Влияние материаловедческих и технологических факторов на структуру и комплекс свойств корпусных Cr-Ni-Mo-V сталей и разработка референтной стали для перспективных ВВЭР тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Баликоев Алан Георгиевич

• Баликоев Алан Георгиевич
• кандидат наук
• 2023

Оглавление диссертации кандидат наук Баликоев Алан Георгиевич

ВВЕДЕНИЕ

1 Проблемы и перспективы ядерной энергетии. реакторы ВВЭР, Корпуса ВВЭР. Материалы корпусов реакторов, основные требования к ним. Деградация их структуры и свойств под влиянием негативных эксплуатационных факторов. Обзор научных источников

1.1. Проблемы и перспективы ядерной энергетики

1.2. Реакторы ВВЭР, корпуса ВВЭР

1.3. Материалы корпусов реакторов, основные требования к ним. Деградация структуры и

свойств корпусных сталей под влиянием негативных эксплуатационных факторов

1. 4. Структура и свойства современных корпусных сталей

1.5. Тепловое и радиационное охрупчивание корпусных сталей

Заключение по Главе

2 Материалы и методы исследования

2.1. Исследованные материалы

2.2. Ускоренное нейтронное облучение в реакторе ИР-8

2.3. Провоцирующая охрупчивающая термообработка и изотермические выдержки

2.4. Методы механический испытаний

2.5. Методы исследования структуры сталей

2.6. Металлографические исследования и исследования неметаллических включений

2.7. Исследования методом дифракции обратно-рассеянных электронов

2.8. Исследования зернограничной сегрегации методом ОЭС

2.9. Фрактографические исследования изломов испытанных образцов

2.10. Исследования микроструктуры методами просвечивающей и растровой микроскопии

2.11. Исследования методом атомно-зондовой томографии (АЗТ)

Заключение по Главе

3. Особенности формирования структуры и комплекса свойств Сг-М-Мо-У корпусных сталей. Способы улучшения служебных и технологических свойств. Разработка референтной корпусной стали для ВВЭР перспективных проектов в рамках базового

состава стали 15Х2НМФА-А и основ сквозной технологии ее производства

3.1. Факторы, влияющие на служебные характеристики сталей корпусов реакторов ВВЭР (анализ проведен И.В. Федотовым и С.И. Марковым)

3.1.1. Факторы, влияющие на кратковременные и длительные характеристики прочности69

3.1.1.1. Кратковременные прочностные характеристики

3.1.1.2. Характеристики длительной прочности

3.1.2. Факторы, влияющие на температуру хрупко-вязкого перехода

3.1.3. Механизмы охрупчивания сталей КР

3.1.3.1. Факторы, влияющие на проявление упрочняющего механизма радиационного охрупчивания

3.1.3.1.1. Особенности образования радиационных дефектов

3.1.3.1.2. Особенности образования преципитатов

3.1.3.1.3. Факторы, влияющие на проявление неупрочняющего механизма охрупчивания 77 3.3. Разработка референтной корпусной стали для ввэр перспективных проектов в рамках базового состава стали 15Х2НМФА-А и основ сквозной технологии ее производства

3.3.1 Исследование влияния содержания марганца и кремния на структуру, механические свойства и радиационную стойкость сталей семейства 15Х2НМФА

3.3.2 Исследование влияния сбазового состава на комплекс свойств сталей семейства 15Х2НМФА

3.3.3 Компьютерное моделирование фазового состава референтной стали

3.4. Разработка способа производства высококачественных сталей, обеспечивающего снижение загрязненности сталей неметаллическими включениями при благоприятной морфологии остаточных НВ

3.5. Дилатометрические исследования референтной стали. Определение критических точек, исследование кинетики распада аустенита при непрерывном охлаждении и при

изотермических выдержках в диапазоне температур перлитного превращения

Выводы по главе

4. Особенности структуры и свойств референтной корпусной стали в различных

состояниях

4.1. Результаты механических испытаний в исходном состоянии

4.2 Структурные исследования

4.2.1. Характеристики зеренной и субзеренной структуры

4.2.2. Исследования дислокационной структуры

4.2.3. Состояние границ зерен

4.2.4. Выделения вторых фаз

4.2.4.1. Карбидные и карбонитридные выделения

4.2.4.2 Неметаллические включения

4.4. Результаты механических испытаний после охрупчивающей обработки

4.5 Фрактографические исследования изломов образцов после испытаний на ударный изгиб

