Исследование металла ЗТВ сварных соединений корпусов реакторов из стали 15Х2НМФА-А тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Полякова Регина Олеговна

• Полякова Регина Олеговна
• кандидат наук
• 2023

Оглавление диссертации кандидат наук Полякова Регина Олеговна

ВВЕДЕНИЕ

1 Влияние термического цикла сварки на структуру и свойства металла зоны термического влияния корпусов реакторов атомных станций. Литературный обзор

1.1 Общая информация

1.2 Химический состав сталей, для которых есть опубликованные данные по исследованию металла ЗТВ

1.3 Исследование твердости зоны термического влияния

1.4 Структурные исследования зоны термического влияния

1.4.1 Общие представления о структуре ЗТВ для однопроходной сварки

1.4.2 Общие представления о структуре ЗТВ для многопроходной сварки

1.4.3 Оценка типа структуры металла ЗТВ по термокинетическим диаграммам

1.4.5 Исследование микроструктуры в реальной ЗТВ

1.5. Моделирование металла зоны термического влияния

1.6 Механические свойства металла зоны термического влияния

1.7 Влияние эксплуатационных факторов на свойства метала ЗТВ

Заключение по главе

2 Материалы и методы исследования

2.1 Концепция выполнения работы

2.2 Материалы

2.3 Методики

2.3.1 Выявления локальных зон обечайки с измененными вследствие сварки свойствами

2.3.2 Определение критической температуры хрупкости

2.3.2.1 Прецизионное изготовление образцов

2.3.2.2 Испытания образцов на ударный изгиб и определение Тк

2.3.3 Определение параметров вязкости разрушения

2.3.4 Металлографические исследования

2.3.5 Анализ карбидной фазы

2.3.6 Статистические методы обработки результатов испытаний

2.3.7 Облучение в реакторе ИР-8

Заключение по главе

3 Анализ результатов испытаний образцов-свидетелей металла ЗТВ

3.1 Исходное состояние

3.2 Температурное старение

3.3 Облученное состояние

Заключение по главе

4 Свойства металла ЗТВ в исходном состоянии

4.1 Распределение твердости

4.2 Критическая температура хрупкости

4.3 Определение параметров вязкости разрушения

4.4 Причины различий в свойствах металла ЗТВ

4.4.1 Определение области локального изменения химического состава

4.4.2 Структура металла ЗТВ

4.4.3 Анализ причин измельчения аустенитного зерна в металле ЗТВ в процессе термического цикла сварки

4.5 Анализ причин снижения Тк металла субзоны высокой твердости ЗТВ

4.6 Анализ причин снижения Тк металла субзоны низкой твердости ЗТВ

Заключение по главе

5 Свойства металла ЗТВ в облученном состоянии

Заключение по главе

6 Свойства металла ЗТВ после охрупчивающей термической обработки

Заключение по главе

7 Влияние скорости закалки на склонность к обратимой отпускной хрупкости малоуглеродистых низколегированных сталей на примере стали 15Х2НМФА-А

Заключение по главе

8 Алгоритм контроля свойств металла ЗТВ сварных соединений корпусов реакторов типа ВВЭР в процессе эксплуатации по образцам-свидетелям

Заключение по главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Список литературы

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования

Корпус реактора - это толстостенный стальной сосуд, который является элементом первого контура реакторной установки АЭС типа ВВЭР и предназначен для содержания элементов внутрикорпусных устройств и активной зоны, в которой реализуется ядерная реакция. Корпус реактора локализует большую часть продуктов деления ядерных реакций и конструкционных материалов с наведенной активностью. Главное требование, которое предъявляется к корпусам реакторов - сохранение целостности в любой момент штатной эксплуатации и в процессе аварии.

Корпуса реакторов ВВЭР-1000 изготавливаются из малоуглеродистых низколегированных сталей марок 15Х2НМФА, 15Х2НМФА-А и 15Х2НМФАА класс 1. Материалы корпусов реакторов типа ВВЭР-1000 в процессе эксплуатации подвергаются длительному воздействию повышенных температур (290 - 320°С) и потока быстрых нейтронов из активной зоны, что приводит к деградации их свойств. Корпус реактора, как правило, определяет ресурс реакторной установки АЭС с ВВЭР, так как является несменяемым оборудованием.

Корпус реактора типа ВВЭР-1000 состоит из кованых элементов (цилиндрических обечаек и днища), соединенных кольцевыми сварными соединениями. Сварные соединения изготавливаются при помощи автоматической многопроходной сварки под флюсом с использованием, в большинстве случаев, сварочной проволоки марок Св-09ХГНМТА, Св-09ХГНМТА-ВИ, Св-12Х2Н2МА-А.

Программа контроля свойств металла корпуса реактора в процессе эксплуатации по образцам-свидетелям (программа образцов-свидетелей) включает образцы металла обечайки (основного металла), наплавленного металла сварного соединения (металла шва) и металла зоны термического влияния (ЗТВ). Металлом ЗТВ принято называть

и и О 1 и

узкий слой металла обечайки , прилегающий к линии сплавления с металлом сварного шва, в котором при нагреве в процессе сварки изменились структура и свойства. Считается, что металл ЗТВ характеризуется более высокой склонностью к хрупкому разрушению [1-3], чем основной металл, и поэтому металл зоны термического влияния в виде образцов Шарпи включен в программы образцов-свидетелей корпусов реакторов

1 Определение относится и к металлу днища, которое соединено с обечайкой сварным соединением

АЭС типа ВВЭР, PWR и BWR [4-8].

В открытых публикациях есть достаточно много информации о результатах исследования образцов-свидетелей металла сварных швов и основного металла и нет данных по испытаниям образцов-свидетелей металла ЗТВ. В связи с этим отсутствует возможность сделать вывод о том, является ли металл ЗТВ критичным с точки зрения склонности к хрупкому разрушению для корпуса реактора. Некоторые специалисты, занимающиеся исследованием металла корпусов реакторов, предлагают исключить образцы ЗТВ из программы образцов-свидетелей [4]. В некоторых зарубежных руководящих документах образцы-свидетели металла ЗТВ уже исключены [9]. Одним из доводов при исключении образцов-свидетелей металла ЗТВ может являться отсутствие возможности локализации области разрушения только в металле ЗТВ. Уменьшение объема контроля свойств металла корпуса реактора должно быть обосновано, либо предложен корректный способ оценки свойств металла ЗТВ.

Стандартные методики, которые используются для оценки свойств металла корпусов реакторов, нацелены на определение свойств крупногабаритных элементов корпусов реакторов, таких, как обечайки толщиной не менее 190 мм и высотой не менее 1000 мм и соответствующие сварные соединения. Ширина зоны ЗТВ для сварных швов корпусов реакторов составляет приблизительно 3-5 мм от линии сплавления [10-12]. Характерный размер рабочей части образцов типа Шарпи, которые используются в Программе образцов-свидетелей металла корпуса реактора, составляет 8x10 мм (рисунок 2.5). Это означает, что при испытании образцов-свидетелей ЗТВ в область разрушения с ненулевой вероятностью может попадать и основной металл, и металл сварного шва. Возможно, на разброс экспериментальных данных влияет и неоднородность металла ЗТВ. Поэтому полученные в результате испытаний образцов-свидетелей данные не позволяют оценить свойства металла ЗТВ.

Цели и задачи исследования

Цель настоящей работы - разработка и реализация методологии исследования локальных зон сварного соединения для корректного сопоставления свойств металла ЗТВ с основным металлом обечайки и наплавленным металлом сварного шва чтобы выявить область сварного соединения, которую условно можно назвать «слабым звеном» с точки зрения сопротивления хрупкому разрушению.

Исследования выполнены в характерных для корпуса реактора состояниях:

- исходном/состояние поставки (до начала эксплуатации);

- облученном в результате воздействия потока быстрых нейтронов;

- термически охрупченном состоянии.

Для достижения поставленной цели решены следующие задачи:

1) С целью оптимального планирования экспериментальных исследований и анализа полученных результатов произведен поиск, накопление, анализ и обобщение информации по исследованию металла зоны термического влияния для различных материалов и типов изделий, содержащейся в открытых публикациях;

2) Выполнен анализ результатов испытаний образцов-свидетелей ЗТВ корпусов реакторов ВВЭР-1000, накопленных за 30 лет эксплуатации;

3) Исследовано распределение твердости в сварных соединениях для выявления зон металла обечайки, примыкающих к линии сплавления, с измененными в результате воздействия термического цикла сварки свойствами и определения их размеров;

4) Разработана методология выявления зоны сварного соединения, которая является «слабым звеном» с точки зрения склонности к хрупкому разрушению;

5) Для определения зоны «слабого звена» оценены значения параметров склонности к хрупкому разрушению (критическая температура хрупкости (Тк) и характеристика вязкости разрушения (Т0) металла ЗТВ, основного металла и наплавленного металла в характерных для металла корпуса реактора состояниях: исходном (до эксплуатации), облученном и термически охрупченном;

6) Выявлены причины различий в свойствах локальных зон металла обечайки в исследованных состояниях.

Научная новизна работы

Впервые выполнено обобщение и анализ результатов испытаний образцов-свидетелей ЗТВ корпусов реакторов ВВЭР-1000;

впервые разработана методология исследования локальных зон сварного соединения корпуса реактора, которая заключаются в определении «слабого звена» сварного соединения с точки зрения склонности к хрупкому разрушению в характерных для металла корпуса реактора состояниях: исходном, облученном и термически охрупченном;

впервые корректно на образцах, размерный фактор которых соответствует

размерам исследуемых локальных областей, получены характеристики склонности к хрупкому разрушению (Тк и Т0) металла ЗТВ сварного соединения;

впервые выявлено закономерное распределение твердости в металле ЗТВ сварных соединений стали 15Х2НМФА-А;

впервые показано закономерное распределение значений критической температуры хрупкости в различных зонах сварного соединения и выполнен анализ причин возникновения такого распределения;

впервые выполнено детальное исследование структуры металла ЗТВ сварных соединений стали 15Х2НМФА-А, изготовленных в заводских условиях по штатной технологии, и выявлены причины образования структур такого типа в металле ЗТВ обечайки за счет термического цикла сварки.

впервые экспериментально показано влияние скорости закалки (типа структурных составляющих) на склонность к обратимой отпускной хрупкости стали 15Х2НМФА-А.

Практическая значимость работы

Показано, что металл ЗТВ стали 15Х2НМФА-А не является «слабым звеном» сварного соединения с точки зрения склонности к хрупкому разрушению в характерных для металла корпуса реактора состояниях: исходном, облученном и термически охрупченном.

Результаты исследования используются для обоснования Индивидуальных программ контроля свойств металла корпусов реакторов ВВЭР-1000 в процессе эксплуатации по образцам-свидетелям при продлении срока службы до 60 лет и выработки рекомендаций по оценке свойств металла ЗТВ.

Разработан новый алгоритм испытаний образцов-свидетелей ЗТВ и методология оценки свойств металла ЗТВ по результатам испытаний образцов-свидетелей корпусов реакторов ВВЭР-1000.

Степень обоснованности и достоверности полученных научных результатов Достоверность полученных научных результатов основана на представительном массиве полученных в работе экспериментальных результатов с использованием стандартизованных методик испытания образцов на металле двух сварных соединений, выполненных по штатной заводской технологии сварных соединений крупногабаритных кованных элементов из стали 15Х2НМФА-А.

