Особенности межкристаллитной коррозии аустенитных сталей и сплавов и локализация коррозионной повреждаемости тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.02.01, кандидат технических наук Кикичев, Ренат Наильевич

• Кикичев, Ренат Наильевич
• кандидат технических наук
• 1999

Оглавление диссертации кандидат технических наук Кикичев, Ренат Наильевич

Предисловие.

Введение.

Глава I. Деградация гарантированных свойств металла в конструкции и пути ее ослабления

1.1. Преждевременные повреждения и разрушения.

1.2. Несовершенство технологического процесса и отступление от требований технических условий и государственных стандартов.

1.3. Недостатки проектирования и конструирования.

1.4. Отступление от расчетных условий эксплуатации.

1.5. Неполное соответствие металла условиям эксплуатации.

1.6. Равномерность распада и объемная дилатация.

1.7. Выбор сплавов.

Глава II. Коррозионная стойкость и принципы выбора конструкционных материалов для ядерного энергомашиностроения

2.1. Общие положения и классификация коррозионных повреждений.

2.2. Требования к коррозионно-стойким сталям и сплавам для энергомашиностроения для обеспечения высокой сопротивляемости коррозионным повреждениям.

Глава III. Межкристаллитная коррозия аустенитных хромоникелевых и хромомарганцевых сталей и сплавов

3.1. Склонность к межкристаллитной коррозии нестабилизиро-ванных титаном или ниобием аустенитных хромоникелевых сталей.

3.2. Сопротивляемость межкристаллитной коррозии стабилизированных аустенитных сталей и сплавов.

3.3. Стойкость к межкристаллитной коррозии высоконикелевых сплавов, стабилизированных ниобием и титаном.

3.4. Причины и пути подавления склонности к межкристаллитной коррозии стабилизированных аустенитных хромоникелевых сплавов.

3.5. Влияние нейтронного облучения на проявление склонности к межкристаллитной коррозии аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов.

3.6. Склонность к межкристаллитной коррозии аустенитных хромомарганцевых и хромомарганцевоазотистых сталей.

3.7. Особенности коррозионной повреждаемости аустенитных Cr-Mn-N сталей в экстремальных условиях.

Глава IV. Локализация повреждаемости в связи с особенностями структурных превращений в сталях и сплавах

4.1. Структурно-кинетическая концепция и работоспособность конструкций.

4.2. Качество металла и локализация пластической деформации

4.3. Особенности структурных превращений и распад твердых растворов аустенитных сталей и сплавов.

4.4. Сопротивляемость аустенитных сталей и сплавов межкристаллитной коррозии и некоторые ее особенности.

4.5. Растворимость углерода в аустените и ее негативное проявление.

4.6. Структурно-чувствительная общая коррозия.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Особенности межкристаллитной коррозии аустенитных сталей и сплавов и локализация коррозионной повреждаемости»

К числу наиболее сложных физико-технологических и инженерных проблем ядерной энергетики относится создание конструкционных материалов основного теплоэнергетического оборудования реакторов, прежде всего активной зоны. Эти материалы подвержены воздействию интенсивных нейтронных потоков, у-излучения в условиях контакта с агрессивными средами. Нейтронное облучение и у-излучение сопровождаются весьма большими механическими и тепловыми нагрузками, коррозионным разрушением, радиационным распуханием и другими неблагоприятными последствиями радиации. В связи с этим требования, предъявляемые к конструкционным материалам для ядерного энергомашиностроения, в своей совокупности и сложности не имеют себе равных в других отраслях современной техники. Оттого как материаловедам, конструкторам и технологам удастся преодолеть существующие здесь трудности, в значительной степени зависит перспектива развития надежной ядерной энергетики и сопутствующих различных отраслей машиностроения.

Предлагаемая аспирантская работа посвящена обобщению и систематизации накопленного к настоящему времени опыта отечественных и зарубежных исследований и работ, выполненных специалистами по коррозионной стойкости конструкционных материалов в специфических условиях эксплуатации ядерных энергетических установок и разработке путей предотвращения коррозионных повреждений и разрушений. Следует отметить, что несмотря на борьбу с коррозионными разрушениями и особенно в ядерной энергетике не менее 40% общего числа отказов оборудования АЭС еще происходит из-за коррозионных повреждений в процессе эксплуатации.

По коррозионной стойкости конструкционных материалов в составе ядерных энергетических установок имеется обширная отечественная и зарубежная литература. Однако сведения по влиянию нейтронного облучения и у-излучения на развитие процессов коррозионного растрескивания и межкристаллитной коррозии весьма незначительны. Кроме этого, часто сведения нецеленаправленны, не подкрепляют друг друга.

Повышение параметров и совершенствование ядерной энергетики требуют применения высоконикелевых сплавов как конструкционных материалов с большим сопротивлением радиационному распуханию и низкотемпературному охрупчиванию при высокой сопротивляемости их коррозионному растрескиванию. Однако высоконикелевые сплавы иногда имеют меньшее сопротивление межкристаллитной коррозии. Эти вопросы еще не нашли полного решения и мало освещены в периодической литературе. Не уделено должного внимания и структурным аспектам ослабления коррозионной повреждаемости.

Предлагаемая работа и призвана восполнить существующие пробелы. Определяющее внимание в работе уделено путям ослабления коррозионной повреждаемости с учетом особенностей структурных превращений и работоспособности конструкционных материалов в специфических условиях эксплуатации АЭУ.

Впервые поднимается вопрос о локализации коррозионной повреждаемости в аустенитных сталях и сплавах, т.е. делается попытка рассмотреть данные вопросы с учетом физических представлений не только в процессе коагуляции вторичных фаз, но и в период ее только зарождения - предвыделения (инкубационный, латентный период).