4.6 Фрактографические исследования изломов образцов после испытаний на вязкость разрушения

4.7 Результаты исследований и испытаний стали 15Х2НМФА-А(М) после облучения при 330°C

4.7.1 Результаты механических испытаний материалов ОМ-1 и после облучения при 330°C

4.7.2 Результаты структурных исследований

Заключение по главе

5. Освоение производства крупногабаритных ступенчатых поковок из референтной стали. Оптимизация технологии термической обработки. Сварочные материалы и технологии сварки

5.1 Изготовление опытных сварных соединений элементов корпусов ЯР ВВЭР-С переменного сечения (толщиной до 300 мм), изготовление образцов и заготовок образцов

5.2 Испытания кратковременных свойств образцов из опытных ступенчатых поковок

и образцов сварных соединений в исходном состоянии согласно ПМ испытаний

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

ОБОЗНАЧЕНИЯ И СОКРАЩЕНИЯ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

ВВЕДЕНИЕ

Автор выражает глубокую благодарность своему учителю, д.т.н., доценту

С И. Маркову, В С. Дубу, А.В. Дубу, коллективу АО «НПО «ЦНИИТМАШ»,

сотрудникам НИЦ «Курчатовский Институт», ФГАОУ ВО «УрФУ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина», ООО «ОМЗ-Спецсталь», Филиал АО «АЭМ-технологии» «Ижора».

В настоящей диссертационной работе представлены результаты исследований выполненых в период 2013-2022 гг. в рамках проведения следующих работ:

■ Договор № 12490.11.00.ХД.04 от 26.12.2012 «Совершенствование сквозного технологического процесса производства заготовок корпуса реактора типа ВВЭР-ТОИ и системы контроля их качества»

■ Соглашение № 14.579.21.0060 от 20 октября 2014 г. "Разработка композиции и технологии изготовления высокопрочной, радиационностойкой и теплостойкой стали с оптимизированной наноструктурой для перспективных ядерных реакторов"

■ Договор № Н.4щ.241.09.22.1130 от 02.09.2022 «Разработка материалов, технологий для корпусов и внутрикорпусных устройств реакторов типа ВВЭР СКД. Разработка технологий производства корпусов реакторов типа ВВЭР С. Этап 2022 года»

Параллельно с разработкой референтной корпусной стали велись работы по разработке инновационной высокопрочной стали для ВВЭР со сверхкритическими параметрами теплоносителя (ВВЭР-СКД), а так же сварочных материалов и технологий сварки.

Представленные работы, исследования и испытания выполнены на научной и производственной базе ГНЦ «Научно-производственное объединение «Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения» (АО «НПО «ЦНИИТМАШ»), НИЦ «Курчатовский Институт», ФГАОУ ВО «УрФУ имени первого Президента России Б.Н. Ельцина», ООО «ОМЗ-Спецсталь», Филиала АО «АЭМ-технологии» «Ижора».

Настоящим заявляется, что представленные в диссертационной работе данные получены автором лично или в составе научного коллектива, кроме специально оговоренных случаев. Диссертационная работа не содержит сведений, составляющих государственную или коммерческую тайну. Автор заявляет об отсутствии конфликта интересов.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Влияние материаловедческих и технологических факторов на структуру и комплекс свойств корпусных Cr-Ni-Mo-V сталей и разработка референтной стали для перспективных ВВЭР»

Актуальность темы исследования

На протяжении последних 30 лет мировое энергопотребление растет в среднем на 3% в год, в основном за счет развивающихся стран. Лидерами по росту энергопотребления являются Китай, Индия и страны Азиатско-Тихоокеанского региона.

Ограниченность доступных гидроресурсов и запасов ископаемого топлива, дороговизна и нестабильность генерации на альтернативных и возобновляемых источниках энергии для промышленных целей в долгосрочной перспективе диктуют необходимость увеличения доли генерации за счет ядерной энергетики в промышленно развитых и развивающихся странах.