Сформулированные в диссертации положения и выводы обоснованы и подтверждены полученными в представленной работе результатами испытаний образцов, статистическим анализом полученных данных, микроструктурными исследованиями и использованием литературных данных в процессе анализа. Основные положения и результаты, которые выносятся на защиту Обобщение и анализ результатов испытаний образцов-свидетелей металла ЗТВ корпусов реакторов ВВЭР-1000 накопленных за 30 лет эксплуатации;

новая методология исследования локальных зон металла корпуса реактора, которая заключаются в определении «слабого звена» сварного соединения с точки зрения склонности к хрупкому разрушению в характерных для металла корпуса реактора состояниях: исходном, облученном и термически охрупченном;

определение параметров Тк и Т0, характеризующих склонность к хрупкому разрушению ЗТВ, наплавленного металла и основного металла двух сварных соединений в исходном, облученном и охрупченном состояниях. Значения Тк и Т0 получены с использованием малоразмерных образцов Шарпи и образцов для испытаний на вязкость разрушения СТ-0,16, позволяющих оценивать эти характеристики для локальных объемов металла корпуса реактора;

результаты исследования структуры металла ЗТВ штатных сварных соединений корпусов реакторов ВВЭР-1000;

экспериментальное подтверждение влияния скорости закалки (типа структурных составляющих) на склонность к обратимой отпускной хрупкости малоуглеродистых низколегированных сталей;

алгоритм испытаний образцов-свидетелей ЗТВ и методология оценки свойств металла ЗТВ по результатам испытаний образцов-свидетелей корпусов реакторов ВВЭР-1000.

Личный вклад автора

• Для оптимального планирования экспериментальных исследований и анализа полученных результатов автор выполнил поиск, накопление, анализ и обобщение информации по исследованию металла зоны термического влияния для различных материалов и типов изделий, содержащейся в открытых публикациях;

• автор принимал непосредственное участие в планировании экспериментальных исследований, выборе методов их реализации и в анализе полученных результатов;

• автор принимал личное участие в выполнении экспериментальных работ на всех этапах: при выборе объектов исследования, измерении твёрдости, в процессе прецизионной подготовки к изготовлению образцов для испытаний, выборе мест изготовления надрезов малоразмерных образцов Шарпи и СТ-0,16, формировании садок для термической обработки, формировании ампул для облучения, подготовке отчетных материалов в процессе выполнения работы;

• автор принимал непосредственное и активное участие в комплексном анализе результатов испытаний образцов и структурных исследований с учетом информации, представленной в открытых публикациях по исследованию металла ЗТВ различных типов материалов.

Объём и структура работы

Диссертация состоит из введения, 8 глав, заключения и списка литературы из 140 наименований, содержит 182 страниц, 32 таблицы и 108 рисунков.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Исследование металла ЗТВ сварных соединений корпусов реакторов из стали 15Х2НМФА-А»

Апробация работы

Основные результаты и положения диссертационной работы были доложены и обсуждены на профильных российских и международных конференциях, семинарах и школах, включая следующие:

1. 16-ая Курчатовская междисциплинарная молодежная научная школа, 2 -05.12.2019, Москва, Россия.

2. X Евразийская научно-практическая конференция "Прочность неоднородных структур ПР0СТ-2020/21. 20-22 апреля 2021 г., НИТУ "МИСиС", Москва, Россия.

3. Отраслевой семинар «Физика радиационных повреждений материалов атомной техники» 20 - 22 апреля 2021 г., Обнинск, Россия.

4. Конференция International Group on Radiation Damage Mechanisms - UPDATE (virtual) 11-15 October, 2021.

5. LXIV Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (АПП-2022), 4 - 8 апреля 2022 г., Екатеринбург, Россия.

6. XXII Международная конференция молодых специалистов по ядерным энергетическим установкам, 13-14 апреля 2022 г., г. Подольск, Россия.

7. 26th International Conference on Structural Mechanics in Reactor Technology, July 10-15, 2022, Berlin/Potsdam, Germany.

8. Fifth International Conference on Nuclear Power Plant Life Management - 28

November - 2 December 2022, Vienna, Austria.

9. XVII Курчатовская междисциплинарная молодёжная научная школа, 20 -23.03.2023, Москва, Россия.

10. XI Научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» — ПР0СТ-2023 памяти М.А. Штремеля, 18-20 апреля 2023 года, НИТУ "МИСиС", Москва, Россия.

Публикации

Результаты диссертации опубликованы в 13 статьях и докладах, из них 3 публикации в ведущих рецензируемых изданиях, рекомендованных в действующем перечне ВАК, одна в ведущем международном рецензируемом журнале International Journal of Pressure Vessels and Piping и 10 в материалах и тезисах конференций.

Публикации в изданиях, рекомендованных ВАК РФ:

1. А. А. Чернобаева, Д. Ю. Ерак, М. В. Анищенко, Полякова, Р.О., Бубякин, С.А., Скундин, М.А., 2021. Влияние эксплуатационных факторов на свойства зоны термического влияния корпусов реакторов ВВЭР-1000 по данным испытаний образцов-свидетелей. Деформация и разрушение материалов. № 4, 2021, с.19-26.

2. А. А. Чернобаева, Д. Ю. Ерак, Р. О. Полякова, О. Д. Чеботарёв, Ю. Е. Песня, В. В. Трофимчук, "Анализ причин измельчения аустенитного зерна в металле ЗТВ в процессе термического цикла сварки," ВАНТ. Сер. Физика ядерных реакторов, vol. 5, 2022 pp., 116-123.

3. А. A. Chernobaeva, D. Yu. Erak, , R. O. Poliakova, K. I. Medvedev, A. D. Erak, D. А. Maltsev, N. V. Stepanov, D. A. Zhurko, M. А. Skundin, S. А. Bubyakin, "Study of the heat-affected zone metal of reactor pressure vessel welded joints in the initial state," International Journal of Pressure Vessels and Piping, vol. 195, October 2021, p. 104595, 2022, doi: 10.1016/j.ijpvp.2021.104595.

Материалы конференций и статьи:

1. A. A. Chernobaeva, D. Y. Erak, M. V. Anishchenko, R. O. Polyakova, S. A. Bubyakin, and M. A. Skundin, "Effect of the Operation Factors on the Properties of the Heat Affected Zone in VVER-1000 RPV according to the Results of Surveillance Specimens," Russ. Metall., vol. 2021, no. 10, pp. 1356-1362, 2021, doi: 10.1134/S0036029521100104.

2. Р.О. Полякова, К.И. Медведев, М.В. Дадон, С.А. Бубякин, М.А. Скундин. Исследование локальных зон сварных соединений корпусов реакторов. 16-ая

Курчатовская междисциплинарная молодежная научная школа, // тезисы доклада в сборнике аннотаций «16-я Курчатовская междисциплинарная молодежная научная школа» - 2019 - с. 24.

3. А.А. Чернобаева, Д.Ю. Ерак, Р.О. Полякова, К.И. Медведев, Д.А. Журко, М.В. Дадон, С.А. Бубякин, М.А. Скундин, Е.А. Васильева. Распределение свойств в сварных соединениях корпусов реакторов. X-я Евразийская научно-практическая конференция "Прочность неоднородных структур ПР0СТ-2020/21. НИТУ "МИСиС", 20-22 апреля 2021 г., г. Москва.

4. А.А. Чернобаева, Д.Ю. Ерак, Р.О. Полякова, К.И. Медведев, Д.А. Журко, Н.В. Степанов, Д.А. Мальцев, С.А. Бубякин, М.А. Скундин. Особенности металла зоны термического влияния Сг-Mo-Ni-V стали. LXIV Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (АПП-2022), 4 - 8 апреля 2022 г., Екатеринбург, Россия.

5. О.Д. Чеботарёв, А.А. Чернобаева, Д.Ю. Ерак, Р.О. Полякова, К.И. Медведев. Исследование структуры сварного соединения в области близкой к линии сплавления. LXIV Международная конференция «Актуальные проблемы прочности» (АПП-2022), 4 - 8 апреля 2022 г., Екатеринбург, Россия.

6. Р.О. Полякова, К.И. Медведев, А.Д. Ерак, Н.В. Степанов, М.А. Скундин. Исследование металла ЗТВ корпусов реакторов ВВЭР-1000 после охрупчивающей термической обработки. XXII Международная конференция молодых специалистов по ядерным энергетическим установкам, 13-14 апреля 2022 г., Подольск, Россия.

7. Regina Polyakova , Anna Chernobaeva, Dmitry Erak, Kirill Medvedev, Artem Erak, Dmitry Maltsev, Nikita Stepanov, Denis Zhurko, Matvey Skundin, Sergey Bubyakin. Study of the HAZ metal of the RPV welded joints. 26th International Conference on Structural Mechanics in Reactor Technology, July 10-15, 2022, Berlin/Potsdam, Germany.

8. Regina Polyakova, Anna Chernobaeva, Dmitry Erak. Assessment of the HAZ metal properties for VVER-1000 RPV lifetime extention. Fifth International Conference on Nuclear Power Plant Life Management - 28 November - 2 December 2022, Vienna, Austria.

9. О.Д. Чеботарёв, Р.О. Полякова, А.А. Чернобаева, Д.Ю. Ерак, Ю.Е. Песня, В.В. Трофимчук. Особенности структуры металла зоны термического влияния сварных соединений стали 15Х2НМФА. XVII Курчатовская междисциплинарная молодёжная научная школа, // тезисы доклада в сборнике аннотаций. 20 - 23.03.2023, Москва,

Россия.

10. Р.О. Полякова, А.А. Чернобаева, Д.Ю. Ерак, О.Д. Чеботарёв, Д.А. Журко, А.П. Бандура, М.А. Скундин, А.П. Бубякин, Ю.Е. Песня, В.В. Трофимчук, Д.А. Мальцев. Исследование свойств металла ЗТВ сварных соединений из стали 15Х2НМФА-А. XI Научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» — ПР0СТ-2023, 18-20 апреля 2023 года, НИТУ "МИСиС", Москва, Россия. Благодарности

Автор выражает благодарность своему научному руководителю д.т.н. Чернобаевой А.А. за научное руководство, ценные советы и поддержку на всех этапах диссертационной работы;

проф., д.т.н. Гуровичу Б.А. и Кулешовой Е.А. - за выраженный интерес и поддержку работы на всех этапах её реализации при экспериментальных исследованиях и аналитической обработке;

д.т.н. Ераку Д.Ю. и к.т.н Журко Д.А. - за предоставленные материалы для исследования и данные по механическим испытаниям;

к.т.н. Мальцеву Д.А. - за поддержку в интеграции данных по ОС и статистической обработке результатов структурных исследований; к.т.н.

к.т.н. Ераку А.Д. - за консультационную поддержку и поддержку работы на всех этапах её реализации при экспериментальных исследованиях и аналитической обработке;

к.т.н. Кочкину В.Н. - за предоставленные данные по флюенсу быстрых нейтронов облученных образцов.

Автор выражает глубокую признательность Анищенко М. В., Скундину М.А., Бубякину С.А., Чеботареву О.Д., Песне Ю.Е., Трофимчуку В. В., Бандуре А.П., Михину О. В. за неоценимую помощь на разных этапах выполнения диссертационной работы.

