное охрупчи-вание аустенитных коррозионно-стойких сталей и сплавов и их работоспособность при предельных дозах нейтронного облучения // Там же. С. 102-113.

24. Паршин A.M., Теплухин Г.Н., Петкова А.П. Общность явлений синеломкости, отпускной и тепловой хрупкости и низкотемпературного радиационного ох-рупчивания // Там же. С. 113-118.

25. Петкова А.П., Кикичев Р.Н. Роль структуры и качества металла в предотвращении преждевременных разрушений // Научно-технические проблемы прогнозирования надежности и долговечности конструкций и методы их решения: Труды 4-й международной конференции (Санкт-Петербург, июнь 2001 г.). СПб.: Нестор, 2001. С. 146-148.

26. Паршин А.М., Кикичев Р.Н., Петкова А.П. Влияние содержания никеля на сопротивляемость коррозионному растрескиванию облученных аустенитных хро-моникелевых сталей и сплавов // Там же. С. 238-240.

27. Паршип А.М., Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное охрупчи-вание аустенитных конструкционных материалов // Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий: Материалы VI межгосударственного семинара (Обнинск, 12-15.6.2001 г.). Обнинск: ИАТЭ, 2001. С. 143-145.

28. Паршин А.М., Петкова А.П. Повышение качества металла и применение вакуумной металлургии как мера ослабления локализации пластической деформации // Структурно-кинетическая концепция и работоспособность конструкционных материалов: Труды СПбГТУ, №483. СПб.: Изд-во СПбГТУ, 2001. С.23-30. .

29. Паршин A.M., Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное охрупчи-вание и вырождение деформационной способности аустенитных сталей и сплавов // Металлы. 2001. № 3. С. 123-127.

30. Паршин А.М., Жуков В.А., Петкова А.П. Особенности радиационной хладноломкости и пути повышения работоспособности материалов корпусов реакторов // Атомное энергомашиностроение: Труды НПО ЦКТИ, № 282. СПб.: Изд-во НПО ЦКТИ, 2002. С. 258-266.

31. Паршин A.M., Михайлов Ю.К., Петкова А.П. Особенности пластической деформации аустенитных коррозионно-стойких сталей и сплавов при предельных дозах нейтронного облучения // Там же. С. 267-280.

32. Микролегирование редкоземельными элементами и свойства сплавов / А.М.Паршин, Н.Б.Кириллов, О.В.Николаева, А.П. Петкова // Научно-технические ведомости СПбГТУ, №1(27). СПб: Изд-во СПбГТУ, 2002. С. 49-55.

33. Паршин A.M., Кикичев Р.Н., Петкова А.П. Влияние микролегирования редкоземельными элементами на свойства и работоспособность сплавов // Ресурс и надежность материалов и сварных соединений энергетических установок: Труды ЦКТИ, № 286. СПб.: Изд-во НПО ЦКТИ, 2002. С. 94-101.

34. Паршин А.М., Петкова А.П. Особенности низкотемпературного радиационного охрупчивания аустенитных сталей и сплавов при предельных дозах нейтрон-; ного облучения // Радиационная физика твердого тела: Труды XII международного

совещания (Севастополь, июль 2002 г.). М.: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ (ТУ), 2002. С. 455-459.

35. Паршин А.М., Кикичев Р.Н., Петкова А.П. Интеркристаллитное коррозионное растрескивание аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов // Там же. С. 407-411.

36. Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное охрупчивание и работоспособность аустенитных коррозионно-стойких сталей и сплавов при высоких дозах нейтронного облучения // Физика и химия обработки материалов, № 4. М: Элиз, 2002. С. 22-28.

37. Петкова А.П. К вопросу о низкотемпературном упрочнении'и охрупчива-нии облученных аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов // Металлы. 2003. № 2. С. 50-60

38. Колосов И.Е., Паршин А.М., Петкова А.П. О пластичности металлов и сплавов // Вопросы атомной науки и техники. Сер.: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение, № 3 (81). Харьков: ХФТИ, 2003. С. 71-74.

39. Петкова А.П. Особенности пластической деформации облученных аустенитных коррозионно-стойких сталей в температурном интервале 20-450вС // Вопросы атомной науки и техники. Сер.: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение, № 4 (82*). Харьков: ХФТИ, 2003. С.

40. Паршин А.М., Петкова А.П. Струюура, радиационная повреждаемость и деформационная способность аустенитных сталей и сплавов при низкотемпературном нейтронном облучении // Научно-технические ведомости СПбГТУ, №3(33). СПб: Изд-во СПбГТУ, 2003. С. 49-55.

41. Паршин A.M., Петкова А.П. Влияние качества металла на локализацию повреждаемости сталей и сплавов // Труды XIII Петербургских чтений по проблемам прочности, посвященных 70-летию секции прочности и пластичности материалов им. акад. Н.Н.Давиденкова (Санкт-Петербург, 12-14.03.2002). СПб.: ФТИ, 2002. С. 35.

42. Паршин А.М., Петкова А.П. Добренякин Ю.П. Низкотемпературное радиационное охрупчивание и работоспосбоность аустенитных сталей и сплавов при предельных дозах нейтронного облучения // Там же. С. 44.

43. Паршин A.M., Кикичев Р.Н., Петкова А.П. Особенности интеркристал-литного коррозионного растрескивания конструкционных материалов АЭУ // Там же. С. 102-103.

44. Паршин А.М., Петкова А.П. Особенности низкотемпературного радиационного охрупчивания аустенитных сталей и сплавов при предельных дозах нейтронного облучения // Труды XV международной конференции по физике радиационных явлений и радиационному материаловедению (10-15 июня 2002, г. Алушта). Харьков: Изд-во "Виктория", 2002. С. 172-173.

45. Вопросы охрупчивания и хладностойкости сталей и сплавов в экстремальных условиях эксплуатации / А.М.Паршин, А.П.Пегкова, Р.Н.Кикичев, Г.Д.Никишин, Ю.П.Добренякин, О.Э.Муратов // Там же. С.145-146.

46. Паршин А.М., Петкова А.П. Пути повышения работоспособности материалов корпусов ВВЭР // Радиационная физика твердого тела: Труды ХП1 международного совещания (Севастополь, июль 2003 г.). М.: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ (ТУ), 2003. 6 С.

47. Решение о выдаче патента на изобретение от 29.05.2003 по заявке №2002115586/02(016438). Аустенитная коррозионно-стойкая сталь / А.М.Паршин, А.П.Петкова, Р.Н.Кикичев.

Лицензия ЛР №020593 от 07.08.97.

Подписано в печать /6. Объем в п.л. ¿, О

Тираж ¿00. Заказ 375~,

Отпечатано с готового оригинал-макета, предоставленного автором, в типографии Издательства СПбГПУ 195251, Санкт-Петербург, Политехническая ул., 29.

Отпечатано на ризографе КМ-2000 ЕР Поставщик оборудования — фирма "Р-ПРИНТ" Телефон: (812) 110-65-09 Факс: (812) 315-23-04

í 13 849

Введение.

Глава I. Материалы и методика исследования.

1.1. Материалы исследования.-.

1.2. Исследование механических характеристик необлученных материалов

1.3. Исследование механических характеристик облученных материалов

1.4. Металлографические и электронно-микроскопические исследования

1.5. Фазовый физико-химический и рентгеноструктурный анализы.

1.6. Определение физических свойств.

1.7. Методика исследования склонности сталей и сплавов к межкристал-литной коррозии.

Глава II. Влияние структурных превращений под действием облучения на основные критерии работоспособности конструкционных материалов АЭУ

2.1. Принципиальные схемы и типы атомных энергетических установок

2.2. Радиационные дефекты в металлах и их эволюция при облучении.

2.3. Структурные изменения в материалах при облучении и их влияние на основные критерии работоспособности.

2.3.1. Влияние облучения на диффузионные процессы и структурные превращения в облученных материалах.

2.3.2. Критерии работоспособности конструкционных материалов ядерных ф и термоядерных энергетических установок.

2.4. Методы усиления процессов рекомбинации радиационных дефектов в распадающихся твердых растворах.

2.4.1. Механизмы и методы ослабления* радиационной повреждаемости и распухания конструкционных материалов.

2.4.2. Микроскопическая модель и физические аспекты усиления процессов рекомбинации радиационных дефектов в распадающихся твердых растворах

2.4.3. Особенности структурных превращений в твердорастворно-упрочняемых аустенитных сталях и сплавах.

2.4.4. Структурные факторы, влияющие на принудительную рекомбинацию разноименных радиационных дефектов на примере аустенитных сталей и сплавов.

2.5. Влияние структурных превращений на критерии работоспособности конструкционных материалов активной зоны реакторов на тепловых нейтронах

2.5.1. Сопротивляемость аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов радиационному распуханию.

2.5.2. Радиационная ползучесть аустенитных сталей и сплавов.

2.5.3. Стойкость против межкристаллитной коррозии аустенитных Cr-Ni сталей и сплавов с различным содержанием никеля.

2.5.4. Коррозионное растрескивание аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов с различным содержанием никеля.

2.6. Влияние микролегирования редкоземельными элементами на механические характеристики и работоспособность аустенитных сталей и сплавов

2.7. Перспективные конструкционные материалы активной зоны атомных энергетических водо-водяных реакторов.

2.8. Структурные превращения в сталях и сплавах с ОЦК- и ГПУ-решетками и их влияние на радиационную стойкость.

2.9. Критерии работоспособности материалов с ОЦК- и ГПУ-решетками в составе ядерных энергетических установок.

2.9.1. Влияние структурных превращений на ранних стадиях распада на радиационное распухание материалов с ОЦК-и ГПУ-решетками.

2.9.2. Коррозионное растрескивание коррозионно-стойких мартенситно-стареющих сталей в связи с особенностями структурных превращений

2.10. Перспективные конструкционные материалы корпусов водо-водяных реакторов типа ВВЭР.

Щ Выводы к главе II.

Глава III. Исследование общих закономерностей и механизмов низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания сталей и сплавов

3.1. Параметры, характеризующие радиационное упрочнение и охрупчива

3.2. Особенности пластической деформации облученных материалов в низкотемпературной области.

3.3. Эволюция дислокационной структуры сталей и сплавов в процессе облучения.

3.4. Низкотемпературное радиационное охрупчивание облученных сталей и сплавов.

3.4.1. Сущность явления низкотемпературного радиационного охрупчивания

3.4.2. Проявление пластической нестабильности и эффекта дислокационного канапирования в облученных материалах в области НТРО.

3.5. Проявление низкотемпературного радиационного охрупчивания конструкционных материалов.

3.5.1. Аустенитные стали и сплавы.

3.5.2. Никель и его сплавы.

3.5.3. Ферритно-мартенситные и ферритные хромистые стали.

3.5.4. Титан и титан-циркониевые сплавы.

3.6. Основные признаки и механизм НТРО облученных конструкционных материалов.

3.6.1. Основные признаки НТРО конструкционных материалов

3.6.2. Механизм и структурно-физические аспекты НТРО.

3.6.3. Влияние структурных факторов на склонность к низкотемпературному радиационному охрупчиванию.

3.7. Влияние условий облучения, испытания, а также структурных факторов на величину эффекта НТРО.

3.7.1. Влияние типа кристаллической решетки.

3.7.2. Влияние температуры испытания на упрочнение и охрупчивание материалов с ОЦК- и ГЦК-решеткой.

3.7.3. Влияние температуры испытания на радиационное охрупчивание ау-стенитных сталей и сплавов.

3.7.4. Влияние температуры облучения на радиационное охрупчивание аустенитных сталей и сплавов. ф 3.7.5. Влияние дозы облучения.

3.7.6. Влияние скорости деформирования на радиационное охрупчивание аустенитных сталей и сплавов.

3.7.7. Влияние содержания никеля на склонность аустенитных сталей и сплавов к НТРО.

3.7.8. Влияние микролегирования на склонность к НТРО никеля и аустенитных сталей и сплавов.

3.7.9. Влияние чистоты металла по вредным примесям и неметаллическим включениям.

3.7.10. Влияние величины зерна аустенитных сталей и сплавов на склонность к НТРО.

3.8. Концепция низкотемпературного радиационного охрупчивания сталей и сплавов.

3.8.1. Зависимость предела текучести облученных кристаллических материалов от дозы облучения.

3.8.2. Зависимость изменения кратковременных прочностных характеристик аустенитных сталей и сплавов от дозы нейтронного облучения.

3.8.3. Схема изменения пределов прочности и текучести и равномерного * относительного удлинения аустенитных конструкционных материалов в зависимости от дозы облучения, плотности дислокаций и содержания никеля

3.8.4. Критерии оценки работоспособности аустенитных сталей и сплавов в температурной области НТРО.

3.9. Пути повышения стойкости к НТРО аустенитных сталей и сплавов

3.10. Перспективные материалы для оболочек тепловыделяющих элементов ВВЭР.

Выводы к главе III.

