Повышение физико-механических свойств аустенитных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей для высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат технических наук Яковицкая, Марина Валентиновна

• Яковицкая, Марина Валентиновна
• кандидат технических наук
• 2013

Оглавление диссертации кандидат технических наук Яковицкая, Марина Валентиновна

ОГЛАВЛЕНИЕ

Стр.

Введение

Глава 1. Анализ условий эксплуатации и требований к аустенитным материалам для изготовления тонкостенных конструкций высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения

1.1. Аустенитные стали с небольшим содержанием никеля

1.2. Недостатки стабилизированных сталей и пути их устранения

1.2.1. Содержание 5 - феррита и его влияние на свойства сталей

1.2.2. Фазы внедрения титана (или ниобия) и их влияние на свойства аустенитных хромоникелевых стабилизированных сталей

1.2.3. Неметаллические включения и их влияние на структурную однородность и газоплотность стабилизированных сталей

1.2.4. Образование вторичных фаз в аустенитных стабилизированных хромоникелевых сталях при повышенных температурах

1.2.5.Межкристаллитная коррозия стабилизированных сталей

1.3. Недостатки нестабилизированных аустенитных сталей и пути

их устранения

1.4. Выбор направления исследований, постановка цели и задач работы

Выводы по главе 1

Глава 2. Материалы и методики исследования

2.1. Материалы, выбранные для исследования

2.2. Фазовый физико-химический и рентгеноструктурный анализы

2.3. Металлографические и электронно-микроскопические исследования

2.3.1. Оптическая металлография

2.3.2. Просвечивающая электронная микроскопия

2.4. Определение физических свойств

2.5. Исследование механических характеристик разработанной стали

2.6. Методика исследования склонности к межкристаллитной коррозии

2.7. Экспериментальная аппаратура и методика измерения водо-родопроницаемости

2.8. Математическая обработка результатов исследований

Глава 3. Результаты химического, фазового, металлографического и

электронно-микроскопического анализа и испытаний на меж-кристаллитную коррозию разработанной стали в сравнении с аналогами

3.1. Разработка высокотехнологичной низкоуглеродистой коррозионно-стойкой хромоникелевой стали

3.2. Химический состав предложенной стали

3.3. Микроструктура предлагаемой стали

3.4. Плотность разработанной нестабилизированной стали в сравнении со сталями данного класса обычной выплавки

3.5. Исследование структуры разработанной стали при помощи просвечивающей электронной микроскопии и спектроскопии

3.6. Исследование структурных превращений при длительном тепловом старении предлагаемой стали и аналогичных материалов

3.7. Анализ склонности коррозионно-стойких сталей и сплавов к

низкотемпературному радиационному охрупчиванию

3.8. Анализ влияния стабильности выделений вторых фаз на радиационное распухание

3.9. Стойкость предлагаемой стали к межкристаллитной коррозии . 84 Выводы по главе 3

Глава 4. Сравнительное исследование механических характеристик

предлагаемой стали и известных аналогов

Выводы по главе 4

Глава 5. Сравнительный анализ высокотемпературной водородопрони-

цаемости предлагаемой стали и аустенитных сталей и сплавов

Выводы по главе 5

Заключение

Основные выводы

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Повышение физико-механических свойств аустенитных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей для высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения»

Введение

Изучению взаимодействия водорода со сталями посвящено большое количество исследований как материаловедческого, так и фундаментального плана [110]. Это вызвано тем, что водород, проникающий в металл во время различных химических, электрохимических и ядерных процессов, является одной из важнейших причин ухудшения эксплуатационных характеристик материала [11-15].

Основными проблемами конструкционных материалов, и в частности сталей, под действием водорода является изменение их физико-механических свойств, в том числе повышенная водородопроницаемость [1,3, 16-22]. Наиболее существенное влияние на механические свойства сталей водород оказывает в атомной энергетике, где он является продуктом ядерных реакций. В сталях, используемых в элементах конструкций активной зоны ядерных энергетических реакторов, под действием нейтронного облучения происходят многочисленные ядерные реакции, в том числе с легирующими элементами и примесями, радиаци-онно-стимулированные изменения структуры и фазового состава сталей, наработка водорода. Следствием этих процессов является не только изменение физико-химических свойств сталей за счет растворения в них водорода, но и увеличение их водородопроницаемости из-за возникающих под действием нейтронного облучения радиационных дефектов. Поэтому одной из ключевых проблем атомной и термоядерной энергетики является сведение к минимуму водородопроницаемости конструкционных сталей [23-27].

При разработке материалов для хранения, транспортировки и очистки водорода для уменьшения его потерь также необходимо обеспечить минимальную водородопроницаемость этих материалов [28, 29]. В настоящее время активно проводятся исследования по применению водорода как топлива для наиболее экологически чистых транспортных средств различного назначения.

В космической технике, где водород используется как топливо в ракетных системах, он может влиять на конструкционную прочность различных частей двигательной системы ракеты. Поэтому водородопроницаемость материала кон-

струкций топливных носителей, а также сварных и паяных швов этих конструкций, является актуальной проблемой.

Несмотря на то, что проблема влияния водорода на физические и физико-механические свойства сталей изучалась в течение примерно ста лет, многие вопросы до сих пор остаются нерешенными [30-33]. Возникли новые отрасли промышленности и энергетики, а вместе с ними новые направления в использовании сталей с жесткими условиями эксплуатации и повышенными критериями безопасности, которые предъявляют свои особые требования к конструкционным материалам [34-38]. Поэтому при проектировании емкостей высокого давления, трубопроводов и внутрикорпусных систем реакторных установок ядерной и водородной энергетики, а также освоении перспективных водородно-гидридных технологий, встает вопрос создания высоконадежных сталей и сплавов, стойких к длительному воздействию на них высоких температур и водородосодержащих сред. Поэтому критерием оценки работоспособности этих перспективных конструкционных материалов наряду с механическими характеристиками и коррозионной стойкостью в широком интервале температур является их водородопро-ницаемость в широком интервале температур [7, 37, 38].

Связь работы с научными программами. Работа выполнена в рамках ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 20092013 годы», ГК №П130 от 13.04.2010 г. «Разработка перспективной аустенитной коррозионно-стойкой стали для тонкостенных конструкций высокотемпературных технологических систем атомной энергетики» (2010-2011 гг., № Гос. per. 01201056753 от 02.06.2010.) и ГК № П492 от 13.05.2010 г. «Повышение ресурса и надежности тонкостенных конструкций внутрикорпусных реакторных установок атомной энергетики» (2010-2012 гг., № Гос. per. 01201058110 от 22.06.2010).

Цель работы и задачи исследования

Целью работы являлось повышение комплекса физико-механических свойств аустенитных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей, обеспечивающее увеличение работоспособности высокотемпературных технологических

систем энергетического машиностроения, подвергающихся длительному воздействию высоких температур и водородосодержащих сред.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

- разработка аустенитной коррозионно-стойкой стали с улучшенным комплексом основных физико-механических свойств;

- анализ химического и фазового состава, микроструктуры и склонности разработанной стали к межкристаллитной коррозии после длительного теплового старения;

- определение механических характеристик разработанной стали при температурах от 20 до 700 °С;

- исследование водородопроницаемости разработанной стали в температурном интервале 300-700 °С;

- выявление основных закономерностей легирования аустенитных коррозионно-стойких сталей и сплавов, обеспечивающих снижение их водородопроницаемости в интервале температур 300-700 °С.

Предметом исследования являются основные физико-механические свойства аустенитных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей и закономерности их повышения при длительном воздействии высоких температур и водородосодержащих сред путем рационального выбора химического состава стали.

Объектом исследования являются разработанная сталь и применяемые ау-стенитные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали для высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения.

Методы исследований

Физико-химический анализ, металлографический анализ, электронно-микроскопический анализ, микродифракционный анализ, физические методы исследования, стандартные механические испытания, исследование водородопроницаемости и испытания на склонность к межкристаллитной коррозии по методу АМ.

Научная новизна работы

1. Разработана сталь 02Х19Н14ТЧ-ВИ для высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения, обладающая улучшенным

комплексом основных физико-механических свойств по сравнению с известными материалами.

2. Установлены закономерности влияния химического и фазового состава разработанной стали на ее структуру и структурную стабильность при повышенных температурах.

3. Выявлено повышение механических характеристик, коррозионной стойкости и снижение водородопроницаемости разработанной стали в широком интервале температур по сравнению с аналогами.

4. Получены температурные зависимости водородопроницаемости разработанной стали.

5. Выявлены основные закономерности снижения водородопроницаемости аустенитных коррозионно-стойких материалов при высоких температурах, реализованные при разработке водородостойкой стали 02Х19Н14ТЧ-ВИ.

Личный вклад автора заключается в разработке стали с улучшенным комплексом основных физико-механических свойств, исследовании структурно-фазовых превращений в разработанной стали, ее механических характеристик, коррозионной стойкости, водородопроницаемости при длительном воздействии высоких температур и установлении закономерностей снижения водородопроницаемости аустенитных коррозионно-стойких материалов при высоких температурах.

Практическая значимость работы состоит в разработке стали с повышенными механическими характеристиками, коррозионной стойкостью и низкой во-дородопроницаемостью и рекомендаций по ее применению для изготовления высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения, подвергающихся длительному воздействию высоких температур и водородосо-держащих сред.

Результаты работы могут найти применение на предприятиях, занимающихся проектированием высокотемпературных технологических систем атомной и водородной энергетики, газовых емкостей и других элементов внутрикорпус-ных систем реакторных установок, в том числе ОАО «Силовые машины», «НПО

Специальных материалов», ОАО «Ижорские заводы», Институт атомной энергетики им. Курчатова, ЦНИИ КМ «Прометей» и ряде других ведущих предприятий отрасли.

Основные положения, выносимые на защиту

1. Разработанная водородостойкая сталь с улучшенным комплексом основных физико-механических свойств по сравнению с аналогами.

2. Закономерности влияния химического и фазового состава разработанной стали на ее механические характеристики и коррозионную стойкость.

3. Температурные зависимости проницаемости водорода сквозь предлагаемую сталь.

4. Основные закономерности снижения водородопроницаемости аусте-нитных коррозионно-стойких материалов при высоких температурах, реализованные при разработке водородостойкой стали 02Х19Н14ТЧ-ВИ.

Апробация работы. Материалы работы доложены на IX Международной конференции «Экология и развитие общества», Санкт-Петербург, 2005, Ганноверской промышленной ярмарке (Германия), 2005, Неделе высоких технологий в Санкт-Петербурге, 2006, Международном форуме "Водородные технологии для производства энергии" Москва, 2006, II Всероссийской научно-практической конференции студентов, аспирантов, молодых ученых и преподавателей «Актуальные проблемы управления техническими, информационными, социально-экономическими и транспортными системами», Санкт-Петербург, 2007, III Всероссийской научно-практической конференции студентов, аспирантов, молодых ученых и преподавателей «Актуальные проблемы управления техническими, информационными, социально-экономическими и транспортными системами», Санкт-Петербург, 2008, Международной научно-технической конференции «Проблемы ресурса и безопасной эксплуатации материалов и конструкций», Санкт-Петербург, 2009, Международной научно-технической конференции, посвященной 80-летию СЗТУ «Системы и процессы управления и обработки информации», Санкт-Петербург, 2010, Научно-практической конференции с международным участием «ХЫ неделя науки СПбГПУ», Санкт-Петербург, 2012.