1 Влияние термического цикла сварки на структуру и свойства металла зоны термического влияния корпусов реакторов атомных станций. Литературный обзор.

1.1 Общая информация

Корпус реактора типа ВВЭР-1000 состоит из кованых элементов (цилиндрических обечаек и днища), соединенных кольцевыми сварными соединениями. Сварное соединение состоит из основного металла, металла сварного шва (наплавленного металла) и зоны термического влияния (рисунок 1.1).

Основной метал

Рисунок 1.1 - Схема корпуса. Сечение сварного соединения и структура основного

металла, металла шва и ЗТВ

Сварные соединения корпусов реакторов ВВЭР-1000 выполняются автоматической дуговой сваркой (АДС) под слоем флюса с использованием различных сочетаний сварочной проволоки и флюсов. В таблице 1.1 представлен химический состав материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000.

Таблица 1.1 - Химический состав материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000 [13]-[16]

Сталь/сварочная проволока Марка флюса Нормативны й документ Содержание элементов (масс. %)

C Si Mn & № Mo V

15Х2НМФА* - ТУ 108-765-78/ ТУ 0893-01300212179-2003 0,13 0,18 0,17 0,37 0,30 0,60 1,7 2,4 1,0 1,5 0,50 0,70 <0,12 -

15Х2НМФА - 0,13 0,16 0,17 0,37 0,30 0,60 1,8 2,3 1,0 1,5 0,50 0,70 0,10 0,12 -

15Х2НМФА-А* - 0,13 0,16 0,17 0,37 0,30 0,60 1,8 2,3 1,0 1,3 0,50 0,70 0,10 0,12 -

15Х2НМФАА класс 1* - 0,13 0,18 0,17 0,37 0,30 0,60 1,8 2,3 1,0 1,3 0,50 0,70 0,10 0,12 -

Св-09ХГНМТА Св-09ХГНМТА-ВИ НФ-18М ПНАЭГ-7-010-89 0,06 0,10 0,15 0,45 0,45 1,10 1,2 2,0 1,0 1,5 0,40 0,70 - 0,01 0,06

Св- 10ХГНМА-А * * ФЦ-16 0,06 0,12 0,15 0,45 0,65 1,10 1,2 2,0 1,0 1,8 0,40 0,70 - -

Св- 12Х2Н2МА * * ФЦ-16 0,06 0,12 0,15 0,45 0,65 1,10 1,2 2,0 1,0 1,9 0,40 0,70 - -

Св- 12Х2Н2МА-А * * ФЦ-16А 0,06 0,12 0,15 0,45 0,65 1,10 1,2 2,1 1,0 1,9 0,45 0,75 - -

допустимое содержание примесных элементов для основного металла корпусов реакторов:

15Х2НМФА: - Р < 0,020; S <0,020; Cu <0,30; P + Sb + Sn < 0,15; As < 0,040 15Х2НМФАА: - Р < 0,010; S <0,012; Cu <0,10; P + Sb + Sn < 0,015; As < 0,010 15Х2НМФАА класс 1: - Р < 0,010; S <0,012; Cu <0,08; P + Sb + Sn < 0,015, As < 0,010 ** допустимое содержание примесных элементов для металла сварных швов корпусов реакторов:

Св-09ХГНМТА: - Р < 0,012; S <0,012; ^ <0,10; Sb < 0,008; As < 0,010; Sn < 0,15 Св-09ХГНМТА-ВИ: - Р < 0,006; S <0,006; Cu <0,06; As < 0,010; Sn < 0,15 Св- 10ХГНМА-А, Св-12Х2Н2МА: - Р < 0,025; S <0,020; ^ <0,15 Св-12Х2Н2МА-А: - Р < 0,012; S <0,015; Cu <0,08

Обечайки должны обладать хорошей свариваемостью, из-за этого они имеют ограничение по содержанию углерода на уровне 0,13-0,18%. Это способствует уменьшению объема карбидной фазы и при этом достигается более высокая стабильность структурно-фазового состояния при повышенных температурах [14].

АДС под флюсом - это автоматизированный процесс сварки, в котором дуга и расплавленный металл защищены от атмосферы покровом из легкоплавкого гранулированного материала, называемого «флюсом». Для предотвращения образования трещин в процессе сварки и сразу после ее окончания используется предварительный и сопутствующий подогрев. Температура предварительного и сопутствующего подогрева свариваемых заготовок составляет 150...220°С [12-13], [17]. Сопутствующий подогрев снижает температурный градиент между наплавляемым металлом и металлом

свариваемых заготовок, что приводит к снижению скорости охлаждения. Снижение скорости охлаждения способствует предотвращению образования хрупкой структуры -уменьшает твердость ЗТВ и наплавленного металла, что снижает склонность к растрескиванию [18]-[19].

АДС под флюсом широко используется при производстве сварных труб, корпусов реакторов, как в России, так и за рубежом. К преимуществам процесса АДС под флюсом относятся:

1) Предотвращение быстрого выхода тепла изолирующим слоем флюса;

2) Разделка под сварку может быть выполнена для разной толщины (190-290 мм) свариваемых элементов корпуса реактора и может быть стандартной (рисунок 1.2б) и узкой (рисунок 1.2а). Использование узкой разделки позволяет уменьшить количество наплавляемого металла.

а б

Рисунок 1.2 - Варианты разделки под сварку а - узкая, б - стандартная 3) Возможны очень высокие скорости сварки 12-35 м/ч [20].

1.2 Химический состав сталей, для которых есть опубликованные данные по исследованию металла ЗТВ

В таблице 1.2 и на рисунке 1.3 представлен химический состав сталей, для которых есть опубликованные данные по исследованию металла ЗТВ.

Таблица 1.2 - Химический состав сталей, для которых есть опубликованные данные по

исследованию металла ЗТВ

№ Ссылка C Si Mn P S & Mo № V

стали

1 [1] 0,25 0,50 1,40 0,020 0,005 0,10 0,8 0,70 2,0 0,08

2 [1] 0,24 0,20 0,92 0,009 0,005 0,02 0,5 0,35 1,3 0,02

3 [3] 0,10 0,30 0,30 0,006 0,003 - 8,3 0,9 - 0,20

4 [10] 0,09 0,51 1,56 0,021 0,005 - - 0,01 0,1 0,01

5 [10] 0,12 0,33 1,49 0,007 0,003 - - 0,01 0,2 0,01

6 [10] 0,08 0,46 1,42 0,009 0,003 - 0,1 0,01 0,1 0,01

7 [10] 0,11 0,45 1,32 0,005 0,002 - 0,1 0,02 0,2 0,01

8 [10] 0,10 0,45 1,33 0,005 0,003 - 0,1 0,03 0,2 0,01

9 [10] 0,08 0,39 1,39 0,017 0,002 - 0,1 0,02 0,3 0,01

10 [10] 0,09 0,49 1,39 0,008 0,004 - 0,1 0,02 0,1 0,01

11 [10] 0,18 0,4 1,41 0,022 0,019 - 0,1 0,01 - 0,01

12 [10] 0,09 0,19 1,55 0,014 0,003 - 0,1 0,02 0,2 0,01

13 [10] 0,09 0,33 1,43 0,007 0,001 - - 0,01 0,5 0,05

14 [18] 0,12 0,25 0,90 0,015 0,002 0,19 0,5 0,36 1,3 0,02

15 [21] 0,31 1,16 0,74 0,016 0,010 0,08 1,7 0,30 2,3 0,20

16 [21] 0,36 1,32 0,81 0,019 0,010 0,06 1,7 0,50 2,3 0,20

17 [22] 0,06 0,08 1,79 0,012 0,004 0,28 0,1 0,15 0,2 -

18 [23] 0,13 0,07 0,48 0,006 0,002 - 2,4 1,01 - 0,28

19 [24] 0,14 0,24 1,43 0,012 0,004 0,01 0,1 - 0,2 0,06

20 [24] 0,10 0,46 1,42 0,015 0,011 0,20 0,1 - 0,3 0,08

21 [25] 0,07 0,17 1,50 0,007 0,002 - - - - -

22 [26] 0,06 0,30 1,71 - - - - - 0,92 0,073

23 [26] 0,06 0,25 1,68 - - - - - 1,04

24 [27] 0,05 0,27 1,35 - - - - - 0,95 0,03

25 [28] 0,12 0,20 1,60 - 0,002 - - - - 0,10

26 [29] 0,04 0,15 1,46 - - 1,01 - - - -

27 [30] 0,03 0,27 1,79 0,011 0,001 - - <0,03 0,2 0,03

28 [30] 0,05 0,23 1,79 0,012 0,002 - - <0,03 0,2 0,04

29 [30] 0,08 0,11 1,62 0,014 0,002 - - <0,03 0,2 <0,02

30 [30] 0,08 0,26 1,53 0,008 0,002 - - 0,01 0,2 0,04

31 [31] 0,29 0,36 1,20 1,50 0,60 1,00 - - - 1,5 2,0 0,45 0,55 2,0 2,4 -

32 [31] 0,32 0,50 1,20 - - - 0,9 0,30 1,1 -

33 [31] 0,32 0,40 1,20 - - - 1,0 0,70 1,8 -

34 [31] 0,30 0,80 1,60 - - - 1,0 0,50 1,0 -

35 [31] 0,30 0,70 1,70 - - - 1,5 0,50 0,8 -

36 [32] 0,09 0,19 1,54 0,004 0,002 0,28 - 0,7 -

37 [33] 0,05 - 0,70 - - 0,20 0,4 0,50 4,0 0,30

38 [34] 0,08 0,25 1,60 0,007 0,001 0,11 - 0,18 0,2 0,05

39 [35] 0,05 0,23 1,74 0,014 0,003 0,19 - 0,18 0,2 0,02

40 [36] 0,07 0,34 1,65 - - - 0,3 0,13 0,1 0,06

2

Суммарное содержание Cr+Cu+Mo+Ni

"3

Суммарное содержание Nb+V

4 Суммарное содержание Cr+Cu+Mo+Ni

5 Суммарное содержание Cr+Mo+Ni

Продолжение таблицы 1.2

№ Ссылка C Si Mn P S & Mo № V

стали

41 [37] 0,08 0,30 1,23 0,012 0,004 - 0,10 0,11 0,5 0,05

42 [37] 0,05 0,30 1,22 0,010 0,003 - 0,10 0,05 0,5 0,05

43 [37] 0,13 0,28 0,40 0,008 0,005 - 1,60 0,48 3,3 -

44 [38] 0,13 0,40 1,43 0,019 0,001 0,30 - - 0,2 -

45 [39] 0,11 0,29 1,39 0,010 0,020 - - - - -

46 [40] 0,09 0,20 1,41 0,005 0,004 - - - - <0,01

47 [40] 0,08 0,21 1,42 0,005 0,002 - - - - 0,05

48 [40] 0,09 0,21 1,44 0,005 0,003 - - - - 0,10

49 [40] 0,10 0,19 1,40 0,005 0,002 - - - - <0,01

50 [41] 0,07 0,37 0,80 0,012 0,004 1,61 0,60 0,58 3,5 -

51 [42] 0,07 0,32 1,50 0,012 0,001 0,16 0,10 0,12 0,5 -

52 [43] 0,05 0,24 1,57 0,010 0,002 0,15 - 0,15 0,2 0,03

53 [43] 0,05 0,23 1,62 0,010 0,002 0,15 - 0,14 0,2 0,02

54 [43] 0,05 0,22 1,56 0,010 0,002 0,15 - 0,15 0,2 0,02

55 [44] 0,07 0,15 1,55 - - 0,25 - 0,15 0,6 -

56 [45] 0,13 0,26 1,06 - - - 0,39 0,47 0,5 0,506

57 [46] 0,17 0,28 0,41 0,010 0,010 0,03 2,04 0,63 1,4 0,12

58 [47] 0,07 0,23 1,51 0,007 <0,000 0,30 0,03 0,01 0,5 -

59 [47] 0,09 0,25 1,52 0,003 0,002 0,31 0,04 0,01 0,7 -

60 [48] 0,07 0,24 1,50 0,015 0,002 0,01 - - 0,2 0,01

61 [48] 0,10 0,21 1,58 0,017 0,007 0,30 - - 0,3 0,02

62 [48] 0,09 0,16 1,57 0,012 0,005 0,29 - - 0,4 0,07

63 [49] 0,16 0,22 1,32 0,009 0,008 0,06 0,16 0,51 0,7 0,01

64 [50] 0,18 0,29 1,31 0,015 0,009 0,16 0,17 0,52 0,7 -

65 [51] 0,14 0,17 0,18 0,25 1,42 1,45 0,013 0,019 0,003 0,005 <0,06 0,06 0,09 - 0,2 0,3 -

