Изменение механических свойств материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000 под действием длительных выдержек при рабочих температурах тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.14.03, кандидат технических наук Скундин, Матвей Александрович

• Скундин, Матвей Александрович
• кандидат технических наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат технических наук Скундин, Матвей Александрович

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ КОРПУСНОЙ 17 СТАЛИ 15Х2НМФА-А ПРИ ТЕМПЕРАТУРНОМ СТАРЕНИИ

1.1 Закономерности изменения механических свойств сталей при 17 температурном старении

1.1.1 Общее представление о температурном старении

1.1.2 Механизмы температурного старения сталей. Энергия 19 активации

1.1.3 Изменение механических свойств сталей при температурном 20 старении

1.1.4. Изменение свойств в процессе температурного старения 34 американских материалов корпусов реакторов

1.1.5 эффекты температурного старения в стали 15Х2МФА-А 41 мод. Б

1.2 Эффекты температурного старения материалов корпусов ВВЭР

1.2.1 Материалы, применяемые при изготовлении корпуса реактора 42 ВВЭР-1000 и их условия эксплуатации

1.2.2 Температурное старение корпусной стали 15Х2НМФА-А

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Изменение механических свойств материалов корпусов реакторов ВВЭР-1000 под действием длительных выдержек при рабочих температурах»

Корпус реактора является физическим барьером, внутри которого находятся все продукты деления в процессе эксплуатации атомных станций с реакторами типа ВВЭР. Обеспечение целостности корпуса реактора в любой момент эксплуатации в штатных и аварийных режимах является приоритетом номер один. Корпус реактора предназначен для эксплуатации в течение десятков лет. Материалы корпуса реакторов типа ВВЭР-1000 в процессе эксплуатации подвергаются длительному воздействию потока быстрых нейтронов из активной зоны и повышенных температур (290-320°С). Это приводит к деградации свойств материалов корпусов ВВЭР-1000.

Корпуса реакторов ВВЭР-1000 изготавливаются из малоуглеродистой низколегированной стали марки 15Х2НМФА и 15Х2НМФА-А и сварных соединений соответствующих марок.

В реакторе использована традиционная схема движения теплоносителя: опускное движение воды вдоль корпуса и подъемное движение в активной зоне. Вода поступает в реактор через нижнюю обечайку зоны патрубков с температурой ~290°С, а выходит через верхнюю обечайку зоны патрубков с температурой ~320°С. Таким образом, максимальная температура эксплуатации корпуса достигается в области верхней обечайки зоны патрубков и составляет ~310-320°С. При наступлении проектной аварии залив холодной воды происходит одновременно через верхнюю и нижнюю обечайки зоны патрубков. Для металла обечаек зоны патрубков, расчетная допустимая критическая температура хрупкости металла самая низкая по сравнению с другими элементами корпуса (~20°С). Металл обечаек зоны патрубков является критичным с точки зрения влияния температурного старения на безопасность эксплуатации корпусов ВВЭР-1000, так как в ситуации залива корпуса холодной водой максимальный для стенки корпуса градиент температур возникает в верхней обечайке зоны патрубков (20-е-320°С).

Для контроля и прогнозирования изменения свойств материалов корпуса в процессе эксплуатации используют программу образцов-свидетелей. Образцы-свидетели выполнены из тех же материалов, что и сам корпус реактора.

Для необлучаемых элементов корпуса ВВЭР-1000, например, обечаек зоны патрубков, определяющим фактором в изменении свойств является длительное воздействие рабочих температур (310-320°С). В результате длительного воздействия рабочих температур в материалах корпуса происходит температурное старение, которое может приводить к изменению свойств материалов корпуса. Поэтому прогнозирование изменения свойств в результате температурного старения для необлучаемых элементов корпуса реактора является актуальной задачей.