Однако, современная ядерная энергетика, базирующаяся почти исключительно на тепловых энергоблоках, имеет ряд существенных недостатков, главными из которых служит ограниченность запасов урана и235 запасы которого оцениваются в 40-150 лет в зависимости от сценария развития энергетики, низкий термический КПД (30-33%), недостаточный ресурс, значительное количество высоко- и среднеактивных отходов, переработка и захоронение которых является самостоятельной проблемой.

Увеличение эффективности и надежности атомной энергетики требует разработки и ввода в эксплуатацию новых ЯР с быстрым и быстро-резонансным спектором нейтронов, сочетающих лучший термический КПД, более эффективное использование ядерного топлива, возможность работы как в открытом, так и в замкнутомв замкнутом топливном цикле (коэффициент воспрозводства ~0.8,), длительный ресурс (80+ лет) и лучшую надежность со снижением экологической нагрузки. Одним из перспективных типов ЯР являются ВВЭР со спектральным регулированием. Разработка данных реакторов сопряжена с решением целого ряда конструкторских, технологических и материаловедческих задач, одной из которых является обеспечение перспективных ВВЭР высоконадежными и высокоресурсными корпусами.

Имеющиеся корпусные стали не обеспечивают изготовление корпусов перспективных ВВЭР вследствие недостаточных прочностных свойств (КП45 при 350°С). Вследствие роста температуры корпуса перспективных ЯР (с 295-327 до 330-350°С), а так же вследствие роста диаметра корпусов (для реакторов большой единичной мощности) применение имеющихся сталей требует роста сечений элементов корпуса ЯР (до 250+ мм для обечайки активной зоны ВВЭР большой единичной мощности), что приводит к росту материалоемкости проекта и увеличению веса заготовок и слитков до уровня (500+ тонн), превосходящего технологические возможности ведущих машиностроительных предприятий отрасли. К тому же, имеющиеся стали обладают ограниченной

теплостойкостью, а обеспечение требуемого ресурса (80 и более лет) и конструкционной надежности при возросших радиационных нагрузках на имеющихся корпусных сталях затруднительно.

Таким образом, перспективные ВВЭР требуют разработки и освоения производства нового поколения корпусных сталей, или модификации имеющихся сталей, обладающих повышенным комплексом свойств и значительной референтностью по составу и технологии производства.

Разработка нового поколения корпусных материалов решит задачу обеспечения всей линейки перспективных ВВЭР (включая ракторы большой мощности) высоконадежными и высокоресурсными корпусами при практически полном сохранении преемственности по технологиям и регламентам производства, монтажа, эксплуатации, оценки остаточного ресурса и другому опыту, накопленному при производстве и эксплуатации ВВЭР. При этом особенности разработанной стали позволяют оптимизировать прочностные и вязко-пластические свойства стали в зависимости от требований конкретного проекта.

Референтность по типу стали, химическому составу, технологиям производства, сварочным и наплавочным материалам, методикам испытаний и т.д. позволит значительно сократить сроки разработки и промышленного освоения, снизить объем, сроки и стоимость аттестационных испытаний а так же повысит привлекательность для инозаказчиков.

Цели и задачи исследования

Целью данной работы является разработка высокопрочной референтной унитарной корпусной стали для перспективных ВВЭР, обладающей высоким комплексом служебных и технологических свойств.

Для достижения цели были выполнены следующие задачи:

• Анализ на основе литературных данных условий эксплуатации материалов КР перспективных ВВЭР, а также закономерностей влияния химического состава и параметров структуры на механические характеристики корпусных сталей в исходном состоянии и в условиях воздействия негативных эксплуатационных факторов;

• Разработка металловедческих, металлургических и технологических способов обеспечения одновременного улучшения прочностных и вязко-пластических свойств, а так же стойкости к тепловому и радиационному охрупчиванию для Cr-Ni-Mo-V сталей в рамках марочного состава стали 15Х2НМФА-А;

• Механические испытания и структурные исследования материала-прототипа (стали 15Х2НМФА класс 1 промышленной выплавки) и исследование вариации химического состава на механические свойства и стойкость к радиационному охрупчиванию с целью изучения высокоразрешающими методами закономерностей формирования структуры и комплекса свойств Cr-Ni-Mo-V корпусных сталей;

• Термодинамическое и кинетическое моделирование с целью предварительного выбора составов референтной стали.