ВВЕДЕНИЕ

В нашей стране основная выработка электроэнергии (более 70%) производится на тепловых электростанциях. -Однако вследствие ограниченности запасов органического топлива в условиях все возрастающего потребления электроэнергии преодоление энергетического кризиса неизбежно связывается с использованием ядерной энергии. К настоящему времени ядерная энергетика заняла прочное место в энергетическом балансе развитых стран мира. К началу 1986 г. в мире действовало 350 энергетических реакторов общей мощностью более 250 млн кВт. В энергетике ряда стран атомные энергетические станции уже играют ведущую роль. Так, в Болгарии на их долю приходится 30% всей производимой электроэнергий, в Швейцарии - 35%, в Швеции - 39%, в Бельгии -50%, во Франции - 65%. При этом в большинстве стран ядерная энергетика базируется на корпусных водоохлаждаемых реакторах на тепловых нейтронах с водой под давлением типа ВВЭР.

Вода и водяной пар являются теплоносителями в водном и водно-паровом трактах ТЭС, ТЭЦ и АЭС. В этих условиях обеспечение надежного водного режима всех элементов электростанций приобретает особо важное значение. Но надежность работы теплопередающих поверхностей тепловых электростанций как на ядерном, так и на органическом топливе зависит не только от водного режима, но и от организации процесса теплообмена и непосредственно связанной с ним гидродинамики.

Повышение требований к чистоте воды и пара неразрывно связано с водным режимом всех элементов теплоэнергетического оборудования. Физико-химические процессы в водном и водно-паровом трактах (коррозия конструкционных материалов, перераспределение естественных примесей и продуктов коррозии между водой и образующимся из нее насыщенным паром, выпадение твердых соединений на рабочих поверхностях тракта и др.) происходят в условиях нагрева однофазной среды, ее парообразования, упаривания и конденсации, удаления части воды из тракта и восполнения этой убыли, т. е. в условиях протекания различных теплофизических процессов.Необходимо всегда иметь в виду тесную связь и влияние теплофизических параметров на протекание физико-химических процессов. В таком случае тепловая и воднорежимные схемы должны рассматриваться и непрерывно улучшаться совместно [1].

Наиболее полно энергетическая проблема может быть решена при использовании реакторов на быстрых нейтронах и особенно при создании / термоядерных реакторов. Создание же конструкционных материалов для основных узлов реакторов на быстрых нейтронах (оболочки твэлов, чехлы технологических каналов и других конструкций активной зоны) и термоядерных установок (первая стенка разрядной камеры, конструкция бланкета и др.) представляет весьма большие трудности по сравнению с разработкой или выбором материалов для основных узлов реакторов деления на тепловых нейтронах или тем более для теплоэнергетических установок, работающих на органическом топливе.

При выборе материалов для основных узлов и конструкций реакторов деления из-за малого времени, отведенного на их разработку, были серьезные затруднения. В процессе разработки материалов для реакторов на тепловых нейтронах, работающих при умеренной температуре, и оценки их работоспособности учитывали опыт, накопленный при создании корпусных сталей. Основное внимание при этом уделяли, с одной стороны - вопросам вязкости и пластичности сталей и температурным условиям их вязкохрупкого перехода, а с другой - сопротивляемости конструкционных материалов коррозионным повреждениям.

Рекомендации материалов для реакторов на быстрых нейтронах, работающих при высокой температуре, основаны преимущественно на опыте создания сталей и сплавов для авиационных двигателей и высокотемпературных установок тепловых электростанций.

Такие подходы в основном оказались правильными, хотя имелись и просчеты. В меньшей мере они обнаружились в тепловых реакторах. Так, недостаточное понимание явления радиационного охрупчивания перлитных сталей в мировой практике компенсируется эксплуатацией реакторов в неоптимальном режиме, принятием мер по снижению нейтронного потока на стенки корпуса (что приводит к нерациональному использованию объема активной зоны), а также рекомендацией дорогой системы диагностики и инспекций состояния корпуса реактора. Серьезные затруднения в эксплуатации реакторов, охлаждаемых водой под давлением, и кипящих реакторов связаны также с охрупчиванием циркониевых сплавов, используемых для оболочек твэлов, так как это часто накладывает ограничение на глубину выгорания топлива, что сопряжено с большими экономическими потерями.

Поток быстрых нейтронов в реакторах-размножителях может достигать

1 ¿1

1x10 нейтр./(см-с), что примерно на три порядка выше, чем в тепловых реакторах. Высокие значения нейтронных потоков и флюенса в быстрых реакторах создают для реакторного материаловедения новые, чрезвычайно сложные проблемы (высокотемпературное охрупчивание, радиационное распухание, радиационную ползучесть, ускорение коррозионных процессов и др.). Отмеченные неблагоприятные последствия нейтронного облучения и у-излучения могут стать определяющими в создании работоспособных и экономичных реакторов на быстрых нейтронах. Несмотря на то, что при разработке термоядерных реакторов будет широко использован опыт работы материалов в ядерных реакторах, проблема выбора материалов с обеспечением надежности и долговечности основных узлов теплоэнергетического оборудования встанет еще более остро [2].

Кроме неблагоприятного воздействия нейтронного облучения и у-излучения на механические свойства и сопротивляемость коррозии конструкционных материалов, специфика работы основных узлов ядерных энергетических установок характеризуется их труднодоступностью для обслуживания при практической неремонтопригодности [3]. Последствия разгерметизации систем первого контура весьма опасны из-за загрязнения окружающей среды радиоактивными продуктами, сложности, а в ряде случаев и практической невозможности последующего ремонта и обслуживания , оборудования. Ядерная энергетика - беспрецедентный шаг в научно-технической революции - одновременно требует и в такой же мере повышения и соблюдения технологической дисциплины, филигранного инженерного конструирования, неукоснительного исполнения эксплуатационной документации при высокой культуре и ином уровне технического мышления. Специфичность условий работы конструкционных материалов в составе основных узлов и конструкций АЭУ и отмеченные особенности их конструирования, технологии изготовления и обслуживания в процессе эксплуатации обеспечили выработку иного специального подхода к созданию новых конструкционных материалов и оценке их работоспособности. Это позволяет утверждать о существовании в общем материаловедении самостоятельного научно-технического направления применительно к оборудованию ядерных энергетических установок - ядерного материаловедения [3].