В 70-х годах после выбора стали для изготовления корпусов ВВЭР-1000 в НПО ЦНИИТМАШ была выполнена работа по аттестации стали марки 15Х2НМФА-А. В процессе аттестации было проведено исследование влияния длительных выдержек (1 < 10000 часов) при температуре 350°С на свойства сталей 15Х2НМФА и 15Х2НМФА-А. Для описания изменения критической температуры хрупкости под действием температурного старения (ДТт) была предложена кривая с максимумом [1]. Для консервативной оценки ДТт для металла обечаек в процессе эксплуатации было предложено нормативное соотношение:

ДГГ = 30°С при * < 50000 час. АТт =0° С при / > 50000 час. ^ ^

В аттестационном отчете 1998 года с учетом новых данных внесено изменение:

ДГГ = 30° С при Г < 50000 час. АТГ = 5° С при I > 50000 час. ^ '

Иллюстрация нормативной оценки эффектов температурного старения для основного металла корпусов ВВЭР-1000 представлена на рисунке 1.

60 40 и о <

20 0

0 50000 100000 150000

Время выдержки, ч.

Рисунок 1 - Изменение значений ДТт принятое для металла обечаек ВВЭР-1000 по результатам аттестационного отчета стали 15Х2НМФА-А НПО

ЦНИИТМАШ»

Допустимое значение критической температуры хрупкости для обечаек зоны патрубков в процессе эксплуатации ~20°С. В соответствии с ТУ 108.765-78[2] значение Тк0 для обечаек зоны патрубков составляет минус 10°С. Таким образом, предложенная оценка соответствует условию безопасной эксплуатации корпусов ВВЭР-1000.

В девяностые годы в НИЦ «Курчатовский институт» начали получать данные испытания температурных образцов-свидетелей ВВЭР-1000, которые зафиксированы в отчетах по образцам-свидетелям. В настоящий момент накоплена база данных, состоящая из 35 точек по значениям сдвига критической температуры хрупкости и пределу текучести. На рисунке 2 представлено сопоставление результатов испытаний образцов-свидетелей с нормативными значениями для температурного старения.

Время выдержки, ч.

Рисунок 2 - База данных температурных образцов-свидетелей ОМ и нормативная зависимость для металла обечаек ВВЭР-1000

На рисунке 2 точками обозначены экспериментальные значения ДТт по результатам испытаний штатных образцов-свидетелей основного металла температурных комплектов. Сопоставление результатов испытаний образцов-свидетелей с нормативными оценками свидетельствует о том, что прогноз не консервативен по отношению к результатам испытаний температурных образцов-свидетелей. Одиннадцать точек из 35 находятся выше нормативных значений. Из 11 точек 5 превышают максимально допустимое значение ДТт для обечаек зоны патрубков (30°С).

Таким образом, исследования температурных комплектов образцов-свидетелей основного металла показали, что нормативная зависимость дает не консервативную оценку изменения ДТХ основного металла в результате температурного старения.

Основная цель программы образцов-свидетелей это подтверждение консервативности, заложенных в обоснование безопасной эксплуатации корпусов реакторов зависимостей. Если консервативность зависимостей не подтверждается результатами испытаний образцов-свидетелей (например, как в случае с облучаемыми сварными швами с высоким содержанием никеля), тогда на основании результатов испытаний образцов-свидетелей разрабатывается новая зависимость.

В работе [3] авторами была предложена новая зависимость для прогноза изменения свойств материалов корпусов ВВЭР-1000 в результате температурного старения. Новая зависимость была разработана на основании результатов испытаний температурных комплектов образцов-свидетелей ВВЭР-1000.

Основные предположения, на которых основана зависимость, совпадает с описанием процессов температурного старения в работах ЦНИИТМАШ[1]:

1) Предложена кривая с максимумом;

2) Повышение критической температуры хрупкости металла в процессе старения связывается с упрочнением материала;

3) Упрочнение в различных временных диапазонах определяется сначала выделением, а затем коагуляцией карбидов. При выпадении карбидов ДТХ возрастает, при коагуляции карбидов - снижается.