Глава VI. Структурно-физические аспекты радиационной хладноломкости и пути повышения работоспособности материалов корпусов реакторов

4.1. Проявление хладноломкости в необлученных материалах.

4.2. Проявление радиационной хладноломкости в облученных конструкционных материалах.

4.2.1. Fe-Cr-Mo- и Fe-Cr-Ni-Mo стали перлитного класса.

4.2.2. Влияние отжига корпусов водо-водяных атомных реакторов на восстановление механических характеристик облученных перлитных сталей

4.2.3. Хромистые ферритные стали.

4.2.4. Хромистые матренситно-стареющие стали.

4.3. Основные признаки и механизм радиационной хладноломкости облученных конструкционных материалов.

4.4. Влияние различных факторов на сдвиг критической температуры хрупкости сталей в условиях нейтронного облучения.

4.4.1. Влияние типа кристаллической решетки.

4.4.2. Влияние дозы облучения.

4.4.3. Влияние температуры облучения.

4.4.4. Влияние величины зерна и длительности старения.

4.4.5. Влияние чистоты металла.

4.5. Пути повышения работоспособности и перспективные материалы корпусов ВВЭР.

Выводы к главе IV.

Глава V. Влияние качества металла на локализацию деформации и развитие эффектов пластической нестабильности в упрочняемых сталях и сплавах

5.1. Природа упрочнения металлов и пути повышения их прочности, схема изменения прочности в зависимости от плотности дислокаций по И.А.Одингу.'.

5.2. Роль пластичности в обеспечении высокой прочности.

5.3. Структурные аспекты работоспособности и надежности конструкционных материалов.

5.4. Неоднородность пластической деформации сталей и сплавов.

5.4.1. Локализация пластической деформации и ее зарождение у неметаллических включений и вторичных избыточных фаз.

5.4.2. Развитие микронеоднородной деформации стальной матрицы вблизи межфазных границ.

5.4.3. Дальнодействующие поля напряжений вблизи выделений при деформации стали.

5.4.4. Стадии развития микроразрушений у выделений.

5.5. Качество металла, особенности металлургического передела и их связь с упрочнением и охрупчиванием сталей.

5.5.1. Современная интерпретация понятия металлургического качества металла.

5.5.2. Влияние качества металла на упрочнение и охрупчивание аустенит-ных хромоникелевых сталей и сплавов.

5.6. Влияние способов выплавки на качество металла и механические характеристики сталей.

5.7. Концепция прочности сталей и сплавов, рассматривающая закономерности изменения максимально достижимой для данного материала прочности в зависимости от его качества.

Выводы к главе V.

Актуальность темы исследования. К настоящему времени доля электроэнергии, вырабатываемой на атомных электростанциях (АЭС), составляет около 13% всей производимой в России электроэнергии, причем в последние три года прирост выработки электроэнергии на АЭС составил 6-7%. В соответствии с долгосрочным прогнозом Минатома развития атомной энергетики до 2020 г., средний прирост производства электроэнергии на АЭС составит 5% в год. Как в настоящее время, так и в ближайшие 20 лет отечественная ядерная энергетика будет базироваться на корпусных водоохлаждаемых реакторах на тепловых нейтронах с водой под давлением типа ВВЭР и кипящих канальных уран-графитовых реакторах на тепловых нейтронах с водяным теплоносителем типа РБМК. Отечественные транспортные атомные энергетические установки также оснащены тепловыми во-до-водяными реакторами с водой под давлением типа ВВЭР.

К числу требований, предъявляемых к конструкционным материалам атомных энергетических установок (АЭУ), относится необходимость сохранения в процессе длительной эксплуатации высокого уровня механических характеристик, и, прежде всего, деформационной способности, как элементов активной зо-\Щ ны, так и корпусов ядерных реакторов. Нейтронное облучение даже достаточно низкими повреждающими дозами (порядка Ю20 нейтр/см2) снижает деформационную способность сталей и сплавов как при высоких, так и при низких температурах эксплуатации, повышает критическую температуру хрупко-вязкого перехода в материалах с ОЦК- и ГПУ-решетками, смещая ее в область положительных (рабочих) температур.

Интервал максимального проявления низкотемпературного радиационного охрупчивания применяемых и перспективных конструкционных материалов с различным типом кристаллической решетки (аустенитных сталей и сплавов, фер-ритных и ферритно-мартенситных хромистых сталей, титан-циркониевых сплавов и т.д.) совпадает с основным рабочим интервалом температур (200-350°С) элементов активной зоны транспортных и стационарных водо-водяных энергетических реакторов. В связи с отмеченным, низкотемпературному радиационному охрупчиванию уделяется основное внимание при изучении воздействия нейтронного облучения на аустенитные хромоникелевые стали и сплавы, являющиеся одними из наиболее перспективных конструкционных материалов активной зоны атомных энергетических установок, а также на материалы с ОЦК- и ГПУ-решетками.

Достигнутые к настоящему времени успехи в изучении явлений низкотемпературного радиационного охрупчивания и радиационной хладноломкости связаны с работой научных коллективов, возглавлявшихся А.ДАмаевым, С.Н.Вотиновым, И.В.Горыниным, В.Ф.Зеленским, Ю.К.Конобеевым,

И.С.Лупаковым, И.М.Неклюдо-вым, А.М.Паршиным, П.А.Платоновым, В.В.Рыбиным, В.А.Цыкановым и др.

К настоящему времени в области низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания проведены многочисленные исследования, касавшиеся, в основном, перлитных сталей, применяемых для изготовления корпусов водо-водяных энергетических реакторов (ВВЭР) транспортных и стационарных АЭУ. Вопросам низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания коррозионно-стойких сталей и сплавов посвящено значительно меньшее количество работ, в которых не учитывался динамический характер пластической деформации, связанная, с этим неоднородность и пластическая нестабильность, а также взаимодействие дислокационной структуры в процессе ее эволюции с продуктами структурных превращений на различных стадиях распада метастабильных твердых растворов. Поэтому, не смотря на длительное время, прошедшее с начала выполнения работ в этой области, не было предложено единой концепции низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания, учитывающей влияние условий облучения, испытания, а также структурных параметров, на развитие эффектов пластической нестабильности. Разработка такой концепции позволит сформулировать пути повышения пластичности, предельной повреждающей дозы, а, следовательно, и ресурса работы конструкционных материалов активной зоны в области низкотемпературного радиационного охрупчивания.

Многочисленные исследования, проведенные в области радиационной хладноломкости, также в основном, касаются перлитных корпусных сталей. Развитие ядерной энергетики требует не только разработки мер по повышению срока службы сталей перлитного класса, но и рассмотрения возможности применения в качестве материалов корпусов водо-водяных энергетических реакторов коррозионно-стойких конструкционных материалов (в частности, мартенситно-стареющих сталей марки 05Х13Н4М), устраняющих необходимость нанесения на внутреннюю поверхность корпусов реакторов антикоррозионной наплавки аусте-нитными сталями и сплавами. Перспектива применения мартенситно-стареющих коррозионно-стойких сталей в качестве корпусных материалов требует убедительных экспериментальных данных по радиационной хладноломкости этих материалов после облучения высокими повреждающими дозами, а также изучения процессов длительного теплового старения, стимулируемого радиацией, и их влияния на степень развития охрупчивания и сдвиг температуры хрупко-вязкого перехода в область положительных температур.

Теоретический и практический интерес представляет распространение концепции низкотемпературного упрочнения и охрупчивания сталей и сплавов под действием облучения на другие способы упрочнения материалов и разработка концепции изменения максимально достижимой для данного материала прочности в зависимости от его качества, учитывающей влияние структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности.

Связь работы с научными программами. Работа выполнена на кафедре "Металловедение" Санкт-Петербургского государственного политехнического университета в рамках Грантов министерства образования РФ- "Структурно-принудительная рекомбинация и пути ослабления или подавления радиационного распухания конструкционных материалов" (1996-1997 гг., № Гос. per. 3864091), "Низкотемпературное радиационное охрупчивание аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов" (1998-1999 гг., № Гос. per. 020409801), "Исследование низкотемпературного радиационного охрупчивания аустенитных сталей и сплавов и радиационной хладноломкости водо-водяных ядерных реакторов" (2002-2003 гг., Лй Гос. per. 020409301).

Цель и основные задачи исследования. Целью работы являлось установление закономерностей и физических механизмов влияния параметров облучения, испытания, исходной структуры материала и ее эволюции под действием облучения на эффекты низкотемпературного радиационного охрупчивания и радиационной хладноломкости применяемых и перспективных материалов водо-водяных энергетических реакторов транспортных и стационарных ЛЭУ. Для достижения поставленной цели необходимо было решить следующие задачи.

1. Рассмотреть влияние структурных превращений на ранних стадиях распада в материалах с различным типом кристаллической решетки на основные критерии оценки работоспособности применяемых и перспективных конструкционных материалов активной зоны и корпусов водо-водяных энергетических реакторов транспортных и стационарных АЭУ.

2. На основе анализа характера изменения механических характеристик и разрушения облученных металлов, склонных к низкотемпературному радиационному охрупчиванию и радиационной хладноломкости, выделить основные признаки, позволяющие разграничить области проявления низкотемпературного радиационного охрупчивания и радиационной хладноломкости.

3. Установить общие закономерности и особенности изменения механических характеристик облученных материалов в области низкотемпературного радиационного охрупчивания в зависимости от типа кристаллической решетки, условий облучения и испытания, а также структурных параметров, характеризующихся исходной структурой, величиной зерна, чистотой металла, микролегированием редкоземельными элементами (РЗМ), характером распада метастабильных твердых растворов в процессе облучения.

4. Исследовать физические механизмы влияния микролегирования бором и редкоземельными элементами на склонность облученных материалов к низкотемпературному радиационному охрупчиванию.

5. Предложить концепцию низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания аустенитных сталей и сплавов, учитывающую влияние условий облучения, испытания, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности.

6. На основании предложенной концепции дать рекомендации по повышению пластичности, предельной повреждающей дозы а, следовательно, и ресурса работы конструкционных материалов активной зоны в области низкотемпературного радиационного охрупчивания.

7. Исследовать влияние на радиационную хладноломкость условий облучения и испытания, а также величины зерна, чистоты металла, характера распада метастабильных твердых растворов в процессе длительного теплового старения, интенсифицируемого облучением; предложить пути снижения радиационной хладноломкости, связанные с повышением качества металла и его рациональным легированием.

8. Оценить возможность применения в качестве материалов корпусов во-до-водяных энергетических реакторов коррозионно-стойких мартенситно-стареющих высокопрочных сталей типа 05X1ЗН4М, устраняющих необходимость нанесения на внутреннюю поверхность реакторов антикоррозионной наплавки аустенитными сталями и сплавами.

9. Установить влияние качества металла, условий металлургического передела, взаимодействия дислокационной структуры в процессе ее эволюции с продуктами структурных превращений на различных стадиях распада метастабильных твердых растворов на упрочение и охрупчивание материалов в интервале умеренных температур; на основании проведенного исследования предложить концепцию изменения максимально достижимой для данного материала прочности (критической плотности дислокаций) в зависимости от его качества, учитывающую влияние различных способов упрочнения, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности.

Предметом исследования являются закономерности и физические механизмы низкотемпературного радиационного охрупчивания и радиационной хладноломкости применяемых и перспективных материалов водо-водяных энергетических реакторов транспортных и стационарных АЭУ, устанавливающие взаимосвязи между параметрами облучения, дефектной структурой и структурными превращениями на различных стадиях распада в облученных материалах.

Достоверность и обоснованность основных положений и выводов диссертационной работы обеспечивается тщательной обработкой и обобщением большого объема экспериментальных данных по изучаемой проблеме, имеющихся на настоящий момент, а также широким применением современных методов исследования сталей и сплавов: стандартных и дистанционных механических испытаний, металлографического анализа, электронно-микроскопического анализа, микродифракционного анализа, физико-химического анализа, физических методов исследования и испытаний на склонность к межкристаллитной коррозии по методу AM (ГОСТ 6032-89).

Научная значимость полученных результатов состоит в:

- установлении определяющего влияния структурных превращений на ранних стадиях распада в материалах с различным типом кристаллической решетки на процессы низкотемпературного радиационного охрупчивания, а также другие критерии работоспособности конструкционных материалов АЭУ;

- установлении общих закономерностей и особенностей изменения механических характеристик облученных материалов в области низкотемпературного радиационного охрупчивания в зависимости от типа кристаллической решетки, условий облучения и испытания, а также структурных параметров, характеризующихся исходной структурой, величиной зерна, чистотой металла, микролегированием РЗМ, характером распада метастабильных твердых растворов в процессе облучения;

- исследовании физических механизмов влияния микролегирования бором и редкоземельными элементами (иттрий, скандий и др.) на склонность облученных материалов к низкотемпературному радиационному охрупчиванию;

- разработке концепции низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания аустенитных сталей и сплавов, учитывающей влияние условий облучения, испытания, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности; исследовании влияния на сдвиг порога хладноломкости условий облучения и испытания, величины зерна, чистоты металла, характера распада метаста-бильных твердых растворов в процессе длительного теплового старения, интенсифицируемого облучением;

- выдвижении концепции прочности сталей и сплавов, рассматривающей закономерности изменения максимально достижимой для данного материала прочности в зависимости от его качества с учетом влияния различных способов упрочнения, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности.