• Разработка основ опытной технологии раскисления и комплексного модифицирования с целью обеспечения снижения загрязненности стали неметаллическими включениями и обеспечения их благоприятной морфологии.

• Планирование и реализация факторного эксперимента по выплавке сетки опытных составов. Испытания и исследования металла опытных плавок в исходном состоянии.. Анализ результатов, предварительный выбор состава референтной корпусной стали

• Исследования и испытания образцов референтной стали в трех состояниях: исходном, после теплового охрупчивания и после ускоренного нейтронного облучения в исследовательском реакторе ИР-8.

• Выявление влияния особенностей химического состава и структуры на механические характеристики референтной корпусной стали в результате длительного теплового воздействия и нейтронного облучения, имитирующих радиационное воздействие на КР соответствующих перспективных ВВЭР;

• Разработка технологии производства крупногабаритного макетного изделия (ступенчатой поковки).в промышленных условиях.

• Производство опытной ступенчатой поковки из референтной корпусной стали в промышленных условиях . Испытания и структурные исследования образцов металла из спупенчатой поковки.

• Разработка оптимизированной технологии, обеспечивающей получение необходимой структуры и комплекса свойств для референтной стали в условиях промышленного производства.

Научная новизна работы

• Обоснована возможность одновременного обеспечения для металла КР перспективных ВВЭР высоких прочностных и пластических характеристик, низкой критической температуры хрупкости и низких темпови термического и радиационного

охрупчивания за счет оптимизации состава и структуры сталей, их высокого металлургического качества и пониженныого содержания вредных примесей;

• Впервые разработан состав высокопрочной референтной корпусной стали, обеспечивающей категорию прочности КП50 при температуре испытаний 400°С и расчетную температуру корпуса не менее 350°С, при этом обеспечиваниется критическая температура Тк не выше минус 60°С;

• Установлено, что разработанная сталь при достаточно высоком содержании никеля (~1,5%) за счет низкого содержания вредных и примесных элементов, мелкозернистой структуры с развитой субструктурой и большой протяженности межфазных и структурных границ имеет высокую стойкость к тепловому и радиационному охрупчиванию и обеспечивает ресурс корпуса перспективного ВВЭР не менее 80 лет;

• Показана высокая эффективность влияния комбинации ВУР и комплексного модифицирования на снижение содержания неметаллических включений (вплоть до балла 0) и обеспечения благоприятной морфологии остаточных НВ (глобулярные комплексные оксисульфиды с характеристическим размером ~1 мкм), что обеспечивает высокие показатели конструкционной надежности.

Практическая значимость работы

• Разработаны принципы процесса раскисления и комплексного модифицирования высококачественных сталей, обеспечивающего резкое снижение загрязненности стали неметаллическими включениями и благоприятную морфологию и распределение остаточных НВ и обеспечивающего рост конструкционной надежности сталей.

• Разработаны основы сквозной технологии производства изделий из разработанной стали в условиях промышленной площадки, обеспечивающей благоприятную эволюцию структуры стали по всему циклу горячего передела с обеспечением высокого комплекса свойств.

• Впервые изготовлены в промышленных условиях крупногабаритные изделия из референтной корпусной стали (ступенчатые поковки), при этом обеспечено высокое металлургическое качество металла (низкое содержание вредных элементов, НВ не более балла 1.7), мелкозернистая структура (балл зерна 08) и высокие прочностные свойства КП50 при 400°С.

• С использованием оптимизированной технологии термической обработки

показана возможность получения в промышленных условиях заготовок сечением до 500 мм, обладающих мелкозернистой структурой и высоким комплексом служебных свойств.

• Для разработанной стали обоснована применимость для корпусов реакторов перспективных ВВЭР с обеспечением требуемых служебных и технологических свойств.

