Низкотемпературная радиационная повреждаемость аустенитных сталей, облученных в исследовательских и энергетических реакторах тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

На правах рукописи

Неустроен Виктор Степанович

НИЗКОТЕМПЕРАТУРНАЯ РАДИАЦИОННАЯ ПОВРЕЖДАЕМОСТЬ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ, ОБЛУЧЕННЫХ В ИССЛЕДОВАТЕЛЬСКИХ И ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ РЕАКТОРАХ

01.04.07 - «Физика конденсированного состояния»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Автор

Москва-2006

Работа выполнена в ФГУП «Государственном научном центре Российской Федерации Научно-исследовательском институте атомных реакторов»

НАУЧНЫЙ КОНСУЛЬТАНТ: доктор физико-математических наук,

В.Н.Голованов

ОФИЦИАЛЬНЫЕ ОППОНЕНТЫ: доктор технических наук,

профессор П.А.Платонов

доктор физико-математических наук, профессор Г.Г.Бондаренко

доктор физико-математических наук, профессор В.Ф.Реутов

ВЕДУЩАЯ ОРГАНИЗАЦИЯ - Институт физики металлов УрО РАН

Защита состоится «_6_» декабря 2006 г. в^час.^мин. на заседании диссертационного совета Д 212.130.04 МИФИ по адресу: 115409, Москва, Каширское шоссе, 31.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МИФИ.

Автореферат разослан « 2006 г.

Просим принять участие в работе совета или прислать отзыв в двух экземплярах, заверенных печатью организации, по адресу МИФИ.

Ученый секретарь диссертационного совета МИФИ, д.ф.-м.н., профессор

Е.М. Кудрявцев

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Развитие атомной энергетики в ближайшие годы будет связано не только со строительством новых атомных станций, но и с продлением назначенного срока службы уже действующих реакторов ВВЭР, что отражено во многих межотраслевых программах как одно из наиболее актуальных направлений политики Федерального Агентства по Атомной энергии. Обоснование длительного (30 лет) проектного срока эксплуатации ядерных реакторов ВВЭР и продление его на 10-15 лет и далее потребовало изучения закономерностей низкотемпературной радиационной повреждаемости аустенитных сталей, облученных нейтронами при условиях эксплуатации, характерных для различных устройств и частей этих реакторов.

Особенностью элементов внутрикорпусных устройств (ВКУ) и, в первую очередь, выгородки реактора ВВЭР-1000, является то, что в процессе эксплуатации (за 30 лет) они накапливают весьма значительную нейтронную повреждающую дозу (по разным оценкам максимальная повреждающая доза составляет от 50 до 75 смещений на атом) и имеют достаточно высокий уровень температур в массиве выгородки (по некоторым оценкам от 280 до 460 °С), обусловленный поглощением у - квантов и нейтронов. В силу того, что температуры и повреждающие дозы в сечениях выгородки реактора ВВЭР-1000 имеют большие градиенты, возможно возникновение больших внутренних напряжений, которые по оценкам могут оказаться выше исходного предела текучести материала ВКУ.

При таких условиях эксплуатации в материалах различных конструкций ВКУ будут проявляться такие радиационные явления как: радиационно-индуцированное и радиационно-стимулированное изменение микроструктуры, радиационное распухание, ползучесть, упрочнение и охрупчивание и их взаимосвязь. Присутствие градиентов температур, повреждающих доз и напряжений лишь усилит эти эффекты.

При низких температурах облучения наблюдаются радиационно - индуцированные сегрегации основных элементов стали (N1, Сг, Бе) на стоках дефектов, поэтому важно исследовать не только сталь 08Х18Н10Т - материал ВКУ реакторов ВВЭР, но и близкие по составу аустенитные стали, позволяющие распространить частные выводы, относящиеся к отдельным сталям, на весь класс аустенитных сталей.

Различные аспекты исследований радиациошшх явлений и их взаимосвязей в аустенитных сталях при низких температурах облучения отнесены к числу наиболее принципиальных задач и актуальных фундаментальных и прикладных исследований и включены в профаммы различного уровня, в том числе отраслевые и межотраслевые.

Теоретической основой, которая предопределила успешное решение этой проблемы, и исходной базой для исследований явились труды ученых в об-

ласти реакторного материаловедения, радиационной физики конденсированных сред (твердого тела): Н.П. Агаповой, В.Н. Быкова, Г.Г. Бондаренко, С.Н. Вотинова, Б.Н, Гощицкого, А.Г. Залужного, А.Г. Иолтуховского, Б.А. Калина, Ю.В. Конобеева, С.Т. Конобеевского, И.М .Неклюдова, З.Е. Островского, А.М. Паршина, П.А. Платонова, В.И. Прохорова, Ф.Г. Решетникова, В.Ф. Реутова, В.В. Сагарадзе, В.К. Шамардина, В.А. Цыканова и других советских, российских и зарубежных ученых.

В этой связи определение закономерностей низкотемпературной радиационной повреждаемости аустенитных нержавеющих сталей при температурах облучения (265-460 °С) при возможных в ВКУ повреждающих дозах (3-100 сна) при эксплуатации в течение 30 и далее до 45 лет позволяет обосновать продление назначенного срока службы реакторов ВВЭР, что можно квалифицировать как решение научной проблемы, имеющей важное народнохозяйственное значение.

Цель работы - экспериментальное определение закономерностей низкотемпературной радиационной повреждаемости: распухания, ползучести, изменения микроструктуры и механических свойств в аустенитных сталях, облученных в различных реакторах в условиях характерных для ВКУ ВВЭР (Тобл.= 265-460 °С, повреждающая доза 3-100 сна, напряжения) для обоснования и продления их назначенного срока службы.

Для достижения цели были решены следующие задачи:

• уточнена эволюция радиационно-индуцированной микроструктуры российских сталей аустенитного класса с основами Х18Н10 и Х16Н15 после облучения в различных реакторах при низких температурах облучения;

• выявлены и уточнены закономерности влияния повреждающей дозы, скорости набора повреждающей дозы, напряжений, температуры облучения и исходного состояния на распухание сталей основами Х18Н10 и Х16Н15 при указанных условиях облучения;

• изучены взаимосвязь радиационной ползучести и распухания аустенитных сталей в экспериментах с разборными материаловедческими пакетами в реакторе БОР-бО. Определены зависимости модулей ползучести от повреждающей дозы и химического состава статей;

• установлены закономерности низкотемпературного радиационного упрочнения аустенитных сталей, облученных в реакторах ВВЭР, взаимосвязь упрочнения с параметрами микроструктуры;

• выявлена взаимосвязь охрупчивания с распуханием и изменениями микроструктуры сталей и сплавов в температурном интервале существования распухания;

• получены данные о взаимосвязи радиационных явлений в реальных элементах ВКУ, активной зоны и экрана различных реакторов.

Научная новизна

• Получены новые систематические комплексные экспериментальные данные по распуханию и формированию вакаисионной пористости в аустенитных сталях с основой Х16Н15 и Х18Н10, отличающихся исходными состояниями, облученных в различных реакторах при температурах от 280 до 460 °С в интервале повреждающих доз от 1 до 100 сна.

• Впервые получены данные по влиянию напряжений на параметры микроструктуры и распухания сталей с основой Х16Н15, облученных нейтронами.

• Получены новые данные по влиянию температуры предварительной (исходной) деформации на радиационное распухание и параметры микроструктуры сталей и сплавов аустенитного класса.

• Впервые доказано влияние скорости набора дозы на параметры микроструктуры и радиационное распухание стали Х18Н10Т, а также обнаружен сдвиг распухания в низкотемпературную область при уменьшении скорости набора дозы, что важно для обоснования и продлении срока службы элементов ВКУ реакторов ВВЭР.

• На основе проведения экспериментов в разборных материаловсдчсских пакетах в реакторе БОР-бО получены новые данные по влиянию условий облучения и химического состава на деформацию и модули радиационной ползучести аустенитных сталей.

• Получены новые экспериментальные данные, подтверждающие правильность модели взаимосвязи ползучести и распухания. Определены коэффициенты в этой зависимости для российских аустенитных сталей.

• Получены новые данные по низкотемпературному упрочнению стали Х18Н10Т после низкотемпературного (265-320 °С) облучения в реакторах ВВЭР-1000 и ВВЭР-440 и его взаимосвязи с параметрами микроструктуры.

• Впервые при исследовании оболочек твэлов, чехлов и других внутрикор-пусных устройств реакторов БОР-бО, БН-350 и БН-600, изготовленных из сталей с основой Х16Н15 и Х18Н10, обнаружено новое явление - охрупчиванис, вызванное распуханием. Этот тип охрупчивания имеет характерные черты, определяющие его проявление во всех распухающих аустенитных сталях при облучении во всех реакторах на быстрых нейтронах.

Практическая значимость. Полученные результаты важны для понимания физических процессов, протекающих в металлах и сплавах под облучением и возможных причин деградации физико-механических свойств материалов изделий активных зон реакторов на быстрых нейтронах и внутри-корпусных устройств реакторов на тепловых нейтронах.

Обобщенные зависимости радиационных эффектов позволяют прогнозировать поведение материалов при высоких уровнях повреждающих доз, и могут стать основой для принятия решений о продлении назначенног о срока службы ВКУ реакторов ВВЭР. Кроме того, эти результаты помогут проводить селекцию радиационно-стойких материалов при указанных условиях облучения (265-460 °С, 3-100 сна).

Результаты исследований были использованы для:

• принятия решения о продлении ресурса ВКУ блоков №3 и №4 с реакторами ВВЭР-440 HB АЭС, блоков №2 и №3 Кольской АЭС;

• оптимизации химического состава перспективных конструкционных материалов для изделий активных зон ЯЭУ;

• обоснования повторного облучения TBC с малым выгоранием в реакторе БОР-бО, что позволило получить значительный экономический эффект;

• продления назначенного срока службы гильз СУЗ реактора БОР-бО из нового высоконикелевого сплава;

• определения безопасного срока эксплуатации чехлов TBC в активной зоне, а также чехлов экранных сборок из аустешгшых сталей в реакторе БОР-бО. Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были доложены иа Всесоюзных и Международных семинарах и конференциях: 13-22-ой Международных конференциях по влиянию облучения на материалы (ASTM) в США (1986, 1988, 1990, 1992, 1994, 1996, 1998, 2000, 2002, 2004 гг.), 3-12-ой Международных конференциях по материалам термоядерных реакторов (ICFRM) (Япония, 1989 г., США, 1991 г., Италия, 1993 г., Россия, 1995 г., Япония, 1997 г., Германия, 2001 г., Япония, 2003 г., США, 2005 г.), 1-7-ой Всесоюзных и Межотраслевых конференциях по реакторному материаловедению (Димшровград, 1980, 1988, 1992, 1995, 1997, 2000, 2003 гг.), Международной конференции «Ядерная и радиационная физика» (Алматы, 1997 г.), XII, XV, XVII Международных конференциях по физике радиационных повреждений и радиационному материаловедению (г. Алушта, Украина, 1998, 2002, 2006 гт.), 2-й Международной конференции по радиационному материаловедению (Алушта, Украина, 1990 г.), Международной конференции по физике радиационных эффектов в металлах (Венгрия, 1991 г.), 4 - 6-й Международных конференциях «Вклад исследований материалов в разрешение проблем водяных реакторов под давлением» (Фонтенвро, Франция, 1998, 2002, 2006 гг.), Научно-практической конференции Союза материаловедческих обществ России «Новые функциональные материалы и экология» (Москва, 2002 г.), Восьмой и девятой международных конференциях «Проблемы материаловедения при проектировании, изготовлении и эксплуатации оборудования АЭС» (Санкт-Петербург - Сосновый Бор, 2004 г., Санкт-Петербург - Пушкин, 2006 г.), на VI, VII Всесоюзных школах по физике радиационных повреждений (г.Алушта, 1987 г., 1989 г.), Технических комитетах МАГАТЭ, посвященных влиянию высоких доз облучения иа свойства материалов конструкционных и топливных материалов активных зон перспективных реакторов (Обнинск, 1997 г.), влиянию флакса на свойства реакторных материалов (Гусь-Хрустальный, 2004 г.), поведению ВКУ различных реакторов и их технологии замены и ремонта (Эр-ланген, Германия, 2004 г.), 3-6-ом Международных Уральских Семинарах «Радиационная физика металлов и сплавов» (Снежинск, 1999, 2001,2003, 2005 гг.), XIII-XVI Международных Совещаниях «Радиационная физика твердого тела» (Севастополь, Украина, 2003-2006 гг.), Первой рабочей группе, посвященной неразрушающим измерениям распухания в ВКУ ВВЭР и PWR (Киото,

Япония, 2003), многих семинарах и двухсторонних встречах с российскими и зарубежными специалистами, заседаниях К1ГГС по реакторному материаловедению, КПТС по физике радиационных повреждений материалов атомной техники, Научного совета УрО РАН по радиационной физике твердого тела. На защиту выносятся:

1. Закономерности влияния повреждающей дозы, температуры облучения, напряжений и скорости набора дозы, характерных для ВКУ ВВЭР, на параметры микроструктуры и распухания аустенитных сталей типа Х18Н10 и Х16Н15, облучешшх в различных реакторах (БОР-бО, БН-350, БН-600, СМ, ВВЭР-1000, ВВЭР-440) в интервале температур 265-460 °С,

2. Результаты сравнительных исследований и закономерности влияния на распухание и вакансионную пористость исходной холодной и теплой деформаций для сталей с основой X16Н( 15-11).

3. Комплекс результатов исследования радиационной ползучести сталей в реакторе БОР-бО с использованием разборных материаловедческих пакетов, включающие:

• закономерности влияния повреждающей дозы, напряжений и эквивалента никеля на модуль ползучести сталей в интервале повреждающих доз от 3 до 100 сна при температурах облучения 350-420 °С;

• доказательство правильности использования линейной модели, связывающей скорость деформации ползучести и скорость распухания отечественных аустенитных сталей; установление коэффициентов в ней.

4. Результаты исследования и закономерности радиационно - индуцированных изменений механических свойств и их взаимосвязи с микроструктурой аустенитных сталей с основами Х(16-18)Н(10-15), облученных в различных реакторах (ВВЭР-1000, ВВЭР-440, БОР-бО) при температурах от 265 до 460 °С.

5. Результаты исследований и закономерности нового явления в аустенитных сталях с основами Х(16-18)Н(10-15) - охрупчивания, вызванного распуханием.

6. Результаты исследований закономерностей и взаимосвязей радиационных явлений: распухания, ползучести, изменения микроструктуры, упрочнения и охрупчивания в реальных изделиях различных реакторов, ставших составной частью материаловедческого обоснования продления назначенного срока службы реакторов 3-го и 4-го блоков Нововоронежской и 1-го и 2-го блоков Кольской АЭС.

Совокупность полученных в работе результатов (отмеченных в 1989 году дипломом Лауреата отраслевой премии в области радиационной повреждаемости материалов и некоторые результаты, признанные в 1997 году важнейшими фундаментальными результатами года в области радиационной физики твердого тела), а также сформулированные на их основе выводы можно квалифицировать как решеиие научной проблемы, имеющей важное народнохозяйственное значение (продление назначенного срока службы внутри-корпусных устройств реакторов ВВЭР).

Личный вклад автора. В период с 1978 по 2006 гг. Неустроев B.C. исполнитель, ответственный исполнитель и руководитель ряда тем по исследованиям радиационных явлений в аустенитных сталях и сплавах, облученных в различных реакторах. Автором осуществлялась постановка задач на исследование сталей и сплавов, статистическая обработка, обобщение и анализ полученных данных, предложение и развитие моделей, непосредственное получение большинства экспериментальных данных, приведешшх в работе.

Степень обоснованности научных положений и рекомендаций, сформулированных в диссертации. Достоверность полученных научных результатов и выводов подтверждается:

- воспроизводимостью полученных экспериментальных данных на большом количестве исследованных образцов;

- использованием сертифицированных методик испытаний и аттестованного оборудования, наличием системы обеспечения качества в Испытательном центре «ОМВ-ИЦ» ГНЦ РФ ПИП АР (Аттестат аккредитации №ИК 0008 от 19.02.2001г.), в котором выполнены основные исследования;

- сопоставлением полученных экспериментальных результатов исследований с теоретическими и экспериментальными работами в области радиационных повреждений материалов, опубликованных в отечественной и зарубежной литературе.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, семи глав и выводов и изложена на 232 страницах, включая 28 таблиц, 108 рисунков и список литературы из 227 наименований.

. Публикации. Всего по теме диссертации опубликовано более 130 статей, докладов и тезисов докладов. Выпущено более 80 научно - технических отчетов. Основное содержание изложено в 33 печатных работах, список которых приводится в конце автореферата.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность исследования низкотемпературной радиационной повреждаемости (закономерностей радиационных явлений и их взаимосвязей) аустенитных сталей, облученных нейтронами в различных реакторах с целью материаловедческого обоснования продления назначенного срока службы реакторов ВВЭР; сформулированы цель работы и поставленные задачи, указана новизна и практическая значимость, ихтожены основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе проведен краткий обзор радиационных явлений: изменения микроструктуры, изменения механических свойств, радиационной ползучести и радиационного распухания в аустенитных сталях, облученных в температурном интервале, возможном при эксплуатации внутрикорпусных устройств реакторов ВВЭР и их взаимосвязей. Показано, что исследования низкотемпературной радиационной повреждаемости (закономерностей радиационных явлений и их взаимосвязей) актуальная и очень важная задача,

как с прикладной точки зрения (необходимо обосновывать продление назначенного срока службы ВКУ реакторов ВВЭР), так и с точки зрения фундаментальных исследований закономерностей радиационных явлений в облученных нейтронами при низких температурах модельных сплавах и ау-стенитных сталях. Обзор литературных данных показал, что, несмотря на имеющийся достаточно обширный экспериментальный и теоретический материал по изучению радиационных явлений в конструкционных материалах, данных по закономерностям явлений и их взаимосвязи в российских аусте-нитных сталях и сплавах при низкотемпературном облучении нейтронами в различных реакторах недостаточно.

Во второй главе приведены сведения об использованных стандартных взаимодополняющих друг друга методах исследований и об исследованных элементах различных реакторов, специальных образцах, позволяющих провести сравнительные исследования микроструктуры и физико-механических свойств, радиационной ползучести и распухания сталей аустенитного класса. Приведены данные об условиях облучения, химическом составе и термообработке образцов и различных элементов, изготовленных из сталей типа Х18Н10Т и других сталей и сплавов аустенитного класса и модельных материалов, облученных в реакторах ВВЭР-1000, ВВЭР-440, СМ, БОР-бО, БН-350, БН-600 при температурах от 280 до 460 °С в интервале повреждающих доз от 0 до 100 сна. Такое сопоставление свойств материалов, облученных в различных реакторах, позволяет с большей обоснованностью говорить о надежности полученных результатов и сделанных на их основе выводов. Более подробно условия облучения различных образцов и элементов приведены в главах посвященных результатам исследований.

Третья глава посвящена сравнительному исследованию радиационной пористости и микроструктуры сталей типа Х18Н10Т (основного материала ВКУ реакторов ВВЭР), облученных в активной зоне и экране реактора БОР-60, а также в реакторах СМ, ВВЭР-1000, БН-350. Исходная структура сталей Х18Н10Т двухфазная. Наряду с аустенитными зернами (размером около 15 мкм) встречаются зерна 5-феррита. Объемная доля 5-феррита может составлять до 3-5%. Элементами структуры аустенитных зерен являются также двойники отжига, выделения вторых фаз (карбиды титана) и дислокации. Кроме карбидов титана и других карбидов в матрице наблюдалось незначительное количество фосфидов Ме2Р. Суммарная плотность дислокаций изменялась от зерна к зерну и составляла от 1*107-6>=108 см"2.