Практическая значимость. Даны рекомендации по возможности применения в качестве перспективных конструкционных материалов для оболочек тепловыделяющих элементов транспортных и стационарных атомных энергетических установок высоконикелевых сплавов типа 03Х20Н45М4БЧ и ОЗХ20Н45М4БРЦ на основании оценки их сопротивляемости низкотемпературному радиационному охрупчиванию, радиационному распуханию, радиационной ползучести, коррозионным повреждениям в сравнении со сталью ОЗХ16Н15МЗБ.

Выдвинутая концепция низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания аустенитных сталей и сплавов, учитывающая развитие эффектов пластической нестабильности и влияние на них условий облучения, испытания, структурных параметров, а также сформулированные на ее основе рекомендации по повышению пластичности, предельной повреждающей дозы и увеличению ресурса работы аустенитных конструкционных материалов (в 2,5-3 раза) в области низкотемпературного радиационного охрупчивания, могут быть использованы при разработке конструкционных материалов активной зоны транспортных и стационарных энергетических установок.

Оценена возможность применения в качестве материалов корпусов ВВЭР коррозионно-стойких конструкционных материалов (мартенситно-стареющих сталей типа 05X1ЗН4М), устраняющих необходимость нанесения на внутреннюю поверхность реакторов антикоррозионной наплавки аустенитными сталями и сплавами.

Основные положения, выносимые на защиту:

- закономерности и особенности изменения механических характеристик облученных материалов в области низкотемпературного радиационного охрупчивания в зависимости от типа кристаллической решетки, условий облучения и испытания, а также структурных параметров, характеризующихся исходной структурой, величиной зерна, чистотой металла, микролегированием РЗМ, характером распада метастабильных твердых растворов в процессе облучения;

- физические механизмы влияния микролегирования бором и редкоземельными элементами (иттрий, скандий и др.) на склонность облученных материалов к низкотемпературному радиационному охрупчиванию; '

- концепция низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания аустенитных сталей и сплавов, учитывающая влияние условий облучения, испытания, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности;

- исследование влияния на сдвиг порога хладноломкости условий облучения и испытания, величины зерна, чистоты металла, характера распада метастабильных твердых растворов в процессе длительного теплового старения, интенсифицируемого облучением;

- концепция прочности сталей и сплавов, рассматривающая закономерности изменения максимально достижимой для данного материала прочности в зависимости от его качества с учетом влияния различных способов упрочнения, а также структурных параметров на развитие эффектов пластической нестабильности.

Апробация работы. Материалы работы доложены на V Российско-Японском симпозиуме "Взаимодействие заряженных частиц с твердыми телами" (Белгород, БГУ, июнь 1996г.), III Российском симпозиуме "Синергетика, структура и свойства материалов, самоорганизующиеся технологии" (Москва, ИМЕТ РАН, октябрь 1996г.), Международной научно-технической конференции "Высокие технологии в современном материаловедении" (Санкт-Петербург, май 1997г.), Международной научно-технической конференции "Электрофизические и электрохимические технологии" (Санкт-Петербург, СПбГТУ, июнь 1997г.), Научно-технической конференции "Фундаментальные исследования в технических университетах" (Санкт-Петербург, СПБГТУ, июнь 1997г.), II и IV международных конференциях "Научно-технические проблемы прогнозирования надежности и долговечности металлоконструкций и методы их решения" (Санкт-Петербург, СПбГТУ, 1997, 2001 гг.), Межвузовской научной конференции "XXVII неделя науки СПбГТУ" (Санкт-Петербург, июнь 1999г.), XIII Петербургских чтениях по проблемам прочности (Санкт-Петербург, март 2002 г.), VII, VIII и IX конференциях стран СНГ "Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов" (Белгород, БГУ, 1997, 1999, 2001 гг.), XV международной конференции по физике радиационных явлений и радиационному материаловедению (Украина, г. Алушта, июнь 2002г.), а также на научно-техническом семинаре "Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов" кафедры "Металловедение" Санкт-Петербургского государственного политехнического университета.

Публикации. Основное содержание диссертационной работы изложено в 47 печатных работах, в том числе 19 в специализированных журналах (4 - без соавторов).

1. Паршин A.M., Петкова А.П., Степанов Е.З. Пути повышения прочности металлов и сплавов // Взаимодействие быстрых заряженных частиц с твердыми телами: Тезисы докладов V Российско-японского семинара (Белгород, июнь 1996 г.). Белгород: Изд-во БГПУ, 1996. С. 54-56.

2. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Петкова А.П. Неравномерность распределения дислокаций и изотропность свойств // Синергетика, структура и свойства материалов, самоорганизующиеся технологии: Тезисы докладов III Российского симпозиума. Ч. I. Самоорганизация структур и свойства материалов (Москва, октябрь 1996 г.). М.: ЦРДЗ, 1996. С. 14-16.

3. Длительная эксплуатация ВВЭР и неотложные задачи / А.М.Паршин, Н.Б.Кириллов, А.П.Петкова, И.В.Теплухина // Там же. С. 114-115.

4. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Петкова А.П. Неравномерность распределения дислокаций и локализация деформации // Структурные основы моди

1 1 фикации материалов методами нетрадиционных технологий: Тезисы докладов IV

Межгосударственного семинара (Обнинск, июнь 1997 г.). Обнинск: ИАТЭ, 1997. С. 128-129.

5. Паршин A.M., Петкова А.П. Ослабление локализации пластического деформирования в условиях радиационного воздействия // Радиационная физика твердого тела: Материалы VII Межнационального совещания (Севастополь, июль 1997 г.). М: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ(ТУ), 1997. С. 86-88.

6. Двойной вакуумный переплав и работоспособность аустенитной стали / А.М.Паршин, Н.Б.Кириллов, И.Е.Колосов, М.И.Криворук, А.П.Петкова // Высокие технологии в современном материаловедении: Тезисы докладов Международной научно-технической конференции (Санкт-Петербург, май 1997 г.). СПб: Изд-во СПбГТУ, 1997. С. 31-32.

7. Равномерная и локальная деформация и качество металла/ А.М.Паршин, И.М.Горкавчук, А.П.Петкова, Е.З.Степанов // Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов: Материалы VII конференции стран СНГ (Белгород, сентябрь 1997 г.). Белгород: Изд-во БелГУ, 1997. С. 87-88.

8. Критическая плотность дислокаций и качество металла / А.М.Паршин, Н.Б.Кириллов, А.П.Петкова, Ю.В.Шленов //Там же. С. 128-130.

9. Паршин А.М., Кириллов Н.Б., Петкова А.П. Пути ослабления локализации пластического деформирования в условиях радиационного воздействия // Электрофизические и электрохимические технологии: Тезисы докладов Международной научно-технической конференции (Санкт-Петербург, июнь 1997 г.). СПб: Изд-во СПбГТУ, 1997. С. 123-125.

10. Прочность и пластичность поверхности изделий при Лазерной обработке / Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Петкова А.П., Степанов Е.З // Там же. С. 70-71.

11. Паршин A.M., Петкова А.П. Пути повышения работоспособности аустенитных хромоникелевых сталей // Фундаментальные исследования в технических университетах: Материалы научно-технической конференции Ассоциации технических университетов России (Санкт-Петербург, июнь 1997 г.). СПб: Изд-во СПбГТУ, 1997. С. 285-286.

12. Паршин А.М., Петкова А.П. Повышение качества металла как мера ослабления локализации пластической деформации // XXVII неделя науки СПбГТУ: Материалы межвузовской научной конференции. Часть II. (Санкт-Петербург, июнь 1999). СПб.: Изд-во СПбГТУ, 1999. С. 43-45.

13. Критическая плотность дислокаций и качество металла / А.М.Паршин, Н.Б.Кириллов, А.П.Петкова, Ю.В.Шленов // Научные ведомости БелГУ, № 1(6). Белгород: Изд-во БелГУ, 1998. С. 113-123.

14. Равномерная и локальная деформация и качество металла / А.М.Паршин, И.М.Горкавчук, А.П.Петкова, Е.З.Степанов // Там же. С. 107-113.

15. Паршин A.M., Петкова А.П. Пути повышения работоспособности аустенитных сталей в условиях радиационного воздействия. // Радиационная физика твердого тела: Труды VIII Межнационального совещания (Севастополь, июль 1998 г.). М: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ(ТУ), 1998. С. 271-277.

16. Паршин A.M., Кириллов Н.Б., Петкова А.П. Влияние качества металла на локализацию повреждаемости, вакуумную плотность и механические свойства аустенитных сталей и сплавов // Пластическая, термическая и термомё-ханическая обработка современных металлических материалов: Материалы Международной научно-технической конференции (Санкт-Петербург, 02-03.06 1999 г.). СПб.: Изд-во СПбГТУ, 1999. С. 57-59.

17. Петкова А.П. Влияние повышения качества металла и применения вакуумной металлургии на локализацию .повреждаемости и механические свойства аустенитных сталей и сплавов // Вестник молодых ученых. Технические науки, № 1 (2). СПб.: Изд-во СПбГТУ, 1999. С. 26-34.

18. Паршин А.М., Петкова А.П. Влияние качества металла на ло- • капизацию повреждаемости и механические свойства аустенитных сталей и сплавов // Научные ведомости БелГУ, № 1(10). Белгород: Изд-во БелГУ, 2000. С. 7075.

19. Петкова А.П. Влияние качества металла на локализацию пластической деформации в конструкционных сталях и сплавах // Физика и химия обработки материалов. М.: Элиз, 2000, № 3. с. 79-84. i

20. Паршин А.М., Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное охрупчивание аустенитных стаей и сплавов // Радиационная физика твердого тела: Труды X межнационального совещания (Севастополь, июль 2000 г.). М.: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ(ТУ), 2000. С. 622-626.

21. Паршин A.M., Петкова А.П. Влияние качества металла и применения вакуумной металлургии на структуру аустенитных сталей и сплавов в условиях нейтронного воздействия // Чистые металлы: Сборник докладов 7-го Международного симпозиума (г. Харьков, Украина, 23-27.04.2001 г.). Харьков: ИПЦ "Контраст", 2001. С. 68-72.

22. Основные радиационные дефекты и диффузия в сплавах / А.М.Паршин, Р.Н.Кикичев, Н.Б.Кириллов, И.Е.Колосов, М.И.Криворук, О.В.Николаева, А.П.Петкова // Науч. ведомости БелГУ, № 1(14). Белгород: Изд-во БелГУ, 2001. С. 59-64.

23. Паршин A.M., Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное охрупчивание аустенитных коррозионно-стойких сталей и сплавов и их работоспособность при предельных дозах нейтронного облучения // Там же. С. 102-113.

24. Паршин А.М., Теплухин Г.Н., Петкова А.П. Общность явлений синеломкости, отпускной и тепловой хрупкости и низкотемпературного радиационного охрупчивания // Там же. С. 113-118.

25. Петкова А.П., Кикичев Р.Н. Роль структуры и качества металла в предотвращении преждевременных разрушений // Научно-технические проблемы прогнозирования надежности и долговечности конструкций и методы их решения: Труды 4-й международной конференции (Санкт-Петербург, июнь 2001 г.). СПб.: Нестор, 2001.С. 146-148.

26. Паршин A.M., Кикичев Р.Н., Петкова А.П. Влияние содержания никеля на сопротивляемость коррозионному растрескиванию облученных аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов // Там же. С. 238-240.

27. Паршин A.M., Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное ох-рупчивание аустенитных конструкционных материалов // Структурные основы модификации материалов методами нетрадиционных технологий: Материалы VI межгосударственного семинара (Обнинск, 12-15.6.2001 г.). Обнинск: ИАТЭ, 2001. С.143-145.

28. Паршин A.M., Петкова А.П. Повышение качества металла и применение вакуумной металлургии как мера ослабления локализации пластической деформации // Структурно-кинетическая концепция и работоспособность конструкционных материалов: Труды СПбГТУ, № 483. СПб.: Изд-во СПбГТУ, 2001. С.23-30.

29. Паршин А.М., Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное ох-рупчивание и вырождение деформационной способности аустенитных сталей и сплавов // Металлы. 2001. № 3. С. 123-127.

30. Паршин А.М., Жуков В.А., Петкова А.П. Особенности радиационной хладноломкости и пути повышения работоспособности материалов корпусов реакторов // Атомное энергомашиностроение: Труды НПО ЦКТИ, № 282. СПб.: Изд-во НПО ЦКТИ, 2002. С. 258-266.

31. Паршин A.M., Михайлов Ю.К., Петкова А.П. Особенности пластической деформации аустенитных коррозионно-стойких сталей и сплавов при предельных дозах нейтронного облучения // Там же. С. 267-280.