Консервативная оценка изменения критической температурой хрупкости для основного металла при выдержке при 320°С вычисляется по формуле[4]: ДТт(г) = (2,65 + 13,88ехр((246004)/19800))*Ш(1/19800) +38 (°С) (3)

Свободный член (38°С) относится к вкладу от рассеяния точек относительно средней линии регрессии. Экспериментальные значения ДТт, средние расчетные значения и консервативная оценка ДТХ представлены на рисунке 3.

50000

100000 150000

Время выдержки, ч.

200000

Рисунок 3 - Нормативная зависимость изменения значений ДТХ при температурном старении материалов основного металла ВВЭР-1000, принятая в настоящее время

Верхняя огибающая ДТХ изменятся от 40°С (на временах выдержки более 100000 часов) до 56°С(при временах выдержки -25000). С самого начала возникло предположение о том, что такие высокие значения оценки ДТт связаны с существенным вкладом разброса свойств в результаты испытаний контрольных и температурных образцов-свидетелей.

Это потребовало более детального анализа результатов испытаний штатных температурных образцов-свидетелей основного металла. Анализ базы данных температурных образцов-свидетелей основного металла ВВЭР-1000 был выполнен в рамках проекта АЭС-2006 [5]. На рисунках 4 и 5 представлены все результаты испытаний температурных комплектов штатных образцов-свидетелей ОМ на конец 2012 года (35 значений ДТт) и н <

-100

50000 100000 150000

Время выдержки, ч.

200000

Рисунок 4 - Изменение критической температуры хрупкости, определенное по результатам испытаний температурных комплектов штатных образцов-свидетелей основного металла ВВЭР-1000 и ь <

50000 100000 150000

Время выдержки, ч.

200000

Рисунок 5 - Изменение предела текучести, определенное по результатам испытаний температурных комплектов штатных образцов-свидетелей основного металла ВВЭР-1000

Анализ базы данных показал следующее: 20 значений ДТХ выше значений Тк0, 1 значение равно 0 и 14 значений ниже значений Тк0. Для одного из материалов снижение критической температуры хрупкости отмечено дважды.

Повышение предела текучести основного металла отмечено для 20 экспериментальных значений из 35. Повышение критической температуры хрупкости основного металла не всегда сопровождается повышением предела текучести. В некоторых случаях повышение критической температуры хрупкости сопровождается снижением предела текучести и наоборот.

Аномальный характер результатов исследования изменения свойств может быть связан с «шумом», вносимым разбросом свойств в штатных материалах корпусов ВВЭР-1000.

В настоящей работе было высказано предположение о том, что разброс экспериментальных данных связан с разбросом свойств между группами штатных образцов-свидетелей основного металла в исходном состоянии.

Работа, позволяющая найти способ выполнить оценку эффектов температурного старения для основного металла на основании исследования металла контрольных и температурных образцов-свидетелей с исключением вклада разброса свойств, характерного для мест вырезки штатных образцов-свидетелей в максимально возможной степени, является весьма актуальной.

Цель работы

Поскольку образцы-свидетели основного металла изготовлены из тех же материалов, что и обечайки корпусов ВВЭР-1000, и выдерживаются в реакторе в том же температурном режиме, что и обечайки зоны патрубков в процессе эксплуатации, они являются наилучшим объектом для корректной оценки изменения свойств материалов корпусов ВВЭР-1000. В то же время, данные испытаний штатных образцов-свидетелей основного металла характеризуются большими разбросами. В связи с этим целью настоящей работы было:

1. Исследование распределения свойств в местах вырезки образцов-свидетелей основного металла и в объеме обечайки для установления причин разброса результатов испытаний штатных образцов-свидетелей основного металла.