66 [52] 0,16 0,19 1,32 0,014 0,005 0,01 0,02 - 0,1 0,00

67 [53] <0,10 0,20 1,30 - - - 0,50 0,70 1,0 0,01

68 [54] 0,19 0,19 1,35 - - - 0,13 0,48 0,9 -

69 [54] 0,10 0,20 0,70 - - - 0,14 0,96 2,5 -

70 [54] 0,06 0,22 1,55 0,15 1,00 1,5 -

71 [55] 0,07 0,34 1,65 - - - - - 0,97 -

72 [56] 0,04 0,06 - - - - - 0,30 0,40 - - -

73 [57] 0,16 0,43 1,20 0,013 0,001 0,04 0,43 0,31 0,3 0,04

74 [58] 0,11 0,20 0,51 0,049 0,007 - 2,32 1,10 - -

75 [59] 0,08 0,28 1,48 - - - 0,13 - 0,2 -

76 [60] 0,15 0,28 0,54 - 0,010 0,06 8,48 0,95 0,4 0,14

77 [61] 0,11 0,20 0,60 - - - 8,80 0,50 0,7 0,20

78 [62] 0,12 0,27 0,54 - - - 8,49 0,84 0,4 0,24

79 [63] 0,15 0,28 0,54 0,011 <0,020 0,06 8,49 0,95 0,4 0,14

80 [64] 0,02 0,19 0,69 - 0,019 0,03 8,16 0,71 0,3 <0,01

81 [65] 0,09 0,35 0,43 - - - 8,98 0,49 0,3 -

82 [66] 0,16 0,23 0,80 0,020 0,009 0,02 0,05 0,00 0,0 -

6 Суммарное содержание Ti+V

7 Суммарное содержание Cr+Cu+Mo+Ni

Продолжение таблицы 1.2

№ Ссылка C Si Mn P S ^ & Mo № V

стали

83 [66] 0,16 0,17 1,02 0,019 0,010 0,01 0,03 0,00 - -

84 [66] 0,09 0,19 1,32 0,014 0,005 0,01 0,61 0,00 - -

85 [66] 0,09 0,19 1,28 0,017 0,003 0,02 0,60 0,00 - -

86 [66] 0,17 0,47 1,21 0,018 0,003 0,03 0,85 0,20 - -

87 [66] 0,17 0,41 1,18 0,016 0,002 0,02 0,86 0,20 - -

88 [67] 0,19 0,32 1,12 0,012 0,007 - - - - -

89 [68] 0,17 0,26 1,42 0,006 0,001 0,01 0,14 0,57 0,7 -

90 [68] 0,20 0,25 1,41 0,010 0,006 0,12 0,12 0,54 0,7 -

91 [69] 0,05 0,50 1,60 0,034 0,001 - 18,55 - 8,2 -

92 [70] 0,16 0,29 0,72 0,006 0,001 0,25 0,54 0,26 0,2 -

93 [71] 0,05 0,30 1,20 0,005 0,010 0,20 0,10 - 0,2 0,05

С Мп

Рисунок 1.3 - Сопоставление химического состава ранее исследованных в работах по ЗТВ сталей с диапазоном фактических содержаний химических элементов в металле

обечаек корпусов реакторов ВВЭР-1000

Синими точками на рисунке 1.3 показан диапазон фактического содержания химических элементов в стали 15Х2НМФА. Можно отметить довольно широкий диапазон химических составов. Большая часть материалов отличается от стали15Х2НМФА. Содержание марганца в стали 5Х2НМФА ниже, чем в исследованных материалах.

Анализ таблицы 1.2 показал, что в более чем 60-ти открытых публикациях есть данные по 93 сталям. Всего по исследованию металла ЗТВ было проанализировано приблизительно 100 публикаций, но не во всех был указан его состав. Только в 65

работах был приведен химический состав исследованных сталей. На рисунке 1.4 показано распределение числа публикаций по типам материалов.

Рисунок 1.4 - Количество статей по данному виду стали8

По данным гистограммы можно сделать вывод, что больше всего проблему металла ЗТВ изучали для конструкционных сталей. Достаточно много работ опубликовано по трубным и высокопрочным сталям. Чуть меньше - по ферритным и жаропрочным сталям. Десять работ опубликовано по сталям для корпусов реакторов РШЯ и 4 для стали корпуса реактора ВВЭР-1000. Это позволяет сделать вывод, что исследование металла ЗТВ для металла корпусов реакторов ВВЭР-1000 является весьма актуальной задачей.

1.3 Исследование твердости зоны термического влияния

Свойства металла ЗТВ во многих работах оцениваются путем измерения твердости или микротвёрдости, так как это довольно узкая область, и другие свойства определить сложно. Твердость обычно увеличивается до максимального значения рядом с линией сплавления, что указывает на наличие более твердых структур, таких как мартенсит, по сравнению с другими структурами ЗТВ и основного металла, такими как перлит, бейнит, феррит и другие [18]. Рекомендуется ограничивать твердость металла ЗТВ таким образом, чтобы она не превышала твердость основного металла более, чем на 20-30% [12].

В работах [18] и [67] исследовано влияние температуры предварительного и

8 Классификация сталей представлена с использованием терминологии авторов публикаций

сопутствующего подогрева на твердость металла ЗТВ (рисунки 1.5 и 1.6).

в

Расстояние, * б

Рисунок 1.5 - Профиль твердости сварного соединения; с предварительным нагревом а - до 20°С; б - до 80°С; в - до 120°С; г - до 200°С [18]

ос ш • юс ж ■ т

WM WM 7~

" HAZ

ВС ■

Т 2 S * в 0 7

Diiunte from cenurweld (mm)

а

Distance from center weld (mm) б

0 i stance from center we Id (mm)

в

Рисунок 1.6 - Распределение твердости в различных зонах сварного соединения по оси ординат - твердость, по оси абсцисс - расстояние от оси шва в мм. При погонной энергии сварки (а, б) 0,89 кДж/мм, (в) 1,34 кДж/мм (а, в) - без предварительного нагрева, (б) - с предварительном подогревом 150°С [67]

г

На рисунке 1.7 на основании экспериментальных результатов из [18] и [67] построена зависимость максимального значения твердости металла ЗТВ от температуры подогрева.

100 150

Температура подогрева, °С

Рисунок 1.7 - Зависимость максимального значения твердости в ЗТВ от температуры подогрева (кружочками представлены данные из статьи [18], звездочками - [67])

На рисунке 1.7 показано, что повышение температуры подогрева от комнатной до 200°С приводит к уменьшению максимального значения твердости в металле ЗТВ от 425 до 320 НУ.

В работах [12], [55], [71]-[72] было исследовано влияние погонной энергии на твердость металла ЗТВ (рисунки 1.8^1.11).

Рисунок 1.8 - Кривые измерения твердости поперек зоны термического влияния (ЗТВ) при сварке под флюсом с разной погонной энергией (а - микролегированная сталь Х70, б - низколегированная улучшенная сталь) [12]

Distance (mm)

Рисунок 1.9 - Распределение микротвердости в ЗТВ: по оси ординат - твердость, по оси абсцисс - расстояние от линии сплавления в мм [55]

Рисунок 1.11 - Результаты определения твердости экспериментальных сварных соединений [71] при погонной энергии сварки 15 кДж/см и 25 кДж/см

д е

Рисунок 1.10 - Распределение твердости в различных зонах сварного соединения при

погонной энергии сварки:

(а) 0,25 кДж/мм, (б) 0,40 кДж/мм, (в) 0,46 кДж/мм, (г) 0,57 кДж/мм, (д) 0,67 кДж/мм, и

(е) 0,77 кДж/мм по оси ординат; по оси ординат - твердость, по оси абсцисс -

расстояние центра шва в мм [72]

На рисунке 1.12 на основании данных из работ [11], [55] и [72] представлена зависимость максимального значения твердости металла ЗТВ от погонной энергии.

450- *

★

> X

400-

О

X

аз

Е

350-

♦ 2

300-

♦

250

0

2

3

4

5

Погонная энергия, кДж/мм

Рисунок 1.12 - Зависимость максимального значения твердости ЗТВ от погонной энергии (кружочками открытыми (микролегированная сталь Х70) и закрытыми (низколегированная улучшенная сталь) представлены данные из [12], звездочками - [72]

На рисунке 1.12 показано, что увеличение погонной энергии от 0,2 кДж/мм до 4,5 кДж/мм приводит к уменьшению максимального значения твердости металла ЗТВ от 460 до 275 НУ при сварке низколегированной улучшенной стали. Увеличение погонной энергии от 1,2 кДж/мм до 1,5 кДж/мм приводит к уменьшению максимального значения твердости металла ЗТВ от 380 до 350 НУ при сварке микролегированной стали Х70.

В ряде работ показано, что увеличение погонной энергии увеличивает ширину зоны термического влияния. Так, например, увеличение погонной энергии с 1,43 кДж/мм до 4,5 кДж/мм привело к увеличению ширины ЗТВ на 5 мм [55]; увеличение погонной энергии с 0,25 кДж/мм до 0,77 кДж/мм привело к увеличению ширины ЗТВ до 5 мм [72].

На основании данных рисунков 1.7 и 1.12 можно сделать вывод о том, что подогрев во время сварки и увеличение погонной энергии уменьшает максимальное значение твердости металла ЗТВ. Это приводит к сглаживанию распределения твердости по сечению сварных соединений, что видно из рисунков 1.5, 1.6 и 1.9-1.11.

Как правило, максимальная твердость металла ЗТВ выше, чем твёрдость наплавленного металла и основного металла (рисунки 1.13-1.19).