Публикации. Основное содержание диссертационной работы изложено в 11 печатных работах, в числе которых 7 статей в журналах, рекомендованных ВАК Министерства образования и науки РФ, и один патент на изобретение.

1. Яковицкая, М. В. Влияние качества металла и применения вакуумной металлургии на структуру и свойства аустенитных твердорастворноу-прочняемых сталей / М. В. Яковицкая, А. М. Паршин, А. П. Петкова и др. // Вопросы материаловедения. - 2005. - № 2(42). - С. 110-119. {Журнал из перечня изданий, рекомендованных ВАК по машиностроению)

2. Яковицкая, М. В. Структурные аспекты работоспособности и надежности конструкционных материалов / М. В. Яковицкая, А. М. Паршин, А. П. Петкова и др. // Вопросы материаловедения. - 2005. - № 2 (42). - С. 213220. {Журнал из перечня изданий, рекомендованных ВАК по машиностроению)

3. Яковицкая, М. В. Закономерности и физические механизмы низкотемпературного радиационного охрупчивания коррозионно-стойких сталей и сплавов / М. В. Яковицкая, А. П. Петкова и др. // Научно-технические ведомости СПбГПУ. - 2006. - № 2. (44). - С. 118-125. {Журнал из перечня изданий, рекомендованных ВАК по машиностроению)

4. Яковицкая, М. В. Низкоуглеродистая коррозионно-стойкая аустенит-ная нестабилизированная сталь высокой чистоты и области ее рационального применения / М. В. Яковицкая, А. П. Петкова и др. // Научно-технические ведомости СПбГПУ. - 2006. - № 3 (45). - С. 13-20. {Журнал из перечня изданий, рекомендованных ВАК по машиностроению)

5. Яковицкая, М. В. Водородопроницаемость и оценка работоспособности аустенитных сталей и сплавов в водородосодержащих средах / М. В. Яковицкая, Н. Б. Кириллов, А. П. Петкова и др. // Научно-технические ведомости СПбГПУ. Сер. Наука и образование. - СПб.: Политехнический университет. 2011. - № 2 (123). - С. 218-224. {Журнал из перечня изданий, рекомендованных ВАК по машиностроению)

6. Яковицкая, М. В. Повышение водородостойкости аустенитных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей для высокотемпературных техно-

и

логических систем энергетических установок / М. В. Яковицкая, О. Ю. Ган-зуленко, Н. Б. Кириллов и др. // Научно-технические ведомости СПбГПУ, Сер. Наука и образование. - СПб: Политехнический университет. 2012. - № 3-2(154). - С. 159-166. {Журнал из перечня изданий, рекомендованных ВАК по машиностроению)

7. Яковицкая, М. В. Повышение работоспособности аустенитных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей для высокотемпературных технологических систем энергетических установок [Электронный ресурс] / М. В. Яковицкая // Науковедение. - 2013. - № 1. - http://naukovedenie.ru/PDF/32tvnll3.pdf

(Журнал из перечня изданий, рекомендованных ВАК по машиностроению)

8. Яковицкая, М. В. Коррозионно-стойкая сталь с низкой водородопрони-цаемостью для внутрикорпусных систем термоядерного реактора / М. В. Яковицкая, И. А. Повышев, А. П. Петкова и др. // Патент на изобретение ЬШ № 2293788 С. 2. Опубликовано 20.02.2007. Бюлл. № 5 .

9. Яковицкая, М. В. Водородостойкие нержавеющие стали для технологического оборудования по переработке углеводородного и сероводородного сырья / М. В. Яковицкая, И. А. Повышев, А. П. Петкова и др. // Тезисы доклада Международного форума "Водородные технологии для производства энергии". Москва, 2006.-С. 15.

10. Яковицкая, М. В. Структура и области применения нестабилизированной стали типа 01Х14Н14В2ЦЧВИ+ВД / М. В. Яковицкая, А. П. Петкова // Актуальные проблемы управления техническими, информационными, социально-экономическими и транспортными системами. Сборник трудов II Всероссийской научно-практической конференции студентов, аспирантов, молодых ученых и преподавателей. - СПб.: СЗТУ. 2007. - С. 217-223.

11. Яковицкая, М. В. Повышение работоспособности аустенитных коррозионно-стойких сталей для высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения / М. В. Яковицкая, А. П. Петкова // ХЫ Неделя науки СПБГПУ: Материалы научно-практической конференции с международным участием. Ч. IV. - СПб.: Политехнический университет. 2012. - С. 135-137.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, заключения, списка использованных литературных источников из 121 наименование. Работа содержит 135 страниц, включая 94 страницы машинописного текста, 10 таблиц, 31 рисунок.

ГЛАВА 1. Анализ условий эксплуатации и требований к аустенитным материалам для изготовления тонкостенных конструкций высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения

1.1. Аустенитные стали с небольшим содержанием никеля

К наиболее распространенным конструкционным материалам тонкостенных конструкций высокотемпературных технологических систем атомной энергетики следует отнести аустенитные хромоникелевые твердорастворноупрочняемые стали [39-40]. Из аустенитных хромоникелевых твердорастворноупрочняемых сталей наибольшее распространение в отечественной промышленности получили стали типов 18-8 (стали 08Х18Н9Т, 08Х18Н10Т, 12Х18Н12Т и т.д.), стабилизированные титаном. Эти конструкционные материалы относительно жаростойки и жаропрочны, имеют высокое сопротивление общей коррозии и коррозионному растрескиванию, при оптимальном легировании они не склонны к межкристаллитной коррозии, относительно устойчивы против язвообразования и щелевой коррозии, а также могут быть использованы при низких и криогенных температурах. Аустенитные стали типа 18-8 технологичны, т.е. удовлетворительно деформируются при высоких температурах (ковка, прошивка, штамповка), а также выдерживают холодную гибку, развальцовку, правку и т.д. Стали хорошо свариваются [41].

В зарубежной практике используются как стали упомянутых композиций, так и хромоникелевые материалы, стабилизированные ниобием. Стали, стабилизированные ниобием, практически не имеют пористости в отличие от аустенитных материалов с титаном («титановая» пористость). Однако стабилизированные ниобием стали типа 18-8 хуже свариваются, чем аналогичные титаносодержащие стали [41].

1.2. Недостатки стабилизированных сталей и пути их устранения

При комнатной температуре в структуре аустенитных хромоникелевых сталей типа 18-8, стабилизированных титаном (ниобием) в аустенизированном состоянии (закалка в воде после нагрева до 1050-1100 °С) кроме основной составляющей - ау-стенитной матрицы (у) могут присутствовать 5-феррит (8) и первичные фазы - кар-

бид титана НС, нитрид титана или их карбонитриды Т1 (С, И) или №> (С, К), ферротитанид БезН или феррониобид Ре3№> и сульфид титана Тл28 [41-44].

Для аустенита характерно полиэдрическое строение с явно выраженными двойниками (рис. 1 а). 5-феррит вытягивается в направлении деформации и обычно располагается по границам зерен аустенита. Карбиды и нитриды титана имеют очень простые структуры, названные Я. С. Уманским [45] фазами внедрения.

1.2.1. Содержание 5-феррита и его влияние на свойства сталей

Стали типа 18-8 легированы минимальным количеством никеля, необходимым для сохранения аустенитной структуры. Однако даже небольшие (в пределах регламентированного для марки стали данного типа) колебания содержания легирующих элементов приводят к появлению 5-феррита в структуре, доля которого может быть весьма значительна и составлять до 20 % и более. Присутствие 3-5 % бферрита благоприятно влияет на свариваемость хромоникелевых сталей [41, 45], однако наличие даже небольших количеств 5-феррита приводит к снижению вязкопластических и коррозионных свойств аустенитных материалов в изделиях ответственного назначения, работающих в широком интервале температур.

Вытянутые вдоль направления проката колонии 5-феррита (рисунок 2 б) в аустенитных сталях типа 18-8 (и других композиций) вызывают анизотропию свойств материала. Известны случаи появления горячих трещин при металлургическом переделе на границе раздела аустенит - 5-феррит [41]. При нагреве в напряженном состоянии для стабилизации размеров изделия возможны случаи преимущественного растрескивания по границе раздела аустенита и вытянутых пластин 5-феррита. При резко выраженной полосчатости 5-феррита возможно резкое снижение сопротивляемости разрушению по толщине листа, т.е. снижение свойств в направлении, перпендикулярном направлению прокатки.

Поэтому в сталях типа 18-8, работающих в широком интервале температур, необходимо обеспечивать стабильную аустенитную структуру [41-44].

Рисунок 1 Структура аустенитных сталей и сплавов типа 18-8: а - общий вид аустенита в стали 08Х18Н10Т; б - нитриды титана внутри зерна аустенита в стали 08X18Н9Т; в - скопление карбонитридов титана Ті(С, И) в стали 08X18Н9Т; г - карбонитриды ниобия округлой формы в литой стали 09X18Н11Б; д - грубое скопление карбонитридов ниобия №>(С, 14) в литой стали 09X18Н11Б; е - карбонитриды ниобия №>(С, К) и первичный ферронио-бид Ре3№> на границе зерен литой стали 09X18Н11Б; а, б, в - х 1000; г, д, е - х 450

в г

Рисунок 2 Неоднородность строения аустенитных сталей: а - скопления карбонитридов титана и ниобия в стали 30Х19Н9ВМБТ, х 300; б - ориентированные вдоль направления прокатки колонии 6-феррита в стали 08X18Н9Т; в - разнозернистость сплава 05Х20Н45Б (1200 °С, 1 ч, вода), х 100; г - эвтектическое образование на границе зерна аустенитной

стали 09Х18Н10Б, х 1000

1.2.2. Фазы внедрения титана (или ниобия) и их влияние на свойства ау-стенитных хромоникелевых стабилизированных сталей

Как показано в [45], атомы неметалла в фазах внедрения титана занимают свободные места в решетке, образованные металлическими атомами, т.е. внедрены в металлическую решетку. В карбиде и нитриде титана металлические атомы образуют кубическую гранецентрированную решетку с координационным числом 12, атомы углерода и азота имеют октаэдрическую координацию, равную 6. Число октаэд-рических пор в решетке К12 равно числу металлических атомов, поэтому при полном их заполнении атомами неметалла в фазах внедрения будет эквиатомное соотношение компонентов (ТіС, ТІМ).

В действительности в сталях фазы внедрения, в частности карбид и нитрид титана, кристаллизуются с дефицитом неметаллоидных атомов, т.е. атомов углерода и азота [41]. Поэтому для более полного связывания углерода и азота в аустенитных хромоникелевых сталях (с целью предотвращения их склонности к межкристаллит-ной коррозии) титан вводят в сталь в большем количестве, чем это необходимо по стехиометрическому расчету [37].