Учитывая отмеченные особенности служебных условий конструкционных материалов в составе ядерных и других специальных энергетических установок, представляется, что вопросам коррозионной, коррозионно-водородной и вообще коррозионно-механической прочности должно уделяться большее внимание.

В последнее время, как известно, значительно повысилось внимание к проблеме использования высоконикелевых аустенитных сплавов в действующих атомных установках на тепловых нейтронах и в проектируемых и перспективных реакторах на быстрых нейтронах и термоядерных реакторах. Особое внимание к аустенитным хромоникелевым сплавам эксплуатируемых реакторов на тепловых -нейтронах вызвано массовым преждевременным коррозионным растрескиванием на зарубежных АЭС трубопроводов кипящих реакторов и труб вертикальных парогенераторов реакторов с водой под давлением, изготовленных из этих материалов [4,5]. Высокая сопротивляемость аустенитных хромоникелевых сплавов радиационному распуханию [6] и коррозионному растрескиванию в ' различных хлорсодержащих и щелочных средах при имитационных исследованиях [5, 7] и повышенная склонность их к высокотемпературному гелиевому охрупчиванию при (п, а)-реакциях [2] требуют проведения дальнейших целенаправленных тонких исследований в связи с перспективностью использования этих материалов в составе конструкций ядерных и термоядерных реакторов. Известно, в частности, что аустенитные хромоникелевые сплавы проявляют большую склонность к межкристаллитной коррозии [8]. При склонности к этому типу коррозии высоконикелевые сплавы сильнее подвержены и коррозионному растрескиванию [4, 5, 7]. Однако оптимальным легированием при обеспечении требуемого структурного состояния можно подавить склонность к межкристаллитной коррозии хромоникелевых аустенитных сплавов и одновременно с этим обеспечить высокое сопротивление их коррозионному растрескиванию.

Весьма перспективны для использования в различных энергетических установках и коррозионно-стойкие высокопрочные экономнолегированные никелем и безникелевые мартенситностареющие и аустенитные хромомарганцевоазотистые стали. Сопротивляемость их коррозионным повреждениям в значительной мере определяется структурным состоянием на различных стадиях распада твердых растворов.

В настоящей работе автор, опираясь на отечественный и зарубежный опыт по разработке и эксплуатационной стойкости коррозионно-стойких сталей и сплавов - основных конструкционных материалов различных ядерных и тепловых энергетических установок - акцентирует внимание на определяющем влиянии структурных превращений на сопротивляемость межкристаллитной коррозии и путях ослабления этих процессов. Но этим структурно-физическим аспектам предшествуют конструкторско-технологические подходы конструирования, а затем анализ коррозионных повреждений в различных ситуациях.

Заключение диссертации по теме «Материаловедение (по отраслям)», Кикичев, Ренат Наильевич

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Еще раз показано, что изменение коррозионной стойкости конструкционных материалов определяется структурными превращениями, изменяющимися во времени в зависимости от температуры, с учетом дилатации на границе раздела "формирующаяся фаза - матрица". Особенно важна величина и интенсивность распределения структурных напряжений, возникающих на ранних стадиях распада, т.е. в так называемом инкубационном, латентном периоде. Процессы предвыделения - зарождение и развитие избыточной фазы еще в маточном твердом растворе - оказывают определяющее влияние на локализацию коррозионной повреждаемости. Изотропность механических свойств при этом, уменьшая локализацию повреждаемости, будет способствовать повышению сопротивляемости развитию трещин.

2. В ряде случаев требуется создание металлических материалов, которые способны длительное время надежно работать в контакте с агрессивными средами. Полагается, что в подобных условиях также определяющей является локализация коррозионного процесса, наряду с рассмотренными выше деформационными процессами. Для доказательства этого явления необходимо целенаправленное обобщение и анализ ряда ниже изложенных положений.

3. Проанализированы экспериментальные данные по температурно-временным зависимостям сопротивляемости аустенитных сталей и сплавов межкристаллитной коррозии (кривые Ролласона). Эти кривые имеют колоколообразный вид с некоторым наклоном к оси абсцисс. Интенсивность выпадения карбидов Ме2зСб в аустенитных сталях и сплавах 18-8, 15-15, 20-25, 20-45 и других подобных композиций определяется, в основном, степенью, пересыщенности твердого раствора углеродом и скоростью диффузии. Наиболее быстро этот процесс протекает при температурах 650-750°С; время до появления первых карбидов исчисляется, по-видимому, минутами.

4. Показано, что испытания на склонность к межкристаллитной коррозии при высоких температурах (верхняя часть кривой Ролласона), как известно, характеризуется сначала отсутствием склонности к коррозии (инкубационный период), затем проявлением ее и, наконец, исчезновением склонности. При значительном времени происходит перераспределение и выравнивание концентрации хрома в приграничных и внутризеренных объемах вследствие большой скорости его диффузии при малых и весьма малых содержаниях углерода, и даже при температурах 700-650°С может быть достигнут, как правило, иммунитет к межкристаллитной коррозии после проявления ее при меньшем времени.