Степень достоверности и апробация результатов

Полученные в диссертационной работе результаты обоснованы совокупностью структурных исследований стали с использованием современных высокоразрешающих аналитических методов (просвечивающей электронной микроскопии, растровой электронной микроскопии, оже-электронной спектроскопии, атомно-зондовой томографии), и подтвержденны результатами механических испытаний. Исследования и испытания, независимо выполненные на базе НИЦ "Курчатовский институт" и ГНЦ "ЦНИИТМАШ" показали высокую степень коррелляции, что дополнительно повышает достоверность результатов работы.

Основные результаты работы опубликованы в 5 статьях в изданиях, рекомендованных ВАК / входящих в международную базу SCOPUS, а также докладывались и обсуждались на 5 научных межотраслевых и международных конференциях. Порезультатам выполнения работы получено 3 патента РФ.

Основные положения и результаты, выносимые на защиту

• Состав унитарной высокопрочной референтной стали в рамках марочного состава стали 15Х2НМФА-А, обеспечивающий категорию прочности КП50 при 400°С и критическую температуру Тк в исходном состоянии не выше минус 60°С;

• Комплексный подход к достижению высоких прочностных и вязко-пластических свойств а так же обеспечения высокой стойкости к тепловому и радиационному охрупчиванию за счет сочетания материаловедческого, металлургического и технологического подходов, оптимизации стали и обеспечения низкого содержания вредных и примесных элементов, снижения содержания неметаллических включений апм оптимизации морфологии остаточных НВ, получению мелкозернистой структуры с развитой субструктурой и эффективному дисперсионному упрочнению карбонитридами M(C,N);

• Основы технологии раскисления и комплексного модифицирования, обеспечивающие снижение содержания неметаллических включений и благоприятную морфологию остаточных НВ;

• Установленная высокая стойкость разработанной корпусной стали к тепловому и радиационному охрупчиванию, что в комбинации с исзодно низкими значениями Тк обеспечивает резурс корпуса перспективных ВВЭР не менее 80 лет.

Личный вклад автора

• Автор лично выполнил поиск в научных источниках, обобщение и анализ информации по условиям эксплуатации корпусов существующих и перспективных реакторов ВВЭР и особенностям деградации структуры и свойств, применяемых на данный момент материалов в условиях эксплуатации ВВЭР;

• Автор участвовал в выборе направлений исследований, разработке составов опытных плавок анализе результатов исследований и испытаний ;

• Автор предложил схему комплексного модифицирования корпусных сталей с целью получения мелкозернистой структуры, снижения содержания НВ, эффективного дисперсионного упрочнения и повышения радиационной стойкости.

• Автор лично участвовал в проведении исследовательских плавок, разработке режимов термообработки, изготовлении образцов.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, 5 глав, заключения и списка литературы из 190 наименований, содержит 183 страницы, 36 таблиц и 79 рисунок.

Список работ, опубликованных по теме диссертации:

Публикации в изданиях, рекомендованных ВАК РФ/включенных в базу SCOPUS:

1. Марков С.И., Дуб В.С., Лебедев А.Г., Кулешова Е.А., Баликоев А.Г., Макарычева Е.В., Толстых Д.С., Фролов А.С., Крикун Е.В. \\ Перспективные корпусные стали для реакторов со сверхкритическими параметрами теплоносителя \\ Металлы, 2016 , №5, с. 27-38

2. Марков С.И., Баликоев А.Г., Дуб В.С., Лебедев А.Г., Гурович Б.А., Крикун Е.В., Кулешова Е.А. . \\ Корпусные стали для перспективных ядерных энергетических установок. \\ Тяжелое Машиностроение, 2016, №7-8, с 2-8

3. Ромашкин А.Н., Руцкий Д.В., Толстых Д.С., Мальгинов А.Н., Эхвая Г.А., Баликоев А.Г. \\ Исследование фундаментальных закономерностей распределения химических элементов по сечению и моделирование процесса затвердевания кузнечных слитков. \\ Черная металлургия, 2016, №6, с 78-88