Сравнение результатов исследования микроструктуры и радиационного распухания стали 12Х18Н10Т, облученной в активной зоне и экране реактора БОР-бО, когда скорость набора дозы может изменяться в 5-10 раз, помогло выделить влияние скорости набора повреждающей дозы на структуру и свойства стали при низких температурах облучения.

Концентрация всех структурных составляющих при сравнимых условиях облучения (температура и повреждающая доза) в стали, облученной в экране выше, чем в стали облученной в активной зоне. Это приводит к более значи-

тельному распаду аустснита в стали, облучешюй в экране при низких температурах облучения, за счет появления большей объемной доли вторичных фаз и пор. При этом вывод элементов, сдерживающих распухание, из матрицы увеличивается и распухание возрастает. Химический состав матрицы вокруг пор и частиц вторых фаз также меняется в сторону снижения стабильности аустснита. Вследствие этого отмечен рост количества альфа-фазы, обнаруженный при исследовании материала экранных сборок реактора БОР-бО.

Необходимо было уточнить дозпо-температурпые пороги образования пор в стали типа Х18Н10Т. Такие исследования были проведены в работах исследователей ГНЦ РФ ФЭИ (Конобеев Ю.В., Поролло СИ. и др.) и настоящей работе при исследовании микроструктуры сталей типа Х18Н10Т, облучешюй в различных реакторах (Рис.1).

Рис. I. Дозно - температурная область существования пористости в сталях типа Х18Н1 ОТ, облученных в различных реакторах: (светлые точки - пористость существует, темные - нет)

БОР-бО

см:

ВВЭЯ1000 „

V—+++

\ + ° ■--"к $

Температура, "С

1« 3

Полученные в разных работах результаты показывают, что поры в условиях эксплуатации ВКУ реактора ВВЭР-1000 могут зарождаться при достаточно низких температурах и небольших повреждающих дозах. Хорошо просматривается температурная граница появления пор в материалах, облученных в различных реакторах - 300-310 °С. Это очень важный результат, показывающий, что в элементах ВКУ ВВЭР, в которых возможны подобные и более высокие температуры, могут существовать поры, приводящие к распуханию и возможному изменению размеров сложных по форме конструкций.

Низкие температуры облучения в экране БОР-бО позволили получить общие дозные зависимости концентрации (рис.2) и размеров пор (рис.3.). Хорошо видно, что концентрация пор увеличивается на начальной стадии облучения и, достигая максимума, уменьшается вследствие процессов коалес-ценции и коагуляции. В то же время размер пор монотонно растет с увеличением повреждающей дозы.

Очевидно также, что более высокие температуры облучения в активной зоне реактора приводят к уменьшению концентрации и увеличению размеров пор. Популяция пор в реакторе ВВЭР-1000 обладает сравнительно более мелкими размерами и высокой концентрацией пор.

Рис.2. Дозные зависимости концентрации пор в

стали Х18НЮТ, облученной в разных реакторах

при различных температурах:

ВВЭР-1000 - 285-315 "С;

экран БОР-бО - 320-370 "С:

активная зона АЗ БОР-бО - 3 70-430 "С

Рис.3. Дозные зависимости диаметра пор в стали Х18Н10Т, облученной в разных реакторах при различных температурах: ВВЭР-1000 - 285-315 °С; экран БОР-60 - 320-370 "С; активная зона A3 БОР-бО - 370-430 "С

Необходимо было уточнить, как происходило изменение дислокационной структуры, наблюдавшееся при облучении стали Х18Н10Т в различных реакторах. Основные типы дислокационных петель, образующиеся в облученных материалах, либо призматические (совершенные) петли, либо дефектные петли Франка. Призматические петли подвижны и могут скользить под действием напряжений, петли Франка неподвижны и не могут скользить, но могут переползать, поглощая или испуская точечные дефекты, а также стать призматическими (совершенными) при потере дефекта упаковки.

При низкотемпературном облучении в дислокационной структуре стали Х18Н10Т, облученной нейтронами, преобладают дислокационные петли Франка и, так называемые, «black dot» - черные точки. Концентрация петель и их диаметр возрастает с ростом повреждающей дозы при температуре около 300 °С. От размеров и плотности петель легко перейти к общей плотности дислокаций, умножив средний диаметр петли на число л и на плотность петель. Полученные таким образом плотности дислокаций в образцах стали Х18Н10Т, облученных в реакторах СМ, ВВЭР-1000, БОР-бО при температурах от 285 до 370 "С, в зависимости от повреждающей дозы, приведены на рис.4.

Зависимость общей плотности дислокаций в случае низкотемпературного облучения в экране реакторе БОР-бО возрастает до повреждающей дозы, примерно, 40 сна, и с дальнейшим увеличением дозы наблюдается ее насыщение на уровне около 1><10п см"2. При более высокой температуре облуче-

□ 20 40 ЕЮ 80 100 Повреждающая доза, сна

ния в активной зоне реактора БОР-бО уровень насыщения плотности дислокаций ниже и составляет (5-6)хЮ10 см"2, что совпадает с оценками для облученных в реакторах ЕВЛ-П и ЮБЯ различных вариантов аустенизированной стали 316.

1.0Е+12

20 40 60 80 Повреждающая доза, сна

Рис.4. Дозные зависимости плотности дислокаций в стали Х18Н10Т, облученной в разных реакторах при различных темпера-турах:ВВЭР-1 ООО - 285-315 "С; Экран БОР-бО - 320-370 "С; АЗ БОР-бО -370-430, СМ - 295-310 "С

Облучение в реакторах ВВЭР-1000 и СМ приводит к более резкому возрастанию плотности дислокаций в стали Х18Н10Т в аустенизированном состоянии на начальной стадии облучения, с дальнейшим насыщением на уровне, характерном для экрана реактора БОР-бО.

Четвертая глава посвящена изучению закономерностей развития ваканси-онной пористости и распухания в аустенитаых сталях при условиях облучения характерных для ВКУ реакторов ВВЭР-1000 и основных путей повышения стойкости материалов к зарождению и росту вакансионных пор.

Сталь 0Х16Н15МЗБ в аустенизированном состоянии достаточно длительное время использовалась в качестве материала оболочек штатных твэлов быстрых реакторов, что стало решающим при массовом исследовании оболочек твэлов из этой стали, отработавших до различных повреждающих доз в реакторах БОР-бО, БН-350 и БН-600. Большое разнообразие условий облучения исследованных оболочек твэлов и специальных образцов позволило выявить закономерности радиационного распухания и вакансионной пористости этой стали, характерные и для других сталей аустснитного класса. Полученные результаты стали хорошей базой для анализа результатов исследований влияния повреждающей дозы, скорости набора дозы, температуры облучения, напряжений, исходного состояния и др. на радиационное распухание и вакансионную пористость российских аустенитных сталей.

Были изучены основные закономерности в развитии параметров пористости облученной нейтронами стали 0Х16Н15МЗБ в аустенизированном состоянии. Зависимости среднего размера и объема поры от дозы - непрерывно возрастающие функции. Зависимость концентрации пор от дозы имеет максимум, который достигается при дозах около 40 сна. Такое поведение концентрации пор позволяет выделить в явлении распухания три периода:

инкубационный (0-20 сна), характеризуемый малыми размерами пор, небольшими значениями распухания и концентрации пор; период устойчивого роста (20-40 сна), в котором распухание растет по линейному закону, а параметры пористости возрастают с увеличением дозы; период коалесценции (выше 40 сна), в котором наряду с продолжающимся ростом средних размеров поры наблюдается снижение концентрации пор. Можно выделить и переходный период (15-25 сна), главная особенность которого - нелинейная зависимость распухания от дозы. Такая градация процесса образования и роста вакансионных пор очень важна для правильного понимания роли ва-кансионных пор в других процессах, определяющих радиационную стойкость различных сталей и сплавов.

Кроме того, в этих сталях впервые был обнаружен дополнительный максимум распухания - высокотемпературный (при температурах выше 650 °С), связанный с формированием комплексов пора-частица очень больших размеров. Как было показано в исследованиях, этот максимум появляется в стали, легированной ниобием при стабильно высоких температурах облучения, либо при резком изменении температуры эксплуатации тепловыделяющих сборок.

При высоких значениях напряжений, возможных в начале эксплуатации выгородки реактора ВВЭР-1000, вероятно прохождение теплой деформации, которая может существенно изменить проявления распухания в материале ВКУ. Это стало основной причиной изучения закономерностей влияния деформации на радиационное распухание аустенитных сталей. При изучении влияния исходной деформации на вакансионную пористость и распухание аустенитных сталей были исследованы твэлы с оболочками из аустенитных сталей с основой Х16Н15, шестигранные чехлы из сталей Х16Н15МЗБР, Х16Н11МЗТ, облученные в реакторах БОР-бО, БН-600.

Предварительная холодная деформация на 15 % оболочек твэлов и на 20% шестигранных чехлов TBC оказалась эффективным средством повышения стойкости аустенитных сталей с основой Х16Н15 к радиационному распуханию до дозы не менее 75 сна в температурном интервале 350-600 °С. Предварительная холодная деформация привела к снижению температуры максимума распухания (до 460 °С) и скорости распухания при увеличении инкубационного периода по сравнению с аустенизированным состоянием сталей. Эффективность действия холодной деформации с точки зрения стойкости к радиационному распуханию увеличивалась с ростом температуры облучения от 400 до 520 °С.

Сравнительное изучение микроструктуры показало, что ансамбль пор в хо-лоднодеформированном состоянии характеризуется более высокой концентрацией пор и меньшими средними размерами пор по сравнению с аустенизированным состоянием того же материала при равных значениях распухания.

Кроме того, была исследована микроструктура образцов стали Х16Н11МЗ и сплава 0Х20Н45М4Б, предварительно деформированных при температурах от 20 до 900 °С после облучения при температуре 420 °С до повреждающей дозы

51 сна в реакторе БОР-бО. При облучении таких материалов с «теплой» и «горячей» деформацией произошло преобразование исходной дислокациошюй структуры в структуру с высокой концентрацией дислокационных петель, ва-кансионных пор и частиц вторых фаз. В облученных материалах, образовалась характерная ячеистая дислокационная структура. Более высокая концентрация исходных дефектов, полученных при деформации при температурах 20 и 250 °С для стали Х16Н11МЗ и при 20 °С для сплава Х20Н45М4Б привела к большему подавлению распухания по сравнению с деформированными при более высоких температурах состояниями, за счет снижения концентрации пор, чувствительной к исходной концентрации дислокаций. В этих экспериментах было показано, что теплая и горячая исходная деформация сталей и сплавов также эффективны для снижения распухания, как и холодная деформация.

Влияние скорости набора дозы па распухание стали 12X18II10T. Сталь 12Х18Н10Т и близкие к ней по составу и свойствам стали 06Х18Н10Т, 08Х18Н10Т, 08Х18Н9 и др. использовалась в первые годы эксплуатации в качестве материалов чехлов TBC, экранных сборок, гильз СУЗ и других элементов и конструкций реактора БОР-бО и других реакторов на быстрых нейтронах. Подобная сталь 08Х18Н10Т используется и в реакторах ВВЭР-1000 и ВВЭР-440 для изготовления практически всех внутрикорпусных устройств.

Исследовали образцы, вырезанные из чехлов TBC и гильз СУЗ, после облучения в активной зоне реактора БОР-бО в температурном интервале 350600 °С в интервале повреждающих доз от 15 до 70 сна и максимальных скоростей набора дозы от 9 до 14*10"7 сна/сек. Исследовали также специальные образцы этой стали, облученные в экране реактора БОР-бО и образцы, вырезанные из чехлов экранных пакетов, эксплуатировавшихся длительное время в реакторе БОР-бО. Были построены дозные (рис.5) и температурные зависимости распухания и параметров вакансионной пористости стали 12X18II10T в аустенизированном состоянии. Каждая точка на графике (см. рис.5) - усредненное по периметру шестигранника максимальное распухание стали 12X18II10T. Существует инкубационный, переходный период распухания и период с постоянной скоростью распухания, достигающей при дозах выше 30 сна, 0.9 %/сна при температуре максимума распухания. Скорость радиационного распухания стали, облученной в экране реактора БОР-60, меньше и ее величина достигает 0.65 %/сна.

Для описания совокупности результатов исследования распухания шестигранных чехлов из стали 12Х18Н10Т была использована зависимость, предложенная Прохоровым В.И., Красноселовым В.А. и др.1, описывающая распухание S (%) стали от температуры Т (°С) и повреждающей дозы D (сна), в которой на основе дополнительных исследований, был уточнен коэффициент максимальной скорости набора повреждающей дозы

S = 0.9x(D+0.1xT-67) х ехр[-29х 10~5(Т-485)2], (1).

'Вотипов С.Н., Прохоров В.И., Островский З.Е. Облученные нержавеющие стали. М.: Наука. 1987.

Активная зона

5 ■ 0.90(1« -16) 9 /

ж +

/о*

/ *

», Экран

> О 3»0.60(К1-16)

© Ж 11* = 0.85

Повреждающая доза, сна

Рис.5. Дозные зависимости распухания стали 12Х18НЮТ в аустенизированном состоянии, облученной в активной зоне (•) и экране (о) реактора БОР-бО при температуре максимума распухания

1,е

Я 0.8

320-360 °С

Экран

(0.5-2)*10

Для выяснения влияния скорости набора дозы на радиационное распухание и пористость стали 12Х18НЮТ исследовали экранные сборки, длительное время (22 года и 27 лет) облучавшиеся в экране реактора БОР-бО. Результаты измерения распухания стали, облученной в активной зоне и в экране реактора БОР-бО для разных скоростей набора повреждающей дозы (рис.6), показывали, что уменьшение скорости набора повреждающей дозы привело к уменьшению инкубационного периода распухания стали 12Х18НШТ при низких температурах облучения.

Рис.6. Дозные зависимости распухания аустенизированной стали 12X1ННЮТ, облученной в активной зоне и экране реактора БОР-бО в интервале температур 320-360 "С при различных скоростях набора повреждающей дозы

А/

/

-^оснп—о-с&н

0 10 20 30 40

Повреждающая доза, сна

Эти результаты можно представил, в несколько иной форме, для чего на построенные для различных повреждающих доз расчетные температурные зависимости распухания стали 12Х18Н10Т по формуле I (рис.7) нанесли данные по распуханию образцов стали 12Х18Н10Т, вырезанных из шестигранника экранной сборки Э-26. Температура облучения для этих образцов изменялась от 330 до 395 °С, повреждающая доза составила 39 сна для первого и третьего образца и 62 сна для второго.

Смещение температурной зависимости распухания для экранной сборки Э-26 по сравнению со сборками активной зоны оказалась в этом случае для первого образца - 65, для второго - 53 и для третьего - 37 "С, что в среднем дает 52 °С по всему шестиграннику.

Этот результат достаточно хорошо совпадает с выводами, предсказанными теорией эквивалентных температур, объясняющей результаты сравнительных исследований распухания материалов в ускорителях и реакторах при подобной разнице в скоростях набора повреждающей дозы.

С целью дополнительной проверки факта температурного сдвига распухания в сторону низких температур при снижении скорости набора повреждающей дозы или увеличения времени облучения более подробно исследовали еще один экранный пакет Э-169, облучавшийся в экране реактора БОР-60 в течение 27 лет.

Подробное исследование формоизменения и изменения плотности материала по высоте сборки Э-169 позволило, исходя из тех же допущений, что и для сборки Э-26, построить дозную зависимость температурного сдвига радиационного распухания стали 12Х18Н10Т. Температурный сдвиг увеличивался от центра к краям чехла в соответствии со снижени-ем повреждающей дозы и скорости набора повреж-дающей дозы. Зависимость температурного сдвига распухания У от повреждающей дозы О - линейная (У=85-0.85x0) и снижается от -50 °С при малых повреждающих дозах до ~10 °С при максимальной повреждающей дозе около 80 сна в температурном интервале 330-400 °С.

При некоторых постоянных условиях облучения можно построить зависимость распухания сталей от скорости набора повреждающей дозы, как, например, на рис.8, где приведены данные по распуханию сталей Х18Н10Т и близкой к ней по составу А181 304 при повреждающей дозе 30-39 сна и температуре облучения 390±10 °С в широком интервале изменения скорости набора повреждающей дозы.

Эта обобщенная зависимость линейная - распухание уменьшается с увеличением скорости набора повреждающей дозы. Подобные данные по влиянию скорости набора повреждающей дозы были получены при исследованиях стали Х18Н10Т и при более низких температурах (310-330 °С) после облучения в реакторах ВВЭР-1000 и БОР-бО.

Рис. 7. Температурный сдвиг распухания стали ¡2Х18НЮТза счет меньшей скорости набора повреждающей дозы в экране реактора БОР-бО по сравнению с распуханием в активной зоне, определенного по формуле 1 (сплошные линии). * — распухание материала экранного пакета Э-26

Полученные данные свидетельствуют о том, что скорость набора повреждающей дозы - один из важных параметров облучения, наряду с температурой облучения и повреждающей дозой, влияющий на распухание аустенитных сталей при низких температурах облучения.

Влияние напряжений. Так как в выгородке реактора ВВЭР-1000 в присутствии градиентов температуры и возможного распухшим всегда существуют градиенты напряжений, то изучение закономерностей влияния ¡шдиациопноерасп^аииест^ейAIS/30-IL напряжений на распухание в аусте-(•) и 12XI8H101 (о)

нитных сталях актуальная и важная задача.

Качественная опенка влияния напряжений па радиационное распухание сталей впервые была проведена при анализе исследований твэлов различных реакторов на быстрых нейтронах. Так как для изготовления оболочек твэлов некоторое время использовалась сталь 0Х16Н15МЗБ, то оказалось возможным выделить влияние напряжений на радиационное распухание этой стали в разных реакторах. Действительно конструктивные особенности твэлов (отношение длины топливного столба к суммарной длине компенсационных объемов, а также диаметр и толщина стенки оболочки твэлов) приводили к появлению различных напряжений в оболочках твэлов при примерно одинаковых повреждающих дозах. Наибольшие напряжения возникали в твэлах тепловыделяющих сборок (TBC) реактора БН-350 второго типа загрузки, в твэлах же TBC реакторов БОР-бО и БН-600 первого тапа загрузки напряжения были несколько меньше (около 30 МПа при максимальных повреждающих дозах 50-60 сна) и примерно одинаковы. Как показали исследования, повышенный уровень напряжений в оболочках твэлов реактора БН-350 стал главной причиной их более высокой скорости распухания по сравнению с распуханием оболочек твэлов в реакторах БН-600 и БОР-бО.

Качественная оценка влияния напряжений на параметры радиационного распухания при различных температурах облучения оказалось также возможной при исследовании одной из TBC реактора БОР-бО. Было обнаружено, что при эксплуатации, вследствие перекрытия нижнего газосборника, в части твэлов возникли повышенные напряжения (превышающие в конце облучения 200 МПа), в другой же части твэлов напряжения оказались обычными для твэлов с подобным выгоранием (около 30 МПа). Анализ результатов измерения диаметра этих двух групп твэлов позволил выделить влияние напряжений на скорость распухания и инкубационный период распухания в широком интервале температур облучения от 350 до 640 °С.

га 4

S.