5. В аустенитных сталях с 9 и 19% никеля межкристаллитная коррозия в низкоуглеродистых материалах (0,012 и 0,014% углерода) даже не проявляется выше температуры 600°С. Направление ниспадающей ветви колоколообразной кривой при низких температурах 600-450°С показывает, что возникновение склонности к межкристаллитной коррозии проявляется только при большом времени старения. Однако было зафиксировано, что даже при температуре 400 С может проявиться склонность к межкристаллитной коррозии через 10 000 ч в высоконикелевом сплаве марки 03Х20Н45М4БЧ. Это дает основание полагать, что при более длительном старении (50 000-80 000 ч) или при нейтронном воздействии, которое способствует проявлению радиационно-стимулированной диффузии, или же затем радиационно-индуцированного распада, возможна потеря иммунитета и возникновение межзеренной коррозии в аустенитных сталях. Эти вопросы незамедлительно требуют проведения специальных исследований.

6. Сталь типа 18-8 и другие нестабилизированные титаном или ниобием стали и сплавы могут использоваться в качестве нержавеющих, не подвергающихся сварке конструкционных материалов, но только в закаленном состоянии и в температурной области эксплуатации не выше, как правило, 300-350°С.

7. Отмечается, что "анодность" границ зерен вызывается не только обеднением их хромом, ушедшим на образование вторичных карбидов. Она вызывается и напряжением, возникающим на границе раздела "матрица - карбид хрома" вследствие концентрационного и размерного несоответствия при формировании выпадающей вторичной фазы. Наиболее опасны при этом, очевидно, те напряжения, которые возникают в период зарождения (предвыделения) карбидов (или интерметаллидов).

8. При низком содержании углерода в аустенитной хромоникелевой стали (менее 0,005%) выделение карбидов в опасном интервале температур практически не произойдет, так как в этом случае не будет иметь места пересыщение аустенита. Таким образом, склонность к межкристаллитной коррозии аустенитных хромоникелевых сталей можно ослабить или полностью устранить уменьшением содержания углерода в них до количеств менее 0,005%.

Склонность к межкристаллитной коррозии аустенитных хромоникелевых сталей может быть подавлена и путем применения заключительного стабилизирующего отжига при температуре 800-850°С длительностью 5-10 часов. При этих условиях довольно быстро происходит перераспределение и выравнивание концентрации хрома в приграничных и внутризеренных объемах вследствие большой скорости его диффузии при повышенных температурах.

9. Основными средствами борьбы с проявлением склонности к межкристаллитной коррозии аустенитных сталей и сплавов является легирование их сильными карбидообразующими элементами-стабилизаторами: титаном, ниобием и др.

До недавнего времени расчет количества вводимых в аустенитные хромоникелевые стали или сплавы элементов-стабилизаторов - титана или ниобия - производился исходя из условий последующего образования ими химических эквиатомных соединений ТЮ и МэС или их карбонитридов. Но затем стало известно, что эти соединения являются фазами внедрения, кристаллизующимися с дефицитом металлоидных атомов, т.е. атомов углерода (и азота). Вследствие этого для более полного связывания углерода (и азота), титана или ниобия следует вводить в стали и сплавы больше, чем это вытекает из стехиометрических расчетов.

10. При увеличении содержания никеля в сталях и сплавах одновременно требуется увеличение содержания титана или ниобия. Так, например, в высоконикелевых сплавах типа 03Х20Н45М4БЧ отношение ЫЬ/С должно быть не 8-10-кратное, как это ранее предполагалось, а 30-40-кратное. Только в этом случае металл в состоянии поставки после «провокационного» нагрева (т.е. нагрева, стимулирующего выпадение хромистых карбидов) при температуре 600°С длительностью один час не должен проявить склонности к межкристаллитной коррозии при кипячении в стандартных агрессивных средах требуемой длительности (метод АМ ГОСТ 6032-89).

11. При рассмотрении вопросов стойкости коррозионностойких сталей к общей коррозии большинство исследователей связывают скорость коррозии только с химическим составом металла и коррозионной средой, не учитывая при этом, как правило, структурного состояния. Однако мартенситно-стареющим сталям типа Х13Н4М и Сг-Мп-М аустенитным сталям свойственно резкое снижение стойкости к общей коррозии в результате старения в определенных температурно-временных условиях. При оценке установленного эффекта по скорости коррозии, повреждения обнаруживаются после предварительного старения в интервале температур 550-800°С и, с увеличением длительности старения, максимум проявления общей коррозии смещается в область более низких температур.

Совпадение температурно-временных областей проявления развитой общей коррозии и склонности к межкристаллитной коррозии указывает на то, что эти процессы имеют общую природу. Учитывая определяющую роль структурных превращений в наблюдаемом изменении стойкости к общей коррозии, представилось целесообразным введение понятия "структурно-чувствительная общая коррозия". Наиболее резко структурно-чувствительная общая коррозия в аустенитных Сг-Мп-Ы сталях проявляется в тот период, когда еще не происходит обособление вторичных карбидных и нитридных фаз, т.е. она возникает уже при формировании избыточных фаз в инкубационном периоде распада. Возникновение значительных структурных напряжений в результате концентрационного и размерного несоответствий на границе раздела «формирующаяся вторичная фаза - матрица» и обусловливает проявление структурно-чувствительной общей коррозии. Иммунитет к рассматриваемому виду коррозии достигается при отпуске (старении) такой длительности, когда происходит исчерпание мест зарождения вторичной фазы и ее обособление и коагуляция.

12. Локализация как деформации, так и коррозионной повреждаемости определяющим образом влияет на требуемую (расчетную) долговечность конструкций. Структурная однородность металла определяет требуемую работоспособность изделий.