и ромбами - [55])

Рисунок 1.13 - Кривые измерения твердости поперек зоны термического влияния (ЗТВ) на стали с пониженным содержанием перлита (1) и низколегированной (2) [12]

Рисунок 1.14 - Распределение твердости по сечению сварного соединения WELDOX

1300 [1]

■5.0 -2,5 о,о 3.0 7,5 10,0

ГКП)|П1||,|1111 ГЫ|Ы(М|, ял

Рисунок 1.15 - Распределение твердости по сечению сварного соединения трубы К65 толщиной 27,7 мм. Отрицательные значения от линии сплавления - металл шва. Твердость основного металла на 10-15 ед. выше металла сварного шва [73]

450

150 -|—I—|—1—|—1—|—I—|—•—|—I—|—I—|—I—|—I—|—1—|-

-2 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 Расстояние, мм

Рисунок 1.16 - График твердости для разнородных сварных швов [74]

|)э»1нкс (тщ (шй)

Рисунок 1.17 - Результаты испытаний на твердость в ОM, ЗТВ и МШ сварного

соединения.

По оси ординат - твердость, по оси абсцисс - расстояние от наплавки в мм [50]

450 400

I

г 350 j

и

5

•Л

£ зоо •о

I

250 200

1 2 3 4 S б 7 8 9 10 11 12 13 14 15

Location

—Une 1 (upper) —Line 2 power)

Рисунок 1.18 - Распределение твердости в ОМ, ЗТВ и МШ сварного соединения. По оси ординат - твердость, по оси абсцисс - расстояние в мм [75]

4» 426

/ 413

Рисунок 1.19 - Распределение твердости в ОМ и металле ЗТВ. По оси ординат - твердость, по оси абсцисс - расстояние от линии сплавления в мм [68]

Большая часть работ (рисунки 1.5-1.6, 1.8-1.10, 1.14-1.19) показывает, что твердость в металле ЗТВ выше, чем в металле шва и в основном металле. Однако, если твердость наплавленного металла существенно выше, чем основного металла или в случае стали не склонной к возникновению хрупкости в результате фазовых превращений твердость ЗТВ может быть ниже, чем твердость наплавленного металла (рисунки 1.11, 1.13 и 1.20).

Avg. Ь|агс1пе55 о(

О 2 4 6 8 10 12 14 16 01з1апсе (тт)

Рисунок 1.20 - Распределение твердости после сварки

По оси ординат - микротвердость, по оси абсцисс - расстояние от центра шва в мм

[60]-[63]

На основании экспериментальных результатов, представленных в настоящем разделе, можно сделать вывод о том, что в сварных соединениях наблюдается закономерное распределение твердости с характерным максимумом в ЗТВ. Технологические параметры сварки, такие как погонная энергия и температура предварительного подогрева, влияют на величину максимума и ширину ЗТВ. Чем выше температура подогрева и погонная энергия сварки, тем ниже максимальное значение твердости в ЗТВ. Измерение твердости позволяет выявить ЗТВ и оценить ее размеры.

Для стали марки 15Х2НМФА в открытых публикациях нет данных по распределению твердости металла ЗТВ для реальных сварных соединений.

1.4 Структурные исследования зоны термического влияния

Структура является одним из факторов, определяющих механические свойства металла ЗТВ, такие как пластичность, вязкость, прочность.

1.4.1 Общие представления о структуре ЗТВ для однопроходной сварки

Однопроходная сварка характеризуется однократным нагревом ЗТВ. Общая теоретическая схема структуры зоны термического влияния при однопроходной сварке в соответствии с [77] показана на рисунке 1.21.

Рисунок 1.21 - Структура зоны термического влияния при однопроходной сварке [76] А - зона наплавленного металла; Б - зона сплавления; В - зона термического влияния;

Г - зона основного металла

В соответствии со схемой, показанной на рисунке 1.21, структура описывается следующим образом:

участок неполного расплавления 1 - переходный от расплавленного металла шва к основному. Здесь происходит сплавление кристаллитов металла шва с зернами основного металла (линия сплавления);

участок перегрева 2 - при температуре 1100...1500°С происходит аустенитное превращение (а-железо переходит в у-железо). В результате перегрева наблюдается рост

первичного зерна, что способствует увеличению размеров аустенитного зерна. Предполагается, что металл на втором участке обладает худшими свойствами, чем основной металл [77];

участок нормализации (перекристаллизации) 3 - при температуре 930...1100°С происходит нормализация основного металла, в результате образуется мелкозернистая структура, обладающая наилучшими механическими свойствами [76];

участок неполной перекристаллизации 4 - при температуре 720...930°С происходит только частичная перекристаллизация, имеет структуру в виде крупных зерен, по границам которых расположены мелкие зерна;

участок рекристаллизации 5 - при температуре 450...700°С происходит рост зерен феррита (рекристаллизация) из их раздробленных частей, полученных при пластической деформации металла, и процесс старения, заключающийся в выделении нитридов и карбидов вокруг кристаллической решетки стали, что сопровождается повышением ее прочности и снижением пластичности;

участок синеломкости 6 - металл при температуре 200...450°С, имеющий пониженные пластические свойства.

1.4.2 Общие представления о структуре ЗТВ для многопроходной сварки

Многопроходная сварка в соответствии с опубликованными работами характеризуется следующими особенностями:

1. Каждый следующий слой успевает полностью охладиться ко времени укладки последующего слоя;

2. Термические циклы отдельных слоев не зависят друг от друга;

3. Термические циклы смягчают тепловое воздействие последующих слоев, что может изменить структуру шва и зоны термического влияния, например, отпустить закаленную структуру.

При многопроходной сварке из-за многократного воздействия термических циклов на один и тот же участок строение ЗТВ усложняется (рисунок 1.22). В соответствии с [37] для крупнозернистого участка ЗТВ это:

а) область крупного зерна ЗТВ (UCGHAZ);

б) повторно нагретая крупнозернистая ЗТВ (SCCGHAZ);

в) крупнозернистая зона повторного нагрева ЗТВ (ICGHAZ);

г) повторно нагретая область крупного зерна ЗТВ (SCGHAZ).

а

б

Рисунок 1.22 - Теоретическая схема структуры ЗТВ при многопроходной сварке

в соответствии с [37]

1.4.3 Оценка типа структуры металла ЗТВ по термокинетическим диаграммам

При охлаждении стали из аустенитной области образуются разные типы структур в зависимости от химического состава стали, температуры аустенизации и скорости охлаждения. Для оценки типа образовавшейся структуры используются термокинетичекие диаграммы. Термокинетичекие диаграммы для сталей 15Х2МФА и 15Х2НМФА представлены в [46], [78]-[82]. На рисунке 1.23 показаны термокинетичекие диаграммы для стали 15Х2НМФА, а на рисунке 1.24 для стали 15Х2НМФА кл. 1, 15Х2МФА-А мод. А и Б. Критическая скорость закалки у стали с более высоким содержанием никеля должна быть ниже, но информация, представленная на рисунке 1.24 противоречит данному утверждению.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Полякова Регина Олеговна, 2023 год

Список литературы

1. В. А. Костин, Г. М. Григоренко, Г. Т. Соломийчук, В. В. Жуков, Т. А. Зубер, "Микроструктура металла ЗТВ соединений высопрочной конструкционной стали WELDOX 1300," Автоматическая сварка, vol. 3, pp. 7-14, 2013.

2. К. А. Лисицын А. Н. Смирнов, "Исследование сварных соединений паропроводов из углеродистых сталей, отработавших расчетный срок в условиях низкотемпературной ползучести," Технология машиностроения, pp. 45-50, 2006.

3. А. Модассир, А. Хаджурия, В. С. Кумар, Р. К. Гупта, К. А. Шаджу, "Эволюция микроструктуры при моделировании сварки ферритной/мартенситной стали, модифицированной бором," Физика Металлов и Металловедение, vol. 120, no. 7, pp. 731-745, 2019, doi: 10.1134/s0015323019070052.

4. W. L. Server, "The bases for LWR vessel surveillance programs in the USA," ASTM Spec. Tech. Publ., vol. STP 1603, pp. 1-8, 2018, doi: 10.1520/STP160320170033.

5. А.А. Чернобаева, Ю.А. Николаев, В.М. Комолов, Г.Ф. Банюк, И.А. Минеева, В.И. Бакалдин, А.А. Петров, "Оптимизация программы образцов-свидетелей для АЭС-2006", Атомная энергия. 2009. - V. 107, № 1, - P. 20-22.

6. P. Todeschini, L. Pineau, B. Courtois, Y. Shen, M. El Gharbaoui, J. Nicolas, "Experience gained in reactor pressure vessel surveillance programs in France," ASTM Spec. Tech. Publ., vol. STP 1603, pp. 184-201, 2018, doi: 10.1520/STP160320170143.

7. R. Gérard, R. Chaouadi, "Reactor pressure vessel surveillance programs in Belgium," ASTM Spec. Tech. Publ., vol. STP 1603, pp. 250-275, 2018, doi: 10.1520/STP160320170001.

8. T. Hirota, T. Hirano, M. Uchihashi, T. Toyoda, S. Takamoto, N. Soneda, "Surveillance program for irradiation embrittlement of reactor pressure vessels in Japan," ASTM Spec. Tech. Publ., vol. STP 1603, pp. 202-218, 2018, doi: 10.1520/STP160320170144.

9. ASTM E185-02. Standard Practice for Design of Surveillance Programs for Light-Water Moderated Nuclear Power Reactor Vessels.

10. C. Thaulow, A. J. Paauw, K. Gunleiksrud, "Heat affected zone toughness of a low carbon microalloyed steels," Met. Constr., vol. 17, no. 2, pp. 266-279, 1987.

11. А.Ю. Маркадеева, А.В. Ильин, М.А. Гусев. Исследование трещиностойкости зоны термического влияния сварных соединений сталей, применяемых для арктических

конструкций. Вектор науки Тольяттинского государственного университета. 2018;(1):43-51. https://doi.org/10.18323/2073-5073-2018-1-43-51

12. Гривняк И. Свариваемость сталей. — М.: Машиностроение, 1984. — 215 с.

13. И. В. Горынин, Г. П. Карзов, Б. Т. Тимофеев, С. Н. Галяткин, "Совершенствование материалов и технологии сварки для повышения безопасности и ресурса АЭС с реакорами ВВЭР," Автоматическая сварка, vol. 3, pp. 3-8, 2006.

14. Е. В. Крикун. Механизмы радиационного охрупчивания стали 15Х2НМФА класс 1 корпуса реактора ВВЭР-1000 под действием облучения в диапазоне температур (50-400)oC: дис. на соиск. уч. степ. канд. техн. наук. - Москва, 2017. - 118 с.

15. З. В. Лаврухина. Особенности механизма и кинетики сегрегации примесных и легирующих элементов в границах зёрен сталей корпусов реакторов ВВЭР-1000 при длительном воздействии эксплутационных факторов: дис. на соиск. уч. степ. канд. физ.мат. наук. - Москва, 2015. - 126 с.

16. С. А. Бубякин. Влияние длительных температурных выдержек и облучения на механизмы зарождения хрупкой трещины и напряжение отрыва сталей корпусов реакторов ВВЭР-1000: дис. на соиск. уч. степ. канд. техн. наук. - Москва, 2017. - 144 с.

17. ПО Bazis [Электронный ресурс]. Моделирование технологического процесса автоматической сварки под флюсом для прогнозирования структурного и фазового состояния металла для усовершенствования технологии сварки корпуса реактора. Исследование влияния тепловложения (погонной энергии); URL: http://bazisnet.ru

18. S. G. Dani, "The effect of preheat on the structure and properties of the HAZ of a welded quenched and tempered steel plate," Dep. Mater. Eng. Univ. Wollongong, 1993, [Online]. Available: https://ro.uow.edu.au/theses/2500.