Период решетки карбида титана колеблется от 0,42 до 0,43 нм (с уменьшением содержания углерода уменьшается параметр решетки). Параметр решетки нитрида титана равен 0,42 нм [45]. Вследствие изоморфности масс металлических решеток и близости их параметров карбиды и нитриды титана способны взаимно растворяться. Соединения подобного рода принято называть карбонитридами титана Ті (С, К).

Нитриды титана на микрошлифах обычно имеют строгую геометрическую форму (рисунок 1 б). Цвет их изменяется от желтого до красноватого. Карбиды титана имеют серый цвет, бесформенны. Поскольку при просмотре шлифов стали типа 08X18Н9Т (и сталей других подобных композиций) очень редко наблюдаются фазы серого цвета (карбиды титана), следует полагать, что в аустенитных хромоникелевых сталях, стабилизированных титаном, в большинстве случаев образуются не карбиды титана, а его карбонитриды Ті(С, 14) (рисунок 1 в) [41]. Карбонитриды титана располагаются как по границам, так и внутри зерен аустенита, и в большинстве случаев залегают в виде скоплений (рисунок 1 в).

В аустенитных хромоникелевых сталях, стабилизированных ниобием, в большинстве случаев также образуются не карбиды и нитриды ниобия (1МЬС, М>]4), а карбонитриды ниобия №>(С, 1М) (рисунок 1 <Э), причем в большинстве случаев, как и карбонитриды титана, они залегают в виде скоплений (рисунок 1 ё). Кроме того, из первичных фаз, как и в композициях, стабилизированных титаном, может присутствовать феррониобид Ре3М) (рисунок 1 г) [41].

При тепловой и механической обработке (и частично в процессе эксплуатации) карбонитриды титана (ниобия) пластически не деформируются (твердость карбида титана по минералогической шкале более 9, а твердость нитрида титана соответствует 8). На практике наиболее часто они располагаются в стали в виде скоплений (рисунок 2 а), что нередко приводит к их хрупкому разрушению [41]. В местах скопления карбидов титана (или ниобия) или их карбонитридов, как правило, имеются микротрещины, что связано как с неблагоприятным расположением карбидов (строчечность карбидов, скопления карбидов и др.), так и с ослаблением их сцеп-ляемости с матрицей. Это приводит не только к локальному снижению вязкопласти-ческих свойств аустенитных материалов (особенно тонкостенных конструкций) при относительно пластичной матрице, но и к выкрашиванию карбидов и карбонитридов, потере газоплотности [41-43].

Предотвратить негативное влияние выкрашивания карбидов и карбонитридов титана (ниобия) на эксплуатационные характеристики аустенитных хромоникелевых сталей возможно путем создания технологии, обеспечивающей относительно равномерное распределение первичных карбидных, нитридных и карбонитридных фаз (температура перегрева, время выдержки жидкого металла и т.д.). Равномерность распределения карбидной (карбонитридной) фазы имеет определяющее влияние на формирование высокого комплекса механических и физических свойств аустенитных хромоникелевых стабилизированных сталей [3, 41-43, 48-50].

Однако в настоящее время отработанной технологии, обеспечивающей равномерное распределение указанных выше первичных фаз, не существует. Поэтому удаление карбидов и нитридов титана, особенно их скоплений, часто достигают за

счет выведения титана (или ниобия) из стали, т.е. путем создания нестабилизиро-ванных аустенитных сталей (и сплавов) [42-43, 44, 46, 49-52].

В аустенитных сталях и сплавах углерод способствует проявлению межкри-сталлитной коррозии [47, 53]. Его содержание стремятся уменьшить путем использования чистых шихтовых материалов, специальных методов выплавки и применением вакуумных переплавов [42, 51]. К настоящему времени минимальное содержание углерода в аустенитных хромоникелевых сталях и сплавах уменьшилось с 0,08 до 0,02 %. Это достигалось чистотой матрицы (железа), легирующих элементов и применением специальных видов вакуумных переплавов.

Предотвращение попадания азота в сталь неизбежно требует применения защиты, т.е. исключения контакта жидкого металла с воздухом, применения чистых шихтовых материалов и специальной технологии выплавки.

1.2.3. Неметаллические включения и их влияние на структурную однородность и газоплотность стабилизированных сталей

Качество металла, его структурная однородность и газоплотность также зависят от содержания сульфидов, оксидов, фосфидов и легкоплавких примесей [48, 49]. Они не только ухудшают чистоту, делают металл более легкоплавким, повышают анизотропию свойств (например, между телом зерна и его границами), но и способствуют негазоплотности и повышению водородопроницаемости.

Неоднородность в величине зерна и наличие мелкозернистых областей, обогащенных легкоплавкими примесями, которые расположены вдоль направления проката (рисунок 2 в), снижают как кратковременную и длительную пластичность, так и сопротивление динамическим нагрузкам [41-43, 49-50].

Направленное распределение неметаллических включений и легкоплавких двойных и тройных эвтектик (рисунок 2 б, г) делает аустенитные материалы газопроницаемыми вдоль направления проката [41-43, 49,50]. Это особенно опасно для тонкостенных конструкций вакуумной техники, ядерной энергетики и различных специальных баллонов.

Обычное содержание серы для высококачественной стали не превышает 0,020,03 % [46]. В аустенитных сталях и сплавах, в частности в сталях типа 18-8, выплавляемых отечественной промышленностью, содержание серы должно быть не более 0,02 % [42,43]. Это обусловлено тем, что может возникнуть сульфид никеля №28 с температурой плавления примерно 560 °С. Легкоплавкость этого соединения будет способствовать трещинообразованию при сварке.

В зарубежной практике содержание серы в аустенитных хромоникелевых сталях и сплавах в большинстве случаев находится в пределах 0,03 %, что заметно выше, чем в отечественной промышленности [54-58]. Кроме образования сульфида никеля, возможно образование сульфида железа Ее8 и сульфида титана Т128 [41, 43]. Наличие легкоплавкой и хрупкой эвтектики, расположенной, как правило, по границам зерен, делает сталь хрупкой при высоких температурах. Особенно неблагоприятно, когда эвтектические образования обволакивают зерна металла.

Направленное расположение сульфидов делает аустенитные стали негазо-плотными конструкционными материалами [41, 43]. Это явление наиболее часто наблюдается вдоль направления проката или ковки, когда сульфиды вытягиваются при приложении нагрузки. Последнее наиболее опасно для тонкостенных конструкций. Изложенное указывает на необходимость уменьшения содержания серы для устранения указанных негативных эффектов ниже 0,02 %. Это может быть достигнуто путем применения вакуумной выплавки стали [3, 42, 43, 51, 52].

В аустенитных сталях и сплавах с ГЦК-структурой растворимость кислорода, как и других примесей внедрения, резко увеличивается по сравнению с их растворимостью в а-железе, особенно с ростом температуры. Тем не менее, количество кислородных соединений должно быть как можно меньше. Уменьшение содержания оксидов не только способствует повышению вязкопластических свойств аустенитных сталей и сплавов, повышению трещиностойкости на границе раздела «оксид-матрица», т.е. улучшению локальных свойств, но и уменьшению проникновения вдоль границы раздела сред (гелий, водород и др.), выявляющих негазоплотность [48-50].

При вакуумно-индукционной выплавке количество оксидов в аустенитной нержавеющей стали уменьшается в 2-3 раза. Применение индукционной выплавки будет способствовать уменьшению количества оксидов и тем самым повышению вакуумной плотности и пластичности аустенитных сталей [42, 43].

Содержание фосфора в отечественных коррозионно-стойких аустенитных сталях составляет обычно не более 0,035 % [57]. В зарубежных аналогичных сталях допускается более высокое содержание фосфора - 0,040-0,045 % [54-56].

Растворимость фосфора в а-железе довольно высокая и достигает 1-2 %. В сталях и сплавах с ГЦК-структурой растворимость фосфора выше, нежели в сталях с ОЦК-структурой. После обычной термической обработки он находится в твердом растворе (в аустените). Однако в целях предотвращения хрупкости следует значительно снизить количество фосфора в аустенитных сталях. Эта проблема также может быть решена путем вакуумного переплава аустенитной стали [42, 43].

Вредные примеси цветных металлов РЬ, Бп, Аэ, БЬ и др. также неблагоприятно отражаются на свойствах аустенитных сталей. Необходимо как совершенствование технологических процессов выплавки, так и подбор шихтовых материалов для уменьшения количества примесей в сталях и сплавах данного типа. В ряде работ показано улучшение горячей пластичности и свариваемости при высокой чистоте по указанным примесям, а также резкое повышение деформационной способности аустенитных сталей и сплавов при работе под нагрузкой в области высоких температур [41-43, 49, 50]. Следует также полагать, что вредные примеси цветных металлов понижают и газоплотность аустенитных материалов.

1.2.4. Образование вторичных фаз в аустенитных стабилизированных хромоникелевых сталях при повышенных температурах

Ввиду того, что основная масса титана в стабилизированных этим элементом сталях связана в первичный карбид (нитриды или карбонитриды), количество вторичных карбидов типа СггзСб (рисунок 3 а), которые могут обособиться в этих сталях при высоких температурах, весьма незначительно [41].

Карбид хрома типа Сг2зСб имеет сложную кубическую решетку [27]. В карбиде Сг23С6 могут растворяться и другие элементы (Бе, Мо и др.), замещающие хром. Поэтому этот карбид весьма часто обозначают Ме2зС6 - (Сг, Бе, W)2зC6. Из-за переменного содержания легирующих элементов в карбиде Сг2зСб период его кристаллической решетки изменяется в довольно широких пределах - от 1,05 до 1,07 нм [45].

При производстве сталей типа 18-8, стабилизированных титаном, стремятся полностью связать углерод в карбиды титана с целью предотвращения их склонности к межкристаллитной коррозии [47]. Минимальное количество титана в поставляемых промышленностью сталях этого типа должно быть таким, при котором обеспечивается пятикратное отношение Т1/С. Верхний предел по содержанию титана в указанных сталях находится на уровне 0,6-0,7 %, что в ряде случаев (при низком содержании углерода) обеспечивает 10-15-кратное отношение Тл/С [47].

Небольшое количество углерода в стали делает опасным процесс образования ст-фазы типа БеСг (рисунок 3 б). В аустените а-фаза, как показано в [41], возникает в сталях типа 18-8 значительно позже вторичных хромистых карбидов (рисунок 4).

Для ее образования требуется выдержка в течение 40-50 ч в опасном интервале температур (650-750 °С) (рисунок 4). Равномерность распределения вторичной интерметаллидной ст-фазы также способствует повышению коррозионных свойств аустенитных сталей и их сопротивляемости радиационному воздействию [34, 47]. В мелкозернистых сталях ст-фаза появляется раньше и в гораздо больших количествах и распределена более однородно (рисунок 5 а), чем в крупнозернистых (рисунок 5 б) [41].