13. Коррозионное повреждение и дальнейшее разрушение есть также процесс локализации разъедания, усиливаемый напряжениями и протеканием пластической деформации, а также превалирующим наличием в месте повреждения тех элементов, которые имеют более отрицательный потенциал, нежели матрица.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Локализация деформации и коррозионной повреждаемости определяюще влияет на требуемую (расчетную) долговечность конструкций. В таком случае изотропность разнообразных свойств определяет требуемую работоспособность изделий. Конечно, сами кристаллы уже анизотропны, т.е. имеют различные свойства в зависимости от направления испытания. Но произвольность ориентировки каждого кристалла в металле приводит к тому, что в любом направлении располагается примерно одинаковое количество различно ориентированных кристаллов. В результате получается, что свойства такого поликристаллического тела одинаковы во всех направлениях [58]. Такая ложная изотропия имеет предел, и в технике им обычно является величина зерна. Правда, следует учитывать наличие блоков и мозаики в зерне, границ зерен и вообще разнообразных дефектов в зерне [128]. В практике обычно оценивается соотношение размера зерна и свойств его границ, т.е. микроскопической величиной является размер зерна. Но весьма часто для оценки свойств используются и большие объемы тела: собирательная рекристаллизация, разнозернистость, неметаллические включения, скопление карбидов и др.

Макростроение является основной величиной инженерных подходов при оценке качества металла (наличие остаточного переохлажденного аустенита, закалка и выпадение феррита или образование большого количества нижнего бейнита и др.).

В связи с изложенным, равномерность распада твердых растворов приводит к созданию в матрице относительно правильного чередования частиц карбидов и интерметаллидов, т.е. образованию как бы микрорешетки из этих вторичных фаз. При таком распаде твердый раствор в процессе температурно-временных циклов под нагрузкой все время остается относительно изотропным и обеспечивает возможность равномерности протекания деформации. Одновременно с этим относительно однородное обеднение твердого раствора легирующими элементами в составе выделяющих фаз (разупрочнение его) облегчает работу границ зерен, так как дает возможность течения внутри них [13, 129].

Равномерность распределения первичных фаз и высокая однородность и плотность зарождения вторичных карбидных, интерметаллидных и других фаз являются необходимыми условиями, обеспечивающими ослабление повреждаемости конструкционных материалов [130].

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Кикичев, Ренат Наильевич, 1999 год

1. Маргулова Т.Х., Мартынова О.И. Водные режимы тепловых и атомных электростанций. М.: Высш. школа, 1981. - 320 с.

2. Паршин A.M. Радиационная повреждаемость конструкционных материалов и пути ее ослабления. JL: ЛДНТП, 1985. - 36 с.

3. Конструкционные материалы АЭС / Баландин Ю.Ф., Горынин И.В., Звездин Ю.И., Марков В.Г. М.:Энергоатомиздат, 1984. - 280 с.

4. Богоявленский В.Л. Коррозия сталей на АЭС с водным теплоносителем. -М.: Энергоатомиздат, 1984. 168 с.

5. Василенко И.И., Мелехов Р.К. Коррозионное растрескивание сталей. -Киев: Наукова думка, 1977. 264 с.

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

7. Жаропрочность и стойкость против межкристаллитной коррозии сплавов типа Х20Н45 / Паршин A.M., Горынин И.В., Азбукин В.Г., Горбаконь A.A. -Л.: ЛДНТП, 1971.-28 с.

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

9. Паршин A.M. Пути устранения хрупкого разрушения изделий из стали 1Х18Н9Т при термической обработке в напряженном состоянии. Л.: ЛДНТП, 1961.-28 с.

10. Станкович A.B. Хрупкость и пластичность жаропрочных материалов. -М.: Металлургия, 1967. 199 с.

11. Коррозионностойкие стали и сплавы для оборудования и трубопроводов АЭС / Азбукин В.Г., Баландин Ю.Ф., Павлов В.Н. и др. Киев: Наукова думка, 1983.- 142 с.

12. Паршин A.M., Кириллов Н.Б. Повышение работоспособности инструментальных сталей для штампов холодного деформирования. Л.: ЛДНТП, 1990.-22 с.

13. Berge Ph., Donati J.R. Materials requirements for PWR steam generator tubing. Nucl. Technology, 1981, v. 65, №1, p. 88.

14. Котов H.H., Савиков A.A., Ходашинский H.A. Влияние органических соединений на механические свойства материала паропроводов. // Металловедение и терм, обраб. металлов. 1992. - №8. - С.21-23.

15. Ажогин Ф.Ф. Коррозионное растрескивание и защита высокопрочных сталей. М. Металлургия, 1974.

16. Васильков Н.Е., Макарова Н.Л., Паршин A.M. Влияние структурных превращений на упрочнение и охрупчивание хромоникелевой стали мартенситного класса // Вопросы судостроения. Сер. Металловедение. Л.: ЦНИИ «Румб», 1976. - Вып. 22. - С. 3-12.

17. Азбукин В.Г., Баландин Ю.Ф., Вересова В.И. Исследование коррозионной стойкости аустенитных сплавов системы Ni-Fe-Cr-Mo с содержанием 45% Ni // Вопросы судостроения. Сер. Металловедение. Л.: Судостроение, 1975. - Вып. 21. - С. 116-121.

18. Борисов И.А. Перекристаллизация стали в крупнозернистом состоянии при нагреве // Металловедение и терм, обраб. металлов. 1995. - №7. - С.8-10.

19. Структурные фазовые переходы в металлических системах / В.С.Демиденко, А.И.Потекаев, В.И.Симаков, С.А.Володин; Сиб. физ.-техн. ин-т. им. В.Д.Кузнецова при Томском гос. ун-те. Томск: Изд-во Томск, ун-та, 1992 -132 с.

20. Масленков С.Б. Легирование и термическая обработка жаропрочных сплавов. // МиТОМ, 1977. № Ю. - С. 49-53.

21. Паршин A.M., Ушков С.С., Ярмолович И.И. Растрескивание титановых а+Р-сплавов при термической обработке. / Технология легких сплавов. -М.:ВИЛС, 1974,-№ 1,-С. 53-58.

22. Коррозия: Пер. с англ. / Под ред. Шрайера Л.Л. М.: Металлургия, 1981, 631 с.

23. Кеше Г. Коррозия металлов: Пер. с нем. Под ред. Я.М. Колотыркина и В.В. Лосева. -М.: Металлургия, 1984, 400 с.