19. В. Н. Земин, Р. З. Шрон, Термическая обработка и свойства сварных соединений. — М.: Машиностроение, 1978. - 367 с.

20. Sulaiman, Samsiah, Structure of properties of the heat affected zone of P91 creep resistant steel, PhD thesis, School of Mechanical, Materials and Mechatronic Engineering, University of Wollongong, 2007. http://ro.uow.edu.au/theses/777

21. К. В. Позняков, В. Костин, А. Гайворонский, И. Моссоковская, В. Жуков, "Влияние термического цикла сварки на структурно-фазовые превращения и свойства металла ЗТВ среднеуглеродистой легированной стали типа 30Х2Н2МФ," Автоматическая сварка, vol. 2, pp. 8-15, 2015, doi: 621.791.735.052.011.

22. P. Mohseni, J. K. Solberg, M. Karlsen, O. M. Akselsen, and E. 0stby, "Cleavage fracture initiation at M-A constituents in intercritically coarse-grained heat-affected zone of a HSLA steel," Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci., vol. 45, no. 1, pp. 384-394, 2014, doi: 10.1007/s11661-013-2110-3.

23. А.С. Боровской Разработка комплексной технологии термической обработки сварных соединений крупногабаритных изделий из хромомолибденованадиевой стали: автореф. дис. ... канд. техн. наук. - Санкт-Петербург, 2019. - 179 с.

24. D. Farichild, N. Bangaru, J. Koo, P. Harrison,A. Ozekcin, "A study concerning intercritical HAZ microstructure and toughness in HSLA steels," Weld. J., vol. 70, no. 12, pp. 321-330, 1991.

25. J. Moon, S. J. Kim, C. Lee, "Effect of thermo-mechanical cycling on the microstructure and strength of lath martensite in the weld CGHAZ of HSLA steel," Mater. Sci. Eng. A, vol. 528, no. 25-26, pp. 7658-7662, 2011, doi: 10.1016/j.msea.2011.06.067.

26. L. Lan, C. Qiu, D. Zhao, X. Gao, L. Du, "Microstructural characteristics and toughness of the simulated coarse grained heat affected zone of high strength low carbon bainitic steel," Mater. Sci. Eng. A, vol. 529, no. 1, pp. 192-200, 2011, doi: 10.1016/j.msea.2011.09.017.

27. X. Kong, C. Qiu, "Continuous Cooling Bainite Transformation Characteristics of a Low Carbon Microalloyed Steel under the Simulated Welding Thermal Cycle Process," J. Mater. Sci. Technol., vol. 29, no. 5, pp. 446-450, 2013, doi: 10.1016/j.jmst.2013.03.022.

28. C. Hu, L, Du, Wang, J. J., Gao, "Effect of welding heat input on microstructures and toughness in simulated CGHAZ of V-N high strength steel," Materials Science and Engineering A, vol. 577, Elsevier, pp. 161-168, 2003.

29. E. Amer, M. Y. Koo, K. H. Lee, S. H. Kim, S. H. Hong, "Effect of welding heat input on microstructure and mechanical properties of simulated HAZ in Cu containing microalloyed steel," J. Mater. Sci., vol. 45, no. 5, pp. 1248-1254, 2010, doi: 10.1007/s10853-009-4074-7.

30. А. А. Рыбаков, Т. Н. Филипчук, В. А. Костин, В. В. Жуков, "Влияние химического состава микролегированной стали и скорости охлаждения металла ЗТВ сварных соединений труб на его структуру и ударную вязкость," Автоматическая сварка, vol. 9, pp. 10-18, 2013.

31. Kostin V. A., Poznyakov G. M., Grigorenko V. D., "Особенности формирования структуры металла ЗТВ сварных соединений зарубежных специальных сталей," 2019. [Online]. Available: https://www.researchgate.net/publication/338634314.

32. K. R. Brandt, "Kimdanning av sprabrudd i simulert grovkornet HAZ i et arktisk stal," Student thesis, 2012.

33. X. Luo, X. Chen, T. Wang, S. Pan, Z. Wang, "Effect of morphologies of martensite-austenite constituents on impact toughness in intercritically reheated coarse-grained heat-affected zone of HSLA steel," Mater. Sci. Eng. A, vol. 710, pp. 192-199, Jan. 2018, doi: 10.1016/j.msea.2017.10.079.

34. Ефименко Л.А., О.Е. Капустин, А.А. Шкапенко, М.В. Карасев,ь Д.Н. Работинский, "Формирование структуры сварных соединений высокопрочных сталей при автоматической сварке в защитных газах," Трубопроводный транспорт, vol. 4, no. 32, pp. 34-42, 2012.

35. M. Singh, R. Kumar, D. K. Shukla, K. S. Arora, "Phase transformation and impact toughness in HAZ of micro alloyed X80 line pipe steel," Mater. Res. Express, vol. 6, no. 2, 2019, doi: 10.1088/2053-1591/aaf156.

36. Z. Li, X. Zhao, D. Shan, "Impact toughness of subzones in the intercritical heat-affected zone of low-carbon bainitic steel," Materials (Basel)., vol. 11, no. 6, Jun. 2018, doi: 10.3390/ma11060959.

37. C. L. Davis, J. E. King, "Cleavage Initiation in the Intercritically Reheated CoarseGrained Heat-Affected Zone: Part I. Fractographic Evidence," Metall. Mater. Trans. A, vol. 25A, pp. 563-573, 1994.

38. S. Lee, B. C. Kim, D. Kwon, "Fracture toughness analysis of heat-affected zones in high-strength low-alloy steel welds," Metall. Trans. A, vol. 24, no. 5, pp. 1133-1141, 1993, doi: 10.1007/BF02657244.

39. H. Qiu, H. Mori, M. Enoki, T. Kishi, "Fracture mechanism and toughness of the welding heat-affected zone in structural steel under static and dynamic loading," Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci., vol. 31, no. 11, pp. 2785-2791, 2000, doi: 10.1007/BF02830338.

40. Li. Y, D. N. Crowther, M. J. W.Green, P. S.Mitchell, T. N. Baker, "The Effect of Vanadium and Niobium on the Properties and Microstructure of the Intercritically Reheated Coarse Grained Heat Affected Zone in Low Carbon Microalloyed Steels," ISIJ Int., vol. 21, no. 1, pp. 46-55, 2001.

41. G. Spanos, R. W. Fonda, R. A. Vandermeer, A. Matuszeski, "Microstructural changes in HSLA-100 steel thermally cycled to simulate the heat-affected zone during welding," Metall. Mater. Trans. A, vol. 26, no. 12, pp. 3277-3293, 1995, doi: 10.1007/BF02669455.

42. Lambert-Perlade A., A. F. Gourgues, J. Besson, T. Sturel, A. Pineau, "Mechanisms and modeling of cleavage fracture in simulated heat-affected zone microstructures of a high-strength low alloy steel," Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci., vol. 35, no. 13, pp. 1039-1053, 2004, doi: 10.1007/s11661-004-1007-6.

43. Z. Zhu, L. Kuzmikova, H. Li, F. Barbaro, "The effect of chemical composition on microstructure and properties of intercritically reheated coarse-grained heat-affected zone in X70 steels," Metall. Mater. Trans. B Process Metall. Mater. Process. Sci., vol. 45, no. 1, pp. 229-235, 2014, doi: 10.1007/s11663-013-0008-5.

44. Kim, H. Nam, M. Lee, D. Nam, Y. Park, N. Kang, "Effect of martensite-austenite constituent on low-temperature toughness in YS 500 MPa grade steel welds," Metals (Basel)., vol. 8, no. 8, 2018, doi: 10.3390/met8080638.

45. B. Cui, Y. Peng, L. Zhao, M. Peng, T. An, C. Ma, "Effect of heat input on microstructure and toughness of coarse grained heat affected zone of Q890 steel," ISIJ Int., vol. 56, no. 1, pp. 132-139, 2016, doi: 10.2355/isijinternational.ISIJINT-2015-378.

46. О. В. Махненко, В. А. Костин, В. В. Жуков, Е. С. Костеневич, "Влияние сварночного цикла охлаждения на структурно-фазовый состав стали 15Х2НМФА," Автооматическая сварка, vol. 9, pp. 14-25, 2019.

47. F. Minami, M. Toyoda, C. Thaulow, M. Hauge, "Effect of strength mis-match on fracture mechanical behavior of HAZ-notched weld joint," Q. J. Japan Weld. Soc., vol. 13, no. 4, pp. 508-517, 1995, doi: 10.2207/qjjws.13.508.

48. Laitinen, Risto, Improvement of weld HAZ toughness at low heat input by controlling the distribution of M-A constituents Faculty of Technology, University of Oulu, P.O.Box 4000, FI-90014 University of Oulu, C. 234, 2006, Finland.

49. B. Tanguy, B. Marini, P. Wident, P. Todeschini, P. Joly, P. J. Rpv, "RPV fracture toughness of various metallurgical zones at very high fluences." [Online]. Available: https://hal-cea.archives-ouvertes.fr/cea-02338573.

50. Y. Ha, H. Takamizawa, J. Katsuyama, S. Hanawa, Y. Nishiyama, "Ion-induced irradiation hardening of the weld heat-affected zone in low alloy steel," Nucl. Instruments

Methods Phys. Res. Sect. B Beam Interact. with Mater. Atoms, vol. 461, no. August, pp. 276282, 2019, doi: 10.1016/j.nimb.2019.10.018.

51. В. Д. Позняков, С. Л. Жданов, and А. А. Максименко, "Структура и свойства сварных соединений стали С390 (S355 J2)," Автоматическая сварка, vol. 390, pp. 7-11, 2012.

52. V. De Brito, H. Voorwald, N. Das Neves, I. De, "Effects of a post weld heat treatment on a submerged arc welded ASTM A537 pressure vessel steel," J. Mater. Eng. Perform., vol. 10, no. 3, pp. 249-257, 2001, doi: 10.1361/105994901770344953.

53. Z. L. Zhang, C. Thaulow, M. Hauge, "Effects of crack size and weld metal mismatch on the HAZ cleavage toughness of wide plates," vol. 57, no. 6, pp. 653-664, 1997.

54. S. Kim, S. Lee, Y. R. Im, H. C. Lee, S. J. Kim, J. H. Hong, "Effects of alloying elements on fracture toughness in the transition temperature region of base metals and simulated heat-affected zones of Mn-Mo-Ni low-alloy steels," Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci., vol. 35 A, no. 7, pp. 2027-2037, 2004, doi: 10.1007/s11661-004-0151-3.

55. L. Lan, X. Kong, C. Qiu, D. Zhao, "Influence of microstructural aspects on impact toughness of multi-pass submerged arc welded HSLA steel joints," Mater. Des., vol. 90, pp. 488-498, 2016, doi: 10.1016/j.matdes.2015.10.158.

56. S. Shanmugam, N. K. Ramisetti, R. D. K. Misra, J. Hartmann, S. G. Jansto, "Microstructure and high strength-toughness combination of a new 700 MPa Nb-microalloyed pipeline steel," Mater. Sci. Eng. A, vol. 478, no. 1-2, pp. 26-37, 2008, doi: 10.1016/j.msea.2007.06.003.