Активная зона БОР 60 1Х18Н10Т

0 2 4 6 в 10

Скорость набора дозы, 10*т сна/с

Рис.8. Влияние скорости набора дозы на

Наличие напряжений в чехлах TBC реактора БН-600 по сравнению с реактором БОР-бО также привело к увеличению скорости распухания стали 0Х16Н15МЗБР в ХД-состоянии при заметном уменьшении инкубационного периода. Для образцов стали 0Х16Н11МЗ, облученных в присутствии напряжений и без них в реакторе БН-600, скорость распухания в образцах с напряжениями оказалась также выше, а инкубациошплй период распухания меньше для МТО и ХД - состояний. Эти исследования, а также исследования оболочек твэлов из стали 0Х16Н15МЗБ и шестигранных чехлов из стали 0Х16Н15МЗБР в ХД - состоянии позволяет всю шкалу температур облучения разбить на три часта: низкие - (350-460 °С), средние - (460-550 °С) и высокие температуры - (550-700 °С).

При низких температурах влияние напряжений на скорость распухания и инкубационный период незначительно, при средних температурах оно достаточно хорошо заметно, а при высоких температурах напряжения резко уменьшают инкубационный период распухания и увеличивают скорость распухания.

Наиболее подробные исследования влияния напряжений на распухание и микроструктуру стали провели на облученных в реакторе БОР-бО газонаполненных образцах с оболочками из аустенизированной аустенитной стали 0Х16Н15МЗБ. Максимальный флюенс нейтронов с энергией Е>0,1 МэВ для образцов составил 23,8* 1026 м"2, что соответствует повреждающей дозе около 100 сна, при температурах от 395 до 410 °С. Было обнаружено (рис.9), что скорость распухания слабо зависит от уровня напряжений и для данных условий облучения. Инкубационный период распухания с ростом напряжений значительно сокращается (рис.10).

По данным с уровнями напряжений от 0 до 160 МПа построена линейная зависимость распухания от напряжений для каждой из указанных повреждающих доз (рис.11). Возможно описание этой зависимости в виде формул (2) и (3), применяемых для описания подобных данных в других исследованиях (чаще используется формула 3):

где Б - распухание пол действием напряжений, Бо - распухания в отсутствие напряжений, В и Р - коэффициенты, <т - тангенциальные напряжения.

Из этих данных можно сделать вывод о несколько ином, чем для низких напряжений, влиянии высоких уровней напряжений на радиационное распухание материала оболочки. Действительно, в эксперимегпах с газонаполненными образцами на ползучесть в самом начале облучения была обнаружена существенно более высокая деформация образцов с высоким уровнем напряжений (выше 300 МПа), в то время как остальные образцы с меньшим уровнем напряжений не деформировались в течете некоторого «инкубационного периода». Эту начальную деформацию в образцах с высоким уровнем напряжений, когда упрочнение аустенизированной стали 0Х16Н15МЗБ еще невелико, можно сравнивать с воздействием исходной холодной или теплой деформации на распухание сталей, когда за счет этой деформации резко увеличивается плотность дислокаций и в результате уменьшается распухание. Показанная же на рис.11 разность в величинах

S = S0 + Всг S = SJl + Per)

(2), (3),

распухания (при уровне напряжений 320 МПа), определенных в эксперименте на основе экстраполяции данных по формуле 2 или 3, как раз и связана с воздействием повышенной концентрации дефектов на распухание.

320 МПа 160 МПа 80 МПа 0 МПа

* 0 .11 (х - 27)

у- 0.16(х- 57) у= 0.12(х- 55) у= 0.17(х- 69)

Рис.9. Дозные зависимости распухания аустенизированной стали 0Х16Н15МЗБ с различными уровнями напряжений в образцах

150 200 Нафшкения, МПа

70 80 90 100

Повреждающая доза, сна

Рис. 10. Зависимость инкубационного периода распухания стали 0Х16Ш5МЗБ от уровня напряжений в образцах

В зависимости распухания от напряжений, описываемой формулой (3), значения коэффициента Р изменяются от З,8х10"3 до 8,4х10"3МПа"'. Эти значения хорошо совпадают с подобными оценками этого коэффициента (4-9)х10~3 МПа"1 для облученных нейтронами сталей аустенитного класса, сделанными в зарубежных исследованиях.

Был проведен анализ и обобщите всех результатов исследования микроструктуры аустенизировашюй стали 0Х16Н15МЗБ, облученной в экране реактора БОР-бО в экспериментах с газонаполненными твэлами и трубками. На рис.12 приведены объединенные данные из всех экспериментов, проведенных в НИИАР, по изучению влияния напряжений на пористость, независимо от уровня напряжений, повреждающей дозы и температуры облучения. Из полученных на этих рисунках зависимостей можно сделать вывод о том, что ансамбль пор при температурах облучения 350-450 °С имеет в своем развитии следующие стадии: первая стадия - инкубационный период, когда при слабо меняющихся

размерах пор увеличивается их концентрация.

Рис. 11. Зависимости распухания стали 0Х16Н15МЗБ от напряжений. На рисунке указаны также отклонения в % от линейной зависимости значений распухания при напряжении 320 МПа: ГВ распухание, определенное методом гидростатического взвешивания, ТЭМ распухание, определенное как объемная доля пор

у = 0.0144*+ 1.7 у = 1.7(1 ♦ 0.00в4х)

50 150 250

Напряжения в оболочке, МПа

Ё £

fc

А

Г f*

—Д

320 МПа

О МП!

• 23-59 сна, 350 С Д79 сна, 410 С

0 38 сна, 395 С О 34 сна, 450 С

♦ 11 сна, 370 С

320 МПа Д

■ V"

.-•■О'МПа

.s.SP'

A9S сна, 395 С ■ 79 сна, 410 С + 59 сна, 350 С Q53 сна, 350 С X 43 сне, 350 С О 32 сна, 350 С »34 сна. 450 С

2 4

Распухание,К

Распухание, %

Рис. 12. Зависимость концентрации и среднего диаметра пор от распухания в стали 0Х16Н15МЗБ, облученной в реакторе БОР-бО при температурах 350-450 "С до различных }ювреждающих доз, в присутствии и отсутствии напряжений

Вторая стадия наступает, когда концентрация пор выходит па насыщение и даже может наблюдаться снижение концентрации пор за счет коа-лесценции и увеличение распухания происходит за счет роста размеров пор. При данных условиях облучения переход от одной стадии к другой может происходить при 1,5-3 % распухания. Роль напряжений в этом случае сводится к смещению характеристик ансамбля пор (диаметра и концентрации) вправо по оси X, в сторону больших значений распухания. То есть можно сделать вывод о том, что напряжения ускоряют процесс эволюции ансамбля пор.

В пятой главе приведены результаты исследований закономерностей радиационной ползучести аустенитных сталей и ее взаимосвязи с распуханием. Во всех элементах ядерных реакторов, где есть напряжения, проявляется и радиационная ползучесть. Важна радиационная ползучесть как основная составляющая в деформации шестигранных чехлов TBC реакторов на быстрых нейтронах при низких температурах облучения, а также как составляющая деформации твэлов в штатных условиях эксплуатации. Не менее важна радиационная ползучесть в толстостенных элементах внутрикорпус-ных устройств (ВКУ) различных реакторов в том случае, когда существуют градиенты температуры и повреждающей дозы по толщине изделий, вызывающие появление больших напряжений. Радиационная ползучесть в этом случае приводит к некоторой релаксации напряжений и выступает в качестве положительного радиационного явления, приводящего к снижению градиентов напряжений и к повышению ресурса ВКУ. Все вышеизложенное вызвало необходимость исследований радиационной ползучести при температурах 330-460 °С, характерных для нижних частей шестигранных чехлов и твэлов TBC реакторов на быстрых нейтронах, и для внутрикорпусных устройств реакторов ВВЭР, и соответствующих повреждающих дозах, от минимальных до 50-100 сна. ■

Кроме того, при таких температурах облучения существует радиациошю-индуцированная сегрегация некоторых элементов в стали и выделение ра-диационно-индуцированных и радиационно-стимулированных фаз, приводящих к резкому изменению хромоникелевого эквивалента внутри зерна и на границах, вблизи и вдали от стоков дефектов. Такое изменение химического состава вызвало необходимость исследовать зависимости радиационной ползучести от содержания некоторых элементов и, в частности, от хро-моникелевых эквивалентов для разных сталей.

Наиболее информативными с точки зрения исследования влияния напряжений на радиационную ползучесть являются специальные эксперименты на газонаполненных элементах активных зон (твэлах, твэльпых трубках и чехлах TBC). Первые результаты по исследованию ползучести конструкционных материалов стали основой для проведения экспериментов, охватывающих более широкий интервал повреждающих доз и температур облучения, направленных на изучение взаимосвязи радиационных эффектов - радиационного распухания и радиационной ползучести в различных аустенитных сталях.

Эксперименты с газонаполненными трубками проводились в различных ячейках б ряда экрана реактора БОР-бО в нескольких материаловедческих пакетах. Скорость набора повреждающей дозы менялась для образцов от 2 до 6*10"7 сна/с. Максимальный флюенс нейтронов с Е>0,1 МэВ за 12 лет облучения в одном из экспериментов составил 23,8*1026 м"2 (100 сна). Задавали до семи уровней напряжений, изменявшихся от 0 до 320 МПа при температурах облучения от 350 до 420 °С. Использовали аргон или гелий в качестве газа-наполнителя. Газонаполненные образцы периодически вынимались во время перегрузок из реактора для измерения изменения их диаметра и длины (образцы длиной 200 мм измеряли в пяти сечениях, а короткие длиной около 60 мм в одном центральном сечении по длине во взаимно перпендикулярных направлениях, результаты усреднялись) с дальнейшей постановкой на облучение.

Для каждого длинного образца были построены зависимости деформации ползучести по длине образца (рис.13). Длинные образцы располагались примерно от центра активной зоны и до координаты, соответствующей верхней части активной зоны. Такое расположение приводило к значительному различию в деформации образцов по высоте, связанному с уменьшением повреждающей дозы от центра к верхней части активной золы реактора. Для различных сечений длинных образцов и для среднего по длине сечения коротких образцов были получены значения деформации образцов в зависимости от повреждающей дозы и построены соответствующие дозные зависимости деформации ползучести при различных уровнях напряжений в оболочке и температурах облучения, например (рис.14 и 15).

Статистическая обработка результатов позволяла получать надежные зависимости изменения модулей ползучести от повреждающей дозы и напряжений для каждого образца с оболочками, выполненными из соответствующей сташ.

Рис.13. Высотное изменение деформации газонаполненного образца из стали 0Х16Н15МЗВ с уровнем напряжении в оболочке 316 Mlla, облученном при температуре 410-420 °С в реакторе БОР-бО, при последовательных промежуточных измерениях в течение 12 лет (возле кривых указан максимальный флюенс нейтронов с энергией больше 0,1 МэВ)

Зависимости полной деформации образцов этих сталей от флюенса нейтронов (повреждающей дозы), как правило, линейны со своеобразным «инкубационным» периодом (см. рис.15). Инкубационный период уменьшался с ростом напряжений в оболочке и при высоких напряжениях (около 270 МПа) его значение приближалось практически к пулю (рис.16). При этом модуль ползучести менялся в шггервале (2.9-КЗ ,2)х 10"6 (МПахсна)"1 и почти не зависел от напряжений. Для расчета модулей ползучести исследованных сталей использовали известное соотношение, основанное на теории Von Mises, связывающее переход от окружных деформаций (вц) и напряжений (ан) к эквивалентным деформациям (евд) и напряжениям (cti .q)

±£g_= ±х £jl_= bfi (4)

а bV 3 а Н

Переход от измеряемых диаметральных деформаций (AD/D) к окружным деформациям (сн) проводили по общепринятой формуле

е„ = AxAD/D, (5)

где постоянная А в нашем эксперименте равнялась примерно 1.05.

При низких температурах облучения для образцов без напряжений были оценены значения скоростей распухания для разных сталей.

На начальной стадии облучения в реакторе БОР-бО модули ползучести (Beq), вычисленные по описанной методике, для образцов с невысокими уровнями напряжений (80-200 МПа) возрастают с выходом на уровень насыщения, равный (3,5-4,0)х10"6 (МПахсна)"1, при температурах облучения 350-420 °С (рис.17 и 18). Более высокие уровни напряжений, сравнимые с пределом текучести необлученной стали, приводят к ускорению деформации ползучести на начальной стадии облучения и соответствующим высоким значениям модуля. Дальнейшее облучение таких образцов приводит к повышению предела текучести стали (упрочнению) и уменьшению отношения напряжений к пределу текучести.

20 40 60 80

Повреждающая доза, сна

10 20 30 40 60 Повреждающая доза, сна

Повреждающая дом. сна

О МПа

-А- 180 МПа

-О - 275 МПа

-Р I

- - а

Повреждающая доаа, сна

Рис. 14. Дозные зависимости деформации ползучести для различных сталей, облученных при температурах 400-420 "С в реакторе БОР-бО: Сталь 1- 0.05С-15.7Cr-lSNl-2.3Mo-0.56Nb-0.53Si-I.lMn Сталь 2 - 0.05С-15.7Cr-15.3Ni-2.3Mo-0.06Nb-0.35Ti-0.33Si-l.lMn-0.USc-0.004B, Сталь 3 - 0.05С-14.5Сг-23.1М-0.45Мо-1.35П-0.б5Я~0.45А1-0.$8Мп-41Г Сталь 5 -0.12С-12.7Сг-1.5Мо-0.44№-0.16^-0.2У-0.004В

20 40 60

Поврождаюидо доза, сна

150 250

Напряжения, МПа

Рис. 15. Дозные зависимости деформации ползучести стали 0Х16Ш5МЗБ в аустенизированном состоянии при [х&личныхуровнях напряжений при температуре облучения около 400 "С

Рис.16. Зависимость «инкубационного» периода общей деформации ползучести газонаполненных образцов от напряжений

Уменьшение относительного напряжения ползучести до тех же значений модуля, что и пряжений (см. рис.18).

ь*

CD

£ з

о «1

т

S2

о с .fl

I'

о

• 9 а < i •

д 2 ж о

8 д ■ ■ 8

в ■ во МПа

й {г ■ л В 1:ю МПа Д120 МПа

■ о 140 МПа

Д160 МПа *320 МПа

40 60

Повреждающая доза, сна

100

Рис.17. Дознал зависимость модулей ползучести стали 0Х16Н15МЗБ в аустенизированном состоянии облученной при температурах 350-420 "С в реакторе БОР-бО.

вызывает уменьшение модуля в случае невысоких уровней на-

Сравнительное исследование влияния химического состава на модуль ползучести сталей предпочтительно проводить при каких-то определенных (одинаковых) условиях облучения, например, в пределах одного этажа мате-риаловедческого пакета. Такой эксперимент был проведен для разных сталей для уровней напряжений 80, 105, 180 МПа. Были получены зависимости модулей ползучести исследуемых сталей от эквивалента никеля для разных повреждающих доз (Рис.19). Эквивалент никеля определялся в соответствии с известной формулой

[Ni]Eq = [Ni] + 30[С] + 25 [N] +0,5[Мп] + [Со] + 0,3 [Си] (6),

20 40 60 80 100

Повреждающая дола, сна

Рис.18. Обобщенная дозная зависимость модуля ползучести облученной стали 0Х16Н15МЗБ в аустенизированном состоянии (X данные А.Я Рогозянова.)

где содержание отдельных элементов приводится в массовых процентах. Эквиваленты никеля для исследованных сталей изменялись от, примерно, 6 до 47 %.

Зависимость модуля ползучести от эквивалента никеля - возрастающая до максимального значения при эквиваленте никеля около 20 % с дальнейшим его снижением с ростом эквивалента никеля. Она хорошо повторяет зависимость распухания от содержания никеля при низких температурах облучения, полученную Ф.Гарнером. Это важный результат, подтверждающий взаимосвязь процессов распухания и ползучести.

Первое такое наблюдение о связи скоростей распухай ия и модулей ползучести российских сталей аустенитного и феррито - мартенситпого классов было сделано в работе В.А.Красноселова и др.. Было показано, что малый модуль ползучести у феррито - мартенсшной стали соответствовал малому распуханию, а более высокий модуль ползучести у аустенитной стали с основой Х16Н15 - более высокому распуханию.

Прямое изучение взаимосвязи скорости ползучести и скорости распухания сталей можно было провести при исследовании газонаполненных образцов, облученных до достаточно высоких повреждающих доз, что и было сделано в настоящей работе. Используя известную формулу, связывающую скорость деформации ползучести с^, напряжения <т£0 и скорость распухания 5, были определены коэффициенты В0 и О в этой зависимости для повреждающих доз, когда в дозной зависимости распухания ненапряженных образцов закончился переходный период

^ = В0+Дх5, (7).

а щг

Модуль В0, основываясь на собственных результатах (рис.20) и результатах других исследователей, был определен для аустенитных сталей равным 1 х 10"6 (МПахсна)"1. Модуль О был определен из уравнения 7, как тангенс наклона в зависимости модуля от повреждающей дозы (см. рис.20), и величины текущей скорости распухания при повреждающей дозе выше 45 сна и составил 0,6*10"2 МПа"1, что хорошо совпадает с оценками, сделанными в зарубежных исследованиях аустенитных коррозионно-стойких сталей. Таким образом, были определены коэффициенты в основных зависимостях, описывающих радиационную ползучесть в облученных нейтронами аустенитных сталях.

Проявления радиационной ползучести были изучены также в исследованиях формоизменения различных элементов, облученных в реакторах на быстрых нейтронах. В промышленных реакторах на быстрых нейтронах существует градиент напряжений по высоте активной зоны АЗ (максимальный в нижней

Рис.19. Зависимость модуля ползучести от эквивалента никеля для различных сталей — материалов оболочек газонаполненных образцов после облучения в реакторе БОР-бО до различных повреждающих доз

части АЗ), который приводит к изменению размера чехла "под ключ" за счет радиационного распухания и ползучести.

Деформация ползучести и распухание меняются но ширине грани чехла, они максимальны в середине грани и уменьшаются к ее краям (Рис. 21). Доля ползучести и распухания в общей деформации грани меняется по высоте активной зоны: - доля ползучести уменьшается, а доля распухания растет с ростом координаты от низа ЛЗ. Соотношение между ползучестью и распуханием, описываемое формулой (7),

♦ 0Х16Н15МЗБ Ауст. В00Х16Н15МЗБ Ауст. А0Х18Н15ЫЗБР Ауст. ©0Х16Н15МЗБ Ауст. EBR-il Ч0Х16Н15М36 Ауст. О0Х16Н15МЗБ МТО □ ОХ16Н15МЗБР Ауст. «0Х16Н15МЗБР МТО

О 0.05 0.1 0.15 0.2 0.25 0,3

Скорость распухания, %/сна

Рис. 20. Зависимость модулей ползучести от скорости распухания сталей с основой Х16Н15МЗБ в различных структурных состояниях, облученных в реакторе БОР-60

О 20 40

Коордикта по ширине грани, мм

20 40

Координта по цирине грани, мм

Рис.21. Изменение общей деформации (1), деформации за счет ползучести (2), деформации за счет распухания (3) грани Xs4 по ее ширине для чехла TBC реактора БН-600 на уровне Z--200 мм (а) и Z^ + 40 мм (б) относительно центра активной зоны (сталь 0Х16Н11МЗТХД, максимальная повреждающая доза 57 сна)

действует в простых случаях деформирования (без внешнего ограничения деформации) и при небольших скоростях распухания. При высоких температурах (выше 450 °С) и больших распуханиях доля ползучести уменьшается сильнее, чем предсказывает эта формула. Такая исчезающая ползучесть наблюдалась в данном исследовании чехла тепловыделяющей сборки реактора БН-600 выше центра активной зоны, когда даже в присутствии напря-

жений ползучесть практически отсутствовала и все изменение размера "под ключ" было связано с распуханием.