24. Исаев Н.И. Теория коррозионных процессов. М.: Металлургия, 1997 -360 с.

25. Томашов Н.Д., Чернова Г.П. Теория коррозии и коррозионностойкие конструкционные сплавы. -М.: Металлургия, 1993 — 413 с.

26. Феттер К. Электрохимическая кинетика: Пер. с нем. Под ред. Я.М. Колотыркина. -М.: «Химия», 1967, 800 с. с ил.

27. Маттссон Э. Электорохимическая коррозия / Пер. со швед, под ред. Я.М. Колотыркина/-М.: Металлургия, 1991 156 с.

28. Кабанов Б.Н. Электрохимия и адсорбция. М.: Наука, 1966, 222 с.

29. Кузуб B.C. Анодная защита металлов от коррозии. М.: Химия, 1983, 182 с.

30. Бекман Ф. Катодная защита: Справочник/ Пер. с нем. Е.К.Бухмана; Под ред. И.В.Стрижевского. М.Металлургия, 1992 - 176 с.

31. Плешивцев Н.В., Красиков Е.А. Защита от коррозии металлов, сплавов и сталей ионной бомбардировкой.: Обзор // Металлы. 1995. - №4. - С. 98-129.

32. Томашов Н.Д., Чернова Г.П. Коррозия и коррозионностойкие сплавы. -М.: Металлургия , 1973, 232 с.

33. Новые коррозионностойкие стали и сплавы и защита от коррозии: Сб. научн. трудов/Науч.ред. А.Л.Белинский М.:НИИхиммаш, 1986 - 103 с.

34. Passivity of metals. Ed. by Frankenthal R.P. and Kruger J. New Jersy: Princeton, the Electrochemical Society, inc. USA, 1978, 1077 p.

35. Акользин А.П. Противокоррозионная защита стали пленкообразо-вателями. М. Металлургия, 1989 - 191 с.

36. Hancock P., Hurst R.C. Properties of oxyde films. Advances in Corros. Sei and Technology, v. 4, №4. - Lond.: Plenum Press, 1974, p. 1.

37. Lee J.B. Materials Protections and Performance, 1983, v. 22, № 1, p. 48.

38. Паршин A.M., Богоявленский E.K. Повышение качества, надежности и долговечности изделий из конструкционных жаропрочных и инструментальных сталей и сплавов. Л. : ЛДНТП, 1985. - 48 с.

39. Назаров A.A. Механизм коррозионного растрескивания хромоникелевой аустенитной стали в растворах хлоридов. // Вопросы судостроения. Сер. Металловедение. Л.: ЦНИИ «Румб», 1980. - Вып. 30. - С. 80-88.

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

41. Сопротивление антикоррозионной наплавки деформированию и разрушению при малоцикловом нагружении. / Игнатов В.А., Сонина Л.В., Тимофеев Б.Т., Филатов В.М. // Вопросы судостроения. Сер. Сварка. Л.: ЦНИИ «Румб», 1978. - Вып. 15. - С. 40-50.

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

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

44. Nielsen N.A. The role of corrosion products in crack propagation in austenitic stainless steel. Phys. Metallurgy Stress - Corrosion Fracture. N.Y.: Intersci. Publ., 1959, 121 p.

45. Герасимов B.B. Коррозия реакторных материалов. M.: Атомиздат, 1980.-256 с.

46. Колотыркин Я.М. Металл и коррозия. М.: Металлургия, 1986. - 88 с.

47. Пулярд М.Е. Коррозия нержавеющей стали в воде при высокой температуре. В кн.: Коррозия металлов: Пер. с франц. - М.: Металлургия, 1964, с. 217.

48. Berry W. In: Corrosion behavior of Fe-Cr-Ni alloys in high temperature water. Report of Conf. High temperature pressure elektrochemistry in aguaes solution, London, 1973, p. 37.

49. Copson H.R. Effects of Composition on Stress Corrosion Cracking of Some Alloys, Containing Nickel // Phys. Mettallurgy of Stress corrosion fracture. N.Y., 1959.-247 p.

50. Indig M.E., Mollrec A.R. High Temperature Electrochemical Studies of the Stress Corrosion of Type 304 Stainless Steel / Corrosion, 1979. V. 35. - № 7. -P. 228-295.

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

52. Park Y.S., Agrawal A.K., Stachle R.W. Inhilitive Effects of Oxyamions of the Stress Corrosion of Type 304 Stainless Steel in Boiling 20N NaOH solutions // Corrosion, 1979. V. 35. - № 8. - P. 333-339.

53. Ульянин E.A. Коррозионностойкие стали и сплавы. М.: Металлургия, 1980, 250 с.

54. Герасимов В.В. Коррозия сталей в нейтральных водных средах. -М. :Металлургия, 1981 192 с.

55. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1977. - 648 с.

56. Гуляев А.П., Токарева Т.Б. Влияние углерода и никеля на межкристаллитную коррозию аустенитных хромоникелевых нержавеющих сталей. // МиТОМ. 1971. - № 2. - С. 22-25.

57. Edeleanu С. Transgpanular stress corrosion in Cr-Ni stainless steels. S. Iron Steel Inst, 1953, v. 173, p. 140; v. 175, p. 390.

58. Герасимов B.B., Монахов A.C. Материалы ядерной энергетики. М.: Атомиздат, 1973. - 336 с.

59. Погодин В.П., Богоявленский BJL, Сентюрев В.П. Межкристаллитная коррозия и коррозионное растрескивание нержавеющих сталей в водных средах. -М.: Атомиздат, 1970.-422 с.

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

61. Чигал В. Межкристаллитная коррозия нержавеющих сталей. / Пер. с чешек. JL: Химия, 1969. - 232 с.

62. Герасимов В.В., Герасимова В.В. Коррозионное растрескивание нержавеющих сталей. М.: Металлургия, 1976. - 176 с.