32. Микролегирование редкоземельными элементами и свойства сплавов / А.М.Парщин, Н.Б.Кириллов, О.В.Николаева, А.П. Петкова // Научно-технические ведомости СПбГТУ, №1(27). СПб: Изд-во СПбГТУ, 2002. С. 49-55.

33. Паршин А.М., Кикичев Р.Н., Петкова А.П. Влияние микролегирования редкоземельными элементами на свойства и работоспособность сплавов // Ресурс и надежность материалов и сварных соединений энергетических установок: Труды ЦКТИ, № 286. СПб.: Изд-во НПО ЦКТИ, 2002. С. 94-101.

34. Паршин A.M., Петкова А.П. Особенности низкотемпературного радиационного охрупчивания аустенитных сталей и сплавов при предельных дозах нейтронного облучения // Радиационная физика твердого тела: Труды XII международного совещания (Севастополь, июль 2002 г.). М.: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ (ТУ), 2002. С. 455-459.

35. Паршин A.M., Кикичев Р.Н., Петкова А.П. Интеркристаллитное коррозионное растрескивание аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов // Там же. С. 407-411.

36. Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное охрупчивание и работоспособность аустенитных коррозионно-стойких сталей и сплавов при высоких дозах нейтронного облучения // Физика и химия обработки материалов, № 4. М: Элиз, 2002. С. 22-28.

37. Петкова А.П. К вопросу о низкотемпературном упрочнении и охруп-чивании облученных аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов // Металлы. 2003. №2. С. 50-60

38. Колосов И.Е., Паршин А.М., Петкова А.П. О пластичности металлов и сплавов // Вопросы атомной науки и техники. Сер.: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение, № 3 (81*). Харьков: ХФТИ, 2003. С. 71-74.

39. Петкова А.П. Особенности пластической деформации облученных аустенитных коррозионно-стойких сталей в температурном интервале 20-450°С // Вопросы атомной науки и техники. Сер.: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение, № 4 (82*). Харьков: ХФТИ, 2003. С.

40. Паршин А.М., Петкова А.П. Структура, радиационная повреждаемость и деформационная способность аустенитных сталей и сплавов при низкотемпературном нейтронном облучении // Научно-технические ведомости СПбГТУ, №3(33). СПб: Изд-во СПбГТУ, 2003. С. 49-55.

41. Паршин A.M., Петкова А.П. Влияние качества металла на локализацию повреждаемости сталей и сплавов // Труды XIII Петербургских чтений по проблемам прочности, посвященных 70-летию секции прочности и пластичности материалов им. акад. Н.Н.Давиденкова (Санкт-Петербург, 12-14.03.2002). СПб.: ФТИ, 2002. С. 35.

42. Паршин A.M., Петкова А.П. Добренякин Ю.П. Низкотемпературное радиационное охрупчивание и работоспосбоность аустенитных сталей и сплавов при предельных дозах нейтронного облучения // Там же. С. 44.

43. Паршин A.M., Кикичев Р.Н., Петкова А.П. Особенности интеркри-сталлитного коррозионного растрескивания конструкционных материалов АЭУ // Там же. С. 102-103.

44. Паршин А.М., Петкова А.П. Особенности низкотемпературного радиационного охрупчивания аустенитных сталей и сплавов при предельных дозах нейтронного облучения // Труды XV международной конференции по физике радиационных явлений и радиационному материаловедению (10-15 июня 2002, г. Алушта). Харьков: Изд-во "Виктория", 2002. С. 172-173.

45. Вопросы охрупчивания и хладностойкости сталей и сплавов в экстремальных условиях эксплуатации / А.М.Паршин, А.П.Петкова, Р.Н.Кикичев, Г.Д.Никишин, Ю.П.Добренякин, О.Э.Муратов // Там же. С. 145-146.

46. Паршин А.М., Петкова А.П. Пути повышения работоспособности материалов корпусов ВВЭР // Радиационная физика твердого тела: Труды XIII международного совещания (Севастополь, июль 2003 г.). М.: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ (ТУ), 2003. 6 С.

47. Решение о выдаче патента на изобретение от 29.05.2003 по заявке №2002115586/02(016438). Аустенитная коррозионно-стойкая сталь / А.М.Паршин, А.П.Петкова, Р.Н.Кикичев.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, основных выводов и списка литературных источников. Общий объем диссертации - 396 страниц, включая 290 страниц машинописного текста, 28 таблиц, 100 рисунков и список литературных источников из 297 наименований.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Установлено, что изменение механических характеристик и других критериев работоспособности конструкционных материалов определяется не только характером распределения дислокаций и других дефектов кристаллического строения и эволюцией дефектной структуры под воздействием температуры, времени, нагрузки, облучения, но и ее взаимодействием с продуктами структурно-фазовых превращений на различных стадиях распада твердых растворов.

2. Показано, что низкотемпературное радиационное охрупчивание проявляется на широком классе материалов: аустенитных сталях и сплавах (20^50°С), никеле и его сплавах (20—400°С), ферритных и ферритно-мартенситных сталях (20-500°С), а-сплавах титана (20^00°С), перлитных сталях (20^00°С) и т.д., выделены его основные признаки: транскристаллитный характер разрушения конструкционных материалов в температурном интервале НТРО; значительный рост пределов текучести и прочности облученных материалов в температурном интервале НТРО и вырождение равномерного и локального относительных удлинений, приводящие с увеличением повреждающей дозы к потере устойчивости пластического деформирования (пластической нестабильности), локализации пластической деформации облученного металла в тонких полосах скольжения (эффекту каналирования дислокаций) и падению прочностных характеристик; возможность восстановления пластичности в области НТРО (в отличие от области высокотемпературного радиационного охрупчивания) высокотемпературным отжигом.

3. Выявлено влияние ряда факторов на величину эффекта НТРО - типа кристаллической решетки, температуры испытания, температуры и дозы облучения, скорости деформации, микролегирования РЗМ, чистоты металла, содержания никеля и величины зерна. Установлено, что в сходных условиях облучения и иси пытания ферритные стали и некоторые другие материалы с ОЦК-решеткой более склонны к НТРО, чем материалы с ГПУ- (а-сплавы титана) и особенно с ГЦК-решеткой (аустенитные стали и высоконикелевые сплавы); минимальные значения относительного (полного и равномерного) удлинения облученных аустенитных (а также ферритных и ферритно-мартенситных) материалов в области НТРО обнаружены в интервале температур испытания 200-400°С; наиболее интенсивное охрупчивание аустенитных сталей и других исследованных материалов проявляется после облучения примерно в том же температурном интервале (250—350°С); увеличение дозы облучения или скорости деформирования ускоряет снижение пластичности аустенитных сталей и сплавов в области НТРО и сдвигает минимум пластичности в сторону более низких температур испытания; повышение содержания никеля в аустенитных сталях и сплавах, применение крупнозернистых материалов и специальных способов выплавки (ЭШП, ВД, ВИ+ВД), микролегирование РЗМ, замедляют снижение пластичности в температурном интервале НТРО.

4. На основе исследования низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания аустенитных сталей и сплавов впервые предложена зависимость пределов текучести и прочности облученных кристаллических материалов от дозы облучения и плотности дислокаций в виде сложной немонотонной кривой с несколькими стадиями: отсутствия радиационного упрочнения; слабого, а затем существенного повышения предела текучести; снижения степени радиационного упрочнения и его насыщения; последующего снижения прочностных характеристик в результате резкого падения пластичности (равномерное относительное удлинение падает практически до нуля, наличие локального удлинения объясняется эффектом каналирования дислокаций). Наличие и проявление каждой из этих стадий зависят от природы, структурного состояния, условий облучения и испытания материалов.

5. Показано, что оценку работоспособности аустенитных материалов при нейтронном облучении в области НТРО необходимо производить по изменению и предельным значениям равномерного относительного удлинения. Установлено, что для сохранения работоспособности аустенитных (и других) конструкционных материалов при нейтронном облучении запас равномерного относительного удлинения должен составлять не менее 1-2%. Снижение значений равномерного относительного удлинения до 0,5-1% приводит к падению прочностных характеристик облученных материалов, обусловленному развитием пластической нестабильности и микроразрушений у поверхностей раздела, что способствует проявлению газовой неплотности в тонкостенных конструкциях АЭУ.

6. Впервые предложена концепция низкотемпературного радиационного упрочнения и охрупчивания аустенитных сталей и сплавов, учитывающая развитие эффектов пластической нестабильности и влияние на них условий облучения, испытания, а также структурных параметров. Показано, что предельная доза облучения, при которой развивается пластическая нестабильность, характеризующаяся падением кратковременных прочностных характеристик, определяется рядом факторов: выбором легирующей композиции, применением способов выплавки, снижающих содержание вредных примесей и неметаллических включений, однородностью и равномерностью распада пересыщенных твердых растворов под облучением, микролегированием РЗМ и т.д. Увеличение содержания никеля, применение специальных способов выплавки и микролегирование РЗМ повышают радиационную стойкость Cr-Ni-Mo аустенитных сталей и сплавов, обеспечивая развитый инкубационный период формирования вторичных карбидных и особенно интерметаллидных фаз, относительно равномерно распределенных внутри зерен твердого раствора, и значительные поля структурных напряжений, возникающие на ранних стадиях распада. Такой характер протекания распада твердых растворов способствует перераспределению потоков разноименных точечных дефектов в полях структурных напряжений, обеспечивая возможность их рекомбинации, и позволяет значительно снизить скорость накопления радиационных дефектов, замедляя развитие пластической нестабильности, снижая темп падения деформационной способности и увеличивая тем самым предельную повреждающую дозу для этих материалов.

7. На основании предложенной концепции даны рекомендации по повышению пластичности, предельной повреждающей дозы а, следовательно, и ресурса работы конструкционных материалов с ГЦК-решеткой: применение специальных способов выплавки аустенитных сталей и сплавов (ЭШП, ВИ+ВД и т.д.); повышение содержания никеля в аустенитных высоконикелевых сплавах до 40-50%; микролегирование высоконикелевых сплавов иттрием (0,02-0,08%, сплавы типа 03Х20Н45М4БЧ), бором и цирконием (0,005% и 0,04-0,05% соответственно, сплавы типа 03Х20Н45М4БРЦ); микролегирование сталей типа Х16Н15МЗБ бором (0,005-0,01%); совместное легирование бором (0,005%), РЗМ (0,05%) и иттрием

0,01%); скандием (0,13%); микролегирование никеля празеодимом (0,07-0,2%), скандием (0,05-0,13%) и лантаном (0,03-0,07%).

8. Показано, что основными мерами ослабления радиационной хладноломкости ферритных хромистых сталей являются: использование мелкозернистых материалов (величина зерна — 8 баллов); снижение содержания вредных примесей (Sb, Sn, As, Pb и др.) путем применения чистых шихтовых материалов; снижение содержания неметаллических включений применением двойного вакуумного переплава указанных сталей; снижение суммарного содержания элементов внедрения (С и N) до 0,01%; ограничение содержания элементов замещения (Сг, Мо и др.); микролегирование РЗМ (иттрием). Указанные меры позволяют обеспечить в хромистых коррозионно-стойких ферритных сталях типа 01Х13М достаточно высокое сопротивление хрупкому разрушению в условиях нейтронного облучения и предотвратить смещение критической температуры хрупкости в область рабочих температур.

9. Установлено, что радиационно-стимулированные процессы диффузии и распада приводят к ускорению формирования карбида Ме23С6 в стали марки 05X1ЗН4М в процессе нейтронного облучения, и обособление карбидов Ме2зСб происходит значительно раньше, чем только при тепловом воздействии. Присутствие значительного количества радиационных дефектов и их комплексов, служащих центрами кристаллизации вторичных карбидных (нитридных) и интерметаллидных фаз в процессе радиационно-стимулированного распада, способствует более однородному его протеканию, и снижению микропластической неоднородности пластической деформации под облучением в стали марки 05X1ЗН4М. Радиа-ционно-стимулированный распад также способствует дальнейшему более глубокому протеканию процессов обособления и коагуляции карбидов Ме23Сб, поэтому сталь марки 05Х13Н4М не проявила склонности к усилению хладноломкости после облучения флюенсом вплоть до 1,4-1020 нейтр/см2, что позволяет считать сталь марки 05X1ЗН4М перспективным материалом корпусов ВВЭР транспортных и стационарных АЭУ.

10. Показано, что зависимость предела текучести (и прочности) облученных кристаллических материалов от плотности дислокаций (дозы облучения) является проявлением закономерности, описываемой правой ветвью уточненной схемы И.Л. Одинга. При достижении критической плотности дефектов, зависящей от материала, вида упрочнения и условий испытания, в металле значительно возрастает число дислокаций, способных преодолевать препятствия в динамическом режиме (или в режиме каналирования). Стадия насыщения упрочнения и последующего падения прочностных характеристик при достижении критической плотности дефектов, в частности дислокаций, в материалах, упрочненных различными способами (пластически деформированных, закаленных, облученных и т.д.), обусловлена эффектом каналирования дислокаций.