1.2.5. Межкристаллитная коррозия стабилизированных сталей

Проанализируем температурно-временные зависимости сопротивляемости аустенитных сталей и сплавов межкристаллитной коррозии (рисунок 6) [47]. Интенсивность выпадения карбидов Ме23Сб в аустенитных сталях и сплавах 18-8, 15-15,

Рисунок 3 Продукты распада 5-феррита в стали марки 1Х18Н9Т, выявленные окислением ( х 2000): а - карбиды (черные), а-фаза (белая) и аустенит (серый); б - слияние а-фазы, образовавшейся при распаде 5-феррита

О

а

Га «

1300

1200

1100

1000

900

800

й А

Метас|табильн|ый ауст

1

Нача

Стае

О

/ / Нача

ло прев

7ч-(ЦТ1С+Т1^Ре3"П пёрв.+(Т1:

ита в &-

ильныи

по выел

«I

енит и стабильный 6-фе

ращет я аустен

аустеп т и мет«

феррит

стабиль ный 6-

ения ф! ЗЫ Ре2Т ДО

5)

}риг

т->в

В

м

г

и

и

ЕЧ

и

и

М^ Конец распада Ь-

ч

о

0) Ь.г

= и

; I б—> сг23са+Ресг+т

™ i—Ж-5й—I-

&->Сг

ав^а

500

400

7+Т|С+ЛН+РевЛ+(Т|25) ■ ^ . +Сг23Са+РеСг й *

Начало В1|щеленйя <г-

Начало выде феррита (нача 1

пения о расп

рбидоЕ типа С|33Сй из ¿н ща 6-феррита) V аустеннта

К

Метартабильи еррит

0

I

40

ыи аустенит и щетастаб

ильныи I перв.-н(Т129)

6Т

80

120

160

200

240

Время, ч

Рисунок 4 Диаграмма структурных превращений в сталях типа 18-8

Рисунок 5 СТ-фаза на границе зерен аустенита крупно - (а) и мелкозернистой (б) стали марки 08X18Н9Т после испытания на длительную прочность, х 1500

900 800 700 600 500 400

9% N1

л ,021% С

и

0,014% С —і . ...... і—........

0,1

1 10 100 1000 10000 Длительность старения, ч

Рисунок 6 Температурно-временная область склонности к межкристаллитной коррозии аустенитных хромоникелевых сталей с разным содержанием углерода и никеля

20-25, 20-45 и других подобных композициях определяется, в основном, степенью пресыщенности твердого раствора углеродом и скоростью диффузии.

Испытания на склонность к межкристаллитной коррозии при высоких температурах (500-800 °С) характеризуются сначала отсутствием склонности к коррозии (инкубационный период), затем проявлением ее и, наконец, исчезновением склонности к коррозии. При значительном времени происходят перераспределение и выравнивание концентрации хрома в приграничных и внутризеренных объемах вследствие большой скорости его диффузии при относительно высоких температурах. Поэтому при малых и весьма малых содержаниях углерода даже при температурах 700-650 °С может быть достигнут иммунитет к межкристаллитной коррозии после проявления ее при меньшем времени.

Однако было зафиксировано [47], что даже при температуре 400 °С может проявиться склонность к межкристаллитной коррозии через 10000 часов в высоконикелевом сплаве марки 03Х20Н45М4БЧ, превосходящем по коррозионной стойкости стали типа 18-8 и другие подобные композиции с небольшим содержанием никеля. Это дает основание полагать, что при более длительном старении (более 10000 часов) или при нейтронном воздействии, которое способствует проявлению радиа-ционно-стимулированной диффузии и радиационно-индуцированного распада, возможны потеря иммунитета и возникновение межкристаллитной коррозии в аустенит-ных сталях даже при 400-450 °С [34, 47].

В исследованиях [34, 47] было показано, что при комнатной и более высоких температурах вплоть до -800 °С, растворимость углерода (карбидов хрома) в аусте-нитных хромоникелевых сталях составляет всего ~ 0,005 % (рисунок 7). Выше температуры 800 °С растворимость резко увеличивается, при температуре 1050 °С может быть переведено в твердый раствор в стали типа 18-8 уже 0,05 %, а при 1150 °С - до 0,2-0,4 % углерода. Естественно, что при такой разнице растворимости карбидов в аустените нагрев до высокой температуры и быстрое охлаждение (закалка) позволяют получить пересыщенный твердый раствор, а последующий нагрев до 500-

30% № 19% N1 9% N1

О

0,01 0,02 0,03 0,04

Содержание углерода, %

0,05

Рисунок 7 Растворимость углерода (карбидов СггзС6) в аустените хромоникелевых сталей, содержащих 9, 19 и 30 % никеля

800 °С (старение) вызовет выпадение карбидов в соответствии с кривой предельной растворимости углерода при комнатной температуре.

Известно, что выпадение хромистых карбидов сначала происходит на границах зерен [47]. Это обусловлено более легкими условиями формирования вторичной фазы в местах скоплений дефектов кристаллического строения (гетерогенное зарождение фазы) [59]. Скорость диффузионного перемещения углерода в стали при нагреве значительно превышает скорость диффузионного перемещения хрома. В образовании карбидов хрома Сг2зСб на границах аустенитных зерен участвует практически весь углерод, диффундирующий к границам из всего объема зерен, а хром, входящий в состав карбида Сг23Сб, диффундирует только из приграничных слоев зерен, т.к. из-за малой скорости диффузии он не успевает диффундировать из глубины зерен. На рис. 8 приведена схема диффузионного перемещения хрома, происходящего при нагреве аустенитной коррозионно-стойкой стали [60].

В структуре стали возникает локальная химическая неоднородность. Карбиды хрома СггзСб, обогащенные хромом, выделяются по границам зерен, а участки, непосредственно прилегающие к границам зерен, оказываются обедненными хромом (рис. 8). При этом обедненные хромом границы зерен и участки, непосредственно прилегающие к ним, переходят в активное состояние по отношению к зернам, находящимся в пассивном состоянии.

В результате диффузии и карбидообразования содержание хрома на границах аустенитных зерен оказывается менее 12 %, т.е. ниже того предела, который обеспечивает коррозионную стойкость стали (рисунок 9) [60]. Под воздействием коррози-онно-агрессивной среды происходит избирательное коррозионное разрушение участков, обедненных хромом. Именно поэтому межкристаллитное разрушение распространяется только по участкам, непосредственно прилегающим к границам зерен, обедненных хромом и находящимся в активном состоянии.

Схема разрушения металла при межкристаллитной коррозии приведена на рисунке 10. Состояние стали с выделившимися по границам зерен карбидами хрома

выделение карбидов

хрома /Гг ^--'V

Сг

зерно с |, аустенита сг ¡¿.

границы зерен

Сг

Сг

Сг

Сг

д

Сг|

Сг.

Сг зерно аустенита

с С' с с,

.сг:

Сг/

Сг

Сгс

О;^ С Сг с Сг

СгС

Сг

Сг

Сг

участки, сг

прилегающие сг

к границам зерен

зерно аустенита

Сг

Сг

ч

Сг

Сг

Сг

а

выделение карбидов хрома

участки, обедненные хромом

границы зерен

Рисунок 8 Диффузионное перемещение хрома с образованием карбидов хрома, происходящее при нагреве аустенитной коррозионностойкой стали

Сі23С6

Карбид хрома

Разрушение металла

Рисунок 9 Распределение хрома в поперечном сечении аустенитных зерен

а

б

Рисунок 10 Схема разрушения металла при межкристаллитной коррозии: а - выделение карбидов хрома по границам зерен; б - межкристаллитная коррозия по участкам, обедненным хромом

называется сенсибилизированным, т.е. сталь является чувствительной (восприимчивой) к межкристаллитной коррозии [60].

Термическая обработка коррозионностойких аустенитных сталей заключается в закалке в воде при 1050-1200 °С. Нагрев до этой температуры вызывает растворение карбидов хрома (Сг2зСб), а быстрое охлаждение фиксирует состояние пересыщенного твердого раствора углерода в аустените [47].

Медленное охлаждение при закалке недопустимо, т.к. при этом, как и при старении, происходит выделение карбидов хрома, приводящее к появлению склонности стали к межкристаллитной коррозии.

Повторный нагрев стали до температуры 450-850 °С и выдержка при этой температуре в течении некоторого времени вызывает выделение карбидов лишь у пересыщенного аустенита, т.е. у закаленных аустенитных сталей (при содержании в них углерода более 0,005 %) [47]. Все способы борьбы с появлением склонности в сталях к межкристаллитной коррозии направлены на предотвращение выделения хрома из аустенита с последующим образованием карбидов хрома. Одним из распространенных способов предотвращения межкристаллитной коррозии является применение аустенитных сталей с низким содержанием углерода (не более 0,03 %). Чувствительность к межкристаллитной коррозии у сталей типа Х18Н10 практически устраняется при снижении содержания углерода до 0,0150,020%. Дополнительное легирование азотом (до 0,1 %) сталей с низким содержанием углерода (до 0,03 %) повышает их стойкость к межкристаллитной коррозии [60].

В соответствии с рисунком 6, в аустенитных сталях с 9 и 19 % никеля межкри-сталлитная коррозия в низкоуглеродистых материалах (0,012 и 0,014 % углерода) даже не проявляется выше температуры 600 °С [47]. Направление ниспадающей ветви кривой при низких температурах от 600 до 450 °С показывает, что возникновение склонности к межкристаллитной коррозии проявляется только при большом времени старения.

Склонность к межкристаллитной коррозии аустенитных коррозионностойких сталей устраняется также легированием их стабилизирующими элементами: тита-

ном, ниобием, танталом, цирконием [47, 60]. Эти элементы являются сильными кар-бидообразователями и обладают большим химическим сродством к углероду, чем хром. Поэтому при введении в сталь титана, ниобия, тантала или циркония образуются малорастворимые в аустените карбиды типа МеС (ТЮ, №>С, ТаС и ZrC), а не карбиды хрома Сг2зСб- Титан, ниобий, тантал или цирконий, соединяясь с углеродом, препятствуют тем самым образованию карбидов хрома (хром остается растворенным в аустените) и, как следствие, возникновению межкристаллитной коррозии. Однако количество карбидообразующих элементов должно быть достаточным, чтобы они могли связать весь свободный углерод в карбиды.

Таким образом, процесс межкристаллитной коррозии аустенитных хромони-келевых сталей может развиваться в агрессивных средах в результате предшествующего нагрева закаленных материалов в опасной области температур 450-850 °С. Но, как уже отмечалось, эти процессы при определенных условиях (например, при нейтронном облучении) могут произойти и при более низких температурах [34, 47].

Проявление склонности стабилизированных сталей к межкристаллитной коррозии при длительных выдержках в опасном интервале температур (350-850 °С), которое может усиливаться радиационным воздействием, способствует усилению водородной хрупкости и водородопроницаемости в областях, обедненных хромом [61].

1.3 Недостатки нестабилизироваииых аустенитных сталей и пути их устранения

Из отечественных аустенитных хромоникелевых нестабилизированных сталей в машиностроительных областях промышленности получили коррозионно-стойкие стали марок ОЗХ16Н15МЗ, 03X18Н12, а также другие аналоги, указанные в научно-технической и патентной литературе [54-62].

В соответствии с требованиями действующей нормативно-технической документации, их рекомендуется использовать в различных отраслях промышленности и народного хозяйства в качестве конструкционного материала при производстве серийного оборудования общетехнического назначения.