63. Герасимов В.В., Рябченков A.B., Буткевич В.Г. Влияние азота, фосфора и никеля на чувствительность к коррозионному растрескиванию и энергию дефектов упаковки аустенитных хромоникелевых сплавов // Защита металлов. 1977. - № 6. - С. 18-22.

64. Гудремон Э. Специальные стали. / Пер. с нем. М.: Металлургиздат, 1959.-Т. 1.-952 с.

65. Туфанов Д.Г. Коррозионная стойкость нерж. сталей, сплавов и чистых металлов. — М.: Металлургия, 1982, 352 с.

66. Павлов П.А. и др. Прочность сталей в коррозионных средах. Алма-Ата: Наука, 1987-270 с.

67. Коррозионная стойкость сварных соединений экономнолегированных нержавеющих сталей в агрессивных средах/ Б.В.Кошкин, З.А.Сидлин, А.В.Молосов и др. М.:НИИТЭхим, 1981 - 40 с.

68. Ульянин Е.А. и др. Коррозионно-стойкие сплавы на основе железа и никеля. М.:Металлургия, 1986 - 262 с.

69. Калинушкин Е.П. Трехфазное затвердевание сплавов Fe-Cr-Ni // Изв. Рос. акад. наук. Металлы. 1992. - №1. - С. 222-226.

70. Мак-Лин Д. Границы зерен в металлах: Пер. с англ. М.: Металлургиздат, 1960, 436 с.

71. Криштал М.А., Гончаров B.C. Прасолов С.Г. Термодинамические и кинетические характеристики диффузии в системах железо-хром и никель-хром. // Физика металлов и металловедение. 1992. - №5. - С. 144-147.

72. Кондратьев В.В., Трахтенберг И.Ш. Зернограничная диффузия атомов в модели структурно неоднородных границ. // Физика металлов и металловедение. -1986. Т.62, вып.З. - С.434-441.

73. Особонизкоуглеродистая азотсодержащая аустенитная сталь 02Х25Н22АМ2 / Э.Г.Фельдгандлер, Т.В.Свистунова, Л.Я.Савкина, О.Б.Лапшина // Металловедение и терм, обраб. металлов. 1996. - №2. - С.27-31.

74. Aust К.Т., Armijo J.S., Westbrook J.H. Heat treatment and corrosion resistance of austenitic type 304 stainless steel Trans. ASM., 1966, v. 59, p. 544.

75. Oldfield J.W. and Sutton W.H. Brit. Corros. J., 1978, v. 13, № 1, p. 13; № 3, p. 104.

76. Физическое металловедение / Я.С. Уманский, Б.Н. Финкелыптейн, М.Е. Блантер и др. М.: Металлургиздат., 1955. - 724 с.

77. Исследование межкристаллитной коррозии аустенитной нержавеющей стали 1Х18Н9Т / В.М. Княжева, Я.М. Колотыркин , М.А. Веденеева, P.C. Рамазанова. Хим. промышл., 1964, № 5, с. 61.

78. Княжева В.М., Чигел В., Колотыркин Я.М. Роль избыточных фаз в коррозионной стойкости нержавеющих сталей. Защита металлов, 1975, т. 11, № 5, с. 531.

79. Павлова Ф.С., Жувалов В.А., Герасимов В.В. О повышении стойкости элементов из стали Х18Н10Т против КР. Теплоэнергетика, 1980, № 10, с. 56.

80. Земзин В.Н. Жаропрочность сварных соединений. Л.: Машиностроение, 1972. - 272 с.

81. Игнатов В.А., Петров Г.Л. Авторадиографическое исследование распределения ниобия в сварных соединениях хромоникелевых аустенитных сталей. // Сварочное производство. Л.: Машиностроение, 1964. - С. 68-72. (Труды ЛПИ, № 245).

82. Козлов Р.А. Сварка теплоустойчивых сталей. Л.: Машиностроение, 1986.- 162 с.

83. Медовар Б.И. Сварка жаропрочных аустенитных сталей и сплавов. М.: Машиностроение, 1966. - 430 с.

84. Фокин М.Н., Жигалова К.А. Методы коррозионных испытаний металлов. М.: Металлургия, 1986 - 78 с.

85. Методы испытаний нержавеющих сталей на межкристаллитную коррозию/ Сост. М.Я.Руттен М.:НИИТЭхим, 1984 - 49 с.

86. Поляков С.Г. Коррозионный контроль и защита металлов. Киев: Общество "Знание" УССР, 1984 - 23 с.

87. Приходько В.Н. Неразрушающий контроль межкристаллитной коррозии. -М. Машиностроение, 1982- 101 с.

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

89. Andresen Р.А., Dugette D.Y. Slow Strain Rate Stress Corrosion Testing at Elevated Temperature and High Pressures // Corros. SCI, 1980. V. 20. - № 2. -P. 221-223.

90. Cypp C.P. Effects of Neutron Irradiation of post Irradiation Stress Corrosion Cracking of Stainless Steel // Phys. Met. of Stress Corrosion Fracture. N.Y.; London, 1959.-270 p.

91. Da vies M.Y. Corrosion in the Nuclear System // AERE, 1985. 11 p.

92. Taylor R., Yerrs A.T. The Effects of Irradiation of Stress Relaration in Nimonic 80A // Journ. Nucl. Mater. 1956. - V. 19. - № 2. - P. 142-148.

93. Конобеевский С.Г. Действие облучения на материалы. М.: Атомиздат, 1967.-402 с.

94. Паршин A.M., Тихонов А.Н. Коррозия металлов в ядерном энергомашиностроении. СПб.: Политехника, 1994. - 93 с.

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

96. Рябченков A.B. Коррозия аустенитных сталей под напряжением. // Коррозия и защита от коррозии. М.: ВИНИТИ, 1976. - Т. 5. - С. 46-52.