2. Разработка способа оценки изменения свойств основного металла под влиянием температурного старения (в интервале времен от 11000 до 170000 часов) на базе металла контрольных и температурных образцов-свидетелей с максимально возможным уменьшением вклада в результат разброса свойств в интервале температур, характерных для стационарной эксплуатации обечаек зоны патрубков.

3. Создание и анализ новой базы данных по исследованию температурного старения основного металла (в интервале времен от 11000 до 170000 часов) с максимально возможным уменьшенным вкладом разброса свойств в исходном состоянии.

Научная новизна работы

1. Экспериментально показано, что для мест вырезки штатных образцов-свидетелей основного металла (пробное кольцо) характерен градиент критической температуры хрупкости в аксиальном направлении. Различие значений критической температуры хрупкости в торцевой части пробного кольца и в объемах, примыкающих к обечайке, может достигать 65°С.

2. Экспериментально показано, что определение Тк0 металла обечайки на образцах, вырезанных из пробного кольца, во всех случаях является неконсервативным.

3. Показано, что причиной повышенного разброса результатов испытаний штатных образцов-свидетелей основного металла является то, что группы образцов-свидетелей эксплуатирующихся корпусов ВВЭР-1000 сформированы таким образом, что разность критической температуры хрупкости для контрольных и текущих комплектов может достигать ~30°С в исходном состоянии.

4. Предложена схема изготовления образцов из металла контрольных и температурных образцов-свидетелей для исследования температурного старения основного металла с максимально возможным уменьшением вклада разброса свойств в исходном состоянии.

5. Обоснована возможность снижения излишнего консерватизма в оценках эффектов температурного старения на основании данных образцов-свидетелей основного металла для времен от 11000 до 170 ООО часов.

6. Проведена оценка эффектов температурного старения стали 15Х2НМФА-А на базе металла контрольных и температурных образцов-свидетелей корпусов ВВЭР-1000 с максимально возможным уменьшением вклада разброса свойств в исходном состоянии.

Практическая значимость работы

1. Результаты работы по исследованию распределения свойств в металле поковок использованы при разработке методики оценки исходного состояния металла обечаек эксплуатирующихся корпусов реакторов ВВЭР-1000 на основании испытаний образцов-свидетелей контрольных комплектов и архивного металла (проект РД ЭО 1.1.2.09.0789-2012, проект «Методики по оценке исходного состояния для новых проектов ВВЭР»).

2. Результаты исследования распределения свойств в объеме поковки использованы при разработке программ образцов-свидетелей АЭС-2006 для рекомендаций по схеме вырезки и компоновке комплектов образцов-свидетелей основного металла АЭС-2006 и ВВЭР ТОЙ.

3. Результаты исследования температурного старения материалов основного металла ВВЭР-1000, полученные в настоящей работе, будут использованы при прогнозировании изменения свойств металла обечаек зоны патрубков под воздействием длительных выдержек при температуре эксплуатации для корпусов АЭС-2006, ВВЭР ТОЙ и продлении срока службы корпусов ВВЭР-1000.

Основные положения, выносимые на защиту

1. Закономерности распределения значений критической температуры хрупкости в местах вырезки штатных образцов-свидетелей основного металла.

2. Сравнительный анализ распределения критической температуры хрупкости в местах вырезки штатных образцов-свидетелей основного металла и в обечайке.

3. Метод исследования температурного старения материалов основного металла ВВЭР-1000 на базе образцов-свидетелей с максимально возможным уменьшением вклада разброса свойств в исходном состоянии.

4. Оценка изменения свойств материалов основного металла ВВЭР-1000 в результате температурного старения с максимально возможным уменьшением вклада разброса свойств в исходном состоянии.

Публикации

По результатам исследований при участии автора в научных изданиях опубликовано 8 работ, в том числе, 2 - в ведущих рецензируемых научных журналах и изданиях.