Другим хорошим примером такой взаимосвязи является взаимодействие оболочек твэлов с дистанционирующей проволокой в TBC, где с ростом величины распухания растет и величина напряжений за счет роста сил взаимодействия между оболочкой и дистанционирующей проволокой. Это приводит к росту деформации овализации, отмеченной во всех исследованиях твэлов реакторов на быстрых неотронах. Деформация овализации e^ в данной работе определялась как отношение разности максимальной и минимальной деформаций в одном сечении к их сумме. Деформация овализации (ползучести) аустенизированной стали 0Х16Н15МЗБ пропорционально возрастает с ростом распухания S и эти зависимости (Gob«i = 0,07*S) примерно одинаковы для реакторов БОР-бО и БН-600.

Наиболее ярко взаимосвязь между распуханием и ползучестью была изучена на примере гильзы компенсирующего стержня реактора БОР-бО, облученной до высокой повреждающей дозы (выше 80 сна). Неоднородность толщины гильзы по периметру и неоднородность температурных условий облучения привели к большим отличиям распухания от середины грани к се краям. Результатом такого распухания стало появление значительных изгибающих моментов направленных к оси гильзы и максимальных в центре грани. Процессы, в основе которых лежат механизмы ползучести привели к прогибу шестигранника в середине граней и уменьшению размера отверстия гильзы, что и привело к нарушениям в работе гильзы СУЗ. Из этих примеров можно сделать вывод о важности изучения процессов радиационной ползучести для обоснования безопасной эксплуатации различных элементов ядерных реакторов.

В шестой главе приведены результаты исследования взаимосвязи микроструктуры и упрочнения стали Х18Н10Т при низких температурах (265460 °С), после облучения в различных реакторах, и результаты исследования взаимосвязи распухания и охруггчивания аустенитных сталей.

Образование таких радиационных дефектов как дислокационные петли, поры, радиационно-индуцированные выделения вторых фаз приводит к значительным изменениям физико-механических свойств материала. Важно не только получить дозно-температурные зависимости механических свойств аустенитных сталей в температурном интервале 280-460 "С, характерном для ВКУ энергетических реакторов, но и изучить механизмы влияния микроструктуры на механические свойства для их прогнозирования при более высоких повреждающих дозах и возможного регулирования свойств при отжигах. Этот температурный интервал можно разбить на два по признаку величины распухания: первый 265-350 °С, где распухание не превышает 1 %, и второй 350-460 °С, где распухание может достигать значительных величин в несколько десятков процентов.

Исследования в низкотемпературном интервале проводили на образцах, вырезанных из изделий различных реакторов, так и на специальных образцах аустенитных сталей, облученных в реакторе БОР-бО. К наиболее интересным результатам можно отнести исследования механических свойств стали 06Х18Н10Т - материала направляющих каналов (НК), облученных в составе TBC реакторов ВВЭР-1000 Ровенской и Балаковской АЭС в течение трех и четырех лет в интервале повреждающих доз от 0.2 до 15 сна при температурах около 300 °С, и дистанционирующих решеток TBC реакторов ВВЭР-440 Кольской АЭС, облученных в течение 4 и 6 лет до максимальной повреждающей дозы около 21 сна.

Экспериментальные данные (Рис.22) по упрочнению (Дао 2) стали 06Х18Н10Т при различных повреждающих дозах (Kt) аппроксимировались с использованием формулы

аод(обл.) = со,2(исх.) +Дсто,2 = а0д(исх.) + А — (8),

где <70^(исх.) - исходное значение предела текучести, зависящее от температуры испытания, коэффициент А [МПа] характеризует уровень насыщения упрочнения, зависящий от температуры, а коэффициент В0 = 4,7 сна - форму дозной зависимости (дозу, при которой предел текучести равен примерно 2/3 А).

Для исследуемой стали 06Х18Н10Т в аустенизи-рованном состоянии, облученной в реакторах ВВЭР-1000, увеличение предела текучести достигает 240 МПа при температуре испытания 600 "С, 500 МПа при 300 °С, 620 МПа при 20 °С. Коэффициент А снижается с ростом температуры и характеризует влияние температуры на характеристики (плотность и размеры) радиационных дефектов при облучении и при испытании. Функция А = А(Т) имеет вид, близкий к линейному в диапазоне температур испытания от 0 до 500 "С. Более высокие значения уровня насыщения при температуре испытания 20 °С можно объяснить добавлением в уп-

Поврежддющая доза, сна

Рис. 22. Дозная зависимость прироста предела текучести стали 06Х18НМТ, облученной в реакторах ВВЭР-1000 и ВВЭР-440 при температуре облучения равной примерно температуре испытания - 300 "С

рочнение составляющей, связанной с двошшкованисм и возможным мар-тенситным превращением при низких температурах испытания.

Резкое снижение пластичности также наблюдается уже при небольших повреждающих дозах (« 5 сна) и характеристики пластичности с дальнейшим ростом повреждающей дозы выходят на насыщение до уровня ~ 1-2 % для равномерного относительного удлинения.

Основные радиационные дефекты, образующиеся при рассматриваемых конкретных условиях облучения - дислокационные петли, а при несколько более высоких температурах дислокационные петли, частицы вторых фаз и вакансиоиные и газонаполненные поры. Используя данные, полученные из электрошю - микроскопических исследований структуры облученных образцов, было рассчитано радиационное упрочнение по формуле:

Лст-аМОэл/ди (9),

где а - коэффициент упрочнения, зависящий от типа радиационных дефектов, М — 3,1 — фактор Тейлора, О = 84 ГПа - модуль сдвига, Ь - вектор Бюргерса, N и с1 плотность и диаметр барьеров. Коэффициенты упрочнения за счет петель оказался равен 0,25, за счет пор - 1,0, за счет частиц вторичных фаз — 0,8.

Из сравнения экспериментальных и расчётных дшшых по упрочнению стали Х18Н10Т при Тиш^Тобл.аЗОО °С видно (Рис.23), что расчётные данные достаточно хорошо согласуются с экспериметом.

.............;................. ......... Ни..л^ь^эИ-.........

; ^ | Я* — 0,63

|

а 1ао 2оа зео доо 500 боо

Упрочнение (эксперимент), МПа

Рис. 23. Сравнение упрочнения стали 06Х18Ш0Т, полученного экспериментально и на основе расчета по параметрам микроструктуры

Охрупчивание, вызванное распуханием. В следующем температурном интервале, который также возможен при эксплуатации выгородки реактора ВВЭР-1000, где радиационное распухание может достигать значительных величин, обнаружен новый тип охрупчивания - охрупчивание, вызванное

раснуханием (ОВР). Охрупчивание, вызванное распуханием, - явление, ограничивающее работоспособность изделий в активных зонах и экранах реакторов на быстрых нейтронах и возможно выгородки реакторов ВВЭР-1000.

Одно из наиболее изученных радиационных явлений - радиационное распухание микроструктурно связано с новым типом охрупчивания и одновременно с появлением и ростом вакансионных и/или газонаполненных пор. Макроскопически оно проявляется в изменении плотности материала и линейных размеров облученных образцов и изделий. Это единственное явление, характеризующее через параметры пористости степень распада твердого раствора и, как следствие, изменение микроструктурных параметров стали, определяющих ее механические свойства. Одновременно макроскопическое проявление распухания позволяет достаточно точно измерять его величину в оболочках твэлов и чехлах TBC, определяя температурно-дозовые границы существования радиационного охрупчивания, вызванного распуханием.

При исследовании твэлов и чехлов TBC реактора БОР-бО было замечено, что положение зоны максимального охрупчивания (зона нулевой пластичности) совпадает с зоной максимального распухания материала, но не с положением зоны максимального флюенса изделий, облучавшихся в различных дозно-температурных условиях и выполненных из разных сталей и сплавов.

Из температурных зависимостей характеристик механических свойств образцов сталей, облученных до невысоких повреждающих доз следует, что с ростом температуры облучения прочность снижается, а пластичность уменьшается до некоторого минимума с дальнейшим увеличением при росте температуры испытания (Рис.24).

Однако при больших повреждающих дозах и значениях распухания в температурном интервале 450-550 °С (координата от 0 до 200 мм) наблюдается аномальное падение характеристик прочности при нулевой пластичности (см. рис.24 а,б), связанное с высокими уровнями распухания в стали (см. рис.24 в). Характеристики пластичности, снижаясь до нулевых значений в диапазоне температур 450-550 °С, вновь возрастают при дальнейшем повышении температур облучения до 600 °С. Испытание образцов при температурах ниже температуры облучения, например при комнатной, показывает тот же характер изменения механических свойств от температуры облучения, однако прочность и пластичность в этом случае несколько выше, чем при испытаниях в интервале температур облучения. Подобные данные были получены французскими, американскими и российскими исследованиями па других облученных нейтронами сталях аустенитного класса.

Испытание облученных образцов при температуре 800 °С, что значительно выше температур облучения, показывает отсутствие зависимости предела прочности от температуры облучения, и от распухания (флюенса нейтронов). Равномерное удлинение резко уменьшается при малых значениях распухания, выходя на насыщение (около 1,2 %) выше 10 % распухания.

Температ\рл обпучонъм. ''С

Координата в АЗ, ММ

Рис.24. Зависимость характеристик прочности (а) и равномерного удлинения (б) и распухания (в) стали 12Х18Н10Т в аустенизированном состоянии, облученных до максимальной повреждаюгцей дозы 35 (о) и 65 сна (•) по высоте активной зоны (от температуры облучения) при температуре испытания равной тем-пе/хипуре облучения ±50 "С

К общим чертам сред-нетемпературного радиационного охрупчивания, отражающим поведение облученных в реакторах БОР-бО, БН-350, БН-600, EBR-II, Phénix сталей ау-стенитного класса в аустенизированном состоянии 12Х18Н10Т, 0Х16Н15МЗБ, 0Х16Н15МЗБР, Х20Н45М4Б и в холодно-деформированном состоянии AISI 316+Ti, 0Х16Н15МЗБР и др. можно отнести следующие:

1. Радиационное охруп-чивание, вызванное распуханием, наблюдается в сильно распухающих аустс-нитных материалах в температурной области совпадающей с областью существования распухания.

2.Существует некоторое критическое значение распухания, с ростом выше которого пластичность отсутствует, при этом прочность сталей и сплавов резко снижается до значений нехарактерных для конструкционных материалов при этих температурах испытаний (рис.25).

3 .Разру luei гие образцов, вырезанных из оболочек твэлов и чехлов тепловыделяющих сборок с распуханием выше критического при температуре испытания ниже 550 °С, происходит

транскристаллитно, перпендикулярно оси растяжения (Рис.26) и фракгографиче-ски характеризуется как квазискол.

• >1

с £

'S

• - предел прочности X - хоупкая прочность

0,1

1СО

Распухание, %

10

Распухание, %

Рис.25. Зависимость прочностных характе- Рис.26. Зависимость угла поверхности ристик от распухания стали ¡2X18Н1 ОТ при разрушения к оси растяжения образца температурах испытания 400-500 °С от распухания для стали 12X18HI0T при

температурах испытания 20-500 °С

Для определения дозово - температурной области существования радиационного охрупчивания, вызванного распуханием, были обобщены результаты по механическим испытаниям образцов, вырезанных го облученных оболочек твэлов из стали 0Х16Н15МЗБР в аустенизированном состоянии.

Линии "равной пластичности" (Рис.27) делят дозно - температурное пространство на три области, в которых значения равномерного удлинения наиболее вероятно нулевые (I область), в интервале от нуля до единицы (И область), больше единицы (III область). Температурная координата минимума

для первых двух областей лежит вблизи температуры максимума распухания для этой стали. Минимальная повреждающая доза при которой может наблюдаться нулевая пластичность равна примерно 50 сна. Линия "равной пластичности", ограничивающая область, в которой значение равномерного удлинения больше 1 % расположена примерно на 10-15 сна ниже линии нулевой пластичности.

Таким образом, температурная область существования ОВР определяется величиной распухания в температурной области близкой к температуре максимума распухания стали или сплава. Чем больше распухание, тем шире тем-

400 500 600

Температура облучения, "С

Рис.27. Дозно-температурные области существования С'ГРО для образцов стали 0Х16Н15МЗБ в аустенизированном состоянии, облученных в реакторе БОР-бО: 1 (о - др = 0), II (о - 0<3Р<1 %), Ш(»-др>1%)

пературная область существования явления. Дозная область существования явления также определяется повреждающей дозой необходимой для достижения критической величины распухания, различной при разных температурах облучения.

Микроструктурные аспекты ОВР. Увеличите повреждающей дозы меняет структуру облученной аустенитной стали. С одной стороны, формируются вторичные фазы, вакансионная пористость, что приводит к упрочнению матрицы зерна, изменению плотности дислокаций и дислокационных петель, с другой - развивается процесс разупрочнения в результате вывода из твердого раствора аустенита элементов, отличающихся атомным радиусом от основных элементов (хрома, железа, никеля), образующих этот твердый раствор. Кроме того, при температуре существования радиационного распухания в структуре вблизи болыпеугловых границ зерен формируются зоны, свободные от пор и выделений. На этом микроструктурном «фоне», проявляются специфические стороны охрупчивания материалов с большой объемной долей пор.

Основным параметром микроструктуры, изменяющимся под облучением и определяющим упрочнение стали по механизму Орована, является расстояние между барьерами. Было показано, что поры и частицы вторых фаз -эти два типа препятствий определяют, в основном, величину расстояния между барьерами и, соответственно, механические свойства силыюраспу-хающих сталей и сплавов в области температур максимума распухания. Межчастичное расстояние в случае сферических частиц определялось как обратнопропорциональнос корню квадратному из произведения среднего диаметра на плотность частиц или пор.

Суммарное расстояние между барьерами определяли как среднее гармоническое расстояний для отдельных структурных составляющих. Такой подход к определению суммарного мсжчастичного расстояния подразумевает аддитивность упрочнения за счет различных структурных составляющих.

В сплаве с высоким содержанием никеля Х20Н45М4Б температурные зависимости межчастичного расстояния и расстояния между порами значительно разделены по температурам. В интервале 400-550 "С основной вклад в суммарное расстояние между барьерами вносит пористость, а при температурах выше 600 °С вторичные фазы (рис.28). Значительное различие в температурах минимумов приводит к сложной температурной зависимости суммарного межчастичного расстояния с максимумом при промежуточной температуре Т=500 °С, соответствующей максимальной повреждающей дозе. Следует также заметить, что значения суммарного межчастичного расстояния в высоконикелевом сплаве не опускаются ниже, примерно, 300 нм, а в аустенитных сталях, стабилизированных титаном и ниобием, минимальные значения этого параметра достигают 40-50 нм при дозах выше 40-50 сна.

Температурные зависимости пластичности (равномерного удлинения) хорошо повторяют вид зависимостей расстояния между препятствиями, что позволяет говорить о пропорциональной зависимости между ними и о воз-

можности микроструктурного регулирования характеристик пластичности в сталях и сплавах при облучении и отжигах.

500

Температура, °С

| ¡300

« г

400 500 600

Температура, °С

Рис.28. Температурная зависимость расстояния между препятствиями в облученных в реакторе БОР-бО аустенизированных ставе Х20Н45М4Б (а) и стали 12Х18НЮТ (б)

Учет в суммарном расстоянии между барьерами всех составляющих микроструктуры: вторичных фаз, вакансионных пор, дислокационной структуры позволяет достаточно точно количественно описать дозные и температурные зависимости механических свойств различных сталей и сплавов. С уменьшением расстояния между барьерами пропорционально уменьшается пластичность, а прочность растет. Были обнаружены критические величины расстояния между барьерами, при которых равномерное удлинение равно нулю. Для стали ОХ16Н15МЗБ в аустепизированном состоянии критическое значение межчастичного расстояния при температуре облучения 470-500 °С достигается при 60 нм, а при температуре облучения 500-700 °С при 80 нм.

Однако при температуре испытания 800 °С равномерное удлинение и предел прочности практически не зависит от величины распухания и, соответственно, расстояния между барьерами. В этом случае при более высокой подвижности дислокаций на механические свойства начинают влиять и другие параметры микроструктуры, а не только межчастичное расстояние. Самую важную роль в этом случае (высокие температуры испытаний), играет ширина зоны свободной от дефектов кристаллического строения в сравнении с суммарным расстоянием между барьерами.

Соотношение между суммарным расстоянием между барьерами и шириной приграничной зоны, свободной от пор и выделений, а также подвижность дислокаций при кратковременных испытаниях на разрыв являются двумя необходимыми условиями, которые для материала с большим количеством пор и вторичных фаз определяют вид разрушения.

Однако не все особенности изменения механических свойств сталей и сплавов можно объяснить с помощью механизма Орована. Так одним из механизмов, объясняющих уменьшение прочности при нулевой пластичности, с уве-

личением повреждающей дозы и соответственно распухания, является механизм облегченного зарождения трещин при наличии в материале микропустот.

В основу этого механизма положены представления о концентрации напряжений (СГ/Р) на ближних поверхностях рядом расположенных сферических дефектов по сравнению с общим уровнем напряжений (Р) в материале. Концентрация напряжений зависит как от диаметра дефектов П, так и от расстояния между ними (1.), и начиная со значения отношения Б/Ь больше 0,4, концентрация напряжений резко возрастает, что и приводит к облегченному зарождению микротрещин. Значение отношения О/Ь для пор, начиная с повреждающей дозы примерно 30 сна, превышают данный параметр для частиц вторых фаз (рис.29) для стали 0Х16Н15МЗБ в аустепизированном состоянии, а при дозах около 40 сна превышают критическую величину параметра равную 0,4. А это значит, что радиационная пористость при высоких повреждающих дозах становится тем структурным фактором, который определяют зарождение микротрещин в материале при наличии напряжений.

Величина распухания и отношение ОЛ, для пор пропорциональны, поэтому можно проверить действие этого механизма на примере исследования оболочек твэлов из ау-стенизированной стали

0Х16Н15МЗБ, облученных в составе одной тепловыделяющей сборки до одинаковой повреждающей дозы. В силу него « во во которых особенностей в ус-

Повреждающая доза, сна ЛОВИЯХ ОЙЛучСНИЯ И ХИМИЧе-

ского состава стали, распуха-Рис.29. Схема дозных зависимостей отношения ние этих оболочек отличалось Ш, для частиц вторых фаз и пор при темпера- значительно - 9 И 20 %. Это туре максимума распухания. Приведена также охличис в величинах распуха-

критическая величина = 0,4 _____ __________

' ^ ния использовали для провер-

ки модели охрупчивания. Было обнаружено, что увеличение распухания и соответствующее увеличение отношения О/Ь привело к резкому возрастанию ширины зоны, в которой отношение Э/Ь превысило критическую величину 0,4 (Рис.30).

Подробное исследование механических свойств этих оболочек твэлов показало, что в оболочке с большим распуханием зона нулевой пластичности значительно шире, а деградация прочности значительно больше, чем в оболочке с меньшим распуханием.

Этот и другие подобные эксперименты дали возможность сравнить расчетную ширину нулевой пластичности по превышению параметра П/Ъ = 0,4 с экспериментально оцененной шириной зоны нулевой пластичности в ис-

иытаниях на разрыв. Результаты этого сравнения для образцов аустенизиро-вашгой стали 0Х16Н15МЗБ, вырезанных из оболочек твэлов, облученных в интервале повреждающих доз от 65 до 72 сна, показывают хорошую корреляцию (коэффициент парной корреляции равен 0.99) между расчетной и экспериментальной шириной нулевой зоны пластичности (рис.31).