97. Влияние реакторного облучения на МКК аустенитных сталей / С.Н. Вотинов, Ю.И. Казеннов, B.JI. Богоявленский, B.C. Белокопытов, Е.А. Крылов, JIM. Клестова, Л.И. Ревизинков. Атомная энергия, 1976, т. 41, вып. 6, с. 405.

98. Пилюшенко В.Л., Вихлевщук В.А., Лепорский C.B., Поживанов A.M. Научные и технологические основы микролегирования стали. М.:Металлургия, 1994-383 с.

99. Бабаков A.A., Приданцев М.В. Коррозионностойкие стали и сплавы. -М.: Металлургия, 1971. 320 с.

100. Влияние Ti и V на карбидообразование в стали 110Г13Л / Г.А. Сорокин, Л.И. Парфенов, В.В. Блюхер // Литейное пр-во. 1970, № 3, с. 39.

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

102. Васильков Н.Е., Назаров A.A., Паршин A.M. Природа коррозионного растрескивания хромоникелевой мартенситной стали // Вопросы судостроения. Сер. Металловедение. Л.: ЦНИИ «Румб», 1977. - Вып. 25. - С. 3-8.

103. Паршин A.M. Структура, прочность и радиационная повреждаемость коррозионностойких сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1988. - 656 с.

104. Паршин A.M., Тихонов А.Н., Бондаренко Г.Г., Кириллов Н.Б. Радиационная повреждаемость и свойства сплавов. СПб.: Политехника, 1995. -302 с. Под ред. Паршина A.M. и Тихонова А.Н.

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

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

107. Келли А., Никлсон Р. Дисперсионное твердение / Пер. с англ. под ред. Гордиенко Л.К. и Власовой E.H. М.: Металлургия, 1966. - 299 с.

108. Смолянинов А.Н. Теория сплавов. Фазовые равновесия в двухкомпонентных сплавах. / Ростов н/Д ин-т с.-х. машиностроения. Ростов н/Д: РИСХМ, 1991 -30 с.

109. Фазовые и структурные превращения и метастабильные состояния в металлах. / В.Н. Гриднев, В.И. Трефилов, С.А. Фирстов и др.; Отв. ред. В.И. Трефилов; АИ УССР, Ин-т металлофизики. Киев: Наук. Думка, 1988 - 261 с.

110. Брик В.Б. Диффузия и фазовые превращения в металлах и сплавах. -Киев: Наук. Думка, 1985-232 с.

111. Нечаев Ю.С., Омельченко A.B. Растворимость и диффузия азота и углерода в аустените. // Журн. физ. химии. 1995. - Т.69, №10. - С. 1765-1770.

112. Колотыркин Я.М., Фрейман JI.H. Роль неметаллич. включений в коррозионных процессах. В кн.: Коррозия и защита металлов / Итоги науки и техники /. - М.: ВИНИТИ, 1978, т. 6, с. 5.

113. Колотыркин Я.М., Каспарова О.В. Сегрегация примесей на границах зерен и МКК НС. В кн.: Итоги науки и техники. Коррозия и защита от коррозии.1978, т. 6, с. 180.

114. Лузгин В.П., Близнюков С.А., Близнюков A.C. Влияние природы неметаллических включений на механические свойства трубной стали 10Г2БТ. // Сталь 1995. - №6. - С.21-26.

115. Смирнов A.A. Распределение внедренных атомов разных сортов при любых концентрациях по междоузлиям разного типа. // Металлофизика. 1988. -Т.10, №2 - С.103-107.

116. Борисов И.А., Борисов А.И. Влияние углерода на свойства конструкционных сталей. // Металловедение и терм, обраб. металлов. 1995. -№4.-С. 19-24.

117. Попов Ю.А. Теория взаимодействия металлов и сплавов с коррозионно-активной средой. М.: Наука, 1995 - 199 с.

118. Паршин A.M., Васильков Н.Е. Влияние ранних стадий распада на упрочнение и охрупчивание мартенситной нержавеющей стали. // МиТОМ.1979.-№ 1.-С. 37-40.

119. Паршин A.M., Васильков Н.Е. Структура, прочность и коррозионная стойкость хромоникелевых мартенситно-стареющих сталей и рациональные области их применения. Л.: ЛДНТП, 1981. - 24 с.

120. Стойкость хромистой и хромоникелевой стали мартенситного класса против коррозионного растрескивания / Азбукин В.Г., Баландин Ю.Ф., Крылова Р.Н. и др. // Вопросы судостроения. Сер. Металловедение. Л.: Судостроение, 1972. - Вып. 16. - С. 157-163.

121. Структура и радиационная повреждаемость мартенситно-стареющих сталей / Аден В.Г., Васильков Н.Е., Колосов И.Е. и др. // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Атомное материаловедение. М.: ЦНИИатоминформ, 1984. -Вып. 1 (19).-С. 11-19.

122. Паршин A.M., Белецкий В.Г., Крылова Р.П., Стемакин И.В. Влияние структуры Cr-Mn-N сталей различных композиций на стойкость к общей и локальной коррозии. / Защита от коррозии и экология. Л.: ЛКИ, 1988. - С. 74-79.

123. Паршин A.M., Белецкий В.Г., Кириллов Н.Б., Кикичев Р.Н.

124. Особенности коррозионной повреждаемости аустенитных Cr-Mn-N сталей в экстремальных условиях. / Сб. докладов. Севастополь, 1988.

125. Ершов Г.С., Позняк JI.A. Микронеаднородность металлов и сплавов. -М.: Металлургия, 1985, 215 с.

126. Колобов Ю.Р. Диффузионно-контролируемые процессы на границах зёрен и пластичность металлических поликристаллов. — Новосибирск: Наука. Сиб. предприятие РАН, 1998 184 с.

127. Долженков И.Е., Долженков И.И. Сфероидизация карбидов в стали. -М.: Металлургия, 1984 142 с.