В зарубежной практике применяются нестабилизированные стали марок 304(07Х18Н9), 3042(03X18Н10) по стандарту АШ [54].

Согласно требованиям действующих государственных и отраслевых стандартов [54-58], содержание в известных нестабилизированных сталях ряда легирующих и примесных элементов, во многом определяющих требуемое структурное состояние металла и уровень его важнейших служебных характеристик, не контролируется и находится в весьма широких концентрационных пределах.

Кроме элементов, указанных в марочном составе зарубежных сталей, неизбежно присутствуют такие элементы внедрения, как азот и кислород, количество которых определяется способом выплавки и чистотой применяемых шихтовых материалов. В них также присутствует некоторое небольшое количество титана, не указанное в марочном составе, о чем свидетельствует наличие карбидных и карбо-нитридных фаз внедрения титана [41, 42, 62].

Содержание азота в нестабилизированных сталях может достигать 0,04 % и более, что также способствует образованию скоплений титансодержащих фаз внедрения [42, 43, 63]. Хрупкое разрушение фаз внедрения, особенно их скоплений, при тепловой и механической обработке, и их выкрашивание снижают прочностные и вязкопластические свойства стали, приводят к потере герметичности тонкостенных конструкций.

Присутствие кислорода в нестабилизированных сталях, обусловливающее достаточно высокое содержание оксидных включений (2,5-3 балла), слабо или практически не деформирующихся как при низких, так и при высоких температурах, снижает технологичность при горячей обработке давлением, вызывает снижение прочностных и пластических свойств и потерю герметичности тонкостенных конструкций при операциях холодной пластической деформации [41, 42].

Достаточно высокое содержание серы в нестабилизированных сталях в пределах 0,02-0,03 % приводит к образованию легкоплавких и хрупких сульфидов, расположенных вдоль направления проката или ковки. Эти включения вызывают негазо-плотность тонкостенных конструкций, расплавляясь при операциях термической обработки, снижают технологичность стали, вызывая образование межзеренных

трещин при горячей обработке давлением, выкрашиваются при операциях холодной пластической деформации, вызывая снижение прочностных и пластических свойств и потерю герметичности тонкостенных конструкций [42, 43, 51, 52].

Существенными недостатками нестабилизированных сталей является их склонность к межкристаллитной коррозии после выдержек при высоких температурах (рис. 11), а также проявление склонности к коррозионному растрескиванию в хлорсодержащих средах и низкая водородостойкость [47, 64, 65]. Проявление склонности нестабилизированных сталей к межкристаллитной коррозии способствует усилению водородной хрупкости и водородопроницаемости в областях, обедненных хромом.

Для снижения склонности к межкристаллитной коррозии и водородной хрупкости содержание углерода в нестабилизированных сталях снижается от 0,08 до 0,03 % [54, 57].

Таким образом, известные нестабилизированные стали, вследствие колебаний химического состава в весьма широких концентрационных пределах, не обеспечивают требуемого уровня и стабильности основных физико-механических и служебных характеристик, что снижает работоспособность и эксплуатационную надежность внутрикорпусных элементов, трубопроводов и газовых емкостей технологических систем реакторного оборудования в условиях длительного взаимодействия с коррозионно-активными водородосодержащими рабочими средами [57, 66, 67].

1.4. Выбор направления исследований, постановка цели и задач работы

На основании проведенного анализа условий эксплуатации и требований к ау-стенитным материалам для изготовления тонкостенных конструкций высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения выявлены основные недостатки стабилизированных и нестабилизированных аустенитных хро-моникелевых сталей типа 18-8 и подобных композиций, влияние их химического состава и структуры на снижение основных физико-механических свойств, в том

Рисунок 11 Микроструктура стали А181 304: а - исходная структура; б - сенсибилизация структуры

числе и на повышение водородопроницаемости и преждевременную потерю герметичности тонкостенных сварных конструкций указанного назначения.

Основным недостатком наиболее широко применяемых в России и за рубежом стабилизированных титаном или ниобием аустенитных хромоникелевых сталей типа 18-8 и подобных композиций является их высокая водородопроницаемость, обусловленная структурной неоднородностью (скопления, строчечность) и низкой сце-пляемостью титан - и ниобийсодержащих фаз внедрения с матрицей. Структурная неоднородность приводит к ускорению водородного охрупчивания, повышению водородопроницаемости и преждевременной потере герметичности тонкостенных конструкций, подвергающихся длительному воздействию высоких температур и водородосодержащих сред [3, 68-71].

Известные отечественные и зарубежные нестабилизированные коррозионно-стойкие хромоникелевые стали типа 18-10 и 18-12 не проявляют выраженной структурной неоднородности выделения титан - и ниобийсодержащих фаз. Однако недостатками этих известных аналогов являются отсутствие требуемого уровня и стабильности основных физико-механических свойств, в том числе высокая водородопроницаемость при температурах эксплуатации реакторного оборудования и повышенная чувствительность металла сварных соединений к водородному растрескиванию под напряжением, что также не позволяет рассматривать их как перспективные конструкционные материалы для высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения [57, 67].

Перечисленные недостатки известных аналогов делают актуальной задачу повышения комплекса основных физико-механических свойств и в особенности снижения водородопроницаемости аустенитных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей для увеличения работоспособности высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения, подвергающихся длительному воздействию высоких температур и водородосодержащих сред.

Содержание в известных сталях ряда легирующих и примесных элементов, во многом определяющих требуемое структурное состояние металла и уровень его важнейших служебных характеристик, не контролируется и находится в весьма ши-

роких концентрационных пределах [54-57, 66, 67]. В предлагаемой стали введено ограничение суммарного содержания таких элементов, как алюминия, кремния, углерода, азота, серы и фосфора [3, 65, 70].

Введение в предлагаемую сталь микролегирующих и модифицирующих добавок алюминия, иттрия и кальция, как элементов с высокими термодинамическими и особыми физико-химическими свойствами улучшает ее структурную стабильность при рабочих температурах и, как следствие, весь комплекс основных физико-механических и служебных свойств. Такое микролегирование приведет к снижению диффузионной подвижности атомов водорода в кристаллической решетке аустенит-ной стали, а также повысит работу зарождения и развития дислокационных и меж-зеренных хрупких трещин при водородном растрескивании в условиях статического и динамического нагружений [3, 65, 70].

Модифицирование стали азотом в определенном соотношении с углеродом и титаном позволяет существенно улучшить структурную стабильность металла шва и зоны термического влияния, способствует формированию при соответствующей термообработке в достаточном количестве мелкодисперсных карбидных и нитрид-ных фаз, термодинамически устойчивых при температурах технологических и сварочных нагревов. Это обеспечит снижение структурной неоднородности в металле и повысит энергию активации диффузионных процессов атомов водорода, уменьшит его термодинамическую активность в у-железе и снизит водородопроницаемость металла. Одновременно с этим ожидается, что ограничение содержания азота, в при определенном соотношении его с углеродом и титаном, будет способствовать сохранению необходимой коррозионно-механической прочности основного металла и сварного шва наряду с высокой пластичностью и вязкостью [65, 71].

Таким образом, были выявлены основные технологические приемы, позволяющие повысить технологичность, свариваемость, коррозионную, радиационную стойкость и снизить водородопроницаемость предложенной стали по сравнению с аналогами:

- ограничение суммарного содержания таких элементов: как алюминий, кремний, углерод, азот, кислород, сера и фосфор для обеспечения гарантированного уровня физико-механических свойств;

- введение микролегирующих и модифицирующих добавок алюминия, иттрия и кальция, как элементов с высокими термодинамическими и особыми физико-химическими свойствами, обеспечивающими повышение всего комплекса физико-механических свойств;

- модифицирование стали азотом в определенном соотношении с углеродом и титаном с целью повышения термической стабильности, улучшения механических характеристик, коррозионной стойкости и снижения водородопроницаемости как основного металла, так и металла шва и зоны термического влияния при температурах технологических и сварочных нагревов.

Выводы по главе 1

1. Выявлено, что основным недостатком наиболее широко применяемых в России и за рубежом стабилизированных титаном или ниобием аустенитных хромо-никелевых сталей типа 18-8 и подобных композиций является их высокая водородо-проницаемость, обусловленная структурной неоднородностью (скопления, строчеч-ность) и низкой сцепляемостью титан - и ниобийсодержащих фаз внедрения с матрицей. Структурная неоднородность приводит к ускорению водородного охрупчи-вания, повышению водородопроницаемости и преждевременной потере герметичности тонкостенных конструкций, подвергающихся длительному воздействию высоких температур и водородосодержащих сред.

2. Установлено, что недостатками известных отечественных и зарубежных не-стабилизированных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей типа 18-10, 18-12, не проявляющих выраженной структурной неоднородности выделения титан - и ниобийсодержащих фаз, являются отсутствие требуемого уровня и стабильности основных физико-механических свойств, в том числе высокая водородопроницае-мость при температурах эксплуатации реакторного оборудования и повышенная чувствительность металла сварных соединений к водородному растрескиванию под напряжением, что также не позволяет рассматривать их как перспективные конструкционные материалы для высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения.

3. Показано, что перечисленные недостатки известных аналогов делают актуальной задачу повышения комплекса основных физико-механических свойств и, в особенности, снижения водородопроницаемости аустенитных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей для увеличения работоспособности высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения, подвергающихся длительному воздействию высоких температур и водородосодержащих сред.

4. Выявлены основные технологические приемы, позволяющие повысить технологичность, свариваемость, коррозионную, радиационную стойкость и снизить водородопроницаемость разработанной стали по сравнению с аналогами:

- ограничение суммарного содержания таких элементов: как алюминий, кремний, углерод, азот, кислород, сера и фосфор для обеспечения гарантированного уровня физико-механических свойств;

- введение микролегирующих и модифицирующих добавок алюминия, иттрия и кальция, как элементов с высокими термодинамическими и особыми физико-химическими свойствами, обеспечивающими повышение всего комплекса физико-механических свойств;

- ограничение содержания в стали азота при определенном его соотношении с углеродом и титаном с целью повышения термической стабильности, улучшения механических характеристик, коррозионной стойкости и снижения водородопрони-цаемости как основного металла, так и металла шва и зоны термического влияния при температурах технологических и сварочных нагревов.

Заключение диссертации по теме «Материаловедение (по отраслям)», Яковицкая, Марина Валентиновна

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

1. Разработана сталь марки 02Х19Н14ТЧ-ВИ, обладающая повышенными механическими характеристиками, коррозионной стойкостью и низкой водоро-допроницаемостью, обеспечивающими увеличение работоспособности высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения, подвергающихся длительному воздействию высоких температур и водородосодер-жащих сред (патент на изобретение 1Ш № 2293788 С2).

2. Установлены закономерности влияния химического и фазового состава разработанной стали на ее структуру и структурную стабильность при повышенных температурах.

Уточнено содержание основных легирующих элементов и микролегирующих и модифицирующих добавок, способствующих формированию более мелкозернистой структуры аустенита, очистке границ зерен от примесей и газов, меньшей склонности к структурной анизотропии и повышающих структурную стабильность при повышенных температурах и стойкость к межкристаллитной коррозии.