11. Установлено, что повышение качества металла и применение специальных способов выплавки (особенно двойной вакуумно-дуговой переплав) наряду с микролегированием РЗМ позволяет уменьшить общее количество и обеспечить более равномерное распределение в объеме металла неметаллических включений, а также неблагоприятных первичных и вторичных фаз, добиться сравнительно однородного распада твердых растворов с выраженным инкубационным периодом формирования вторичных избыточных карбидных и интерметаллидных фаз и более равномерного распределения дислокационной плотности в объеме зерен. Такое структурное состояние позволяет создать в металле достаточный запас пластичности, обеспечивающий при различных способах упрочнения (пластическая деформация, закалка, нейтронное и ионное облучение и т. д.) переход в режим каналирования дислокаций и последующее разрушение на более поздних стадиях деформации, то есть при больших средних значениях плотности дислокаций в объеме стальной матрицы, и, следовательно, при больших значениях прочности.

1. Лашко Н.Ф., Еремин Н.И. Фазовый анализ и структура аустенитных сталей. М.: Машгиз, 1957. 235 с.

2. Лашко Н.Ф., Заславская Л.В., Козлова М.Н. и др. Физико-химический фазовый анализ сталей и сплавов / М.: Металлургия. 1978. 335 с.

3. Утевский Л.М. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия. 1973. 584 с.

4. Саввин С.Б., Писаренко И.Д., Юрченко Е.И., Дедков Ю.М.

5. Калоримерическое определение ниобия с сульфохлорфенолом С. ЖАХ. 1966. Т. XXI. Вып. 6., с. 669.

6. ASTM. Card File (Diffraction Data Cards and alphabetical and Grouped numerical Index of X-ray Diffraction Date). Philadelphia: Ed. ASTM, 1969.

7. Нигматулин Б.И. Состояние и песпективы развития атомной энерегетики в Российской Федерации и задачи отрасли энергомашиностроения // Атомное энергомашиностроение: Труды НПО ЦКТИ, № 282. СПб.: Изд-во НПО ЦКТИ, 2002. С. 6-13.

8. Ибрагимов Ш.Ш., Кирсанов В.В., Пятилетов Ю.С. Радиационные повреждения металлов и сплавов. М.: Энергоатомиздат, 1985. 240 с.

9. Инденбом В.Л., Кирсанов В.В., Орлов А.Н. Радиационные дефекты в кристаллах // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1982. Вып. 2 (21). С. 3-22.

10. Инденбом В.Л. Радиационная физика и радиационное материаловедение //Радиационное материаловедение. Харьков, 1991. С. 133-141.

11. Воеводин В.Н. Структурно-фазовые изменения в нержавеющих сталях аустенитного и ферритного классов при облучении нейтронами и заряженными частицами. Харьков: ХГУ, 1995. 488 с.

12. Vanoni F., Gron P., Moser P. // Scripta Met. 1972, N9. P. 777-785.

13. Вагин С.П., Ибрагимов Ш.Ш., Локтионов A.A. Влияние кластерно-петлевойструктуры на радиационное упрочнение молибдена //Радиационное материаловедение. Харьков, 1990. С. 73-80.

14. Зеленский В.Ф., Неклюдов И.М., Черняева Т.П. Радиационные дефекты и распухание металлов. Киев: Наук, думка, 1988. 293 с.

15. Вотинов С.Н., Прохоров В.И., Островский 3-Е. Облученные нержавеющие стали. М.: Наука, 1987. 128.С.

16. Паршин A.M. Структура, прочность и радиационная повреждаемость коррозионно-стойких сталей и сплавов. Челябинск: Металлургия, 1988. 656 с.

17. Bement A.L. Irradiation Effects on Structural Materials. I. Radiation Hardening //Romanian j. of physics: Form. Revue roum. de physique. Bucarest, 1972. Vol. 17, №3. P. 361-380.

18. Брум Т., Хам P.K. Влияние точечных дефектов на свойства металлов // Вакансии и точечные дефекты: Пер. с англ. М.: Металлургиздат, 1961. С. 120-143.

19. Дамаск К.А., Дине Дж. Точечные дефекты в металлах: Пер. с англ. М.: Мир, 1965.291 с.

20. Паршин A.M. Структура, прочность и пластичность нержавеющих и жаропрочных сталей и сплавов, применяемых в судостроении. Л.: Судостроение, 1972. 288 с.

21. Лариков Л.Н. Влияние облучения на фазовые превращения // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ, 1981. Вып. 3(17). С. 3243.

22. Васильков Н.Е., Паршин A.M. Физические аспекты охрупчивания и коррозионного растрескивания нержавеющей мартенситно-стареющей стали //

23. Вопросы атомной науки и техники. Сер. Термоядерный синтез. М.: ЦНИИ Атоминформ, 1986. Вып. 3. С. 48-53.t

24. Альтовский И.В., Вотинов С.Н., Гусева М.И. и др. //Конструкционные материалы для реакторов термоядерного синтеза. М.: Наука, 1983. С. 19-32.

25. Альтовский И.В., Глухих В.А., Горынин И.В. и др. Работоспособность материалов первой стенки термоядерных реакторов при различных температурах // Конструкционные материалы для реакторов термоядерного синтеза. М.: Наука, 1983. С.135-142.

26. Банных О.А., Горынин И.В., Ибрагимов Ш.Ш. и др. Высоконикелевые сплавы типа ЧС-42 и ЧС-43 как материалы первой стенки термоядерных реакторов //Исследование и разработка материалов для реакторов термоядерного синтеза. М.: Наука, 1981. С. 147-153.

27. Иванов Л.И. Материаловедческие проблемы термоядерной энергетики //Исследование и разработка материалов для реакторов термоядерного синтеза. М.: Наука, 1981. С. 165-169.

28. Орлов В.В., Альтовский И.В. Условия работы материалов первой стенки термоядерных реакторов // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ, 1981. Вып. 1(15). С. 9-16.

29. Станюкович А.В. Хрупкость и пластичность жаропрочных материалов. М.: Металлургия, 1967. 199 с.

30. Anselin F. // Bull. Inform. Scient. Techn., 1974. V. 196. P. 27-40.

31. Паршин A.M., Ярошевич В.Д., Лапин А.Н. Деформационная способность и склонность к хрупкости аустенитных хромоникелевых сплавов при нейтронном облучении // Структура, прочность и пластичность сталей и сплавов: Труды ЛПИ, № 379 / ЛПИ, Л., 1981. С. 13-20.

32. Wolfer W., Conn R.W. New analysis of first wall: Liferime considerations to fusion reactors // WWFDM-212,1977.

33. Казаков В.А., Шамардин B.K. Проблемы конструкционных материалов первой стенки термоядерных реакторов, связанные с объемными радиационными эффектами //Исследование и разработка материалов для реакторов термоядерного синтеза. М.: Наука, 1981. С. 19-35.

34. Mansur L.K., Yoo М.Н. The Effects of Impurity trapping on Irradiation — Induced Swelling and Creep // J. of Nucl. Materials. 1978. Vol. 74, № 2. P. 228-241.

35. Bullough R., Perrin R.C. The Theory of Void-formation and Growth in Irradiated Materials. Voids Formed by Irradiation of Reactor Materials // Proc. BNES Europ. Conference Reading, 1971. AERE, Harwell. P. 79-107.

36. Venker H., Ehrlich K. Relation Between Partial Diffusion Coefficients in Alloys and their Swelling Behavior under Fast Neutron Irradiation // J. Nucl. Materials. 1976. Vol. 60. P. 347-349.

37. Gittus J.H., Watrin J.S. A Test of Hypothesis what when Austenitic Alloys are Bombarded with Energetic Particles those haven the Greatest Thermodynamic Stability will have Greatest Dimension Stability // J. Nucl. Materials. 1977. Vol. 64. P. 300-302.

38. Harris D.R. Void Swelling in Austenitic Steels and Nickel Base Alloys: Effects oh Alloys-constitution and Structure // The Physical of Irradiation Produced Voids: Proc. BNEC Consultant Sympos. Harwell, 1974. AERE, Harwell. P. 287-298.

39. Горынин И.В. Паршин A.M. Особенности структурных превращений и радиационное распухание сплавов и сталей с ГЦК-, ОЦК- и ГПУ-решетками // Атомная энергия. 1981. Т.50, вып. 5. С. 319-324.

40. Паршин A.M. Структурные превращения и радиационное распухание сплавов // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1980. Вып. 3(14). С. 2029.

41. Орлов А.Н., Паршин А.М., Трушин Ю.В. Физические аспекты ослабления радиационного распухания конструкционных материалов // Журнал технической физики. 1983. Т. 53, вып. 12. С. 2367-2372.

42. Паршин А.М., Трушин Ю.В. Свойство пересыщенных твердых растворов усиливать рекомбинацию радиационных дефектов // Письма в журнал технической физики. 1983. Т. 9, вып. 9. С. 561-564.

43. Паршин A.M., Тихонов А.Н., Бондаренко Г.Г., Кириллов Н.Б.

44. Радиационная повреждаемость и свойства сплавов. СПб: Политехника, 1995. 302 с.

45. Гуляев Б.Б., Камышанченко Н.В., Неклюдов И.М. и др. Структура и свойства сплавов. М.: Металлургия, 1993. 318 с.

46. Паршин A.M., Бардин В.А., Колосов И.Е. и др. Пути создания особо чистой аустенитной коррозионно-стойкой свариваемой стали. // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Термоядерный синтез. РНЦ "Курчатовский институт". М., 1993. Вып. 1-2. С. 21-28.

47. Баландин Ю.Ф., Горынин И.В., Звездин Ю.И., Марков В.Г.

48. Конструкционные материалы АЭС. М.: Энергоатомиздат, 1984. 280 с.

49. Уманский Я.С., Финкельштейн Б.Н., Блантер М.Е. и др. Физическое металловедение. М.: Металлургиздат, 1955. 724 с.

50. Лашко Н.Ф. Физико-химические методы фазового анализа сталей и сплавов. М.: Металлургия. 1970. 476 с.

51. Келли А., Ннклсон Р. Дисперсионное твердение: пер. с англ. М.: Металлургия, 1966. 300 с.

52. Паршин A.M. Структура и радиационное распухание сталей и сплавов. М.: Энергоатомиздат, 1983. 56 с.

53. Hawthorne С., Fulton Е. Voids in irradiated stainless steels // Nature. 1967. Vol. 216, №5. P. 575-576.

54. Колесников A.H., Прохоров В.И. Радиационное распухание конструкционных материалов быстрых реакторов. Димитровград: НИИАР, 1973. 33 с.

55. Flinn J.E., McVey G.L., Walters L.C. // J. Nucl. Materials. 1977. Vol. 65. P. 210223.

56. Gilbert E.R., Bates J.E. Dependence of irradiation creep on temperature and atom displacement in 20% cold worked type 316 stainless steels // J. Nucl. Materials. 1977. Vol. 65. P. 204-208.

57. Писаренко Г.С., Киселевский B.H. Прочность и пластичность материалов в радиационных потоках. Киев: Наук, думка, 1979. 284 с.

58. Паршин A.M., Тихонов А.Н., Бондаренко Г.Г. и др. Радиационная повреждаемость конструкционных материалов. СПб: Изд-во СПбГТУ, 2000. 296 с.

59. Зеленский В.Ф., Казачковский О.Д., Решетников Ф.Г., Цыканов В.А.

60. Физические проблемы радиационного материаловедения // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1981. Вып. 4(18). С. 3-18.

61. Heald Р.Т., Speight M.V. Point defects behavior in irradiated materials // Acta Metallurgies 1975. Vol. 23, №11. P. 1389-1399.

62. Демин Н.А., Конобеев Ю.В. Радиационная ползучесть металла,обусловленная анизотропией диффузионных потоков точечных дефектов //

63. Радиационные дефекты в металлах: материалы II Всесоюз. совёщ., Алма-Ата, 1618 июня 1980 г. Алма-Ата: Наука КазССР, 1981. С. 128-136.

64. Саралидзе З.К. Зависимость скорости радиационной ползучести от интенсивности образования точечных дефектов и температуры // Физика твердого тела. 1978. Т. 20, вып. 9. С. 2716-2720.

65. Киселевский В.Н., Ковалев В.В., Паршин A.M. и др. Результаты изучения влияния реакторных излучений на характеристики жаропрочности высоконикелевых сплавов типа 03Х20Н45М4 // Проблемы прочности. 1984, № 7. С. 74-79.

66. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1986. 542 с.

67. Гуляев А.П., Токарева Т.Б. Влияние углерода и никеля на межкристаллитную коррозию аустенитных хромоникелевых нержавеющих сталей // Металловедение и термическая обработка металлов. 1971, № 2. С. 22-25.

68. Паршин A.M., Тихонов А.Н., Бондаренко Г.Г. и др. Хрестоматия и специальные вопросы металловедения: Под ред. Паршина A.M. и Тихонова А.Н. СПб.: Изд-во СПбГТУ, 1998. 305 с.