0.6

S™, = 20%

/s™ »=9% \ D/L4_T=-0,4

#1 /\ / 1 Ж \ 1 * % |V ' h1 Л/ \ кг

НАЗ ЦАЗ ВАЗ

Координата в АЗ, мм

Рис. 30. Схема, показывающая различие в ширине зон (И], Н2), превышающих критическую величину параметра 0/Ъ=0,4, для твэлов с разным максимальным распуханием

0 100 200 300 400

Ширина зоны (эксперимент), мм

Рис.31. Сравнение ширины зоны охрупчи-вания оболочек твэлов. определенной расчетным h (D/L>0,4) и экспериментальным H (ô=0) путем

Следует отметить, что существующие в облученном материале сегрегации отдельных элементов могут стимулировать образование трещин за счет обогащения пространства между порами хромом и обеднения их никелем и кремнием. В нестабильных твердых растворах (с точки зрения образования альфа-фазы) образование микротрещип может сопровождаться появлением пластин мартенсита или появление мартенсита может предшествовать и инициировать появление разрушающих трещин.

Из результатов исследования твэлов TBC реактора БОР-60 с высокими уровнями распухания и с различным состоянием внутренней поверхности твэлов было доказано, что созданная трещина в материале с порами приводит к такой же деградации характеристик механических свойств, как и дополнительное распухание (выше критического). И в случае с предварительно созданной трещиной, и в случае более высоких значений распухания мы имеем дело с повышенными уровнями концентрации напряжений, что позволяет считать повышенную пористость причиной возникновения микротрещин и соответствующего резкого уменьшения работы по зарождению разрушающей трещины.

Взаимосвязь радиационного распухания и охрупчивания была проверена при исследовании факта разрушения шестигранных чехлов. реактора БОР-бО из стали Х18Н10Т, облученных высокими повреждающими дозами (Рис.32).

Разрушение всех шестигранников произошло в месте максимального распухания. Основными причинами разрушения признаны распухание значительное по величине и неоднородное по периметру шестигранника, вызвавшего изгиб TBC, и значительное охруп-чивание материала чехла. При извлечении изогнутых чехлов возникли значительные концентрации напряжений на отдельных гранях, превышающие значения хрупкой прочности материла при уровнях распухания, превышающих 30 %, вследствие чего и произошел хрупкий отрыв верхних частей TBC.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Установлены закономерности низкотемпературной радиационной повреждаемости и получены новые данные по радиационным явлениям в ау-стенитных сталях, облученных нейтронами в исследовательских и энергетических реакторах при условиях характерных для внутри корпусных устройств реакторов ВВЭР, что стало составной частью материаловедческого обоснования продления назначенного срока службы реакторов 3-го и 4-го блоков Нововоронежской и 1-го и 2-го блоков Кольской АЭС.

2. Для условий характерных для ВКУ ВВЭР получены новые данные по эволюции микроструктуры аустенитных сталей с основой XI8H10T, облученных нейтронами в реакторах БОР-бО, ВВЭР-1000, СМ в интервале повреждающих доз от 0 до 80 сна и температур от 285 до 400 °С: формируется ансамбль пор, зарождающихся при температурах выше 300-310 "С на скоплениях вакансий (матричное зарождение), а с ростом повреждающей дозы и температуры облучения на частицах вторых фаз; размер пор увеличивается с ростом повреждающей дозы, а концентрация пор возрастает до максимума в начальном периоде облучения с дальнейшим се снижением за счет механизмов коалесценции; уровень насыщения плотности дислокаций в этих сталях при указанных температурах облучения примерно одинаков и составляет (1.5-2)* 10й см"2 при повреждающих дозах выше 5-10 сна; формируются карбиды (как внутри, так и по границам зерен), содержащие ряд легирующих элементов (Ti, W, Mo, Nb, Si и

Рис.32. Внешний вид верхних частей разрушенных шестигранников TBC реактора Р.ОР-бО

др.), и мелкодисперсные частицы, которые по совокупности признаков можно идентифицировать как 0(Мб№1б517)-фазу.

3. Для температур, существующих в выгородке реактора ВВЭР-1000, получены новые данные и изучены закономерности распухания и развития пористости в сталях с основой XI6Н15 и стали XI8Н1 ОТ:

• подтверждена линейная модель зависимости распухания от повреждающей дозы при различных температурах облучения и определены основные ее параметры (скорости и инкубационные периоды распухания и их изменения с температурой облучения);

• впервые обнаружено, что уменьшение скорости набора дозы приводит к увеличению распухания аустенишых сталей с основой Х18Н10Т за счет уменьшения инкубационного периода, к сдвигу температурной зависимости распухания в область низких температур, что может повлиять на увеличите распухания в ВКУ реакторов ВВЭР;

• впервые определены закономерности влияния напряжений на распухание и пористость облученных сталей аустенитного класса с основой Х16Н15, что может определять распухание материала ВКУ реакторов ВВЭР:

о обнаружено, что распухание увеличивается линейно с ростом напряжений при температурах облучения от 330 до 640 °С, коэффициент Р = (0.4-1.0)х10"2 МПа"1 в этой зависимости хорошо совпадает с коэффициентами, полученными для аустенитных сталей иностранного производства (304, 316 и др.); о с ростом температуры облучения возрастает роль напряжений в процессе распухания аустенитных сталей - увеличивается скорость и уменьшается инкубационный период; о при малых распуханиях (небольших повреждающих дозах) напряжения приводят к увеличению концентрации пор при постоянных их размерах, а при распуханиях (больше 1,5-3 %) к увеличению размеров пор при примерно постоянной их концентрации;

• Определены закономерности влияния предварительной деформации па распухание аустенитных сталей с основой Х16Н(15-11)МЗ, облученных в различных реакторах на быстрых нейтронах:

о получены новые данные по влиянию «теплой» (250-440 "С) деформации, которая может появиться в выгородке ВВЭР-1000 при значительных напряжениях в начале эксплуатации, на уменьшение распухания; о подтверждено, что холодная деформация снижает распухание сталей за счет увеличения инкубационного периода, возрастающего с ростом температуры облучения в интервале 400-520 °С; о обнаружено, что ансамбль пор в холоднодеформированном состоянии отличается более высокой концентрацией пор и меньшими их размерами но сравнению с аустенизированным при одинаковых величинах распухания.

4. Впервые в экспериментах по радиационной ползучести сталей аустенитного класса, проведенных в реакторе БОР-бО в разборных материаловед-

ческих пакетах, установлены следующие закономерности, занимающие важное место в оценке релаксации напряжений в ВКУ ВВЭР:

• построены обобщенные дозные зависимости модуля ползучести для сталей с основой Х16Н15, в которых выделены три стадии: снижение модуля, связанное с резким упрочнением сталей на начальной стадии облучения, увеличение модуля за счет начала процесса распухания, насыщения модуля на уровне, зависящем от температуры облучения;

• впервые экспериментально показано, что модуль ползучести минимален для стали с малым никелевым эквивалентом (6 %) и максимален для сталей с никелевым эквивалентом около 20 %, дальнейшее повышение никелевого эквивалента приводит к снижению модуля при температуре облучения около 400 °С в реакторе БОР-бО;

• подтверждена правильность использования модели, связывающей скорость радиационной ползучести и распухания исследованных сталей. Определены коэффициенты в этой модели В<г=1 -10"6 МПа"1 -сна"' и D^0,610"2 МПа"1, находящиеся в хорошем согласии с данными для зарубежных сталей.

5. Впервые получены экспериментальные данные по низкотемпературному упрочнению сталей Х18Н10Т, облученных непосредственно в реакторах ВВЭР при условиях характерных для ВКУ этих реакторов:

• для этих сталей подтверждена правильность использования математического выражения Ло0.2 = A(l-cxp(-Kt/D0))1/2, для описания дозной зависимости упрочнения, определены коэффициенты в этом уравнении;

• доказано, что упрочнение сталей при низких температурах облучения, связанное с дефектами кристаллического строения, описывается в рамках модели Орована. Уточнены коэффициенты упрочнения, определяющие «жесткость» барьеров-дефектов (дислокации и петли - 0.25, частицы вторых фаз - 0.8, поры -1.0) для облученных аустснитных сталей;

• определено, что при небольших временах облучения важную роль в упрочнении играют дислокационные петли, а при больших длительностях облучения основную роль в упрочнении играют вторичные фазы, поры и их комплексы.

6. Впервые при исследовании элементов реакторов БОР-бО, БН-350 и БН-600 обнаружено новое явление - охрупчиванис, вызванное распуханием. Этот тип охрупчивания имеет характерные черты, определяющие его проявление во всех «распухающих» аустснитных сталях (с основами Х16Н15, Х18Н10) и может ограничивать срок службы элементов TBC и ВКУ ВВЭР.

• Предложены феноменологические модели, объясняющие роль ваканси-онных пор, вторичных фаз и комплексов пора-частица в охрупчивании материалов. Определены критические величины распухания (5-10 %), определяющими "нулевые" значения характеристик пластичности и резкое снижение прочности материалов оболочек твэлов и чехлов TBC.

• Предложены обобщенные характеристики микроструктуры для описания охрупчивания такие как: суммарное расстояние между дефектами кристаллического строения; ширина зоны свободной от дефектов вблизи границ зе-

рен; а также соотношение между ними, определяющие при разных температурах испытания вид разрушения; отношение диаметра пор к расстоянию между ними, при больших значениях которого (больших 0.4), облегчается зарождение и развитие микротрещин в материалах, содержащих поры.

7. Полученные закономерности низкотемпературной радиационной повреждаемости (радиационных явлений и их взаимосвязей) подтверждены комплексом экспериментальных исследований реальных элементов активных зон и экрана исследовательских и энергетических реакторов, что позволило продлить назначенный срок службы таких изделий.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Голованов В.Н., Повстянко A.B., Неустроев B.C., Косепков В.М., Клочков Е.П., Шамардин В.К. Материаловедческое исследование гильзы СУЗ реактора БОР-60//Атомная энергия, 1985. Т.59. Вып.4. С.289-293.

2. Неустроев B.C., Боголеггов М.Г, Голованов В.Н., Дементьев В.А, Митрофанова Н.М., Шамардин В.К. Влияние холодной деформации на радиационное распухание оболочек твэлов и шестигранных чехлов TBC из стали 0Х16Н15МЗБР// Вопросы атомной науки и техники (ВАНТ). Сер.: Атомное материаловедение, 1987. Вып. 1(24). С. 17-20.

3. Неустроев B.C., Голованов В.Н., Митрофанова Н.М., Шамардин В.К., Повстянко A.B. Боголепов М.Г., Дементьев В.А. Влияние микролегирования на распухание и механические свойства сталей с основой Х16Н15, облученных в составе TBC реактора БОР-бО // ВАНТ. Сер.: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение (ФРПиРМ). Вып. 1(4), 2(5), 1989. С. 3-8.

4. Shamardin V.K., Neustroev V.S., Golovanov V.N., Povstjanko A.V., Bibilashvili Ju.K, Golovnin I.S., Kalaslinik G.V., Romaneev V.V. Irradiation Creep and Swelling of Х16Н15МЗБ and it's modification Х16Н15МЗБР Steel // Effects of Radiation on Materials: 14th International Symposium (V.2), ASTM STP 1046, American Society for Testing and Materials, Philadelphia, 1990. P.753-765.

5. Неустроев B.C., Голованов B.H., Шамардин В.К Радиационное охрупчивание материалов оболочек твэлов и чехлов TBC в температурном интервале максимума распухания // Атомная энергия. 1990. Т.69. Вып.4. С.223-226.

6. Неустроев B.C., Голованов В.Н., Шамардин В.К. Повстянко A.B. Влияние величины радиационного распухания на характеристики прочности аустенитной стали 0Х16Н15МЗБ // В кн. «Радиационная повреждаемость и работоспособность материалов ядерных энергетических установок», Л.: изд. ЛПИ, 1990. С.29-32.

7. Шамардин В.К., Неустроев B.C., Голованов В.Н., Повстянко A.B. Эволюция структуры и механических свойств аустенитных нержавеющих сталей и сплавов с ростом повреждающей дозы в широком интервале температур облучения // В кн. «Радиационное материаловедение», Харьков, ХФТИ, 1990. Т.З. С.70-78.

8. Бородин О.В., Брык В.В., Воеводин В.Н, Неклюдов И.М., Неустроев B.C., Шамардин В.К. Распухание и фазовая стабильность стали Х18Н10Т, облученной в реакторе БОР-60 // В кн. «Радиационное материаловедение», Харьков, ХФТИ, 1990. Т.З. С.64-69.

9. Бородин О.В., Брык В.В., Воеводин В.Н., Неклюдов И.М., Зеленский В.Ф., Платонов П.В., Шамардин В.К, Неустроев B.C. Исследование микроструктуры стали Х18Н10Т, облученной в реакторе БОР-бО//Атомная энергия. Т.70. Вып.З. 1991. С. 159-163.

10. Неустроев B.C., Шамардин В.К. О связи микроструктуры и характера разрушения стали Х18Н10Т, облученной нейтронами до 70 сна // Атомная энергия. 1991. Т.71. Вып.4. С.345-348.

11. Неустроев B.C., Повстянко А.В., Шамардин В.К. Микроструктурные аспекты охрупчивания облученных аустснитных сталей и сплавов // ВАНТ. Сер.: Материаловедение и новые материалы, Вып. 2(46), 1992. С.58-64.

12. Неустроев B.C., Островский З.Е., Шамардин В.К, Тейковцсв А. А. Влияние изменения температурного режима облучения -гаэлов реактора БОР-бО на их распухание // ВАНТ. Сер.: Материаловедение и новые материалы, Вып. 2(46), 1992. С.50-57.

13. Neustroev V.S, Shamardin V.K., Povstyanko A.V., Golovanov V.N., and Mitro-fanova N.M. Effect of Microalloying with Boron and Rare-Earth Metals on Swelling and Mcchanical Properties of Fe-16Cr-15Ni Steels II Effects of Radiation on Materials: 15th International Symposium. ASTM STP 1125. American Society for Testing and Materials, Philadelphia, 1992. P. 1122-1131.

14. Neustroev V.S., Shamardin V.K. Radiation Creep and Swelling of Austenitic 16Cr-15Ni-3Mo-Nb Steel Irradiated in the Reactor BOR-6O at 350 and 420 °C И Effects of Radiation on Materials: 16th International Symposium, ASTM STP 1175, American Society for Testing and Materials, Philadelphia, 1993. P.816-823.

15. Неустроев B.C., Шамардин B.K., Ожигов Л.С. Радиационная ползучесть и распухание аустенитных сталсй, облученных в реакторе БОР-бО при температурах 350-420 °С // ВАНТ. Сер.: ФРПиРМ 1996. Вып. 1(64). С.34-38.

16. Borodin O.V., Biyk V.V., Voevodin V.N., Ncklyudov I.M., Neustroev V.S., Shamardin V.K. Microstructuial Evolution of Austenitic Stainless Steel Irradiated in a Fast Reactor // Effects of Radiation on Materials: 17th International Symposium, ASTM STP 1270, American Society for Testing and Materials, Philadelphia, 1996. P.817-830.

17. Неустроев B.C. К вопросу о механизмах охрупчивания облученных аустснитных сталей и сплавов // Сборник докладов четвертой межотраслевой конференции по реакторному материаловедению. Димитровград, ПЩ НИИАР, 1996. Т.З. С.98-109.

18. Shamardin V.K., Neustroev V.S., Povstyanko A.V., Bulanova T.M., Ostrovsky Z.E., Kuznetsov A.A., Kursevich I.P., Nikolaev V.A. Swelling, Mechanical Properties and Structure of Austenitic High-Nickel Alloy Irradiated in a Fast Reactor // Effects of Radiation on Materials: 17th International Symposium, ASTM STP 1270, American Society for Testing and Materials, Philadelphia, 1996. P.842-857.

19. Shamardin V.K., Bulanova T.M., Golovanov V.N., Neustroev V.S., Povstyanko A.V., Ostrovsky Z.E. Change in the Properties of Fe-Cr-Ni and Fe-Cr-Mn Austenitic Steels Under Mixed and Fast Neutron Irradiation // Journal of Nuclear Materials. V.233-237 (1996). P. 162-168.

20. Неустроев B.C., Шамардин В.К. Среднетемпературное радиационное охруггчи-вание аустенитных сталей и сплавов, облученных в реакторах на быстрых нейтронах //Физикаметаллов и металловедение (ФММ). Т.83.№5. 1997. С.134-142.

21. Неустроев B.C., Шамардин В.К. Взаимосвязь радиационных явлений в облученных нейтронами сталях // ВАНТ. Сер.: ФРПиРМ. Вып.3(69), 4(70). 1998. С.98-99.

22. Neustroev V.S., Shamardin V.K., Ostrovsky Z.E., Pechcrin A.M., Garner F.A. Temperature Shift of Void Swelling Observed at PWR-relevant Temperatures in Annealed Fe-18Cr-10Ni-Ti Stainless Steel Irradiated at High and Low Dpa Rates in BOR-6O // Proceedings of the International Symposium Fontevraund IV. Contribution of Materials Investigation to the Resolution of Problems Encountered in Pressurized Water Reactors. France. Volume 1, 1998. P.261-270.

23. Нсустросв B.C., Островский З.Е., Шамардин В.К. Влияние напряжений на радиационное распухание и параметры вакансионной пористости облученных нейтронами аустенитных сталей// ФММ. 1998. Т.86. Вып.1. С.115-125.

24. Neustroev V.S., Shamardin V.K., Ostrovsky Z.E., Pecherin A.M., Garner F.A. Temperature-Shift of Void Swelling Observed in Annealed Fe-18Cr-10Ni-Ti Stainless Steel Irradiated in Reflector Region of BOR-6O H Effects of Radiation on Materials: 19th International Symposium, ASTM STP 1366, American Society for Testing and Materials, West Conshohocken, PA, 2000. P.792-800.

25. Neustroev V.S. and Shamardin V.K. Irradiation Creep of Austenitic Steels Irradiated up to High Damage Dose // Effects of Radiation on Materials: 19th International Symposium, ASTM STP 1366, American Society for Testing and Materials, West Conshohocken, PA, 2000. P.645-654.

26. Ilyin A.M., Neustroev V.S., Shamardin V.K., Shestakov V.P., Tazhibaeva I.L., and Krivchenko V.A. Influence of Combined Thermomechanical Treatment on Impurity Segregation in Ferritic-Martensitic and Austenitic Stainless Steels // Journal of Nuclear Materials. V.283-287 (2000). P. 694-696.

27. Голованов B.H., Шамардин B.K., Прохоров В.И., Неустроев B.C., Казаков В. А., Кобылянский Г.И., Печерин A.M., Повстянко А.В., Буланова Т.М., Красноселов В.А., Федосеев А.Е. Исследования конструкционных материалов в БОР-бО и перспективы развития работ // Атомная энергия. Т.91. Вып.5. 2001. С.389-400.

.28. Neustroev V.S., Shamardin V.K. Effect of chemical composition on irradiation creep of stainless steels irradiated in the BOR-6O reactor at 420 °C // Journal of Nuclear Materials. V.307-311 (2002). P.343-346.

29. Gamer F.A., Budylkin N.I., Konobeev Yu.V., Porollo S.I., Neustroev V.S., Shamardin V.K., Kozlov A.V. The Influence of DP A rate on Void Swelling of Russian Austenitic Stainless Steels. // 10th International Conference on Environmental Degradation of Materials in Nuclear Power Systems - Water Reactors, 2003. P.647-656.

30. Neustroev V.S., Dvorctzky V.G., Ostrovsky Z.E., Shamardin V.K., Shimansky G.A. Investigation of Microstructure and Mechanical Properties of 18Cr-10Ni-Ti Steel Irradiated in the Core of WER-1000 Reactor. II Effects of Radiation on Materials, 2i'h International Symposium, ASTM STP 1447, ASTM International, West Conshohocken, PA, 2004. P.32-45.