3. Выявлены закономерности изменения прочностных и пластических характеристик разработанной стали в широком интервале температур в сравнении с известными аналогами.

Установлено повышение прочностных и пластических характеристик предлагаемой стали по сравнению с аналогами в интервале температур 20-700 °С, в большей степени проявляющееся в области 200-400 °С и особенно выше 600 °С вследствие ее высокой структурной стабильности при высоких температурах.

4. Получены температурные зависимости водородопроницаемости аусте-нитных сталей и сплавов в температурном интервале 300-700 °С.

Установлено влияние на параметры водородопроницаемости аустенитных сталей химического и фазового состава для выбора рационального содержания в твердом растворе легирующих и примесных элементов. Выявлено, что переход от низколегированного аустенита к сложнолегированным композициям соответствует снижению водородопроницаемости, росту энергии активации диффузии водорода Е и уменьшению его диффузионной подвижности в кристаллической решетке.

Установлено, что разработанная сталь обладает в 1,5-2 раза меньшей во-дородопроницаемостью по сравнению с ближайшими аналогами типа 18-8 и 18-13 и уступает только высоконикелевым сплавам, содержащим 35-45 % никеля.

5. Выявлены основные закономерности легирования аустенитных сталей и сплавов, обеспечивающие снижение в них диффузионной подвижности водорода и их водородопроницаемости: обеспечение содержания хрома в количестве 1820 %, увеличение количества никеля, введение в твердый раствор упрочняющих добавок молибдена, титана, ниобия и других элементов, увеличение количества алюминия до 0,5 %, ограничение суммарного содержания примесей серы и фосфора, микролегирование иттрием и кальцием.

Заключение

Разработанная сталь марки 02Х19Н14ТЧ-ВИ обладает повышенными механическими характеристиками, коррозионной стойкостью и низкой водородопроницаемостью по сравнению с аналогами, что обеспечивает увеличение ее работоспособности при длительном воздействии высоких температур и водородосодержащих сред.

Разработанная сталь с наибольшим содержанием углерода (0,015%) не проявляет склонности к МКК при длительности выдержки до 500 ч в температурном интервале 500-650 °С и обладает более высокой коррозионной стойкостью по сравнению с аналогами с большим содержанием углерода при практически таком же содержании никеля.

Предлагаемая сталь показывает повышение прочностных и пластических характеристик по сравнению с аналогами в интервале температур 20-700 °С, в большей степени проявляющееся в области 200-400°С и особенно выше 600 °С вследствие ее высокой структурной стабильности при высоких температурах.

Разработанная сталь обладает в 1,5-2 раза меньшей водородопроницаемостью по сравнению с ближайшими аналогами типа 18-8 и 18-13 и уступает только высоконикелевым сплавам, содержащим 35-45 % никеля.

В результате проведенного исследования выявлены основные закономерности легирования аустенитных сталей и сплавов, обеспечивающие снижение в них диффузионной подвижности водорода и их водородопроницаемости:

- обеспечение содержания хрома в количестве 18-20 %;

- увеличение количества никеля;

- введение в твердый раствор упрочняющих добавок молибдена, титана, ниобия и других элементов;

- увеличение количества алюминия до 0,5 %;

- ограничение содержания примесей серы и фосфора;

- микролегирование иттрием и кальцием.

Перечисленные приемы реализованы при разработке водородостойкой стали 02Х18Н14ТЧ-ВИ, которая превосходит по водородостойкости ближайшие аналоги типа 18-8 и 18-13 и уступает только высоконикелевым сплавам.

Введение ограничений в разработанной стали на суммарное содержание таких элементов, как алюминий, кремний, углерод, азот, сера и фосфор, количество которых в известных аналогах не контролируется и находится в весьма широких концентрационных пределах, обуславливает стабильность ее эксплуатационных свойств и снижение водородопроницаемости по сравнению с ближайшими аналогами типа 18-8 и 18-13.

Разработанная сталь превосходит по механическим характеристикам, коррозионной стойкости и водородостойкости ближайшие аналоги типа 18-8 и 18-13 и может быть рекомендована для изготовления тонкостенных конструкций высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения, подвергающихся длительному воздействию различных хлорсодержащих и водородосодержащих сред.

Полученные в работе новые научные результаты нашли отражение при создании коррозионно-стойких конструкционных материалов с заданным уровнем водородопроницаемости и были использованы при обосновании работоспособности оболочек чехлов для гидридных изделий и тепловыделяющих элементов ряда перспективных стационарных и транспортных АЭУ на стадии эскизного и технического проектирования.

Полученные данные представляют значительный научный и практический интерес также и при решении ряда других актуальных инженерных задач по материаловедческому обеспечению создания и строительства реакторных установок нового поколения и могут быть широко использованы в атомной и водородной энергетике.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Яковицкая, Марина Валентиновна, 2013 год

СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ

1. Рыбин, В. В. Физико-химические основы создания водородостойких нержавеющих сталей / В. В. Рыбин, И. А. Повышев // Материалы XVI Менделеевского съезда по общей и прикладной химии. Т. 2. Москва. 1998. - С. 461.

2. Базарас, Ж. Л. Основные принципы легирования водородостойких сталей и сплавов для энергетики и транспорта / Ж. Л. Базарас, Ю. Б. Мацюлявичус, И. А. Повышев // Научные труды Каунасского технологического университета. Прикладная механика. - 1991. - № 1. - С. 197-201.

3. Яковицкая, М. В. Водородопроницаемость и работоспособность аустенит-ных сталей и сплавов в водородосодержащих средах / М. В. Яковицкая,

О. Ю. Ганзуленко, Н. Б. Кириллов, А. П. Петкова // Научно-технические ведомости СПбГПУ. Сер. Наука и образование. - СПб.: Политехнический университет. 2011. - № 2(123). - С. 218-224.

4. Грицына, В. И. Водородопроницаемость стали Сг12Мо20\У2У / В. И. Гри-цына, О. А. Опалев, В. В. Ружицкий // Вопросы атомной науки и техники. -Харьков: ХФТИ. 2001. - Вып. 4. - С. 83-85.

5. Писарев, А. А. Проницаемость водорода через металлы / А. А.Писарев, И. В. Цветков, Е. Д. Маренков, С. С. Ярко // МИФИ. - 2008. - С. 144.

6. Эвард, Е. А. Водородопроницаемость аморфных и рекристаллизованных сплавов на основе железа / Е. А. Эвард, Н. И. Сидоров, И Е. Габис // ЖТФ. Вып. 3. - 2000. - № 7. - С. 90-92.

7. Звездин, Ю. И. Водородопроницаемость жаропрочной хромоникелевой стали типа Х15Н26ВМ / Ю. И. Звездин, И. А. Повышев, В. В. Васильев // Научно-технический сборник «Металлургия». - Ленинград. 1977. - № 23. -С. 12-15.

8. Яковицкая, М.В. Повышение водородостойкости аустенитных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей для высокотемпературных технологических систем энергетических установок / М. В. Яковицкая, О. Ю. Ганзуленко, Н. Б. Кириллов и др. // Научно-технические ведомости СПбГПУ,

Сер. Наука и образование, - СПб: Политехнический университет. 2012. -№3-2(154).-С. 159-166.

9. Яковицкая, М. В. Способ термической обработки высокохромистых сталей и сплавов с целью снижения их водородопроницаемости / М. В. Яковицкая, С. И. Володин, И. А. Повышев и др. // Материалы 9 Международной научной конференции «Экология и развитие общества». - СПб.: МАНЭБ. 2005. -С. 45.

10. Физика и Промышленность 2001 // Материалы 3 Международного симпозиума проходившего под эгидой Международного Союза общественных объединений Евразийское физическое общество ЮНЕСКО и РАН. - М. 2001.-282 с.

11. G. R. Caskey. Hydrogen Damage in Stainless Steel. In: M. R. Louthan, R. P. McNitt and R. D. Sisson, editors. Environmental Degradation of Engineering Materials in Hydrogen. Blacksburg V. A.: Laboratory for the Study of Environmental Degradation of Engineering Materials. Virginia Polytechnic Institute. (1981).-P. 283-302.

12. R. P. Jewitt, R. J. Walter, W. T. Chandler and R. P. Frohmberg. Hydrogen Environment Embrittlement of Metals (NASA CR-2163). Rocketdyne for the National Aeronautics and Space Administration. Canoga Park CA (March 1973).

13. M. W. Perra. Sustained-Load Cracking of Austenitic Steels in Gaseous Hydrogen. In: M. R. Louthan, R. P. McNitt and R. D. Sisson. Editors. Environmental Degradation of Engineering Materials in Hydrogen. Blacksburg V. A: Laboratory for the Study of Environmental Degradation of Engineering Materials. Virginia Polytechnic Institute (1981). - P. 321-333.

14. J. A. Brooks and A.J. West. Hydrogen Induced Ductility Losses in Austenitic Stainless Steel Welds. Metall Trans 12A. (1981). - P. 213-223.

15. R. J. Walter, R. P. Jewitt and W. T. Chandler. On the Mechanism of Hydrogen-Environment Embrittlement of Iron- and Nickel-base Alloys. Mater Sci Eng 5. (1970). - P. 99-110.

16. Арчаков, Ю. И. Исследование водородопроницаемости технического железа и нержавеющей стали Х18Н10Т при воздействии коррозионной среды / И. Арчаков, Ю. И. Звездин, Кириллова В.П. // Физ.-хим. механика материалов. - Л.: Судостроение. 1974. - №. 5. С. 92-95.

17. Балицкий, А. И. Исследование трещиностойкости аустенитных сталей в условиях наводороживания / А. И. Балицкий, В. Г. Макаренко, И. А. Повы-шев и др. // Повышение надежности и долговечности машин и сооружений. Материалы 3-й межотраслевой научно-технической конференции. Т. 1. Киев. 1988.- С.113-117.

18. Т-Р. Perng and С. J. Altstetter. Effects of Deformation on Hydrogen Permeation in Austenitic Stainless Steels. Acta metal, v. 34. 1986. - P. 1771-1781.

19. M. R. Dietrich, G. R. Caskey and J. A. Donovan. J-Controlled Crack Growth as an Indicator of Hydrogen-Stainless Steel Compatibility, in: I. M. Bernstein and A. W. Thompson. Editors. Proceedings of the International Conference on Effect of Hydrogen on Behavior of Materials: Hydrogen Effects in Metals. 1980. Moran W. Y. The Metallurgical Society of AIME. - P. 637-643.

20. J. Chene, M. Aucouturier, R. Arnould-Laurent, P. Tison and J-P. Fidelle. Hydrogen Transport by Deformation and Hydrogen Embrittlement in Selected Stainless Steels, in: I. M. Bernstein and A. W. Thompson. Editors. Hydrogen Effects in Metals. 1980. Moran W. Y. The Metallurgical Society of AIME. - P. 583-595.

21. T. L. Capeletti and M. R. Louthan. The Tensile Ductility of Austenitic Steels in Air and Hydrogen. J Eng. Mater. Technol. 1977. v. 99. - P. 153-158.