4. Markov, S.I., Dub, V.S., Lebedev, A.G., Balikoev A.G, Frolov, A.S., Krikun, E.V. Advanced reactor vessel steels for reactors with supercritical coolant parameters \\ Russian Metallurgy (Metally). 2016

5. E.A. Kuleshova, B.A. Gurovitch, E.V. Krikun, A.S. Frolov, D A. Maltsev, Z.V. Bukina, M.A. Saltykov, A.G. Balikoev Specific features of structural phase state and properties of reactor pressure vessel steel at elevated irradiation tempersture. Science and Technology of Nuclear installations, 2017, 12 pages

Публикации в сборниках тезисов и докладов:

1. Баликоев А.Г., Толстых Д.С., Иванов И.А., Дуб В.С. Новые корпусные материалы для перспективных ядерных реакторов // Сборник трудов, XVI Международный конгресс сталеплавильщиков и производителей металлов, Екатеринбург. 2021;

2. Иванов И.А., Дуб В.С., Шурыгин Д.А., Мальгинов А.Н., Баликоев А.Г., Соловьева М.С., Бубнёнков Б.Б., Тохтамышев А.Н., Стрижов М.А. Разработка комплекса промышленных технологий по изготовлению реактора типа ВВЭР-С, обеспечивающих ресурс эксплуатации до 80 лет // Межотраслевая научно-техническая конференция «Реакторные материалы атомной энергетики», 11-15 сентября 2023 г., Екатеринбург: тезисы докладов. - Екатеринбург, 2023. - М.: «Перо», 2023. - С. 30-31;

3. Ромашкин А.Н., Руцкий Д.В., Толстых Д.С., Мальгинов А.Н., Эхвая Г.А., Баликоев А.Г. Исследование фундаментальных закономерностей распределения химических элементов по сечению и моделирование процесса затвердевания кузнечных слитков. Сб. тезисов НТК «Эффективное производство стали». Россия, г. Москва. 26...27 апреля 2016. Москва.

4. Иванов И.А., Марков С.И., Ромашкин А.Н., Дуб В.С., Баликоев А.Г., Мальгинов А.Н., Толстых Д.С., Эхвая Г.А. Моделирование процессов термической обработки элементов корпусного оборудования АЭС с учетом краевых эффектов. XIV МНТК «Проблемы материаловедения при проектировании, изготовлении и эксплуатации оборудования АЭС «Мейнстрим-2016». Россия, г. Санкт-Петербург (Зеленогорск), ЦНИИ КМ «Прометей». 6.10 июня 2016 г

5. Марков С.И., Баликоев А.Г., Дуб В.С., Лебедев А.Г., Гурович Б.А. Кулешова Е.А. Референтная сталь 15Х2НМФАА для ВВЭР перспективных проектов. Сборник тезисов 10-ой МНТК «Обеспечение безопасности АЭС с ВВЭР». Подольск, 2017. С. 127

Полученные патенты:

1. Патент на изобретение 2773227 C1, 31.05.2022. Заявка № 2021104201 от 19.02.2021 / Теплостойкая и радиационностойкая сталь // Марков С.И., Баликоев А.Г.,

Толстых Д.С., Иванов И.А., Дуб В.С., Тахиров А.А., Петин М.М., Тохтамышев АН.;

2. Патент на изобретение 2634867 C1, 07.11.2017, Заявка № 2016151918 от 28.12.2016 «Теплостойкая и радиационно- стойкая сталь» Дуб В.С., Марков С.И., Лебедев А.Г., Ромашкин А.Н., Куликов А.П., Баликоев А.Г., Козлов П.А., Мальгинов А.Н., Толстых Д.С., Новиков С.В., Корнеев А.А., Силаев А.А., Новиков В.А.

3. Патент на изобретение 2639080 C1, 19.12.2016. Заявка № 2016151920 от 28.12.2016 «Способ производства стали» Дуб В.С., Марков С.И., Лебедев А.Г., Ромашкин А.Н., Куликов А.П., Баликоев А.Г., Мальгинов А.Н., Толстых Д.С., Новиков С.В., Корнеев А.А., Щепкин И.А., Новиков В.А.