57. V. Olden, Z. L. Zhang, E. 0stby, B. Nyhus, C. Thaulow, "Notch tensile teesting of high strength steel weldments," 2nd Int. Symp. High Strength Steel, no. 23-24, pp. 1-8, 2002, doi: 10.13140/2.1.4739.9681.

58. Y. Zhao, Q. Ma, S. Song, "Hardening embrittlement and non-hardening embrittlement of welding-heat-affected zones in a Cr-Mo low alloy steel," Metals (Basel)., vol. 8, no. 6, 2018, doi: 10.3390/met8060405.

59. Л. А. Ефименко, О. Е. Капустин, Д. В. Пономаренко, И. Ю. Уткин, А. И. Романцов, М. А. Федоров, "Кинетика Фазовых Превращений Аустенита При Сочетании Процессов Лазерно-Гибридной И Многодуговой Сварки Труб Высокого Давления," Физика Металлов И Металловедение, vol. 121, no. 10, pp. 1088-1094, 2020, doi: 10.31857/s0015323020100034.

60. C. Pandey, A. Giri, M. M. Mahapatra, P. Kumar, "Characterization of microstructure of HAZs in as-welded and service condition of P91 pipe weldments," Met. Mater. Int., vol. 23, no. 1, pp. 148-162, 2017, doi: 10.1007/s12540-017-6394-5.

61. C. Pandey, "Mechanical and Metallurgical Characterization of Dissimilar P92/SS304 L Welded Joints Under Varying Heat Treatment Regimes," Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci., vol. 51, no. 5, pp. 2126-2142, 2020, doi: 10.1007/s11661-020-05660-0.

62. S. Kumar, C. Pandey, A. Goyal, "A microstructural and mechanical behavior study of heterogeneous P91 welded joint," Int. J. Press. Vessel. Pip., vol. 185, no. June, p. 104128, 2020, doi: 10.1016/j.ijpvp.2020.104128.

63. C. Pandey, M. M. Mahapatra, "Effect of Groove Design and Post-Weld Heat Treatment on Microstructure and Mechanical Properties of P91 Steel Weld," J. Mater. Eng. Perform., vol. 25, no. 7, pp. 2761-2775, 2016, doi: 10.1007/s11665-016-2127-z.

64. C. Pandey, M. M. Mahapatra, P. Kumar, N. Saini, A. Srivastava, "Microstructure and mechanical property relationship for different heat treatment and hydrogen level in multi-pass welded P91 steel joint," J. Manuf. Process., vol. 28, pp. 220-234, 2017, doi: 10.1016/j.jmapro.2017.06.009.

65. G. Wu, K. Ding, T. Wei, S. Qiao, X. Liu, Y. Gao, "Rupture behavior and fracture mode for Inconel 625-9% Cr steel dissimilar welded joints at high temperature," Eng. Fail. Anal., vol. 125, no. April, p. 105412, 2021, doi: 10.1016/j.engfailanal.2021.105412.

66. Pang, Willy, The structure and properties of the heat affected zone of structural plate steels welded by high productivity processes, Doctor of Philosophy thesis, Department of Materials Engineering, University of Wollongong, 1993. http://ro.uow.edu.au/theses/1534

67. M. A. Morsy, A. Mahdy, A. Mahdy, M. A. Al-Hameed, "Prevention of cold cracking in ASTM A516 Gr.70 steel weldment," 2014. [Online]. Available: http://www.jofamericanscience.orghttp//www.jofamericanscience.org.14.

68. J. Katsuyama, T. Tobita, Y. Nishiyama, K. Onizawa, "Mechanical and microstructural characterization of heat-affected zone materials of reactor pressure vessel," J. Press. Vessel Technol. Trans. ASME, vol. 134, no. 3, pp. 1-7, 2012, doi: 10.1115/1.4005868.

69. Y. H. Guo, L. Lin, D. Zhang, L. Liu, M. K. Lei, "Microstructure and mechanical properties of heat-affected zone of repeated welding AISI 304N austenitic stainless steel by gleeble simulator," Metals (Basel)., vol. 8, no. 10, 2018, doi: 10.3390/met8100773.

70. R. Celin, J. Burja, G. Kosec, "A comparison of as-welded and simulated heat affected zone (HAZ) microstructures," Mater. Tehnol., vol. 50, no. 3, pp. 455-460, 2016, doi: 10.17222/mit.2016.006.

71. B.-H. Yoon, "Characteristics of Sulfide Stress Cracking of High Strength Pipeline Steel Weld by Heat Input," J. Weld. Join., vol. 36, no. 3, pp. 38-44, 2018, doi: 10.5781/jwj.2018.36.3.6.

72. H. Dong, X. Hao, D. Deng, "Effect of Welding Heat Input on Microstructure and Mechanical Properties of HSLA Steel Joint," Metallogr. Microstruct. Anal., vol. 3, no. 2, pp. 138-146, 2014, doi: 10.1007/s13632-014-0130-z.

73. Величко А.А. Роль тепловых параметров сварки в формировании морфологии, микроструктуры и свойств зоны термического влияния при производстве прямошовных труб // А.А. Величко / Диссертация на соискание степени к.т.н., Москва, 2014.

74. D. D. Awale, V. D. Vijayanand, A. R. Ballal, M. M. Thawre, J. Ganesh Kumar, G. V. Prasad Reddy, "Evaluation of tensile properties of various regions of creep exposed dissimilar weld joint using miniature specimen testing," Eng. Fail. Anal., vol. 120, no. September 2020, p. 105079, 2021, doi: 10.1016/j.engfailanal.2020.105079.

75. W. Winarto, H. Oktadinata, E. S. Siradj, "Microstructure and Hardness Properties of Butt and Fillet GMAW Welded Joints on HY80 High Strength Steel Plate," in AIP Conference Proceedings, Jun. 2018, vol. 1977, doi: 10.1063/1.5046656.

76. Овчинников В.В., Дефектация сварных швов и контроль качества сварных соединений. - М.: Издательский центр «Академия», 2017.

77. В. П. Ротштейн, Структура сварного шва: Методические указания по курсу «Материаловедение и технологии производства материалов». Томск: Центр учебно-методической литературы Томского государственного педагогического университета, 2003.

78. V. Teplukhina, V. M. Golod, A. S. Tsvetkov, "CCT diagram plotting based on the numerical analysisof dilatometric tests results," Lett. Mater., vol. 8, no. 1, pp. 37-41, 2018, doi: 10.22226/2410-3535-2018-1-37-41.

79. Л. М. Лобанов, В. А. Костин, О. В. Махненко, В. В. Жуков, Е. С. Костеневич, "Прогнозирование структурных превращений в зоне термического влияния стали 15Х2НМФА при антикоррозионной наплавке," ВАНТ, vol. 2, pp. 89-96, 2020.

80. Диаграммы превращения аустенита в сталях и бета-раствора в сплавах титана : Справ. термиста / Л. Е. Попова, А. А. Попов. - 3-е изд., перераб. и доп. - Москва : Металлургия, 1991. - 500,[2] с.

81. L. M. Lobanov, V. Kostin, O. V. Makhnenko, V. V. Zukov, E. S. Kostenevich, "Forecasting of structural transformations in heat affected zone steel of 15KH2NMFA at anticorrosion cladding," Probl. At. Sci. Technol., vol. 126, no. 2, pp. 89-96, 2020, doi: 10.46813/2020-126-089.

82. Г. П. Карзов, Б. З. Марголин, И. В. Теплухина, В. А. Пиминов, "Материаловедческие аспекты повышения безопасности эксплуатации перспективных ввэр на основе совершенствования корпусной стали," Атомная энергия, vol. 121, no. 1, pp. 25-36, 2016.

83. Ю.В. Полетаев, "Влияние термического цикла сварки и повторного нагрева на структурно-фазовые изменения низколегированной Cr-Ni-Mo-V cтали," Вестник Донского государственного технического университета, vol. 16, no. 4, pp. 96-103, 2016, doi: 10.12737/22166.

84. P. Joly, F. Roch, C. Primault, "Effect of thermal ageing on properties of pressure vessel low alloy steel," Am. Soc. Mech. Eng. Press. Vessel. Pip. Div. PVP, vol. 7, no. November, 2013, doi: 10.1115/PVP2013-97643.

85. В.Я. Великоднев, П.П. Степанов, С.А. Чегуров, С.Ю. Настич, В.С. Каленский, "Испытания металла в зоне сплавления сварного соединения труб большого диаметра на трещиностойкость с определением показателя критического раскрытия в вершине трещины (CTOD)," Газовая промышленность, vol. 12, pp. 126-134, 2019.

86. Guillal, N. Abdelbaki, M. Gaceb, M. Bettayeb, "Effects of martensite-austenite constituents on mechanical properties of heat affected zone in high strength pipeline steels-review," Chem. Eng. Trans., vol. 70, pp. 583-588, 2018, doi: 10.3303/CET1870098.

87. Е. И. Пряхин, Д. М. Шaрaповa, "К вопросу о деградации свойств низколегированных конструкционных сталей при кратковременных нагревах," Научно-технические ведомости Cанкт-Петербургского государственного политехнического университета, vol. 17, no. 1 (190), pp. 121-129, 2014.

88. L. Lan, C. Qiu, H. Song, D. Zhao, "Correlation of martensite-austenite constituent and cleavage crack initiation in welding heat affected zone of low carbon bainitic steel," Mater. Lett., vol. 125, no. 11, pp. 86-88, 2014, doi: 10.1016/j.matlet.2014.03.123.

89. А. Худяков П. Данилкин, "Обеспечение Трещиностойкости Сварных Соединений Толстостенных Труб Большого Диаметра Класса Прочности К60, К65," Вестник ЮжноУральского Государственного Университета. Серия: Металлургия, vol. 15, no. 1, pp. 96102, 2015.

90. Y. Zhang, J. Xiao, W. Liu, A. Zhao, "Effect of Welding Peak Temperature on Microstructure and Impact Toughness of Heat-Affected Zone of Q690 high strength bridge steel," Materials (Basel)., vol. 14, no. 11, p. 2981, May 2021, doi: 10.3390/ma14112981.

91. ASTM A370-21. Standard Test Methods and Definitions for Mechanical Testing of Steel Products," ASTM International.

92. Hong, J. Park, C. Kang, "Effects of Notch Location on Heat-affected Zone Impact Properties of SA-516 Steels," J. Power Energy Syst., vol. 2, no. 2, pp. 834-844, 2008, doi: 10.1299/jpes.2.834.

93. Gustavo A. Cragnolino, Hersh K. Manaktala, Yi-Ming Pan, Materials Reliability Program: A Review of Thermal Aging Embrittlement in Pressurized Water Reactors (MRP-80), EPRI, Palo Alto, CA: 2003. 1003523.

94. Fukakura, M. Asano, M. Kikuchi, M. Ishikawa, "Effect of thermal aging on fracture toughness of RPV steel," Nucl. Eng. Des., vol. 144, no. 3, pp. 423-429, 1993, doi: 10.1016/0029-5493(93)90037-A.

95. ASTM Standard E1921-18. Standard Test Method for Determination of Reference Temperature, T0, for Ferritic Steels in the Transition Range.

96. Y. A. Nikolaev, "Radiation embrittlement of Cr-Ni-Mo and Cr-Mo RPV steels," ASTM Spec. Tech. Publ., vol. 1492 STP, no. 8, pp. 56-72, 2008, doi: 10.1520/stp46564s.