31. Neustroev V.S., Ostrovsky Z.E., Shamardin V.K. Experimental Investigation of Stress Effect on Swelling and Microstructure of Fe-16Cr-15Ni-3Mo-Nb Austenitic Stainless Steel Under Low-Temperature Irradiation up to High Damage Dose in the BOR-6O Reactor//Journal of Nuclear Materials. V.329-333 (2004). P.612-616.

32. Неустроев B.C. Радиационное охрупчивание аустенитных сталей и сплавов, вызванное распуханием // Труды XVI Международного совещания "Радиационная физика твердого тела" , М.: ГНУ «НИИ ПМТ», 2006. С.245-252.

33.Неустроев B.C., Голованов В.Н., Шамардин В.К. Механические свойства стали 06Х18Н10Т, облученной в реакторах ВВЭР-440 и ВВЭР-1000 // Труды Девятой международной конференции "Проблемы материалов в конструировании, производстве и эксплуатации оборудования АЭС", Санкт-Петербург: ЦНИИКМ

. «Прометей», 2006. С.250-259.

Подписано к печати 16.06.2006 г. Объем 2.0 п.л. Тираж 130 экз. Заказ № 334 Отпечатано в Федеральном унитарном предприятии «Государственный научный центр Российской Федерации -Научно-исследовательский институт атомных реакторов» 433510, г. Димитровград-10, ФГУП «ПЩ РФ ПИИАР»

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ.

Глава 1. Общая характеристика радиационных явлений в облученных нейтронами аустенитных сталях и сплавах.

1.1. Общая характеристика микроструктуры и радиационной пористости.

1.1.1. Закономерности распада пересыщенных твердых растворов.

1.1.2. Фазовый распад в аустенитных нержавеющих сталях, используемых в атомной энергетике, при старении.

1.2. Закономерности распада твердого раствора аустенита при облучении.

1.2.1. Фазовые превращения под облучением в сталях и сплавах атомной энергетики.

1.2.2. Связь выделения вторичных фаз и радиационной пористости.

1.2.3. Эволюция дислокационной структуры.

1.3. Закономерности в развитии радиационной пористости, распухания в облученных сталях и сплавах.

1.3.1. Зависимость макропараметров процесса распухания от условий облучения.

1.4. Взаимосвязь радиационной ползучести и распухания аустенитных сталей, облученных в реакторе БОР-бО.

1.5. Радиационное упрочнение и охрупчивание аустенитных сталей и сплавов, взаимосвязь радиационно-индуцированных изменений механических свойств с микроструктурой и распуханием.

Глава 2. Объекты исследования и методические вопросы проведения экспериментов.

2.1. Условия облучения исследованных элементов, облученных нейтронами в реакторах ВВЭР-1000, СМ, БОР-бО.}б

2.2. Шестигранные чехлы ТВС активной зоны и экранных сборок реактора БОР-бО, изготовленные из стали 12Х18Н10Т.

2.3. Элементы ТВС из промышленных и опытных сталей и сплавов реакторов на быстрых нейтронах.

2.4. Методы исследований.

Глава 3. Микроструктура и фазовые превращения в сталях типа Х18Н10Т аустеиитного класса, облученных в различных реакторах.

3.1. Исходная структура.

3.2. Микроструктура и вакансионная пористость стали после нейтронного облучения.

3.2.1. Облучение в реакторе ВВЭР-1000.

3.2.2. Облучение в реакторе СМ.

3.2.3. Облучение в экране реактора БОР-бО при небольших повреждающих дозах.

3.2.4. Облучение в качестве чехлов ТВС активной зоны реактора БОР-бО.

3.2.5. Облучение в качестве чехлов экранных сборок реактора БОР-бО.

3.3.Обсуждение результатов исследований микроструктуры и пористости в стали

Х18Н10Т облученной в различных реакторах.

Выводы по главе.

ГЛАВА 4. Закономерности развития вакансионной пористости и распухания аустенитных сталей.

4.1. Закономерности влияния параметров облучения на распухание и вакансионную пористость аустенитных сталей и сплавов.

4.1.1. Распухание сталей аустеиитного класса с основой XI6Н15.

4.1.2. Распухание аустенизированной стали 12Х18Н10Т. Влияние скорости набора повреждающей дозы на распухание.

4.2. Влияние предварительной термомеханической обработки на вакансионную пористость и радиационное распухание аустенитных сталей.

4.3. Сравнение влияния холодной, теплой и горячей деформаций на распухание аустенишых сталей и сплавов.

4.3. Влияние напряжений на распухание и параметры вакансионной пористости аустенитных сталей.

Выводы по главе.

Глава 5. Радиационная ползучесть аустенитных сталей при низких температурах облучения.

5.1. Зависимость деформации ползучести от параметров облучения и химического состава аустенитных сталей.

5.2. Расчет модулей ползучести, зависимости модуля ползучести от повреждающей дозы и эквивалента никеля.

5.3. Взаимосвязь радиационной ползучести и радиационного распухания.

5.4. Взаимосвязь радиационной ползучести и распухания в реальных элементах реакторов на быстрых нейтронах.

Выводы по главе.

Глава 6. Радиационно-индуцированные изменения механических свойств сталей и сплавов.

6.1. Низкотемпературное упрочнение стали 06Х18Н10Т, облученной в реакторе ВВЭР-1000.

Выводы по первой части главы.

6.2. Механические свойства аустенитных сталей и сплавов в температурном интервале существования распухания.

6.2.1. Характер разрушения сильнораспухающих образцов сталей.

6.2.2. Основные макрочерты радиационного охрупчивания аустенитных сталей, вызванного распуханием.

6.2.3. Дозно - температурная область существования радиационного охрупчивания, вызванного распуханием.

6.2.4. Микроструктурные аспекты ОВР.

6.3.5. Механизмы ОВР.

6.2.6. Влияние трещин в образцах аустенитных сталей, облученных до высоких повреждающих доз, на их механические свойства.

6.2.7. Влияние отжига на параметры микроструктуры и механические свойства распухающих сталей.

6.3. Исследования разрушения шестигранников ТВС реактора БОР-бО.

Выводы по второй части главы.

Актуальность работы. Развитие атомной энергетики в ближайшие годы будет связано не только со строительством новых атомных станций, но и с продлением назначенного срока службы уже действующих реакторов ВВЭР, что отражено во многих межотраслевых программах как одно из наиболее актуальных направлений политики Федерального Агентства по Атомной энергии. Обоснование длительного (30 лет) проектного срока эксплуатации ядерных реакторов ВВЭР и продление его на 1015 лет и далее потребовало изучения закономерностей низкотемпературной радиационной повреждаемости аустенитных сталей, облученных нейтронами при условиях эксплуатации, характерных для различных устройств и частей этих реакторов.

Особенностью элементов внутрикорпусных устройств ВКУ и, в первую очередь, выгородки реактора ВВЭР-1000, является то, что в процессе эксплуатации (за 30 лет) они накапливают весьма значительную нейтронную повреждающую дозу (по разным оценкам максимальная повреждающая доза составляет от 50 до 75 смещений на атом) и имеют достаточно высокий уровень температур в массиве выгородки (по некоторым оценкам от 280 до 460 °С), обусловленный поглощением у - квантов и нейтронов. В силу того, что температуры и повреждающие дозы в сечениях выгородки реактора ВВЭР-1000 имеют большие градиенты, возможно возникновение больших внутренних напряжений, которые по оценкам могут оказаться выше исходного предела текучести материала ВКУ.

При таких условиях эксплуатации в материалах различных конструкций ВКУ будут проявляться такие радиационные явления как: радиационно - индуцированное изменение микроструктуры, радиационное распухание, ползучесть, упрочнение и охрупчива-ние и их взаимосвязь. Присутствие градиентов температур, повреждающих доз и напряжений лишь усилит эти эффекты.

При низких температурах облучения наблюдаются радиационно - индуцированные сегрегации основных элементов стали (Ni, Cr, Fe) на стоках дефектов, поэтому важно исследовать не только сталь 08Х18Н10Т - материал ВКУ реакторов ВВЭР, но и близкие по составу аустенитные стали, позволяющие распространить частные выводы, относящиеся к отдельным сталям, на весь класс аустенитных сталей.

Различные аспекты исследований радиационных явлений и их взаимосвязей в аусте-нитных сталях при низких температурах облучения отнесены к числу наиболее принципиальных задач и актуальных фундаментальных и прикладных исследований и включены в программы различного уровня, в том числе отраслевые и межотраслевые.

Теоретической основой, которая предопределила успешное решение поставленной проблемы, и исходной базой для исследований явились труды ученых в области реакторного материаловедения, радиационной физики конденсированных сред (твердого тела): Н.П. Агаповой, В.Н. Быкова, Г.Г. Бондаренко, С.Н. Вотинова, Б.Н. Гощицкого, А.Г. Залужного, А.Г. Иолтуховского, Б.А. Калина, Ю.В. Конобеева, С.Т. Конобеев-ского, И.М. Неклюдова, З.Е. Островского, A.M. Паршина, П.А. Платонова, В.И. Прохорова, Ф.Г. Решетникова, В.Ф. Реутова, В.В. Сагарадзе, В.К. Шамардина, В.А. Цы-канова и других советских, российских и зарубежных ученых.

В этой связи определение закономерностей низкотемпературной радиационной повреждаемости аустенитных нержавеющих сталей при температурах облучения (265460 °С) при возможных в ВКУ повреждающих дозах (3-100 сна) при эксплуатации в течение 30 и далее до 45 лет позволяет обосновать продление назначенного срока службы реакторов ВВЭР, что можно квалифицировать как решение научной проблемы, имеющей важное народнохозяйственное значение.

Цель работы - экспериментальное определение закономерностей низкотемпературной радиационной повреждаемости: распухания, ползучести, изменения микроструктуры и механических свойств в аустенитных сталях, облученных в различных реакторах в условиях характерных для ВКУ ВВЭР (Тобл.= 265-460 °С, повреждающая доза 3-100 сна, напряжения) для обоснования и продления их назначенного срока службы.

Для достижения цели были решены следующие задачи:

• уточнена эволюция радиационно-индуцированной микроструктуры российских сталей аустенитного класса с основами Х18Н10иХ16Н15 после облучения в различных реакторах при низких температурах облучения;

• выявлены и уточнены закономерности влияния повреждающей дозы, скорости набора повреждающей дозы, напряжений, температуры облучения и исходного состояния на распухание сталей основами Х18Н10 и Х16Н15 при указанных условиях облучения;

• изучены взаимосвязь радиационной ползучести и распухания аустенитных сталей в экспериментах с разборными материаловедческими пакетами в реакторе БОР-бО. Определены зависимости модулей ползучести от повреждающей дозы и химического состава сталей;

• установлены закономерности низкотемпературного радиационного упрочнения аустенитных сталей, облученных в реакторах ВВЭР, взаимосвязь упрочнения с параметрами микроструктуры;

• выявлена взаимосвязь охрупчивания с распуханием и изменениями микроструктуры сталей и сплавов в температурном интервале существования распухания;

• получены данные о взаимосвязи радиационных явлений в реальных элементах ВКУ, активной зоны и экрана различных реакторов.

Научная новизна

• Получены новые систематические комплексные экспериментальные данные по распуханию и формированию вакансионной пористости в аустенитных сталях с основой Х16Н15 и Х18Н10, отличающихся исходными состояниями, облученных в различных реакторах при температурах от 280 до 460 °С в интервале повреждающих доз от 1 до 100 сна.

• Впервые получены данные по влиянию напряжений на параметры микроструктуры и распухания сталей с основой Х16Н15, облученных нейтронами.

• Получены новые данные по влиянию температуры предварительной (исходной) деформации на радиационное распухание и параметры микроструктуры сталей и сплавов аустенитного класса.

• Впервые доказано влияние скорости набора дозы на параметры микроструктуры и радиационное распухание стали Х18Н10Т, а также обнаружен сдвиг распухания в низкотемпературную область при уменьшении скорости набора дозы, что важно для обоснования и продлении срока службы элементов ВКУ реакторов ВВЭР.

• На основе проведения экспериментов в разборных материаловедческих пакетах в реакторе БОР-бО получены новые данные по влиянию условий облучения и химического состава на деформацию и модули радиационной ползучести аустенитных сталей.

• Получены новые экспериментальные данные, подтверждающие правильность модели взаимосвязи ползучести и распухания. Определены коэффициенты в этой зависимости для российских аустенитных сталей.

• Получены новые данные по низкотемпературному упрочнению стали Х18Н10Т после низкотемпературного (265-320 °С) облучения в реакторах ВВЭР-1000 и ВВЭР-440 и его взаимосвязи с параметрами микроструктуры.

• Впервые при исследовании оболочек твэлов, чехлов и других внутрикорпусных устройств реакторов БОР-бО, БН-350 и БН-600, изготовленных из сталей с основой Х16Н15 и Х18Н10, обнаружено новое явление - охрупчивание, вызванное распуханием. Этот тип охрупчивания имеет характерные черты, определяющие его проявление во всех распухающих аустенитных сталях при облучении во всех реакторах на быстрых нейтронах.

Практическая значимость. Полученные результаты важны для понимания физических процессов, протекающих в металлах и сплавах под облучением и возможных причин деградации физико-механических свойств материалов изделий активных зон реакторов на быстрых нейтронах и внутрикорпусных устройств реакторов на тепловых нейтронах.

Обобщенные зависимости радиационных эффектов позволяют прогнозировать поведение материалов при высоких уровнях повреждающих доз, и могут стать основой для принятия решений о продлении назначенного срока службы ВКУ реакторов ВВЭР. Кроме того, эти результаты помогут проводить селекцию радиациогно-стойких материалов при указанных условиях облучения (265-460 °С, 3-100 сна). Результаты исследований были использованы для:

• принятия решения о продлении ресурса ВКУ блоков №3 и №4 с реакторами ВВЭР-440 НВАЭС, блоков №1 и №2 Кольской АЭС;

• оптимизации химического состава перспективных конструкционных материалов для изделий активных зон ЯЭУ;

• обоснования повторного облучения ТВС с малым выгоранием в реакторе БОР-бО, что позволило получить значительный экономический эффект;

• продления назначенного срока службы гильз СУЗ реактора БОР-бО из нового высоконикелевого сплава;

• определения безопасного срока эксплуатации чехлов ТВС в активной зоне, а также чехлов экранных сборок из аустенитных сталей в реакторе БОР-бО.

Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были доложены на Всесоюзных и Международных семинарах и конференциях: 13-22-ой Международных конференциях по влиянию облучения на материалы (ASTM) в СТЛА (1986, 1988, 1990, 1992, 1994, 1996, 1998, 2000, 2002, 2004 гг.), 3-12-ой Международных конференциях по материалам термоядерных реакторов (ICFRM) (Япония, 1989 г., США, 1991 г., Италия, 1993 г., Россия, 1995 г., Япония, 1997 г., Германия, 2001 г., Япония, 2003 г., США, 2005 г.), 1-7-ой Всесоюзных и Межотраслевых конференциях по реакторному материаловедению (Димитровград, 1980, 1988, 1992, 1995, 1997, 2000, 2003 гг.), Международной конференции «Ядерная и радиационная физика» (Алматы, 1997 г.), XII, XV, XVII Международных конференциях по физике радиационных повреждений и радиационному материаловедению (г. Алушта, Украина, 1998, 2002, 2006 гг.), 2-й Международной конференции по радиационному материаловедению (Алушта, Украина, 1990 г.), Международной конференции по радиационному воздействию на материалы термоядерных реакторов (Ленинград, 1990 г.), 4-й Международной конференции по исследованию и разработке конструкционных материалов для реакторов термоядерного синтеза (Дубна, 1990 г.), Международной конференции по физике радиационных эффектов в металлах (Венгрия, 1991 г.), 4-6-й Международных конференциях «Вклад исследований материалов в разрешение проблем водяных реакторов под давлением» (Фонтенвро, Франция, 1998, 2002, 2006 гг.), Научно-практической конференции Союза материаловедческих обществ России «Новые функциональные материалы и экология» (Москва, 2002 г.), Восьмой и девятой международных конференциях «Проблемы материаловедения при проектировании, изготовлении и эксплуатации оборудования АЭС» (Санкт-Петербург - Сосновый Бор, 2004 г., Санкт-Петербург-Пушкин, 2006 г.), на VI, VII Всесоюзных школах по физике радиационных повреждений (г.Алушта, 1987 г., 1989 г.), Технических комитетах МАГАТЭ, посвященных методам исследования топлива водяных реакторов после облучения (Вена, Австрия, 1990), влиянию высоких доз облучения на свойства материалов конструкционных и топливных материалов активных зон перспективных реакторов (Обнинск, 1997 г.), влиянию флакса на свойства реакторных материалов (Гусь-Хрустальный, 2004 г.), поведению ВКУ различных реакторов и их технологии замены и ремонта (Эрланген, Германия, 2004 г.), 3-6-ом Международных Уральских

Семинарах «Радиационная физика металлов и сплавов» (Снежинск, 1999, 2001, 2003, 2005 гг.), XIII-XVI Международных Совещаниях «Радиационная физика твердого тела» (Севастополь, Украина, 2003-2006 гг.), Первой рабочей группе, посвященной неразрушающим измерениям распухания в ВКУ ВВЭР и PWR (Киото, Япония, 2003), многих семинарах и двухсторонних встречах с российскими и зарубежными специалистами, заседаниях КНТС по реакторному материаловеденлю, КНТС по физике радиационных повреждений материалов атомной техники, Научного совета УрО РАН по радиационной физике твердого тела. На защиту выносятся:

1. Закономерности влияния повреждающей дозы, температуры облучения, напряжений и скорости набора дозы, характерных для ВКУ ВВЭР, на параметры микроструктуры и распухания аустенитных сталей типа Х18Н10 и Х16Н15, облученных в различных реакторах (БОР-бО, БН-350, БН-600, СМ, ВВЭР-1000, ВВЭР-440) в интервале температур 265-460 °С,

2. Результаты сравнительных исследований и закономерности влияния на распухание и вакансионную пористость исходной холодной и теплой деформаций для сталей с основой Х16Н( 15-11).

3. Комплекс результатов исследования радиационной ползучести сталей в реакторе БОР-бО с использованием разборных материаловедческих пакетов, включающие:

• закономерности влияния повреждающей дозы, напряжений и эквивалента никеля на модуль ползучести сталей в интервале повреждающих доз от 3 до 100 сна при температурах облучения 350-420 °С;

• доказательство правильности использования линейной модели, связывающей скорость деформации ползучести и скорость распухания отечественных аустенитных сталей; установление коэффициентов в ней.

4. Результаты исследования и закономерности радиационно - индуцированных изменений механических свойств и их взаимосвязи с микроструктурой аустенитных сталей с основами Х( 16-18)Н( 10-15), облученных в различных реакторах (ВВЭР-1000, ВВЭР-440, БОР-бО) при температурах от 265 до 460 °С.

5. Результаты исследований и закономерности нового явления в аустенитных сталях с основами Х(16-18)Н(10-15) - охрупчивания, вызванного распуханием. и

6. Результаты исследований закономерностей и взаимосвязей радиационных явлений: распухания, ползучести, изменения микроструктуры, упрочнения и охрупчивания в реальных изделиях различных реакторов, ставших составной частью материало-ведческого обоснования продления назначенного срока службы реакторов 3-го и 4-го блоков Нововоронежской и 1-го и 2-го блоков Кольской АЭС. Совокупность полученных в работе результатов (отмеченных в 1989 году дипломом Лауреата отраслевой премии в области радиационной повреждаемости материалов и некоторые результаты, признанные в 1997 году важнейшими фундаментальными результатами года в области радиационной физики твердого тела), а также сформулированные на их основе выводы можно квалифицировать как решение научной проблемы, имеющей важное народнохозяйственное значение (продление назначенного срока службы внутрикорпусных устройств реакторов ВВЭР).