22. R. E. Stoltz and A. J. West. Hydrogen Assisted Fracture in FCC Metals and Alloys. In: I. M. Bernstein and A. W. Thompson. Editors. Proceedings of the International Conference on Effect of Hydrogen on Behavior of Materials: Hydrogen Effects in Metals. 1980. Moran W. Y. The Metallurgical Society of AIME.-P. 541-553.

23. Нигматулин, Б. И. Состояние и перспективы развития атомной энергетики в Российской Федерации и задачи отрасли энергомашиностроения / Б. И. Ниг-

матулин // Труды НПО ЦКТИ. Атомное энергомашиностроение. - СПб.: НПО ЦКТИ. 2002. - № 282. - С. 6-13.

24. Яковицкая, М.В. Повышение работоспособности аустенитных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей для высокотемпературных технологических систем энергетических установок [Электронный ресурс] / М.В. Яковицкая // Науковедение. - 2013. - № 1. -http://naukovedenie.ru/PDF/32tvnl 13.pdf

25. М. I. Solonin, Yu. I. Kazennov, Т. A. Krasina, S. N. Votinov, V. P. Kondrat'ev, A. B. Alekseev, V. F. Khramtsov & V. N. Stepankov / Feasibility of using high chromium nickel-base alloys in compliance with criteria of iter first wall material serviceability // Plasma Devices and Operations Volume 4. Issue 3-4. 1996.

26. B. G. Polosukhin, E. M. Sulimov, A. P. Zyrianov, A. V. Kozlov / Hydrogen isotope permeability through austenitic Cr-Ni steels under neutron irradiation // Journal of Nuclear Materials Volumes 233-237. Part 2. 1 October 1996. -P. 1174-1178.

27. Яковицкая, M. В. Проблемы материаловедения при проектировании, изготовлении и эксплуатации оборудования АЭС / М. В. Яковицкая, С. И. Володин, И. А. Повышев и др. // Доклад на 9-й Международной научно-технической конференции. - СПб. 2006. - С. 90, С. 185.

28. 7-я Всемирная конференция по водородной энергетике // Материалы конференции. - М. 1988.-С. 54.

29. Водородные технологии для производства энергии // Материалы международного форума. - М. 2006. - С. 42,

30. Арчаков, Ю. И. Водородная коррозия в стали / Ю. И. Арчаков. - М.: Металлургия. 1985.- 192 с.

31. Водородная обработка материалов // Материалы 4-й Международной научной конференции (ВОМ-2004). - Донецк. 2004. - С. 55-57.

32. Мюллер, В. Гидриды металлов / Мюллер. - В. М.: Атомиздат. 1973. - 432 с.

33. Паршин, А. М. Гидриды металлов в реакторостроении / А. М. Паршин, Ю. И. Звездин, И. А. Повышев // Материалы научно-технической конференции. - М. 1980.-С. 21-23.

34. Паршин, А. М. Радиационная повреждаемость конструкционных материалов / А. М. Паршин [и др.]. СПб.: СПбГТУ. 2000. - 296 с.

35. Звягин, В. Б. Критерии работоспособности конструкционных материалов и структура сплавов / В. Б. Звягин // Научно-технические ведомости СПбГПУ. - 2009.-№ 3(84).-С.112-118.

36. Физика радиационных явлений и радиационное материаловедение / А. М. Паршин [и др.]. - Белгород.; Белгородский Гос. Ун-т. СПбГТУ. 1999. -378 с.

37. Паршин, А. М. Водородостойкие нержавеющие стали для оболочек чехло-вания гидридных изделий и тепловыделяющих элементов / А. М. Паршин, Ю. И. Звездин, И. А. Повышев // Материалы 3-й межотраслевой научно-технической конференции по реакторному материаловедению. - Димитров-град. 1992. - С. 57.

38. Яковицкая, М. В. Водородостойкие нержавеющие стали для технологического оборудования по переработке углеводородного и сероводородного сырья / М. В. Яковицкая, С. И. Володин, И. А. Повышев // Тезисы доклада Международного форума «Водородные технологии для производства энергии». Москва. 2006. - С. 15.

39. Паршин, А. М. Радиационная повреждаемость конструкционных материалов и пути ее ослабления / А. М. Паршин, А. Н.Тихонов, Г. Г. Бондаренко, Н. Б. Кириллов. - СПб.: Политехника. 1999. - 302 с.

40. Par shin, А. М. Structure, Strength and Radiation Damage of Corrosion-Resistant Steels and Alloys / A. M. Parshin. - Illinois. USA. American Nuclear Society La Grange Part. 1999.-361 p.

41. Паршин, A. M. Структура прочность и пластичность нержавеющих и жаропрочных сталей и сплавов, применяемых в судостроении / А. М. Паршин. -Ленинград.: Судостроение. 1972. - 288 с.

42. Яковицкая, М. В. Влияние качества металла и применения вакуумной металлургии на структуру и свойства аустенитных твердорастворноупроч-няемых сталей / М. В. Яковицкая, Н. В. Виноградова, А. М. Паршин, А. П.

Петкова // Вопросы материаловедения. - СПб.: ЦНИИ КМ "Прометей". 2005. -№2(42). - С. 10.

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

44. Гуляев, Б. Б. Структура и свойства сплавов / Б. Б. Гуляев [и др.]. - М.: Металлургия. 1993. - 317 с.

45. Уманский, Я. С. Физическое металловедение / Я. С. Уманский [и др.]. - М.: Металлургиздат. 1955. - 724 с.

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

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

48. Губенко, С. И. Влияние неметаллических включений на характер зеренной и субзеренной структур трубных заготовок из стали 08Х18Н10Т / С. И. Губенко, В. Н. Беспалько, А. Е. Балеев // Неметаллические вкрапления и поры в литейных сплавах. XII Международная научно-техническая конференция. - Украина. 2009. - С. 35-37.

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

50. Паршин, А. М. Деформационная способность аустенитных сталей и сплавов / А. М. Паршин, Н. Б. Кириллов, А. П. Петкова // Научно-технические ведомости

СПбГПУ. Сер. Наука и образование. Т. 2. - СПб.; Политехнический Университет. 2009. - № 4-2(89). - С. 51-56.

51. Яковицкая, М. В. Низкоуглеродистая коррозионно-стойкая аустенитная не-стабилизированная сталь высоко чистоты и области ее рационального применения / М. В. Яковицкая, Н. Б. Кириллов, М. И. Криворук, А. М. Паршин, А. П. Петкова // Научно-технические ведомости СПбГПУ. - 2006. - № 3(45). -С. 13-20.

52. Яковицкая, М. В. Структура и области применения нестабилизированной стали типа 01Х14Н14В2ЦЧВИ+ВД / М. В. Яковицкая, А. П. Петкова // Актуальные проблемы управления техническими, информационными, социально-экономическими и транспортными системами. Сборник трудов II Всероссийской научно-практической конференции студентов, аспирантов, молодых ученых и преподавателей. - СПб.: СЗТУ. 2007. - С. 217-223.

53. Назаров, А. А. Склонность стали межкристаллитной коррозии и современные методы её оценки / А. А. Назаров. - СПб.: Румб. 1991. - С. 18.

54. Стандарт AISI (American Iron and Steel Institute). Система обозначения легированных и нержавеющих сталей, наиболее часто применяемая в США и Европе.

55. Стандарт SAE (Society of Automotive Engineers International, Сообщество Автомобильных Инженеров) наиболее используемый в разработке, производстве, обслуживании и управлении транспортных средств для использования на земле или море, в воздухе или космосе.

56. Стандарт UNS (Unified Numbering System), разработанный совместно ASTM и SAE как общая система обозначения металлов и сплавов коммерческого применения.

57. ГОСТ 5632-72 Стали высоколегированные и сплавы коррозионно-стойкие, жаростойкие и жаропрочные (марки и технические требования). - М. .Стандарт. 1977. - С.13-20, С. 30-40.

58. Баландин, Ю. Ф. Конструкционные материалы АЭС / Ю. Ф. Баландин [и др.]. - М.: Энергоатомиздат. 1984. - 280 с.

59. Гуляев, А. П. Металловедение / А. П. Гуляев. - М.: Металлургия. 1986. - 542 с.

60. Межкристаллитная коррозия металла. Материалы сайта Skymicron. 2010.

61. G. Han, J. Не, S. Fukuyama and К. Yokogawa. Effect of strain-induced martensite on hydrogen environment embrittlement of sensitized austenitic stainless steels at low temperatures. Acta mater 46 (1998). - P. 4559-4570.

62. Паршин A. M., Петкова А. П., Кикичев P. H. / Аустенитная коррозионно-стойкая сталь.// Патент на изобретение № 2224045 РФ: МПК С22С38/50, С38/58 (2002.06).

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

64. Звездин, Ю. И. Проникновение водорода сквозь аустенитные коррозионно-стойкие стали и сплавы / Ю. И. Звездин, И. А. Повышев и др. // Научно-технический сборник. Металловедение. - Ленинград. 1978. - № 26. С. 55-56.

65. Яковицкая, М. В. Коррозионно-стойкая сталь с низкой водородопроницае-мостью для внутрикорпусных систем термоядерного реактора / М. В. Яковицкая, С. И. Володин, И. А. Повышев, А. П. Петкова и др. // Патент на изобретение RU № 2293788 С.2. опубликовано 20. 02. 2007. Бюлл. № 5.

66. Журавлев, В. Н. Машиностроительные стали / В. Н. Журавлев, О. И. Николаева// Справочник. - М.: Машиностроение. 1989. - С.254-257.

67. Паршин, А. М. Современное состояние и перспективы развития коррозионно-стойких сталей с особыми физическими свойствами / А. М. Паршин, И. А. Повышев и др. // Материалы VII научно-технической конференции стран СНГ «Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов». - Белгород. 1997. - С.68-70.

68. Арчаков, Ю.И. Водородная коррозия стали / Ю.И. Арчаков // М.: Металлургия, 1985. - 192 с.

69. Литвин, А. К. Явление облегчения деформирования и разрушения металла в присутствии водорода / А. К. Литвин, В. И. Ткачев // ФХММ. - Харьков.: Наукова Думка. 1976. - № 2. - С. 27-34.

70. Яковицкая, M.B. Повышение работоспособности аустенитных коррозионно-стойких сталей для высокотемпературных технологических систем энергетического машиностроения / М.В. Яковицкая, А.П. Петкова // XLI Неделя науки СПБГПУ: Материалы научно-практической конференции с международным участием. Ч. IV. - СПб.: Политехнический университет. 2012.-С. 135-137.

71. С. San Marchi, В. Р. Somerday Technical Reference on Hydrogen Compatibility of Materials. Austenitic Stainless Steels: Type 304 & 304L (code 2101). Sandia National Laboratories. 2005. - P.l 13-116.

72. Утевский, JI. M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении / JI. М. Утевский. - М.: Металлургия. 1973. - 584с.

73. Утевский, JI. М. Современные методы экспериментального выявления дислокаций и исследование дислокационной структуры металлов / JI. М. Утевский. - М: НТО «Машпром». 1966. - С. 10-15.