69. Погодин В.П., Богоявленский B.JL, Сентюрев В.П. Межкристаллитная коррозия и коррозионное растрескивание нержавеющих сталей в водных средах. М.: Атомиздат, 1970. 422 с.

70. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали и сплавы. М.: Металлургия, 1969. 749 с.

71. Цыканов В.А., Давыдов Е.Ф. Радиационная стойкость тепловыделяющих элементов ядерных реакторов. М.: Атомиздат, 1977. 136 с.

72. Скоров Д.М., Бычков Ю.Ф., Дашковский А.И. Реакторное материаловедение. М.: Атомиздат, 1979. 344 с.

73. Copson H.R. Effects of Composition on Stress Corrosion Cracking of Some Alloys, Containing Nickel // Phys. Metallurgy of Stress corrosion fracture. N.Y., London, 1959, №4. P. 247.

74. Паршин A.M., Тихонов А.Н., Кикичев Р.Н. Коррозия металлов в ядерном энергомашиностроении. 2-е изд., перераб. и доп. СПб.: Политехника, 2000. 104 с.

75. Эдстрем И.О., Форсман JI.A. Исследования по коррозионному растрескиванию нержавеющих сталей и никелевых сплавов / Тр. III Международного конгресса по коррозии металлов. М.: Мир, 1968. Т.2. С.284-285.

76. Сурр С.Р. Effects of Neutron Irradiation of post Irradiation Stress Corrosion Cracking of Stainless Steel // Phys. Met. of Stress Corrosion Fracture. N.Y., London, 1959, №4. P. 270.

77. Davies M.Y. Corrosion in the Nuclear System// AERE K5014, 1985. P. 11-14.

78. Бялобжевский A.B. Общие закономерности коррозии металлов под действием радиоактивного излучения // Тр. III Международного конгресса по коррозии металлов. М: Мир , 1968. Т.4. С.294-300.

79. Левицкая Р.С., Крошкин А.А., Шимелевич И.Л., Шестакова B.C. Влияние наклепа на склонность стали марки 1Х18Н9Т к коррозионному растрескиванию в кипящем растворе хлористого магния // Металловедение. Л.: Судпромгиз, 1961. № 5. С. 29-34.

80. Воейков В.П., Шамардин В.К., Красноселов В.А. О радиационной релаксации напряжений в стали 0Х16Н15МЗБ // Вопросы атомной науки и техники. Сер.: Радиационное материаловедение, методика и техника облучения. Димитровград: НИИАР, 1977. Вып. 1(8). С.26-33.

81. Одинг И.А., Иванова B.C., Бурдукский В.В., Гемннов В.Н. Теория ползучести и дительной прочности металлов. М.: Металлургиздат, 1959. 488 с.

82. Parshin A.M. Structure, Strength and Radiation Damage of Corrosion-Resistant Steels and Alloys // Illinois, USA: American Nuclear Society La Grange Part, 1996. 361p.

83. Иванов К.М., Мельников М.И., Назаров А.А. и др. Температурно-временная зависимость сопротивляемости коррозионному растрескиванию стали марки 0Х18Н10Т при периодическом контакте с морской водой // Металловедение. Д.: Судостроение, 1956. №10. С. 9-18.

84. Герасимов В.В., Монахов А.С. Материалы ядерной энергетики. М.: Атомиздат, 1973. 336 с.

85. Жуков В.А., Колосов И.Е., Маринец Т.К. и др. Особенности возникновения и развития трещин при коррозионно-усталостных высокотемпературных испытаниях стали марки 0Х18Н10Т // Металловедение. Д.: Судостроение, 1968. №12. С. 98-103.

86. Назаров А.А. Механизм коррозионного растрескивания хромоникелевой аустенитной стали в растворах хлоридов // Вопросы судостроения. Сер. Металловедение. Л.:ЦНИИ "Румб", 1980. Вып.ЗО. С.80-88.

87. Рябченков А.В. Коррозия аустенитных сталей под напряжением // Коррозия и защита от коррозии. М.:ВИНИТИ, 1976. Т.5. С.46-52.

88. Latansion R.M., Stachle R.W. Stress Corrosion Cracking of Iron-Chromium Alloys// Proceeding of conference "Fundamental aspects of stress corrosion cracking", The Ohio State Univ., 1967. P.67-76.

89. Микролегирование редкоземельными элементами и свойства сплавов / А.М.Паршин, Н.Б.Кириллов, О.В.Николаева, А.П. Петкова // Научно-технические ведомости СПбГТУ, №1(27). СПб: Изд-во СПбГТУ, 2002. С. 49-55.

90. Паршин А.М., Колосов И.Е., Коршунова Т.Е. Деформационная способность высоконикелевых аустенитных сплавов. II Прочность материалов и конструкций. Ползучесть и длительная прочность: Труды ЛПИ, №393 / ЛПИ. Л., 1983. С.41-47.

91. Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное охрупчивание и работоспособность аустенитных коррозионно-стойких сталей и сплавов при высоких дозах нейтронного облучения // Физика и химия обработки материалов. М.: "Элиз", 2002. № 4. С. 22-28.

92. Петкова А.П. К вопросу низкотемпературного упрочнения и охрупчивания облученных аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов // Известия РАН. Металлы. М.: "Элиз", 2003. № 2. С. 50-60.

93. Паршин А.М., Петкова А.П. Низкотемпературное радиационное охрупчивание и вырождение деформационной способности аустенитных сталей и сплавов // РАН. Металлы. 2001. № 3. С. 123-127.

94. Паршин A.M., Петкова А.П. Структура, радиационная повреждаемость и деформационная способность аустенитных сталей и • сплавов принизкотемпературном нейтронном облучении // Научно-технические ведомости СПбГТУ, №3(33). СПб: Изд-во СПбГТУ, 2003. С. 49-55.

95. Одинцов Н.Б., Паршин A.M., Кожевников О.А. Влияние структурных превращений на взаимодействие водорода с радиационными дефектами в а-сплавах титана // Радиационная физика металлов и сплавов / Тбилиси: ИФ АН ГССР, 1979. С. 34-38.

96. Паршин A.M., Васильков Н.Е. Структура, прочность и пластичность хромоникелевых мартенситно-стареющих сталей и рациональные области их применения. Сер. Прогрессивное формообразование, металловедение и термообработка/ЛДНТП, Л., 1981. 124 с.

97. Arkell D.R., Williams Т.М. Void swelling in FV607 ferritic steel // J. Nucl. Materials. 1978. Vol. 74. P. 144-150.

98. Васильков H.E., Назаров A.A., Паршин A.M. Природа коррозионного растрескивания нержавеющей мартенситной стали и пути его предотвращения // Вопр. судостроения. Сер. Металловедение. Вып. 25 / ЦНИИ "Румб". Л., 1976. С. 312.

99. Паршин A.M., Жуков В.А., Петкова А.П. Особенности радиационной хладноломкости и пути повышения работоспособности материалов корпусов реакторов // Атомное энергомашиностроение: Труды ЦКТИ, № 282 / НПО ЦКТИ. СПб., 2002. С. 258-266.

100. Конобиевский С.Т. Действие облучения на материалы. М.: Атомиздат, 1967. 402 с.

101. Неклюдов И.М. Радиационное упрочнение металлов и сплавов // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1976. Вып. 3(8). С. 3-19.

102. Гиндин И.А., Неклюдов И.М. Физика программного упрочнения. Киев: Наукова думка, 1979. 240 с.

103. Imura Т., Saka Н., Noda К. HVEM in situ observations of dynamical behavior of dislocations // Inst. Phys. Conf. № 41. 1978. Chapter 6. P. 370-374. •

104. Трефилов В.И. Зеленский В.Ф., Неклюдов И.М. и др. Физическая природа упрочнения хрома при облучении // Радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1990. Т. 1. С. 98-102.

105. Воеводин В.Н., Ожигов JI.C., Пархоменко А.А. и др. Влияние микро- и мезоуровней пластической деформации на радиационное охрупчивание материалов // Вестник Харьковского национального университета. 2001. № 510. Вып. 1 (13). С. 53-60.

106. Камышанченко Н.В., Красильников В.В., Сирота В.В. и др. О механизме развития пластической нестабильности в облученных материалах // РАН. Металлы. 2000. № 6. С. 53-60.

107. Neklydov I.M., Voevodin V.N. Features of structure-phase transformations of austenitic and martensitic steels //J. Nucl. Materials. 1994. Vol. 212-215, P. 39-44.

108. Фазовые превращения при облучении / Под ред. Ф.В. Нолфи. Челябинск: Металлургия, 1989. 312 с.

109. Томсон Д., Парэ В. Использование явлений неупругости при исследовании радиационных повреждений // Физическая акустика. М.: Мир, 1969. Т.З. Ч.А. С. 347-427.

110. Irradiated Fe-Cr and Fe-Cr-Ni Steels // Effect of radiation of materials: 15 th Intern. Symp. ASTM STP 1125. 1992. P. 1243-1255.

111. Щербак В.И., Быков B.H., Воробьев A.H. Микроструктура и механические свойства облученной нейтронами стали 1Х18Н9Т // Физика и химия обработки материалов. 1979. №4. С. 9-13.

112. Казаков В.А., Покровский А.С., Смирнов А.В. Пористость и механические свойства Mo-Zr-B-сплавов после нейтронного облучения при высоких температурах//Физика металлов и металловедение. Вып. 5. С. 1937-1943.

113. Шамардин В.К., Неустроев B.C., Голованов В.Н., Повстянко А.В.

114. Эволюция структуры и механических свойств аустенитных сталей с ростом дозы облучения. // Реакторное материаловедение. М.: ЦНИИ Атоминформ. 1978. Т.З. С. 72-88.

115. Казаков В.А., Покровский А.С., Смирнов А.В. Механические свойства и структура сплавов на основе тугоплавких металлов после нейтронного облучения // Реакторное материаловедение. М.: ЦНИИ Атоминформ. 1978. Т.З. С. ?? —??.

116. Зеленский В.Ф., Бакай А.С., Неклюдов И.М. Состояние и проблемы исследований по физике радиационных повреждений и радиационному материаловедению в СССР // Радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1990. Т. 1.С. 24-51.

117. Паршин А.М., Неклюдов И.М. Горынин И.В. Структура и радиационная повреждаемость конструкционных материалов. М.: Металлургия, 1996. 150 с.

118. Неклюдов И.М., Камышанченко Н.В. Структура и радиационнаяповреждаемость конструкционных материалов. М.: Металлургия, 1996. 168 с.

119. Неклюдов И.М., Ожигов JI.C., Пархоменко А.А., Заболотный В.Д.

120. Физические явления в твердых телах // Материалы Второй науч. конф. Харьк. ун-т, Харьков. 1995. С. 132.

121. Малыгин Г.А. Кинетический механизм образования бездефектных каналов при пластической деформации облученных и закаленных кристаллов // Физика твердого тела. 1991. Т. 33. № 4. С. 1069-1077.

122. Малыгин Г.А. Эстафетный механизм формирования бездефектных и бедислокационных каналов при пластической деформации кристаллов // Физика твердого тела. 1991. Т. 33. № 6. С. 1855-1860.

123. Малыгин Г.А. Распределение призматических дислокационных петель по сечению аннигиляционных каналов в деформированных после облучения нейтронами кристаллах // Физика твердого тела. 1992. Т. 34. № 11. С. 3605-3608.

124. Малыгин Г.А. Самоорганизация дислокаций и локализация скольжения в пластически деформируемых кристаллах // Физика твердого тела. 1995. Т. 37. № 1. С. 3-43.

125. Попов Л.Е., Пудан Л.Я., Колупаева С.Н. и др. Математическое моделирование пластической деформации. Томск: Изд-во Томского ун-та. 1990. 184 с.

126. Ханнанов Ш.Х. // Физика металлов и металловедение. 1994. Вып. 78, С. 2-31.

127. Малыгин Г. А. // Физика твердого тела. Т. 38. № 8. 1996. С. 2418.

128. Камышанченко Н.В., Красильников Н.В., Неклюдов И.М., Пархоменко А.А. Кинетика дислокационных ансамблей в деформируемых облученных материалах//Физика твердого тела. 1998. Т. 40. № 9. С. 1631-1638.

129. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов. М.:1. Металлургия. 1986. 268 с.

130. Зеленский В.Ф., Неклюдов И.М., Ожигов JI.C. и др. Некоторые проблемы физики радиационных повреждений материалов. Киев: Наукова думка. 1979. 240 с.

131. Grope М., Bohmert J., Viehrig H.W. // J. Nucl. Materials. 1994. Vol. 211, P. 177.

132. Tucker R.P., Ohr S.M., Wecsler M.S. Radiation hardening and transmission electron microscopy in Nb // Radiation damage in reactor materials. Viena, 1969. Vol. 1. P. 417-125.

133. Паршин A.M., Тихонов A.H. Низкотемпературное радиационное охрупчивание и хладноломкость // Структура и радиационная повреждаемость конструкционных материалов // Под ред. И.В.Горынина и А.М.Паршина. М.: Металлургия. 1996. Ч. 3. С. 49-69.