Личный вклад автора. В период с 1978 по 2006 гг. Неустроев B.C. исполнитель, ответственный исполнитель и руководитель ряда тем по исследованиям радиационных явлений в аустенитных сталях и сплавах, облученных в различных реакторах. Автором осуществлялась постановка задач на исследование сталей и сплавов, статистическая обработка, обобщение и анализ полученных данных, предложение и развитие моделей, непосредственное получение большинства экспериментальных данных, приведенных в работе.

Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, семи глав и выводов и изложена на 231 страницах, включая 28 таблиц, 108 рисунков и список литературы из 227 наименований.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Установлены закономерности низкотемпературной радиационной повреждаемости и получены новые данные по радиационным явлениям в аустенитных сталях, облученных нейтронами в исследовательских и энергетических реакторах при условиях характерных для внутрикорпусных устройств реакторов ВВЭР, что стало составной частью материа-ловедческого обоснования продления назначенного срока службы реакторов 3-го и 4-го блоков Нововоронежской и 1-го и 2-го блоков Кольской АЭС.

2. Для условий характерных для ВКУ ВВЭР получены новые данные по эволюции микроструктуры аустенитных сталей с основой Х18Н10Т, облученных нейтронами в реакторах БОР-бО, ВВЭР-1000, СМ в интервале повреждающих доз от 0 до 80 сна и температур от 285 до 400 °С: формируется ансамбль пор, зарождающихся при температурах выше 300-310 °С на скоплениях вакансий (матричное зарождение), а с ростом повреждающей дозы и температуры облучения на частицах вторых фаз; размер пор увеличивается с ростом повреждающей дозы, а концентрация пор возрастает до максимума в начальном периоде облучения с дальнейшим ее снижением за счет механизмов коалесценции; уровень насыщения плотности дислокаций в этих сталях при

11 ^ указанных температурах облучения примерно одинаков и составляет (1.5-2)х 10 см' при повреждающих дозах выше 5-10 сна; формируются карбиды (как внутри, так и по границам зерен), содержащие ряд легирующих элементов (Ti, W, Mo, Nb, Si и др.), и мелкодисперсные частицы, которые по совокупности признаков можно идентифицировать как G(M<5Ni16Si7)^a3y.

3. Для температур, существующих в выгородке реактора ВВЭР-1000, получены новые данные и изучены закономерности распухания и развития пористости в сталях с основой Х16Н15 и стали Х18Н10Т:

• подтверждена линейная модель зависимости распухания от повреждающей дозы при различных температурах облучения и определены основные ее параметры (скорости и инкубационные периоды распухания и их изменения с температурой облучения);

• впервые обнаружено, что уменьшение скорости набора дозы приводит к увеличению распухания аустенитных сталей с основой Х18Н10Т за счет уменьшения инкубационного периода, к сдвигу температурной зависимости распухания в область низких температур, что может повлиять на увеличение распухания в ВКУ реакторов ВВЭР;

• впервые определены закономерности влияния напряжений на распухание и пористость облученных сталей аустенитного класса с основой Х16Н15, что может определять распухание материала ВКУ реакторов ВВЭР: о обнаружено, что распухание увеличивается линейно с ростом напряжений при температурах облучения от 330 до 640 °С, коэффициент Р = (0.4-1.0)* 10"2 МГК1 в этой зависимости хорошо совпадает с коэффициентами, полученными для аустенитных сталей иностранного производства (304, 316 и др.); о с ростом температуры облучения возрастает роль напряжений в процессе распухания аустенитных сталей - увеличивается скорость и уменьшается инкубационный период

• Определены закономерности влияния предварительной деформации на распухание аустенитных сталей с основой Х16Н(15-11)МЗ, облученных в различных реакторах на быстрых нейтронах: о получены новые данные по влиянию «теплой» (250-440 °С) деформации, которая может появиться в выгородке ВВЭР-1000 при значительных напряжениях в начале эксплуатации, на уменьшение распухания; о подтверждено, что холодная деформация снижает распухание сталей за счет увеличения инкубационного периода, возрастающего с ростом температуры облучения в интервале 400-520 °С. 4. Впервые в экспериментах по радиационной ползучести сталей аустенитного класса, проведенных в реакторе БОР-бО в разборных материаловед ческих пакетах, установлены закономерности, занимающие важное место в оценке релаксации напряжений в ВКУ ВВЭР:

• построены обобщенные дозные зависимости модуля ползучести для сталей с основой Х16Н15, в которых выделены три стадии: снижение модуля, связанное с резким упрочнением сталей на начальной стадии облучения, увеличение модуля за счет начала процесса распухания, насыщения модуля на уровне, зависящем от температуры облучения;

• впервые экспериментально показано, что модуль ползучести минимален для стали с малым никелевым эквивалентом (6 %) и максимален для сталей с никелевым эквивалентом около 20 %, дальнейшее повышение никелевого эквивалента приводит к снижению модуля при температуре облучения около 400 °С в реакторе БОР-бО;

• подтверждена правильность использования модели, связывающей скорость радиационной ползучести и распухания исследованных сталей. Определены коэффициенты в этой модели Во=М0 МПа"1-сна"1 и D=0,6-10'2 МПа"1, находящиеся в хорошем согласии с данными для зарубежных сталей.

5. Впервые получены экспериментальные данные по низкотемпературному упрочнению сталей Х18Н10Т, облученных непосредственно в реакторах ВВЭР при условиях характерных для ВКУ этих реакторов:

• для этих сталей подтверждена правильность использования математического вы

1 /9 ражения Да0.2 = A(l-exp(-Kt/D0)) , для описания дозной зависимости упрочнения, определены коэффициенты в этом уравнении;

• доказано, что упрочнение сталей при низких температурах облучения, связанное с дефектами кристаллического строения, описывается в рамках модели Орована. Уточнены коэффициенты упрочнения, определяющие «жесткость» барьеров-дефектов (дислокации и петли - 0.25, частицы вторых фаз - 0.8, поры -1.0) для облученных аустенитных сталей;

• определено, что при небольших временах облучения важную роль в упрочнении играют дислокационные петли, а при больших длительностях облучения основную роль в упрочнении играют вторичные фазы, поры и их комплексы

6. Впервые при исследовании элементов реакторов БОР-бО, БН-350 и БН-600 обнаружено новое явление - охрупчивание, вызванное распуханием. Этот тип охрупчива-ния имеет характерные черты, определяющие его проявление во всех «распухающих» аустенитных сталях (с основами Х16Н15, Х18Н10) и может ограничивать срок службы элементов ТВС и ВКУ ВВЭР.

• Предложены феноменологические модели, объясняющие роль вакансионных пор, вторичных фаз и комплексов пора-частица в охрупчивании материалов. Определены критические величины распухания (5-10 %), определяющими "нулевые" значения характеристик пластичности и резкое снижение прочности материалов оболочек твэлов и чехлов ТВС.

• Предложены обобщенные характеристики микроструктуры для описания охрупчи-вания такие как: суммарное расстояние между дефектами кристаллического строения; ширина зоны свободной от дефектов вблизи границ зерен; а также соотношение ме^ду ними, определяющие при разных температурах испытания вид разрушения; отношение диаметра пор к расстоянию между ними, при больших значениях которого (больших 0.4), облегчается зарождение и развитие микротрещин в материалах, содержащих поры.

7. Полученные закономерности низкотемпературной радиационной повреждаемости радиационных явлений и их взаимосвязей) подтверждены комплексом экспериментальных исследований реальных элементов активных зон и экрана исследовательских и энергетических реакторов, что позволило продлить назначенный срок службы таких изделий.

1. Зеленский В.Ф., Казачковский О.Д., Решетников Ф.Г., Цыканов В.А. Физические проблемы радиационного материаловедения. Вопр. атомн. науки и техн. Сер.: Атомное материаловед., 1981, вып. 4(18), с. 3-18.

2. Прохоров В.И., Колесников А.Н., Красноселов В.А. Радиационное распухание:: Аналитический обзор. Димитровград: НИИАР, 1972. 45 с.

3. Онуфриев В.Д., Агеев B.C. Радиационное распухание нержавеющих сталей и сплавов: Аналитический обзор. М.: ВНИИНМ, 1978, № 5(31). 43 с.

4. Garner F.A. Irradiation performance of cladding and structural steels in liquid metal reactors. Materials Science and Technology A: Comprehensive Treatment, 1994, v. 10A, p. 419-543.

5. Цофин В.И., Банюк Г.Ф., Драгунов Ю.Г., Комолов В.М. Проблемы продления срока службы реакторов ВВЭР первого поколения. В сб.: Докл. VI Российской конф. по реакторному материаловедению. Димитровград: ГНЦ НИИАР, 2001, т. 1, с. 186-190.

6. Ru§6ak М., Zamboch М., Erben О. The program of lifetime of WWER reactor internals. В сб.: Докл. VI Российской конф. по реакторному материаловедению. Димитровград: ГНЦ НИИАР, 2001, т.З, ч. 1, с. 97-112.

7. Doran D.G. Fundamental radiation effects studies in the fusion materials program. -J. Nucl. Mater., 1982, v. 108&109, p. 279-286.

8. Straalsund J.L., Powell R.W., Chin B.A. An overview of neutron irradiation effects in LHFBR Materials. J. Nucl. Mater., 1982, v. 108&109,. p. 299-305.

9. Вотинов C.H., Прохоров В.И., Островский З.Е. Облученные нержавеющие стали. М.: Наука, 1987.- 128 с.

10. Зеленский В.Ф., Кирюхин Н.М., Неклюдов И.М. и др. Высокотемпературное радиационное охрупчивание материалов: Аналитический обзор. Харьков: ХФТИ, 1984. 47 с.

11. Прохоров В.И. Радиационное упрочнение и охрупчивание сплавов вследствие реакторного облучения. В сб.: Докл. Всес. школы по внутриреакторным методам исследований, Димитровград, НИИАР, 1978, с. 49-85.

12. Бескоровайный Н.М., Калин Б.А., Платонов П.А., Чернов И.И. Конструкционные материалы ядерных реакторов. М.: Энергоатомиздат, 1995. 704 с.

13. Физическое материаловедение/ Под ред. Р. Кана. М.: Мир, 1968. т. 24. -90 с.

14. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1986. 544 с.

15. Мартин Дж. Микромеханизмы дисперсионного твердения сплавов. М.: Металлургия, 1983. 165 с.

16. Гольдштейн М.И., Фарбер В.М. Дисперсионное упрочнение стали. М.: Металлургия, 1979. 208 с.

17. Фарбер В.М. Природа дисперсионного упрочнения стабильных аустенитных сталей при выделении карбидных фаз. В кн.: Структура и свойства немагнитных сталей. М.: Металлургия, 1982, с. 77-82.

18. Келли А., НиколсонР. Дисперсионное твердение. М.: Металлургия, 1966. 300 с.

19. Ньюкирк Д.Б. Старение сплавов. М.: Металлургиздат, 1962, с. 12-27.

20. Хачатурян Л.Г. Теория фазовых превращений и структура твердых растворов. М.: Наука, 1974.-384 с.

21. RowclifFe A.F., Nicholson R.B. Quenching defects and precipitation in a phosphorus-containing austenitic stainless steel. Acta Metallurgica, 1972, v. 20, p. 143-155.

22. Williams T.M., Titchmarsh J.M. Silicon-rich phase in austenitic alloys. J. Nuc. Mater., 1981, v. 98, p. 223-226.

23. Металловедение и термическая обработка стали/ Справочник, т. 2: Основы термической обработки/ Под ред. М. JL, Бернштейна, А. Г. Рахштадта. М.: Металлургия, 1983. 368 с.

24. Maziasz P.J., McHague C.J. Microstructural evolution in annealed austenitic steels during neutron irradiation. International Materials Reviews, 1987, v. 32, p. 190-219.

25. Maziasz P.J. Formation and stability of radiation-induced phases in neutron-irradiated austenitic and ferritic steels. J. Nuc. Mater., 1989, v. 169, p. 95-115.

26. Williams T.M., Titchmarsh J.M., Arkell P.R. Void swelling and precipitation in neutron-irradiated niobium-stabilized austenitic steel. J. Nuc. Mater., 1982, v. 107, No. 2-3,. p. 222-244.

27. Makenas B.J. Swelling of 20% Cold-worked type 316 stainless steel fuel pin cladding and ducts. In: Proc. of 12th Internat. Symp. on Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 870, ASTM, Philadelphia, 1985, p. 202-211.

28. Агапова Н.П., Агеев B.C., Онуфриев В.Д. и др. Электронно-микроскопическая идентификация выделений в состаренной стали 0Х16Н15МЗБ. Известия АН СССР. Сер. Физическая, 1974, т.38, № 11, с. 23-51.

29. Сокурский Ю.Н., Агеев B.C., Агапова Н.П. и др. Пластинчатые выделения фазы Лавеса в стали 0Х16Н15МЗБ, облученной в БОР-бО до флюенса 4,5-Ю22 нейтр./см2 (Е>0,1 МэВ). Атомная энергия, 1981, т. 50, вып. 4, с. 265-269.

30. Brailsford A.D., Mansur L.K. The effect of precipitation-matrix interface sinks on the growth of voids in the Matrix. J. Nucl. Mater., 1981, v. 103&104, p. 1403-1408.

31. Rowclife A.F., Lee E.H. High temperature radiation damage phenomena in complex alloys J. Nucl. Mater., 1982, v. 108-109, p. 306-318.

32. Brager H.R., Garner F.A. Swelling as a consequence of Me23(C,Si)6 formation in neutron irradiation 316 stainless steel. J. Nucl. Mater., 1978, v. 73, p. 9-19.

33. Brager H.R., Garner F.A. Microchemical evolution of neutron-irradiated stainless steel. In: Proc. of 10th Internat. Symp. on Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 725, ASTM, Philadelphia, 1981, p. 478-483.

34. Gittus J.H., Miodonick A.P. Predicting the Effect of Irradiation upon the Constitution of Fusion Reactor Materials. J. Nucl. Mater., 1979, v. 85&86, p. 621-625.

35. Brailsford A.D., Bullough R. Void growth and its relation to intrinsic point defect properties. J. Nucl. Mater., 1978, v. 69&70, p. 434-438.

36. Mansur L.K. Theoretical evolution of a mechanism of precipitate-enhanced cavity swelling during irradiation. Phil. Mag., 1981, v. 44, p. 867-872.

37. Цыканов B.A., Решетников Ф.Г., Шамардин B.K. и др. Радиационные исследования конструкционных материалов, облученных в реакторе БОР-бО. Вопр. атомн. науки и техн. Сер.: Атомное материаловед., 1985, вып. 1 (18), с.45-53.

38. Bloom E.E., Stiegler J.O. Effects of irradiation on substructure and mechanical properties of metals and alloys. In: Proc. Internat. Symp. on Effects of Radiation on Materials, STP 529, 1973, Philadelphia, Pa, ASTM, p. 360-382.

39. Brager H.R., Straalsund J.L. Microstructure evolution in neutron irradiated 316 stainless steel. J. Nucl. Mater., 1973, v. 46, p. 134-140.

40. Brager H.R., Straalsund J.L. Frank loop development in neutron irradiated cold-worked type 316 stainless steel. J. Nucl. Mater., 1973, v. 47, p. 105-111.

41. Barton P.J., Eyre B.L., Stow D.A. The structure of fast-reactor irradiated solution-treated AISI type 316 steel. J. Nucl. Mater., 1977, v. 67, p. 181-193.

42. Brager H.R., Straalsund J.L., Holmes J.J., Bates J.F. Frank loop evolution in irradiated stainless steels Metallurgical Transactions, 1971, v. 2, p. 1893-1897.

43. Norris D.I. Evolution of dislocation in irradiated austenitic alloys. Radiat. Effects, 1972, v. 14, p. 1-12.

44. Nonis D.I. Dislocation in irradiated austenitic Steels. Radiat Effects, 1972, v. 15, p. 1-8.

45. Stoller R.E. Modeling dislocation evolution in irradiated alloys. Metallurgical Transactions A, 1990, v. 21A, p. 1829-1837.

46. Красноселов В.А. Зависимость радиационного распухания аустенитных нержавеющих сталей от повреждающей дозы и температуры облучения. Сборник трудов, Димигровград: ГНЦ РФ НИИАР, 1997, вып. 3, с. 143-154.

47. Brown С., Butle, I.K., Fulton E.I. Void swelling studies of austenitic fuel pin cladding materials irradiated in the Dounray fast reactor. Actes Conf. Int., Ajaccio, 1979. Gif-sur-Ivette, p. 129-136.

48. Bergmann H.J., Haas D., Herschbach K. Irradiation induced creep and swelling of cold-worked W.-Nr. 1.4981 irradiated in the Rapsodie reactor. In: Proc of Intern. Conf. on

49. Radiation Effects in Breeder Reactor Structural Materials, Scottsdale, Arizona, 1977, New1. York, 1977, p. 241-251.

50. Boutard J.L., Brun G., Lehmann J. et al. Le gonflement des aciers 316. Actes Conf. Int., Ajaccio, 1979. Gif-sur-Ivette, p. 137-144.

51. Цыканов B.A., Давыдов Е.Ф., Кузьмин В.И. и др. Изучение работоспособности твэлов с оболочками из стали 0Х16Н15МЗБ в аустенизированном и холодноде-формированном состояниях/ Препринт НИИАР-29(482). Димитровград. 1981. 28 с.

52. Weiner R.A., Boltax A. Comparison of high-fluence swelling behavior of austenitic stainless Steels. In: Proc. of 10th Internal Symp. Effects of Radiation on Materals, ASTM STP 725, ASTM, Philadelphia, PA, 1981, p. 484-499.

53. Kenfield Т., Appleby W. et al. Swelling of type 316 stainless Steels at high fluence in EBR-II. J. Nucl. Mater., 1978, v. 75, part 1, p. 85-97.

54. Bergmann H.J. et al. Examination of swelling and irradiation creep of austenitic stainless steel W.-Nr. 1.4981 CW. Actes Conf. Int., Ajaccio, 1979, Gif-sur-Ivette, p. 37-47.

55. Weiner R.A., Boltax A. Stress effect on the void swelling incubation period. J. Nucl. Mater., 1977, v. 68, p. 141-153.

56. Чуев B.B., Ланских B.H., Огородов A.H. и др. Работоспособность ТВС быстрых реакторов. В кн.: Исследование конструкционных материалов элементов активной зоны быстрых натриевых реакторов. Екатеринбург: УрО РАН, 1994, с. 85-140.

57. Seran J.L., Dupouy J.M. The swelling of solution annealed 316 cladding in Rapsodie and Phenix In: Proc. of 11th Internat. Symp. Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 782, ASTM, Philadelphia, 1982, p. 5-16.

58. Porter D.L., Garner F.A. Swelling of 304L in response to simultaneous variation in stress and displacement rate. In: Proc. of 12th Internat. Symp. on Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 870, ASTM, Philadelphia, 1985, p. 233-240

59. Bates J.F., Gilbert ER. Effects of stress on swelling in 316 SS. J. Nucl. Mater., 1978, v. 71, P. 286-294.

60. Egnell L. Properties of 15-19% Cr, 15-35% Ni, Mo, Ti, В steels for fast Reactor Fuel Element Cladding. В сб.: Труды конф. по реакторному материаловедению. Алушта, 1978, ХФТИ, Харьков, 1980, т. 2, с. 161-180.