74. Рыбин, В. В. Исследование тонкой структуры высокопрочной низкоуглеродистой стали / В. В. Рыбин и др. // Вопросы судостроения. Сер. Металловедение. Металлургия. - 1983. - № 7. - С. 43-46.

75. Новиков, И. И. Дефекты кристаллического строения металлов / И. И. Новиков // М.: Металлургия. 1975. - 208 с.

76. ГОСТ 6032-89 Стали и сплавы. Методы испытания на межкристаллитную коррозию сталей и сплавов. М.: Госстандарт. 1989.

77. Исследование водородопроницаемости нержавеющих аустенитных сталей, полученных различными методами выплавки: Научно-технический отчет. - СПб . Санкт-Петербургский Государственный Политехнический Университет. 2004.

78. Методические указания по определению высокотемпературной водородопроницаемости металлов: редакция вторая. ФИМ им. Г.В.Карпенко АН УССР, Львов - 1981г. 10 С.

79. Yun Chen, Diogo М. F. Santos, César A. C. Sequeira / Hydrogen Diffusion in Austenitic Stainless Steels // Journal Defect and Diffusion Forum Volume Diffusion in Solids and Liquids (Volumes 258 - 260). 2006.

80. В. С. Odegard, J. A. Brooks and A. J. West. The Effect of Hydrogen on Mechanical Behavior of Nitrogen-Strengthened Stainless Steel, in: A. W. Thompson and I. M. Bernstein, editors. Proceedings of an International Conference on Effect of Hydrogen on Behavior of Materials. 1975. Moran W. Y. The Metallurgical Society of AIME (1976). - P. 116-125.

81. Адамович, В. К. Прогнозирование жаропрочных свойств и пластичности сталей и сплавов на основе данных о параметрах тонкой структуры и состояния твердого раствора / В. К. Адамович, И. И. Минц, А. И. Рыбников // Проблемы прочности. - 1978. - № 3. - С. 30-33.

82. Яковицкая, М. В. Оценка технологических свойств водородостойких сталей для экологического транспорта. / М. В. Яковицкая, В. А. Рогалев, И. А. По-вышев и др. // Материалы 9-й Международной научной конференции «Экология и развитие общества». СПб.: МАНЭБ. 2005. - С. 231.

83. Паршин, А. М. / Микролегирование редкоземельными элементами и свойства сталей и сплавов / А. М. Паршин, Н. Б. Кириллов, А. П. Петкова, О. В. Николаева // Научно-технические ведомости СПбГТУ. - 2002. - № 1. -С. 49-55.

84. Зимин, Г. Г. Влияние иттрия на структуру, свойства и технологичность высокохромистых сталей с низким содержанием углерода / Г. Г. Зимин, А. Г. Игнатенко, И. А. Повышев и др. // Научно-технический сборник. Вопросы судостроения. Сер. Металлургия. - Ленинград. 1980. - Вып. 30. - С. 51-56.

85. Арчаков, Ю. И. Проницаемость водорода сквозь сталь системы Fe-Cr-Al-Y / Ю. И. Арчаков, Ю. И. Звездин, И. А. Повышев и др. // Сборник. Металловедение. - 1973. -№ 3. - С. 85-87.

86. Паршин, А. М. Структура, прочность и радиационная повреждаемость коррозионно-стойких сталей и сплавов / А. М. Паршин. - Челябинск.: Металлургия. 1988. - 656 с.

87. Влияние структурного состояния литейных жаропрочных сплавов на склонность к хрупким разрушениям // Труды ЦКТИ. Вып. 169. - Ленинград. 1979. -С. 95-101.

88. Рыбников, А. И. Структура металлических материалов и прочность элементов машиностроительных конструкций, работающих при повышенных температурах / А. И. Рыбников, Л. Б. Гецов // Труды ЦКТИ. Вып. 296. - СПб. 2008.-С. 273-281.

89. Рыбников, А. И. Изменение структуры и свойств сталей при повышенных температурах / А. И. Рыбников, Л. Б. Гецов, Г. Д. Пигрова // Теплоэнергетика. -2000.-№4.-С. 27-33.

90. Морозов, АМ Влияние термической обработки на радиационное охрупчивание низколегированной стали/ А М Морозов, И В. Горынин, В. А Николаев//Металловедение и термическая обработка металлов. - Ленинград. 1977. - № 1. - С. 39-43.

91. Морозов, А. М. Влияние исходной структуры на радиационное охрупчивание закаленной и отпущенной стали 15ХЗМФА / А. М. Морозов, В. А. Николаев, В. В. Рыбин // Проблемы прочности. - 1982.- № 3. - С.62-68.

92. Морозов, А. М. Радиационное повреждение и возврат механических свойств закаленной Сг-МоУ-стали / А М Морозов, В. А Николаев // Металловедение и термическая обработка металлов. - Ленинград. 1985. - № 2. - С. 50-53.

93. Морозов, А. М. О влиянии легирующих и примесных элементов на радиационное охрупчивание никельсодержащих корпусных материалов реакторов ВВЭР-1000 / А. М. Морозов, В. А. Николаев, Е. В. Юрченко // Радиационное материаловедение и конструкционная прочность реакторных материалов. Юбилейный сборник, посвященный 100-летию со дня рождения академиков И. В. Курчатова и А. П. Александрова. - СПб.: ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей». 2002. - С. 200-211.

94. Паршин, А. М. Структура, радиационная повреждаемость и деформационная способность аустенитных сталей и сплавов при низкотемпературном нейтронном облучении / А. М. Паршин, А. П. Петкова // Научно-технические ведомости СПбГТУ.- 2003.- № 3(33). - С.77-91.

95. Воеводин, В. Н. Эволюция структурно-фазового состояния и радиационная стойкость конструкционных материалов / В. Н. Воеводин, И. М. Неклюдов. - Киев.: Наукова Думка. 2006. - 378 с.

96. Паршин, А. М. Особенности влияния ранних стадий распада твердых растворов на комплекс свойств конструкционных материалов / А. М. Паршин, И. В. Теплухина // Труды СПбГТУ. Структурно-кинетическая концепция и работоспособность конструкционных материалов. - СПб. 2001. -№483.-С. 14-23.

97. Паршин, А. М. Радиационные дефекты в металлах и их эволюция / А. М. Паршин, В. Б. Звягин // Научно-технические ведомости СПбГПУ. Сер. Наука и образование. - СПб.: Политехнический Университет. 2009. -№ 3(84). - С. 128-134.

98. Паршин, А. М. Радиационная повреждаемость и работоспособность конструкционных материалов / А. М. Паршин, Н. Б. Кириллов // IX конференция стран СНГ. Научно-технические ведомости СПбГТУ. - 2002. - № 1. -С. 87-89.

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

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

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

102. Петкова, А. П. Особенности пластической деформации облученных аустенитных коррозионно-стойких сталей в температурном интервале 200-450 °С / А. П. Петкова // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. - Харьков.: ХФТИ. 2003. - № 4(82*). - С. 83-88.

103. Воеводин, В. H. Проблемы радиационной стойкости материалов ядерной энергетики / В. Н. Воеводин, И. М. Неклюдов // Вестник Харьковского университета. Сер. Физическая. Вып. 4(320). - Харьков.: ХФТИ. 2006. - № 746. -С.3-22.

104. Воеводин, В. Н. Структурная стабильность и радиационное распухание аустенитных сталей / В. Н. Воеводин // Росэнегоатом. - М.: 2011. - № 4. - С. 16-21.

105. Voyevodin V. Research work report / Japan Nuclear Cycle Development Institute. - TN 9400. O-arai. 2001. - P. 12-16.

106. Neklyudov I. M., Voyevodin V. N. Features of structure-phase transformations and segregation processes under irradiation of austenitic and ferritic-martensitic steels / JNM. - 1994. - V. 212-215. - P. 39-44.

107. Perks J. M., Murphy S. M. Modeling the major element radiation-induced segregation in concentrated Fe-Cr-Ni alloys // Proc. of the Conference «Materials for nuclear reactor core applications». British Nuclear Energy Society (BNES). London. - 1988. - V.l. - P.165-170.

108. Гецов, JI. Б. Влияние величины зерна в жаропрочных сплавах на их свойства / JI. Б. Гецов, А. И. Рыбников // Проблемы прочности. - № 8. - 1988. -С. 65-68.

109. Voyevodin V. Research work report // Japan Nuclear Cycle Development Institute - TN 9400. O-arai. 2001. - P. 12-16.

110. Химушин, Ф. Ф. Легирование, термическая обработка и свойства жаропрочных сталей и сплавов / Ф. Ф. Химушин // М.: Оборонгиз. 1962. 336 с.

111. Беляков, Ю. И. Влияние окисных пленок на водородопроницаемость жаропрочных металлов / Ю. И. Беляков, Ю. И. Звездин // Вопросы электроники твердого тела. Уч. записки ЛГУ. - № 354. - 1970. С.45-50.

112. G. R. Caskey. Hydrogen Effects in Stainless Steels. In: R. A. Oriani, J. P. Hirth and M. Smialowski. Editors. Hydrogen Degradation of Ferrous Alloys. Park Ridge NJ: Noyes Publications. 1985. - P. 822-862.

113. A. D. LeClaire. Permeation of Gases Through Solids: 2. an assessment of measurements of the steady-state permeability of H and its isotopes through Fe, Fe-based alloys, and some commercial steels. Diffusion and Defect Data. vol. 34. 1983.-P. 1-35.

114. X. K. Sun, J. Xu and Y. Y. Li. Hydrogen Permeation Behaviour in Austenitic Stainless Steels. Mater Sci Eng A114. 1989. - P. 179-187.

115. G. R. Caskey and R. D. Sisson. Hydrogen Solubility in Austenitic Stainless Steels. ScrMetall. volume. 15. 1981.-P. 1187-1190.

116. Макаренко, В. Г. Жаростойкость сталей системы Fe-Cr и Fe-Cr-Y в инертных средах / В. Г. Макаренко, Ю. И. Звездин, И. А. Повышев // ФХММ. -Харьков.: Наукова Думка.1976. - № 2. - С. 35-37.

117. Звездин, Ю. И. Водородопроницаемость биметаллических материалов / Ю.И. Звездин, Ю. И. Беляков и др. // ФХММ. - Харьков.: Наукова Думка. 1979. - Вып. 15, № 3. С. 42-45.

118. Звездин, Ю.И. Связь водородопроницаемости с диффузией и растворимостью водорода в металлах / Ю. И. Звездин // Сборник статей. Металловедение. - № 10. -Ленинград.: Судостроение. 1966. - С. 54-58.

119. Кунин, Л. П. «Механизм взаимодействия металлов с газами» / Л. П. Кунин, С. П. Федоров // Сборник. - М.:Наука. 1964. 189 с.

120. Коллинз, Д. Ф. Свойства и применение редкоземельных металлов / Д. Ф. Коллинз и др. // - М.: ИЛ. 1960. - С. 76-94.

121. Курдюмов, А. А. Кинетика проникновения водорода сквозь металлы / А. А. Курдюмов, Т. Н Компаниец, В. Н. Лясников // Обзоры по электронной технике. Сер. Электроника. -М.: ЦНИИ Электроника. 1980. - Вып. 1(694). -84 с.