134. Амаев А.Д., Крюков A.M., Неклюдов И.М., Паршин A.M. и др.

135. Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов. СПб.: Политехника. 1997. 312 с.

136. Зеленский В.Ф., Неклюдов И.М., Ожигов JI.C. и др. Снижение эффектов радиационного охрупчивания и радиационной ползучести сталей и сплавов с помощью микролегирования РЗМ / Радиационное материаловедение, Харьков: Изд-во ХФТИ. Т. 1. 1990. С. 175-183.

137. Неклюдов И.М., Ожигов JI.C., Пархоменко А.А. и др. Сравнительное исследование радиационного охрупчивания сталей и сплавов с ОЦК- и ГЦК-решетками / Радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. Т. 6. 1990. С. 162-170.

138. Амаев А.Д., Правдюк Н.Ф. Некоторые закономерности в изменении основных механических свойств конструкционных материалов при нейтронном облучении. М.: Препринт ИАЭ-317, 1962. 25 с.

139. Irradiated Fe-Cr and Fe-Cr-Ni Steels //Symposium radiation effect on metals and neutron dozimetry (Special technical publication) /ASTM STP 341. 1963. P. 121.

140. Irwin I.E., Bement I.L. The Nature of radiation Damage to Engineering Propertiesof Various Stainless Steels and Alloys. 1967. P. 278-327.t

141. Паршин A.M., Теплухин Г.Н., Петкова А.П. Общность явлений синеломкости, отпускной и тепловой хрупкости и низкотемпературного радиационного охрупчивания. Науч. ведомости БелГУ. Белгород: Изд-во Бел ГУ. 2001. № 1(14). С. 113-118.

142. Зеленский В.Ф., Иванов В.Е., Матвиенко Б.В. и др. // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1975. Вып. 2. С. 8-23.

143. Зеленский В.Ф., Неклюдов И.М., Матвиенко Б.В. и др. Особенности структурных повреждений в высоконикелевых сплавах и, их влияние на радиационную повреждаемость // Реакторное материаловедение. М.: ЦНИИ Атоминформ. 1978. Т. 2. С. 21-43.

144. Физика радиационных явлений и радиационное материаловедение / Паршин A.M., Неклюдов И.М., Камышанченко Н.В. и др. // М.-С.-Пб-Белгород. 1998. 378 с.

145. Шамардин В.К., Буланова Т.А., Неустроев B.C. и др. Исследование радиационного распухания и механических свойств облученной аустенитной хромомарганцевой стали // Радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1990. Т. 3. С. 81-88.

146. Zelensky V. F., Ozhigov L.S., Neklyudov I.M. et al. // Proc. Int. Conf. Irradiation behaviour of metallic for fast reactor core components, June 1979, Corce. France. "Supplement", - P. 131-160.

147. Kangilaski M. // Reaktor Technol. 1972 Vol. 47. № 1. P. 117-121.

148. Зеленский В.Ф., Неклюдов И.М., Матвиенко Б.В. и др. Имитационные исследования радиационного распухания никеля и его сплавов // Тр. конф. по реакторному материалов /Алушта, 29.05-01.06. 1978 г. М.: ЦНИИ Атоминформ. 1978. Т. 2. С. 3-19.

149. Томсон М. Дефекты и радиационные повреждения в металлах /Пер. с англ. М.: Мир, 1971.364 с.

150. Бельченко Г. И., Губенко С. И. Неметаллические включения и качество стали. Киев: Техника, 1980.

151. Панин В. Е., Гриняев Ю. В., Егорушкин Е. В. Спектр возбужденных состояний и вихревое .механическое поле в деформируемом кристалле // Известия вузов. Физика. 1987. № 1. С. 34-51.

152. Панин В. Е., Лихачев В. А., Гриняев Ю. В. Структурные уровни деформации твердых тел. Новосибирск: Наука. Сиб. отделение, 1985.

153. Панин В. Е. Волновая природа пластической деформации твердых тел // Известия вузов. Физика. 1990. Т. 33. № 2. С. 4-18.

154. Губенко С.И. Развитие волновой деформации матрицы стали в контакте с неметаллическими включениями // Изв. РАН. Металлы. 1995. № 3. С. 103-110.

155. Зеленский В.Ф., Кирюхин Н.М., Неклюдов И.М. Высокотемпературное радиационное охрупчивание материалов. Харьков: Препринт ХФТИ. 1983. 28 с.

156. Балашов В.Д., Вотинов С.Н. Анализ изменения деформационных процессов конструкционных материалов после реакторного облучения. Мелекес: Изд-во НИИАР, 1970. 40 с.

157. Агеев B.C., Митрофанова Н.М. Боголепов М.Г. и др. Микролегированне аустенитной стали бором 0Х16Н15МЗБ с целью повышения ее радиационной стойкости // Радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1990. Т. 3. С. 27-34.

158. Петкова А.П. Влияние повышения качества металла и применения вакуумной металлургии на локализацию повреждаемости и механические свойства аустенитных сталей и сплавов // Вестник молодых ученых: Технические науки. 1999. №1(2). С. 26-34.

159. Решение о выдаче патента на изобретение №2002115586/02(016438). Аустенитная коррозионно-стойкая сталь / А.М.Паршин, А.П.Петкова, Р.Н.Кикичев, 2003.

160. Хаванчик К., Сенеш Д., Щеголев В.А. О насыщении предела текучести меди, облученной энергетическими заряженными частицами. ФиХОМ, № 2, 1989, с. 5-10.

161. Icata N., Watanabe К., Konko J. Radiation effects on iron and iron alloys //J. Fac. Eng. Univ. Tokio. 1976. Vol. 33. №3. P. 417-425.

162. Ghoniem N.M., Alhajji J., Garner F.A. Hardening of irradiated alloys due to the simultaneous formation of vacancy and interstitial loops // Effects of radiation on materials. ASTM. 1982. P. 1054-1072.

163. Макара B.A., Новиков H.H. Влияние у- и рентгеновского облучения на механические свойства ЩГК // Физика и химия обработки материалов. 1973. № 6. С. 137-142.

164. Nagakawa J., Meshii М. Electron irradiation hardening in Nb single crystal // J. Nuclear Materials. 1981. Vol. 101. P. 162-171.

165. Meshii M., Sato A. Mechanical Effect of electron in iron single crystal // Fundamental aspects radiation damage metals. Proc. Int. conf., Catlinburg, 1975.

166. Washington. 1976. Vol. 2.P. 984-993. ; • ' , * •

167. Takamura S. Irradiation softening in Mo single crystal // Radiation effects. Letters. 1980. P. 115-118.

168. Павлов В.А., Налесннк B.M. Особенности дефектообразования в V и Nb при высокотемпературном облучении // Радиационная физика кристаллов. Свердловск: АН СССР УНЦ. 1977. С. 91-103.

169. Вайнер Л.А., Разов И.А., Тещенко А.С. О связи радиационного упрочнения и охрупчивания стали // Физика металлов и металловедение. 1976. № 52. С. 971— 975.

170. Higgy H.R., Hommad F.H. Effect of fast-neutron irradiation on mechanical properties of stainless steels: AISI types 304, 316, a. 347 // J. Nuclear Materials. 1975. №. 55. P. 177-195.

171. Повстянко A.B., Шамардин B.K., Голованов B.H. й др. Результаты послереакторных исследований сталей и сплавов, облученных до высоких повреждающих доз // Радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1990. Т.З. С. 96-109.

172. Bloom £.£., Weir J.R. Nuclear Technologies. 1972. Vol. 16. P. 45-54.

173. Mattas R.F., Smith D.L. Nuclear Technologies. 1978. Vol. 39. P. 186-198.

174. Займовский A.C., Никулина A.B., Решетников Н.Г. Циркониевые сплавы в атомной энергетике. М.: Энергоиздат, 1981.232 с.

175. Интеллектуальное достояние отечества и некоторые вопросы металловедения

176. А.М.Паршин, А.Н.Тихонов, Ю.С.Васильев и др.; Под ред. А.М.Паршина и А.Н.Тихонова. СПб.: Изд-во СПбГТУ, 1999. 439 с.t

177. Шевандин Е.М., Разов И.А. Хладноломкость и предельная пластичносп металлов в судостроении. Д.: Судостроение, 1965. 336 с.

178. Амаев А.Д., Крюков A.M., Соколов М.А. Радиационное охрупчивание сталей корпусов реакторов ВВЭР первых поколений // Проблемы меьалловедения в атомной технике. М.: МИФИ, 1989.

179. Радиационное повреждение стали корпусов водо-водяных реакторов / Н.Н.Алексеенко, А.Д. Амаев, И.В. Горынин и др.; Под ред. И.В. Горынина. М.: Энергоатомиздат, 1981. 192 с.

180. Нормы расчета на прочность . ПНАЭ Г-7-002-86. М.: Атомэнергоиздат, 1989.

181. Радиационное повреждение стали корпусов водо-водяных реакторов / А.Д.Амаев, А.М.Крюков, П.А.Платонов // Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов. СПб.: Политехника, 1997. С. 3270.

182. Odette G.R. On the dominant mechanism of irradiation embrittlement of reactor pressure vessel steels // Scripta Metallurgies 1983. Vol. 17. P. 1183-1188.

183. Kustmaul et al. Assurance of the pressure vessel integrity with respect to irradiation Embrittlement — Activities in the Fed. Rep. of Germany // IAEA Specialist meeting. USA. 1987.

184. Николаев В.А., Рыбин B.B. О механизмах, определяющих зависимость радиационного охрупчивания корпусной стали от содержания химических элементов в ее составе // Докл. на оевм. сов.-амер. семинаре СКК-БГЯР по теме 3. США, 1989.

185. Николаев В.А., Рыбин В.В., Баландин В.И. О роли примесей в радиационном охрупчивании низколегированной стали // Атомная энергия. Т. 47. Вып. 1. 1969. С. 21-25.

186. Гурович Б.А. Исследование микроструктуры и механизма радиационного охрупчивания материалов корпусов ВВЭР-440 // Докл. на оевм. сов.-амер. семинаре СКК-БГЯР по теме 3. США, 1989.

187. Николаев В.А. Радиационное охрупчивание металлов и сплавов // Радиационные дефекты в металлических кристаллах. Алма-Ата, 1978. С. 158-176.

188. Odette G.R., Lucas G.E. Irradiation embrittlement of reactor pressure vessel steels: Mechanisms, models and data correlation In: Rad. Embrittlement of nuclear reactor pressure vessel steels an int. rev // ASTM STP 909. Vol. 2. 1986. P. 206-241.

189. Исследование материалов корпуса реактора ВВЭР-440 методом малоуглового нейтронного рассеяния / А.Д.Амаев, А.М.Крюков, В.И.Левит и др. // Докл. на освм. рос.-амер. семинаре СКК-БГЯР. М., 24-30 сент. 1992 г.

190. Паршин A.M., Петкова А.П. Пути повышения работоспособности материалов корпусов ВВЭР // Радиационная физика твердого тела: Труды XIII международного совещания (Севастополь, июль 2003 г.). М.: Изд-во НИИ ПМТ при МГИЭиМ (ТУ), 2003. 6 С.

191. Gurovich В.А., Kuleshova Е.А., Nikolaev Yu.A. et al / Assessment of relative contribution from different mechanisms to radiation embrittlement of reactor pressure vessel steels. J. Nucl. Mater. Vol. 246. 1997. P. 91-120.

192. Николаева А.В., Николаев Ю.А., Кюков A.M. и др. Влияние примесей и легирующих элементов на радиационную стойкость низколегированных сталей // Физика металлов и металловедение. Вып. 77. № 5. 1994. С. 171-180.

193. Амаев А.Д., Горынин И.В., Игнатов В.А. и др. Радиационная стойкость стали для корпусов водо-водяных реакторов // Радиационное материаловедение. Харьков: Изд-во ХФТИ. 1990. Т. 1. С. 98-102.

194. Амаев А.Д., Крюков A.M. Влияние фосфора и меди на радиационное охрупчивание низколегированных сварных швов переменного состава // Атомная энергия. 1986. Т. 60. С. 321-324.

195. Николаев Ю.А., Николаева А.В., Забусова О.О. и др. Радиационно- и термически индуцированная адсорбция фосфора на границе зерен внизколегированной стали // Физика металлов и металловедение. Вып. 81 (1). 1996. С. 120-127.

196. Одинг И.А. О роли дислокаций в процессе ползучести. // Изв. АН СССР. ОТН. 1948. № 12. С. 1795-1802.

197. Одинг И.А. Теория дислокаций в металлах и ее применение. М.: Изд. АН СССР. 1959. 84 с.

198. Одинг И.А. Процесс разрушения металлов как результат взаимодействия дислокаций. // Изв. АН СССР. ОТН. 1960. № 3. С. 3-16.

199. Бочвар А.А. Металловедение. М.: Металлургиздат, 1956. 496 с.