Заключение диссертации по теме «Ядерные энергетические установки, включая проектирование, эксплуатацию и вывод из эксплуатации», Скундин, Матвей Александрович

4.6 Выводы к главе 4

1. Анализ экспозиции температурных комплектов образцов-свидетелей показал, что температура экспозиции 310-320°С.

2. Предложен метод изготовления образцов основного металла для проведения испытаний на ударный изгиб и статическое растяжение из контрольных и температурных комплектов образцов-свидетелей зоны термического влияния. Данный метод позволяет оценивать эффекты температурного старения с максимально возможным уменьшением в результат вклада разброса свойств в исходном состоянии.

3. Анализ исходного состоянии показал, что значения Тк0 для штатных контрольных комплектов основного металла образцов свидетелей значительно ниже, чем для основного металла из зоны термического влияния.

4. Предложенный метод изготовления образцов для исследования эффектов температурного старения уменьшает вклад разброса свойств в разброс данных относительно сериальной кривой температурной зависимости работы разрушения в пределах одной группы испытаний.

5. Анализ полученных данных исследования материалов ОМ(ЗТВ) и сравнительный анализ полученной базы данных с базой данных исследования образцов-свидетелей основного металла и базой данных, представленных в аттестационном отчете НПО ЦНИИТМАШ показали, что:

На временном интервале до 170000 часов корреляция между изменением предела текучести и критической температуры хрупкости не установлена.

Для основного металла корпусов ВВЭР-1000 нет упрочняющего механизма температурного старения на временном интервале до 170000 часов

Разброс данных ДТХ связан с разбросом свойств в исходном состоянии между образцами, входящими в разные комплекты (контрольный и температурные).

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Проведен анализ причин разброса данных штатных температурных образцов-свидетелей основного металла ВВЭР-1000. Для этого выполнено исследование распределения свойств в местах вырезки образцов-свидетелей основного металла (в пробном кольце) и в металле обечайки. Выполнен анализ экспозиции температурных комплектов образцов-свидетелей. Проведено исследование эффектов температурного старения на образцах основного металла из образцов зоны термического влияния для максимально возможного уменьшения вклада разброса свойств в исходном состоянии между группами образцов. По результатам работы можно сделать ряд выводов:

1. В местах вырезки образцов-свидетелей основного металла и в объеме обечайки в радиальном направлении существует закономерное распределение значений критической температуры хрупкости. Наблюдается повышение и снижение значений Тк при изменении радиальной координаты от внутренней поверхности обечайки (поковки) к внешней. Закономерное распределение Тк связано с различной скоростью охлаждения объемов металла вблизи поверхностей поковки и внутренних объемов.

2. В местах вырезки образцов-свидетелей основного металла обечайки наблюдается градиент значений Тк в аксиальном направлении. Для объемов, прилегающих к торцу пробного кольца, характерны минимальные значения Тк, которые могут быть на 65°С ниже значений Тк в объемах, удаленных от торца. На расстоянии более 70 мм от торца градиент значений Тк в аксиальном направлении не наблюдается.

3. В металле обечайки градиент Тк в аксиальном направлении отсутствует. Металл обечайки более однороден, чем металл пробного кольца, из которого вырезают образцы-свидетели.

4. Закономерное изменение свойств в радиальном и аксиальном направлениях в местах вырезки образцов-свидетелей может приводить к существенному разбросу данных ДТХ при исследовании влияния температурного старения на базе образцов-свидетелей основного металла, что не позволяет создать адекватную модель для прогнозирования изменения свойств основного металла в результате температурного старения и приводит к сверхконсервативным оценкам температурного старения и радиационного охрупчивания основного металла ВВЭР-1000.

5. Анализ условий экспозиции показал, что температурно-временные параметры экспозиции (310-320°С) температурных комплектов образцов-свидетелей ВВЭР-1000 полностью соответствует условиям эксплуатации обечайки зоны патрубков верхней.