61. Островский З.Е., Прохоров В.И. Температурная зависимость параметров радиационной пористости оболочек твэлов из стали 0Х16Н15МЗБР. В сб.: Труды конф. по реакторному материаловедению. Алушта, 1978, ХФТИ, Харьков, 1980, т. 5, с. 334-345.

62. Park J.Y., Wechsler M.S. The effect of rare-earth additions on microstructure and irradiation swelling of an Fe-Ni-Cr Cladding alloy. Transaction, 1983, Winter Meeting, San Francisco, California, 1983, v. 45, p. 283-284.

63. Okamoto P.R., Wiedersich H. Segregation of Alloying Elements to Free Surfaces During Irradiation. J. Nucl. Mater., 1974, v. 53, p. 336-345.

64. Maziasz P.J. Overview of Microstructural Evolution in neutron-irradiated austenitic stainless steels. J. Nucl. Mater., 1993, v. 205, p. 118-145.

65. Garner F.A., Gilbert E.R., Porter D.L. Stress-enhanced swelling of metals during irradiation. In: Proc. of 10th Intern. Symp. on Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 725, ASTM, Philadelphia, 1981, p. 680-697.

66. Herschbach K., Schneider W., Erlich K. Bestrahlungsinduziertes kriechen und schwellen des austenitischen werkstoffes NR 1.4981 zwischen 400 und 500 °C (RIPCEX I). J. Nucl. Mater., 1981, v. 101, p. 326-335.

67. Walters L.C., McVay G.L., Hudman G.D. Irradiation-induced Swelling in 316 and 304L stainless steel. In: Proc. of Intern. Symp. on Radiat. Effects in Breeder Reactor Structural Materials, New York., The Metallurgical Society of AIME, 1977, p. 277-294.

68. Puigh R.J., Gilbert E.R., Chin B.A. An In-reactor correlation for 20% cold worked AISI 316 stainless steel In: Proc. of 11th Intern. Symp. on Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 782, ASTM, Philadelphia, 1982, p. 108-121.

69. Erlich K. Irradiation creep and interrelation with swelling in austenitic stainless steels. J. Nucl. Mater., 1981, v. 100, p. 149-166.

70. Morris D.G. Creep in type 316 stainless steel. Acta Metallurgica, 1978, v. 26, p. 1143-1151.

71. Mathews J.R., and Finnis M.W. Irradiation creep models an overview. - J. Nucl. Mater., 1988, v. 159, p. 257-285.

72. Garner F.A., Porter D.L. Irradiation creep and swelling of AISI 316 to exposures of 130 dpa at 385-400 °C. J. Nucl. Mater., 1994, v. 212-215, p. 604-607.

73. Toloczko M.B., Gamer F.A., Eiholzer C.R. Irradiation creep and swelling of US fusion heats of HT9 and 9Cr-lMo to 208 dpa at -400 °C. J. Nucl. Mater., 1994, v. 212-215, p. 604-O07.

74. Toloczko M.B., Gamer F.A. Relationship between swelling and irradiation creep in cold-worked PC A stainless steel irradiated to ~ 178 dpa at ~400 °C. J. Nucl. Mater., 1994, v. 212-215, p. 509-513.

75. Garner F.A., Porter D.L., Makenas B.J. A third stage of irradiation creep involving its cessation at high neutron exposures of 130 dpa at 385-400 °C. J. Nucl. Mater., 1987, v. 148, p. 279-287.

76. Красноселов B.A., Прохоров В.И., Колесников A.H., Островский З.Е. Формоизменения и напряжения в чехловых шестигранниках вследствие радиационного распухания и ползучести/ Препринт НИИАР-17 (470), Димитровград, 1981. 25 с.

77. Красноселов В.А., Колесников А.Н., Прохоров В.И. Исследование радиационного изменения формы шестигранного чехла материаловедческой сборки реактора БОР-бО. Атомная энергия, 1987, т. 63, вып. 4, с. 240-242.

78. Bagley K.Q., Barnaby J.W., Fraser A.S. In: Proc. of the Intern. Conf. on Irradiation

79. Embrittlement and Creep in Fuel Cladding and Core Components, London, British Nuclear Energy Society, 1972, p. 143-153.

80. Fish R.L. Mechanical properties of AISI 304 SS irradiated in EBR-II In: Proc. of Intern. Symp. Effects of Radiation on Substructure and Mechanical Properties of Metals and Alloys, ASTM STP 529, ASTM, Philadelphia, 1973, p. 149-164.

81. Brager H.R., Blackburn L.D., Greenslade, D.L. The dependence on displacement rate of irradiation-induced changes in microstructure and tensile properties of AISI 304 and 316. J. Nucl. Mater., 1984, v. 122-123, p. 332-337.

82. Garner F.A., Hamilton M.L., Panayotov N.F., Johnson G.D. The microstructural origins of yield strength changes in AISI 316 during fission or fusion irradiation. -J. Nucl. Mater., 1981, v. 103-104, p. 803-808.

83. Бернштейн H.A., Займовский B.A. Структура и механические свойства металлов, М.: Металлургия, 1970. 472 с.

84. Красноселов В.А., Косенков В.М., Лобода Е.М. и др. Материаловедческое исследование гильзы компенсирующего стержня реактора БОР-бО, облученной дозой 1.6* 1023 нейтрУсм2 (Е>0,1 МэВ). Атомная энергия, 1978, т. 54, вып. 3, с. 228-234.

85. Красноселов В.А., Колесников А.Н., Прохоров В.И. и др. Экспериментальные исследования радиационной ползучести нержавеющих сталей/ Препринт НИИ-АР 16 (469) - Димигровград, 1981. - 28 с.

86. Голованов В.Н., Повстянко А.В., Неустроев B.C. и др. Материаловедческое исследование гильзы СУЗ реактора БОР-бО. Атомная энергия, 1985, т. 59, вып. 4. с. 289-293.

87. Неустроев B.C., Буланова Т.М., Шамардин В.К. и др. Воздействие нейтронных потоков в реакторе БОР-бО на материал чехлов из хромомарганцевой стали, -ФизХОМ. Т.6, 1989. С.5-8

88. Неустроев B.C., Голованов В.Н., Повстянко А.В., Шамардин В.К. Изменение механических свойств стали 0Х16Н15МЗБ в температурном интервале радиационного распухания/ Препринт. НИИАР 30 (711). М.: ЦНИИатоминформ, 1986. - 21 с.

89. Неустроев B.C., Голованов В.Н., Повстянко А.В. и др. Радиационное распухание оболочек штатных твэлов реакторов на быстрых нейтронах. Вопр. атомн. науки и техн. Сер.: Физика радиац. поврежд и радиац. материаловед, 1988, вып. 1(3), с. 95-104.

90. Голованов В.Н., Шамардин В.К., Неустроев B.C. и др. Опыт облучения ТВС с использованием высоконикелевых сплавов в реакторе БОР-бО. В сб.: Тез. докл. II Всес. конф. по реакторному материаловед. М.: ЦНИИатоминформ, 1988, с. 69.

91. Неустроев B.C., Шамардин В.К, Ожигов Л.С. Влияние напряжения на радиационную ползучесть и распухание стали типа Х16Н15МЗБ. Вопр. атомн. науки и техн. Сер.: Физика радиац. поврежд и радиац. материаловед., 1989, вып. 1(52), с. 20-25.

92. Неустроев B.C., Голованов B.H., Шамардин В.К. Радиационное охрупчивание материалов оболочек твэлов и чехлов ТВС в температурном интервале максимума распухания. Атомная энергия, 1990, т. 69, вып. 4, с. 223-226.

93. Бородин О.В., Брык В.В., Неустроев B.C. и др. Распухание и фазовая стабильность стали Х18Н10Т, облученной в реакторе БОР-бО. В сб.: Труды Междунар. конф. по радиац. материаловед, Харьков, ХФТИ, 1990, т.З, с. 64-69.

94. Митрофанова Н.М., Боголепов М.Г., Неустроев B.C. и др. Микролегирование аустенитной нержавеющей стали 0Х16Н15МЗБ бором с целью повышения радиационной стойкости. В сб.: Труды Междунар. конф. по радиац. материаловед, Харьков, ХФТИ, 1990, т.З, с. 27-34.

95. Neustroev V.S., Shamardin V.K. Povstyanko A.V. Microstructure features of embrit-tlement in irradiated steels and alloys. -In: Proc. Intern. Conf. on Physics of Irradiation Effects in Metals, 1991, Siofok, Hungary, p. 562-566.

96. Бородин O.B., Воеводин B.H., Неустроев B.C. и др. Исследование микроструктуры стали Х18Н10Т, облученной в реакторе БОР-бО. Атомная энергия, 1991, т.70, вып. 3, с. 159-163.

97. Неустроев B.C., Шамардин В.К. О связи микроструктуры и характера разрушения стали Х18Н10Т, облученной нейтронами до 70 сна. Атомная энергия, 1991, т. 71, вып. 4, с. 345-348.

98. Dvoretzky V.G., Kanashov В. A., Neustroev V.S. et al. Development of technology for mass post-irradiation examination of BN-Reactor fuel pins. In: Post-Irradiation Examination Techniques for Water Reactor Fuel, IAEA, Vienna, 1991, p. 87-94.

99. Неустроев B.C., Повстянко A.B., Шамардин В.К. Микроструктурные аспекты охрупчивания облученных аустенитных сталей и сплавов. Вопр. атомн. науки и техн. Сер.: Материаловедение и новые материалы, 1992, вып. 2(46), с. 58-64.

100. Зеленский В.Ф., Ожигов Л.С., Неустроев B.C. и др. Реакторные испытания сталей ХНС. Вопр. атомн. науки и техн. Сер.: Материаловедение и новые материалы, 1992, вып. 2(46), с. 24-40.

101. Неустроев B.C., Островский З.Е., Шамардин В.К и др. Влияние изменения температурного режима облучения твэлов реактора БОР-бО на их распухание. Вопр. атомн. науки и техн. Сер.: Материаловедение и новые материалы, 1992, вып. 2(46), с. 50-58.

102. Неустроев B.C., Буланова Т.М., Шамардин В.К. и др. Распухание и механические свойства промышленных высоконикелевых сплавов. В кн.: Воздействие облучения на материалы ТЯР. СПб.: ЦНИИКМ «Прометей», 1992, с. 41.

103. Shamardin V.K., Bulanova Т.М., Neustroev V.S. et al. Study of Fe-12Cr-20Mn-W-C austen-itic steels irradiated in the SM-2 reactors. -J. Nucl. Mater., 1992, v. 191-194, p. 706-711.

104. Неустроев B.C., Буланова Т.М., Повстянко А.В., Шамардин В.К. Вызванное распуханием охрупчивание облученных аустенитных сталей и сплавов. В сб.: Докл. III Межотраслевой конф. по реакторному материаловедению. Димитровград: НИИАР, 1994, т. 2, с. 31-55.

105. Неустроев B.C., Шамардин В.К. Исследование эффекта изменения формы чехла ТВС * промышленного реактора на быстрых нейтронах. В сб.: Докл. П1 Межотраслевойконф. по реакторному материаловедению. Димитровград: НИИАР, 1994, т. 2, с. 81-89.

106. Неустроев B.C. К вопросу о механизмах охрупчивания облученных аустенитных сталей и сплавов. В сб.: Докл. IV Межотраслевой конф. по реакторному материаловедению. Димитровград: ГНЦ НИИАР, 1996, т. 3, с. 98-109.

107. Shamardin V.K., Bulanova T.M., Golovanov V.N. et al. Change in the properties of Fe-Cr-Ni and Fe-Cr-Mn austenitic steels under mixed and fast neutron irradiation. -J. Nucl. Mater., 1996, v. 233-277, p. 162-168.

108. Неустроев B.C., Шамардин В.К. Среднетемпературное радиационное охрупчива-ние аустенитных сталей и сплавов, облученных в реакторах на быстрых нейтронах. Физ. мет. и металловед., 1997, т. 83, № 5, с. 134-142.

109. Неустроев B.C., Шамардин В.К. К вопросу о взаимосвязи радиационных явлений в облученных аустенитных сталях. В сб.: Докл. V Межотраслевой конф. по реакторному материаловедению. Димитровград: ГНЦ РФ НИИАР, 1998, т. 2, ч. 1, с. 270-282.

110. Неустроев B.C., Шамардин В.К. Влияние микролегирования на радиационную стойкость никеля, облученного в реакторе БОР-бО. В сб.: Труды ГНЦ РФ НИИАР, Димитровград: ГНЦ РФ НИИАР, 1998, вып. 1, с. 21-36.

111. Неустроев B.C., Шамардин В.К Взаимосвязь радиационных явлений в облученных нейтронами сталях. Вопр. атомн. науки и техн. Сер.: Физика радиац. поврежд. и радиац. материаловед., 1998, вып. 3(69), 4(70), с. 98-99.

112. Неустроев B.C., Островский 3.E., Шамардин В.К. Влияние напряжений на радиационное распухание и параметры вакансионной пористости облученных нейтронами аустенитных сталей. Физ. мет. и металловед., 1998, т. 86, вып. 1, с. 115-125.

113. Neustroev V.S., Ostrovsky Z.E., Shamardin V.K. Effect of stress on irradiation-induced swelling and vacancy void formation in neutron-irradiated austenitic steels. -The Physics of Metals and Metallography, 1998, v. 86, No. 1, p. 79-85.

114. Neustroev V.S., Shamardin V.K. Radiation phenomena interconnection in die irradiated austenitic steels. В сб.: Тез. докл. Ш Междунар. Уральского семинара по радиационной физике металлов и сплавов, Снежинск, 1999, с. 42.

115. Neustroev V.S., Shamardin V.K. Irradiation creep of austenitic steels irradiated up to high damage dose. In: Proc. of 19th Intern. Symp. on Effects of Radiation on Materials,, ASTM STP 1366, ASTM, West Conshohocken, PA, 2000, p. 645-654.

116. Ilyin A.M., Neustroev V.S., Shamardin, V.K. et al. Influence of combined thermome-chanical treatment on impurity segregation in ferritic-martensitic and austenitic stainless steels. J. Nucl. Mater., 2000, v. 283-287, p. 694-696.

117. Neustroev V.S., Shamardin V.K. Effect of chemical composition on irradiation creep of stainless steels irradiated in the BOR-6O reactor at 420 °C. J. Nucl. Mater., 2002, v. 307-311, p. 343-346.

118. Стали высоколегированные и сплавы коррозионностойкие, жаростойкие и жаропрочные (марки и технические требования)/ ГОСТ 5632-72. М.: Издательство стандартов. 1988. 57 с.

119. Определение содержания легирующих элементов в сталях типа Х18Н10Т эмис-сионно-спектральным методом с индуктивно-связанной плазмой/ Методика измерений, per. № 510 по Реестру методик ГНЦ РФ НИИАР, 2000. 22 с.

120. Оболочки облученных и необлученных твэлов/ Методика выполнения измерений характеристик механических свойств при растяжении кольцевых образцов из тонкостенных труб из сталей и сплавов. СТП 086-288-99. Димитровград: ГНЦ РФ НИИАР, 1999. 35 с.

121. Прохоров В.И., Финько А.Г., Минеев Р.И. Экспериментальное определение рабочей длины кольцевых образцов из оболочек твэлов при поперечном растяжении/ Препринт НИИАР, П-23 (317). Димигровград: НИИАР, 1977. 32 с.

122. Marwick AD. Segregation in irradiated alloys: The inverse Kirkendall effect and the effect of constitution on void stability.-J. Phys. F: Metal Phys., 1978, v. 8, No. 9, p. 1849-1860.

123. Porollo S. I., Konobeev Yu. V., Dvoriashin А. М., et al. Void swelling at low displacement rates in annealed X18H10T stainless steel at 4 to 56 dpa and 280-332 °C. -J. Nucl. Mater., 2002, v. 307-311, p. 339-342.

124. Бондаренко АИ., Конобеев Ю.В. Коагуляция пор в металлах при высоких дозах облучения. Вопр. атомн. науки и техн. Сер.: Топливные и конструкционные материалы, 1976, вып. 2(5), с. 35-40.

125. Щербак В.И., Дмитриев В.Д. Развитие пористости вблизи и на границах зерен в облученном нейтронами никеле. Физ. мет. и металловед., 1987, т. 64, вып. 5, с. 961-965.

126. Забудько JI.M., Лихачев Ю.И., Прошкин А.А. Работоспособность ТВС быстрых реакторов. М.: Энергоатомиздат, 1988. 188 с.

127. Uehira A., Mizuta S, Ukai S., Puigh R.J. Irradiation creep of llCr-0.5Mo-2W,V,Nb fer-ritic-martensitic, modified 316, and 15Cr-20Ni austenitic S.S. irradiated in FFTF to 103— 206 dpa. J. Nucl. Mater, 2000, v. 283-287, part 1, p. 396-399.

128. Garner F.A, Toloczko M.B. and Sencer B.H. Comparison of swelling and irradiation creep behavior of fcc-austenitic and bcc-ferritic/martensitic alloys at high neutron exposure. J. Nucl. Mater, 2000, v. 276, p. 123-142.

129. Porter D.L., Hudman G.D., Garner F.A. Irradiation creep and swelling of annealed type 304L stainless steel at -390 °C and high neutron fluence in EBR-II. J. Nucl. Mater., 1991, v. 179-181, p. 581-587.

130. Горбатов B.K., Рошзянов А.Я., Самсонов Б.В. Некоторые результаты исследования радиационной ползучести нержавеющих сталей. Атомн техн. за рубежом, 1980,№6, с. 8-15.

131. Kalinin G.M., Rodchenkov B.S., Pechenkin V.A. Specification of stress limits for irradiated 316L(N)-IG steel in ITER structural design criteria. J. Nucl. Mater., 2004, v. 329-333, p. 567-574.

132. Odette G.R., Lucas G.E. The Effects of intermediate temperature irradiation on the mechanical behavior of 300-series austenitic stainless steels. J. Nucl. Mater., 1991, v. 179-181, p. 572-576.

133. Bailat C., Almazouzi A., Baluc N. et aL The effect of irradiation and testing temperature on tensile behavior of stainless steels. J. Nucl. Mater., 2000, v. 283-287, p. 446-450.

134. Аверин С.А., Сафонов В.А., Солонин М.И. Физические аспекты разрушения оболочек твэлов ядерных реакторов. Вопр. атомн. науки и техн. Сер.: Физика радиад. поврежд. и радиац. материаловед., 1990, вып. 3(54), с. 62-68.

135. Fissolo A., Cauvin R., Hugot J.-P., Levy V. Influence of swelling on irradiated CW titanium modified 316 embrittlement. In: Proc. of 14th Intern. Symp. on Effects of Radiation on Materials, ASTM STP 1046, ASTM, Philadelphia, 1990, p. 700-713.

136. Mils W.J. Fracture toughness of irradiated stainless steel and alloys, HEDL SA -3471, Hanford Engineering Laboratory Report, Richland, WA, 1986, p. 37-46

137. Busby J.T., Hash M.C., Was G.S. The relationship between hardness and yield stress in irradiated austenitic and fenitic steels. J. Nucl. Mater., 2005, v. 336, p. 267-278.

138. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. 213 с.

139. Goods S.H., Brown L.M. The nucleation of cavities by plastic deformation. Acta Metallurgica, 1979, v. 27, p. 1-17.

140. Brown L.M., Embuiy J.F. The microstructure and design of alloys. In: Proc. of III Intern. Conf. on Strength of Metals and Alloys, The Institute of Metals, 1973, v. 1, p. 164-180.

141. Цутида Э. Концентрация напряжений в месте образования сферических дефектов. Нихон кикай гаккай си, 1976, т. 79 (693), с. 789