200. Одинг И.А. Интерпретация общего уравнения ползучести металлов // Изв. ДАН СССР. 1957. Т. 116. № 1. С. 66-70.

201. Иванова B.C. // Прочность металлов. М.: Изд. АН СССР. 1956. С. 15-26.

202. Инденбом B.JL, Орлов А.Н. Физическая теория пластичности и прочности // Успехи физических наук. 1962. Т. 56. Вып. 3. С. 557-591.

203. Иванова B.C., Гордиенко JI.K. Новые пути повышения прочности металлов. М.: Наука. 1964. 120 с.

204. Коган Л.И., Энтин Р.И. Влияние деформации переохлажденного аустенита на свойства сталей после закалки. Металловедение и термическая обработка, 1962, № 1, с. 3-9.

205. Зубов В.Я. Патентирование проволоки. М.: Металлургиздат. 1961. 116 с.

206. Иванова B.C. Исследование роли границ зерен в развитии процесса усталости // Изв. АН СССР, ОТН. Металлургия и топливо. 1962. № 6. С. 90-97.

207. Иванова B.C., Гордиенко Л.К. О природе упрочнения металлов при термомеханическом воздействии. // Изв. АН СССР, ОТН. Металлургия и горное дело. 1964. № 1.С. 95-107.

208. Неклюдов И.М., Камышанченко Н.В. Физические основы прочности и пластичности металлов. Учебное пособие. Ч. I. М.-Белгород. 1995. 125 с.

209. Гиндин И.А., Аксенов В.К., Мацевитый В.М. К вопросу о зависимости прочности при растяжении от количества дефектов кристаллической структуры // Физика металлов и металловедение. 1977. Т. 44. № 4. С. 864-871.

210. Таскаев И.П. Теоретическая и реальная прочность металлов // Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов. СПб: СПбГТУ. 1996. 140 с.

211. Петкова А.П. Влияние качества металла на локализацию пластической деформации в конструкционных сталях и сплавах // Физика и химия обработки материалов. М.: Элиз, 2000, № 3. С. 79-84.

212. Cotterill R.M. J does dislocations density has a natural limit? // Phys. Rev. Lett., 1976. № 1. Ser. A. Vol. 60. P. 61-62.

213. Гиндин И.А., Мацевитый B.M., Стародубов Я.Д. О прочности предельно дефектной кристаллической структуры // Проблемы прочности. 1974. № 2. С.115-116.

214. Гиндин И.А. и др. О структуре и механических свойствах меди, прокатанной при 4,2-300°К // Физика металлов и металловедение. 1967. Т. 24. № 2. С. 347-354.

215. Гиндин И.А. и др. Влияние предварительной деформации при 77 и 4,2°К на высокотемпературную ползучесть меди и никеля // Физика металлов и металловедение. 1967. Т. 24. № 3. С. 716-720.

216. Гиндин И.А. и др. О структуре и механических свойствах меди, прокатанной при низких температурах // Физика металлов и металловедение. 1967. Т. 24. № 1. С. 138-144.

217. Вишняков Я.Д. Дефекты упаковки в кристаллической структуре. М.: Металлургия. 1970. 215 с.

218. Фридель Ж. Дислокации. М.: Мир. 1967. 644 с.

219. Ван Бюрен. Дефекты в кристаллах. М., 1962. 584 с.

220. Clarebrough Z.M., Hargreaves M.E., Loretto M.H. Electrical Resistivity of Dislocations in Face-Centred Cubic Metals // Phil. Mag., 1962. Vol. 7. № 73. P. 115— 120.

221. Bailei I.E., Hirsh P.B. The Dislocation Distribution, Flow Stress and Stored Energy in Gold-WorkedPolycrystalline Silver//Phil. Mag., 1960. Vol. 5. № 53. P. 485497.

222. Ньюкирк Д.В., Верннк Д.Х. Прямое наблюдение несовершенств в кристаллах. М.: Металлургия. 1964. 383 с.

223. Смирнов Б.И. Дислокационная структура и упрочнение кристаллов. JI.: Наука. 1981.235 с.

224. Stroh A.N. The Existence of Microcracks after Gold-Work // Phil. Mag., 1957. Vol. 2. № 13. P. 1-4.2241. Рожа некий B.H. О механизме развития зародышевых трещин в кристаллах при их пластическом деформировании // ДАН СССР. 1958. Том 123. № 4. С. 648651.

225. Новиков И.И. Дефекты кристаллического строения металлов. М.: Металлургия. 1983. 232 с.

226. Born Max. On the Stability of Crystal Lattices. Pt. I. Proc. // Cambridge Phil. Soc. Vol. 36. Apr. 1940. P. 160-172.

227. Misra R. D. On the Stability of Crystal Lattices. Pt. II. Proc. // Cambridge Phil. Soc. Vol. 36. Apr. 1940. P. 173-182.

228. Кириллов Н.Б., Кривощеков B.JI., Шленов Ю.В. Прочность поверхности при скоростной термической обработке // Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов. СПб.: СПбГТУ. 1996. 140 с.

229. Ры калин И.Н., Углов А.А., Кокора А.Н. Лазерная обработка материалов.* М.: Машиностроение. 1975. 296 с.

230. Теплухин Г.Н. Закономерности структурообразования в стали перлитного класса. Л.: ЛГУ. 1982. 186 с.

231. Бернштейн М.Л. Прочность стали. М.: Металлургия. 1974. 200 с.i

232. Колосов И.Е., Паршин A.M., Петкова А.П. О пластичности металлов и сплавов // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. Харьков: ХФТИ, 2003. № 3 (81*). С. 71-74.

233. Паршин А.М. Пути устранения хрупкого разрушения изделий из стали 1Х18Н9Т при термической обработке в напряженном состоянии. Л.: ЛДНТП, 1961.28с.

234. Масленков С.Б. Легирование и термическая обработка жаропрочных сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 1977. № 10. С. 15—19.

235. Паршин A.M., Ушков С.С., Ярмолович И.И. Технология легких сплавов. Вып.9. М.: ВИЛС.1974. С.53-58.

236. Паршин A.M., Неклюдов И.М., Камышанченко Н.В. Однородность ' распада и свойства сплавов // Радиационная повреждаемость и работоспособностьконструкционных материалов. СПб.: СПбГТУ. 1996. С. 15-23.

237. Губенко С. И. Трансформация неметаллических включений в стали. М.: Металлургия. 1991. 225 с.

238. Финкель В.М., Елесина О.П. Федоров В.А. Упругие напряжения вокруг неметаллических включений // Металловедение и термическая обработка металлов. 1971. № 7. С. 55-61.

239. Sato S., Zunoi М., Fukui S. // J. Soc. Material Sci. Japan, 1965. Vol. 14. № 14. P. 1456-1463.

240. Елесина О.П., Епанчинцев О.Г, Термодинамика, физика и кинетика структурообразования и свойства чугуна в стали. М.: Металлургия. 1971.

241. Мордухович A.M., Кашин В.И. // Литейное производство. 1973. № 11.

242. Embury J.D., Nickolson R.B. Acta metallurgy 1963. Vol. 11. № 5.

243. Hirsch P. J. Inst. Metals, 1948. Vol. 86. № 1.

244. Li J.C.M., Gilman J.J. J. Appl. Phys., 1970. Vol. 41. № 11. P. 4248-4256.

245. Владимиров В.И., Романов A.E. Дисклинации в кристаллах. Л.: Наука, 1986. 224 с.

246. Жуковский И.М., Рыбин В.В., Золотаревский Н.Ю. // Физика металлов и металловедение, 1982. Т. 54. № 1. С. 17-27.

247. Рыбин В.В., Золотаревский Н.Ю. // Физика металлов и металловедение, 1984. Т. 57. № 1.С. 380-390.

248. Губенко С.И. Дальнодействующие поля напряжений вблизи неметаллических включений при деформации стали // Изв. АН СССР. Металлы. 1995. №3. С. 111-115.

249. Козлов Э. В., Лычагин Д. В., Попова Н. А. и др. Дальнодействующие поля напряжений и их роль в деформации структурно-неоднородных материалов // Физика прочности и пластичности гетерогенных материалов. Л.: ЛФТИ, 1988. С. 3-13.

250. Конева Н. А., Лычагин Д. В., Жуковский С. П., Козлов Э. В. Эволюция дислокационной структуры и стадии пластического течения поликристаллического железоникелевого сплава // Физика металлов и металловедение. 1985. Т. 60. № 1. С. 171-179.

251. Конева Н. А., Козлов Э. В. Природа субструктурного упрочнения // Известия вузов. Физика. 1982. № 8. С. 3-14.

252. Конева Н. А., Козлов Э. В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Известия вузов. Физика. 1990. Т. 33. № 2. С. 89-106.

253. Гуляев А.П. Чистая сталь. М. Металлургия. 1975. 184 с.

254. Chandler Н.Е. What users should know about clean steel technology // Metal Progress. 1981. Vol. 120. № 5. P. 52-59.

255. Henderhan K. Clean steel without remelting // Mater. Eng. 1987. Vol. 104, № 6. P.i45.49.

256. Hebsur M.G., Abraham К. P. Prasad Y.V.R.K. Warmformgebungcharakteristik von nach dem elektroschlackeverfahren umgeschmolzenem stahl En-52: Eine untersuchung der warmverdrehbarkeit // Metals Technol. 1980. № 7. P. 483-487.

257. Kleverbring B.J. Determination of the critical inclusion size of plastic inclusions with respect to void formation during hot working // Scand. J. Metallurg. 1976. № 5. P. 63-68.

258. Kleverbring B.J., Borgen E., Mahren R. Determination of the critical inclusion size respect to void formation during hot working // Metallurg. Trans. 1975. Vol. 6, № 2. P. 319.

259. Кислинг P. Чистая сталь — спорная концепция // Электрошлаковый переплав. 1984. Вып. 7. С. 11-19.

260. Ковальчук Г.З., Малиночка Я.Н., Ярмош В.Н. Повышение качества стали путем устранения или ослабления вредного влияния сульфидов // Бюл. НТИ. Чер. металлургия. 1988. № 1. С. 12-21.

261. Малиночка Я.Н., Ковальчук Г.З., Багнюк Л.Н., Здоровиц С.А. Влияние формоизменения неметаллических включений на механические свойства стали // Производство термически обработанного проката. М.: Металлургия, 1986. С. 1013.

262. Bene S. Vliv necistot па jakost oceli a jeich efectivini vyuZivani // Hutniche. 1984. №2. S. 114-121.

263. Kepka M. Vliv nekovovych vmestku, plynu a stopovych prvku na vlasnosti oceli // Hitn. listy. 1981. № 4. S. 258-265.

264. Шпис Х.И. Поведение неметаллических включений в стали при кристаллизации и деформации: Пер. с нем. М.: Металлургия, 1971. 125 с.

265. Волков С.Е., Пупынина С.М. О роли поверхностных явлений в процессе удаления неметаллических включений // Физико-химические основы металлургических процессов. М.: Металлургия, 1982. С. 41-44. •

266. Рыжиков А.А., Соломко В.П., Волков А.Е. Причины образования дефектов излома в сталях // Металловедение и термическая обработка металлов. 1981. № 10. С. 60-62.

267. Fujii H., Ohashi Т., Hiromoto Т. On the formation of internal cracks in continuously cast stabs // Trahs. Iron and Steel Inst. Jap. 1978. Vol. 18, № 8. P. 510-518.

268. Липчина A.H., Неманов A.M., Стратинская Л.Д. Аномальный рост зерен в стали 42ХМФА // Металловедение и термическая обработка металлов. 1981. № 12. С. 27-29.

269. Nakagava R., Otoguro J. Iron and Steel Inst. Of Japan, 1960, vol 46, n 5, p. 65-69.

270. Martin S. Archiv fur das Eisenhuttenwesen, 1929/1930, Bd. 3.

271. Химушин Ф.Ф. Жаропрочные стали и сплавы. М.: Металлургия, 1967. 798 с.

272. Приданцев М.В. Влияние примесей и редкоземельных элементов на свойства сплавов. М.: Металлургиздат, 1962. 208 с.

273. Бернштейн М.Л. Стали и сплавы для работы при высоких температурах. М.: Металлургиздат, 1956. 238 с.

274. Бояршинов В.А., Голубев А.Я., Казаков В.И. и др. Влияние методов выплавки на качество стали 12ХНЗМА // Металловедение и термическая обработка металлов. 1976. № 1. С. 28-32.

275. Сергеев А.Б., Швед Ф.И., Тулин Н.А. Вакуумный дуговой переплав конструкционной стали. М.: Металлургия, 1974. 192 с.

276. Балаховская М.Б., Сергеев А.Б., Качанов А.Б. // Бюллетень института "Черметинформация", № 14. 1970. С. 35-39.

277. Brand H.G. u.a.// Stahl und Eisen, 1963, Bd 83, № 1, S. 30-36.

278. Taucher H., Fleischer H. //Neue Hutte, 1963, Bd 8, № 6, S. 326-329.