6. Предложен способ получения данных для исследования температурного старения основного металла ВВЭР-1000 из металла температурных комплектов образцов-свидетелей, позволяющий оценивать эффекты температурного старения с максимально возможным снижением вклада разброса свойств в исходном состоянии в конечные результаты испытаний.

7. Анализ исходного состоянии показал, что значения Тк0 для штатных образцов основного металла контрольных комплектов образцов свидетелей значительно ниже, чем для основного металла из зоны термического влияния.

8. Предложенный метод изготовления образцов для исследования эффектов температурного старения существенно снижает рассеяние экспериментальных результатов относительно сериальных кривых, построенных на основании испытаний образцов Шарпи, что подтверждает эффективность выбранной стратегии в снижении вклада разброса свойств в конечный результат.

9. Анализ полученной базы данных, в процессе выдержки при температурах эксплуатации (310-320°С) в интервале от 11000 до -170000 часов показал следующее: о Закономерное изменение предела текучести и критической температуры хрупкости не установлено. о Не выявлена корреляция между изменением предела текучести и изменением критической температуры хрупкости. о Отсутствие значимого повышения (снижения) предела текучести во всем диапазоне времен исключает наличие упрочняющего (разупрочняющего) механизма в исследованном диапазоне времен, о Наличие как положительных и отрицательных значений Лсод и ДТХ, по-видимому, связано с разбросом свойств в исходном состоянии между образцами, входящими в разные комплекты (контрольные и температурные).

Необходимо отметить, что содержание фосфора в металле образцов-свидетелей не соответствует содержанию фосфора в металле обечаек зоны патрубков, которые изготовлены из стали 15Х2НМФА и содержание фосфора в некоторых из них в соответствии с паспортными данными на корпуса реакторов достигает 0,017%. В связи с этим по результатам настоящей работы нельзя оценить вклад в изменение критической температуры хрупкости от образования сегрегаций по границам зерен для обечаек зоны патрубков. Это является предметом отдельного исследования.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Скундин, Матвей Александрович, 2013 год

1. Аттестационный отчет по испытаниям сталей марок 15Х2НМФА, 15Х2НМФА - А, 15Х2НМФА класс 1, их сварных соединений и антикоррозионных наплавок по опыту изготовления и эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР-1000. Отчет НПО ЦНИИТМАШ, Москва, 1998.

2. ТУ. 108.765-78 «Заготовки из стали марок 15Х2НМФА, 15Х2НМФА-А и 15Х2НМФА, класс 1 для корпусов, крышек и других узлов реакторных установок»

3. М.А. Смирнов, В.М. Счастливцев, Л.Г. Счастливцев. Основы термической обработки стали. Учебное пособие. Екатеринбург: УрО РАН, 1999

4. И.И. Новиков. Теория термической обработки металлов. Учебник. Издание 3-е. -М., «Металлургия, 1978.

5. В.И. Богданов, С.А. Владимиров, Л.И. Гладштейн, В.М. Горицкий. Тепловое охрупчивание низколегированной стали 10ХСНД в условиях длительных выдержек при 340-450°С // Проблемы прочности. 1976. №7. С. 65-73

6. В.И. Богданов, С.А. Владимиров, Л.И. Гладштейн и др. / Исследование структурных изменений в стали марки 10ХСНД при длительных высокотемпературных выдержках // В сб.: Вопросы судостроения. Серия «Металловедение». Вып. 21. Л.: ЦНИИ «Румб», 1975. С. 56-63

7. В.И. Богданов, Л.И. Гладштейн, В.М. Горицкий. Структура и сопротивление тепловому охрупчиванию низколегированной термоулучшенной стали 10ХН1М // Проблемы прочности. 1978. №2. С. 93-99

8. В.М. Горицкий, Л.И. Гладштейн, Г.Р. Шнейдеров. Исследование тепловой хрупкости низколегированных термоулучшенных сталей // Изв. АН СССР. Металлы. 1982. №2. С. 150-156

9. В.И. Богданов, Л.И. Гладштейн, В.М. Горицкий. Влияние фосфора, ванадия и молибдена на склонность к тепловому охрупчиванию термоулучшенной стали 10ХСНД //МиТОМ. 1979. №9. С. 16-18

10. В.М. Горицикй, Л.И. Гладштейн, В.Н. Орлова, Э.И. Пичий. Склонность к тепловому охрупчиванию низколегированной термоулучшенной стали 12ГН2МФАЮ // Проблемы прочности. 1978. №2. С.93-99.