97. Miller, M. K., Chernobaeva, A. A., Shtrombakh, Y. I., Russell, K. F., Nanstad, R. K., Erak, D. Y., Zabusov, O. O, "Evolution of the nanostructure of VVER-1000 RPV materials under neutron irradiation and post irradiation annealing," J. Nucl. Mater., vol. 385, no. 3, pp. 615-622, 2009, doi: 10.1016/j.jnucmat.2009.01.299.

98. Shtrombakh Ya. I., Gurovich B. A., Kuleshova E. A., Frolov A. S., Fedotova S. V., Zhurko D. A., Krikun E. V..Effect of Ni content on thermal and radiation resistance of VVER RPV steel / J. Nucl. Mater., vol. 461, pp. 292-300, 2015, doi: 10.1016/j.jnucmat.2015.02.023.

99. Gurovich, B., Kuleshova, E., Fedotova, S., Maltsev, D., Zabusov, O., Frolov, A., Erak, D., Zhurko, D., "Structural Mechanisms of the Flux Effect for VVER-1000 Reactor Pressure

Vessel Materials," Fontevraud 8 - Contrib. Mater. Investig. Oper. Exp. to LWRs' Safety, Perform. Reliab., p. 0-T01-018, 2014.

100. R. K. Nanstad, M. A. Sokolov, S. R. Ortner, P. D. Styman, Neutron and thermal embrittlement of RPV steels: An overview, vol. STP 1603. 2018.

101. P. D. Edmondson, C. M. Parish, R. K. Nanstad, "Using complimentary microscopy methods to examine Ni-Mn-Si-precipitates in highly-irradiated reactor pressure vessel steels," Acta Mater., vol. 134, pp. 31-39, 2017, doi: 10.1016/j.actamat.2017.05.043.

102. ГОСТ Р ИСО 6507-1-2007 Металлы и сплавы. Измерение твердости по Виккерсу.

103. Медведев, К. И., Чернобаева, А. А., Журко, Д. А., Костромин, В. Н., М.А., С., Ерак, Д. Ю., Михин, О. В.,"Соотношение результатов испытаний стандартных и малоразмерных образцов Шарпи из корпусной реакторной стали 15Х2НМФА," Деформация и Разрушение Материалов, vol. 11, pp. 32-38, 2014.

104. "23. Chernobaeva A.A., Medvedev K.I., Zhurko D.A., Kostromin V.N., Skundin M.A, Erak D.Yu., Mikhin O.V. Scale factor of standard and mini Charpy specimens from VVER-1000 RPV materials / International Journal of Pressure Vessels and Piping , vol. 145. pp. 23-28, 2016. "

105. ГОСТ 5639-82 Стали и сплавы. Методы выявления и определения величины зерна.

106. С. А. Айвазян В. С. Мхитарян, Прикладная статистика. Основы эконометрики: Учебник для вузов: Москва: ЮНИТИ-ДАНА, 2001.

107. ГОСТ 18895-97 Сталь. Метод фотоэлектрического спектрального анализа.

108. М. А. Скундин. Изменение механических свойств материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000 под действием длительных выдержек при рабочих температурах: дис. на соиск. уч. степ. канд. техн. наук. - Москва, 2013. - 174 с.

109. Chernobaeva, D. Erak, V. Kochkin, "Russian WWER surveillance specimen programs," ASTM Spec. Tech. Publ., vol. STP 1603, pp. 347-368, 2018, doi:10.1520/STP160320170004.

110. A. Chernobaeva, E. A. Kuleshova, M. A. Skundin, D. A. Malsev, L. I. Chyrko, V. N. Revka, "Revision of Data Base of VVER-1000 Thermal Aging Survielance Specimens," SMiRT-22, San Fr. California, USA - August 18-23, 2013.

111. РД ЭО1.1.2.09.0789-2012 Методика определения вязкости разрушения ОС ВВЭР-1000.

112. Z. Margolin, V. A. Nikolayev, E. V. Yurchenko, Y. A. Nikolayev, D. Y. Erak, A. V. Nikolayeva, "Analysis of embrittlement of WWER-1000 RPV materials," Int. J. Press. Vessel. Pip., vol. 89, pp. 178-186, 2012, doi: 10.1016/j.ijpvp.2011.11.003.

113. Я. Р. Магнус, П. К. Катышев, А. А. Пересецкий, Эконометрика. Начальный курс. Москва: ДЕЛО, 2004.

114. Фукс М.Д., Фролов М.А., Святышева Е.В., Цеменко А.В. Особенности микроструктуры сварных соединений жаропрочных аустенитных сплавов. — Материаловедение. Энергетика, 2020, т. 26. № 2, с. 66—87."

115. Абашкин Е.Е., Жилин С.Г., Комаров О.Н. и др. Структурные особенности и механические свойства соединения пластин из стали 45, полученного автоматической сваркой под слоем флюса порошковой проволокой с алюмотермитным наполнителем. — Современные наукоемкие технологии, 2019, № 11, с. 9—14.

116. Е. М. Максимова, "Влияние низкой температуры на структуру зоны термического влияния сварного соединения низколегированной стали," Arct. Subarct. Nat. Resour., pp. 161-168, 2019, doi: 10.31242/2618-9712-2019-24-4-15.

117. Hideki Yuya, Ryoya Kobayashi, Kohei Otomo et al. Microstructure and mechanical properties of HAZ of RPVS clad with duplex stainless steel. — J. of Nuclear Materials, 2021, vol. 545. doi: 10.1016/j.jnucmat.2020.152756.

118. Собко С.А. Моделирование тепловых процессов при аргонодуговой сварке. — Сварочное производство, 2013, № 4, с. 6—10.

119. Васильев B.K, Васильева М.В., Степанов СП., Сидняев Н.И., Матвеева О.И., Цеева А.Н. Решение двухфазной задачи Стефана в энтальпийной постановке со сглаживанием коэффициентов. — Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер. Естественные науки, 2021, № 4, doi: 10.18698/1812-3368-2021-4-4-23.

120. Макарчук А.В., Макарчук Н.В., Старцев В.Н. Разработка математической модели многопроходной дуговой сварки. — Вестник ГУМРФ им. адмирала С.О. Макарова, 2017, т. 9, № 1, с. 121—131., doi: 10.21821/2309-5180-2017-9-1-121-131.

121. Зубченко А.С., Пименов В.А. Стали и сплавы энергетического оборудования. Справочник. — М.: Машиностроение, 2014. 976 с.

122. Гуляев А.П. Металловедение. Учебник для вузов. 6-е изд., перераб. и доп. — М.: Металлургия, 1986. 544 с.

123. Кидин И.Н. Фазовые превращения при ускоренном нагреве стали. — М.: Металлургиздат, 1957.93 с.

124. Петров Г.Л., Тумарев А.С. Теория сварочных процессов. — М.: Высшая школа, 1977. 392 с.

125. Чернобаева А.А. Исследование влияния температурно-временных параметров термической обработки на структурную наследственность стали 15Х2НМФА // А.А. Чернобаева: автореф. дис. на соиск. уч. степ. канд. техн. наук. - Москва, 1989. - 22 с.

126. Марков С.И. Металловедческие основы производства заготовок для высоконадежных элементов энергетических и трубопроводных систем - Дисс. на соиск. уч. степ. док. техн. наук. Москва. - 2012.

127. Подрезов Н.Н., Подрезова И.С. Влияние структурной наследственности на прочность реакторной Cr-Ni-Mo-V стали // Глобальная ядерная безопасность. - 2017. -№ 4 (25). - С. 91-96.

128. Умова В.М., Садовский В.Д. Влияние структурной наследственности на рост зерна аустенита при нагреве стали. - Физика металлов и металловедение. - 1979, Т. 47. -№ 4. - С. 802.

129. 15Х2НМФА / С.И. Марков, Г.С. Карк, А.А. Чернобаева // Новые конструкционные стали и сплавы и методы их обработки для повышения надежности и долговечности изделий. - Запорожье: ЗМИ им. В.Я. Чубаря, 1986. - С. 106

130. Марков С.И., Астафьев А.А., Карк Г.С., Свистунова З.В. Исправление структуры перегрева в стали 15Х2НМФА // Известия Академии наук СССР. Металлы. - 1987. -№3. - С. 115-118.

131. Чернобаева, А.А. и др. Вклад зернограничного разрушения в изменение критической температуры хрупкости стали 15Х2НМФА и ее сварных соединений [Текст] / А.А. Чернобаева, С.В. Скородумов и др. // МиТОМ. - 2011. - №8. - С. 27-34.

132. Chernobaeva A.A., Nikolaev Yu. A., Skundin M. A., Zhurko D. A., Krasikov E. A., Medvedev K. I., Kostromin V. N., Drobkov G. V., Ryazanov S. V. Analysis of the reasons for the scatter of the data on temperature reference specimens of VVER-1000 base metal / At. Energy, vol. 113, no. 6, pp. 420-428, 2013.

133. Чернобаева А.А., Николаев Ю.А., Скундин М. А., Журко Д. А., Красиков Е. А., Медведев К. И., Костромин В.Н., Дробков Г.В., Рязанов С.В.. Анализ причин разброса

данных температурных образцов-свидетелей основного металла ВВЭР-1000 / Атомная энергия.;3(6):337-343, 2012.

134. K. Miller, K. F. Russell, "Embrittlement of RPV steels: An atom probe tomography perspective," J. Nucl. Mater., vol. 371, no. 1-3, pp. 145-160, 2007, doi: 10.1016/j.jnucmat.2007.05.003.

135. Б. А. Гурович, Е. А. Кулешова, Я. И. Штромбах, Ю. А. Николаев, "Эволюция наноструктуры сталей корпусов реакторов ВВЭР-440 и ВВЭР -1000, облученных в широком интервале значений флюенса быстрых нейтронов," Tenth Int. Conf. Mater. issues Des. Manuf. Oper. NPP Equip., no. October, 2008.

136. ГОСТ Р 59115.14-2021 Обоснование прочности оборудования и трубопроводов атомных энергетических установок. Расчет на сопротивление хрупкому разрушению корпуса водо-водяного энергетического реактора.

137. А. А. Чернобаева, Д. Ю. Ерак, А. П. Тарасова, В. Б. Папина, "Влияние некоторых металлургических факторов на ресурс металла сварных соединений корпусов реакторов типа ВВЭР -1000 и ВВЭР -1200," ВАНТ. Сер. Физика ядерных реакторов, pp. 53-66, 2021.

138. Gurovich B. A., Chernobaeva A. A., Erak D. Yu., Kuleshova E. A., Zhurko D. A., Papina V. B., Skundin M. A., Maltsev D. A..Chemical composition effect on VVER-1000 RPV weld metal thermal aging / J. Nucl. Mater. vol. 465, pp. 540-549, 2015, doi: 10.1016/j.jnucmat.2015.06.010.

139. Debarberis L, Acosta B, Zeman A, Pirfo S, Moretto P, Chernobaeva A, Nikolaev, Y. Ductile-to-brittle transition temperature of thermally segregated WWER-1000 base metal / Int J Microstruct Mater Prop. vol. 2(3-4), pp. 326-38, 2007.

140. Утевский, Л.М. и др. Обратимая отпускная хрупкость стали и сплавов железа [Текст] / Л.М. Утевский, Е.Э. Гликман, Г.С. Карк. - М.: Металлургия, 1987. - 222 с.