11. Ю.М. Лахтин, В.П. Леонтьева. Материаловедение: Учебник для машиностроительных вузов 2-е изд., перераб. и доп. - М.: Машиностроение. 1980. -493 с.

12. В.Т. Борисов, В.М. Голиков, Е.С. Савилов, В.М. Щербинский и др. Изучение диффузии углерода в железе // В кН.: Проблемы металловедения и физики металлов. -М.: Металлургия, 1964, с. 305-310

13. П.JI. Груздин, В.В. Мюраль. Изучение диффузии фосфора в железе и его сплавах радиометрическим методом // В кН.: Проблемы металловедения и физики металлов. М.¡Металлургия, 1964, с. 311-320

14. А.О. Зотова, И.В. Теплухина. Исследование влияния термического старения на склонность к хрупкому разрушению корпусной стали с содержанием никеля 0,6-0,8% // Вопросы материаловедения. 2009. №2. С.58

15. В.М. Горицкий, Г.Р. Шнейдеров, А.Д. Шур, В.А. Юханов. Структурный механизм развития тепловой хрупкости в сталях со структурой бейнита отпуска // МиТОМ. 1992. №1. С. 2-6

16. В.А. Юханов, А.Д. Шур. Исследование термического старения корпусных сталей для атомных энергетических установок с целью обоснования ресурса оборудования на срок до 60 лет. //МиТОМ, 2006, №7 с.23-27

17. Keith Wilford, Dave Ellis, Tim Williams, S. Hirosawa, G. Sha, A. Morley, A. Cerezo, G.D.W. Smith. Thermal Ageing in RPV Steels // IGRDM-14, Pittsburgh, PA, USA, 21-25 April 2008

18. P.D. Styman, J.M. Hyde, A. Morley, K. Wilford & G.D.W. Smith, Precipitation in long term thermally aged high copper, high nickel model RPV steel welds, IGRDM 16, Santa Barbara, 2011

19. В.И. Богданов, B.M. Горицкий, Ю.И. Звездин. Влияние фосфора на тепловое охрупчивание и особенности разрушения стали 10ХН1М // МиТОМ. 1981. №12. С. 29-31.

20. Materials Reliability Program: A Review of Thermal Aging Embrittlement in Pressurized Water Reactors (MRP-80), EPRI, Palo Alto, CA: 2003. 1003523.

21. Шур А.Д. Разработка методов оценки и повышения стабильности структуры и свойств корпусных перлитных сталей в условиях старения. Дисс. на соиск. уч. степ. канд. техн. наук. Москва - 1987.

22. В.А. Юханов. Влияние длительных тепловых воздействий на структуру и свойства корпусной перлитной стали. Труды ЦНИИТМАШ, 1980, №155, с. 57-60

23. Сандомирский М.М., Савуков В.П., Влияние термической обработки на критическую температуру хрупкости и устойчивость против разупрочнения при отпуске Cr-Ni-Mo и Mn-Ni-Mo сталей, Труды НПО «ЦНИИТМАШ» №177, г. Москва, 1988

24. А.А. Астафьев. Склонность хромоникелевых конструкционных сталей к охрупчиванию // МиТОМ. 1986. №11. С. 21-25

25. A.A. Астафьев, В.А. Юханов, А.Д. Шур, В.В. Бобков. Методика определения сдвига критической температуры хрупкости корпусных сталей в результате длительных тепловых выдержке // Заводская лаборатория. 1984. №10. С. 57-60

26. V. Gorynin, В.Т. Timofeev. Aging of materials of the equipment of nuclear power plants after designed service life. // Materials Science, Vol. 42 №42. 2006 p. 155-169

27. A.B. Дуб, В.А. Юханов. Оценка срока службы действующих реакторных установок ВВЭР-1000. // ISSN 0131-1336. Тяжелое машиностроение. №12. 2009

28. Nikolaev Yu.A., Radiation embrittlement of Cr-Ni-Mo and Cr-Mo RPV steels, journal of ASTM International, vol. 4, No. 8, 2007

29. Т. Mukherjee. Kinetics of coorsening of carbides in chromium steels at 700°C. J. Iron and steel Inst., 1969, v. 207, №5, p. 621-631

30. A.3. Конторовский, A.M. Ривлин. Структурные изменения при длительном старении низколегированных турбинных сталей. Металловедение и термическая обработка металлов. 1970, №3, с. 66-68.

31. А.В. Muhammad, Z.C. Skopiak, М.В. Woldron. Effect of types of carbides on temper embrittlement in commercial 2.25Cr IMo steel. - Adv. phys. met. and appl. steels. Proc. int. conf., Liverpool, 21-24 sept., 1981. London, 1982, p. 340-348

32. B.C. Edwards, B.L. Eyre, G. Gage. Temper embrittlement of low alloy Ni-Cr steels -1. The susceptibility to temper embrittlement and the influence og intermediate tempering treatments. Acta met., 1980, v.28, №3, p. 335-356

33. Y. Otoguro, T. Zaizen. Intergranular embrittelment in steels. J. Mater. Sci. soc. Jap, 1980, v.17, №2, p.88-96

34. Lei, C.H. Tang, M. Su. A new mechanism of the high temperature (reversible) temper brittleness of alloy steels. 3-rd IFHI Int. congr. Heat treat. Mater, Changhai, 7-11 Nov, 1983. London Chameleon press, 1983, 2/1-2/10

35. А.П. Гуляев, A.B. Таран. Влияние степени чистоты на отпускную хрупкость улучшаемых конструкционных сталей. Металловедение и термическая обработка металлов, 1971, №10, с. 42-46

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

37. Г.С. Карк, В.А. Нечаев, В.А. Юханов, Г.Ф. Прокошина. Статистический анализ влияния химического состава сталей для АЭУ на их механические свойства и радиационную стойкость. М.: ЦНИИТМАШ, 1976, 5 с.

38. R. Viswanathan, T.P. Sherlock. Long time isothermal temper embrittlement in Ni-Cr-Mo-V steels. - Met. Trans., 1972, v.3, №2, p. 459-468

39. B.M. Горицкий. Влияние параметров тонкой структуры строительной стали на сопротивление разрушению в условиях тепловой хрупкости. Труды / ЦНИИПроектстальконструкция. Москва, 1982, с. 128-139

40. ГОСТ 18895-97 «Сталь. Метод фотоэлектрического спектрального анализа»

41. М.А. Скундин, A.A. Чернобаева, Д.А. Журко, Е.А. Красиков, К.И. Медведев. Исследование распределения свойств в обечайках корпуса реактора АЭС в необлученном состоянии // Журнал «Деформация и разрушение материалов», выпуск №10, 2011 г.

42. ГОСТ 1497-84 «Методы испытаний на растяжение»

43. ГОСТ 9651-84 «Методы испытаний на растяжение»

44. ГОСТ 9454-78 «Метод испытаний на ударный изгиб

45. РД ЭО 1.1.2.09.0789-2009 «Методика определения вязкости разрушения по результатам испытаний образцов-свидетелей для расчета прочности ресурса корпусов реакторов ВВЭР-1000», 2009