1 ПРОБЛЕМЫ И ПЕРСПЕКТИВЫ ЯДЕРНОЙ ЭНЕРГЕТИИ. РЕАКТОРЫ ВВЭР, КОРПУСА ВВЭР. МАТЕРИАЛЫ КОРПУСОВ РЕАКТОРОВ, ОСНОВНЫЕ ТРЕБОВАНИЯ К НИМ. ДЕГРАДАЦИЯ ИХ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ПОД ВЛИЯНИЕМ НЕГАТИВНЫХ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ ФАКТОРОВ. ОБЗОР

НАУЧНЫХ ИСТОЧНИКОВ

1.1. Проблемы и перспективы ядерной энергетики

Во второй половине 20 и перввом десятилетии 21 века наблюдался устойчивый рост общего мирового энергопотребления примерно на 3% в год. Экономический кризис 2008 г. несколько снизил темпы прироста мирового энергопотребления, но, вместе с тем, увеличился прирост энергопотребления за счет развивающихся стран [1].

В настоящий момент основная доля энергетических потребностей человечества решается за счет ископаемого топлива, и, мировая энергетика ближайшие 20-30 лет сохранит преимущественно углеводородный характер. Доля ископаемого топлива в мировом потреблении первичной энергии [1] останется практически неизменной.

Прогноз энергопотребления по регионам, согласно [1] до 2040 г. представлен на рисунке 1.

2000 2005 2010 2015 2020 2025 2030 2035 2040 Рисунок 1 - Прогноз энергопотребления до 2040 г. с учетом региональных различий

[1]

Таким образом, наибольший прирост энергопотребления ожидается за счет развитых и развивающихся стран Азии. Следует отметить, что эти рынке наименее подвержены влиянию коньюктурных политических, "экологических" и т.д. факторов.

Однако, неизбежное повышение цен на энергоносители вследствие роста энергопотребления и исчерпания экономически приемлемых к разработке запасов ископаемого топлива и активно продвигаемая тема уменьшения "углеродного следа" должно неизбежно привести к необходимости преимущественного обеспечения энергопотребностей за счет других источников.

Особенно важное значение имеет анализ генерации и потребления электроэнергии. Так, на рисунке 2. представлен базовый сценарий производства электроэнергии по видам топлива в мире согласно [1].

ТВт*ч 50000 45000 40000 35000 30000 25000 20000 15000 10000 5000

ill

Jliiil

I Биоэнергия Другие ВИЭ Гидроэнергия I Атомная энергия I Уголь Газ

I Нефть

2000 2005 2010 2015 2020 2025 2030 2035 2040 Рисунок 2 - Базовый сценарий производства электроэнергии по видам топлива в мире [1]

Следует отметить, что по результатам переоценки экономически целесообразных к разработке месторождений газа (включая сланцевый) возможно снижение доли энергии вырабатываемой за счет сжигания газа и необходимости компенсации этого фактора за счет использования других источников энергии, в первую очередь, атомной. Кроме того, необходимо учитывать экономические, логистические и политические риски, которые могут оказать влияние на доступность и стоимость ископаемого топлива.

Ресурсная база "большой" гидроэнергетики в развитых странах исчерпана практически полностью, в развивающихся странах ввод крупных мощностей гидроэлектростанций ограничен ввиду высоких капитальных затрат, отрицательных экономических и экологических последствий, сопутствующих крупным ГЭС. Альтернативные источники энергии, включая солнечную, ветровую, приливную и т.д. имеют высокую стоимость генерации единицы энергии, малую устанавливаемую мощность. К тому же, их использование сопряжено с рядом организационных сложностей и часто создает экологическую нагрузку больше, чем "традиционная" энергетика. Опыт

развитых стран Европы показал, что бурное развитие генерации с использованием альтернативных источников энергии в начале 21 века стало возможно лишь благодаря беспрецедентным мерам государственной поддержки и сошло практически на нет после их отмены. Средний коэффициент использования установленной мощности для "альтернативной" генерации в Европе находится в диапазоне 12-15%. Таким образом, в большинстве развитых возможности обеспечения энергетических потребностей за счет альтернативных источников энергии исчерпаны или ограничены. Поэтому, несмотря на ряд фундаментальных проблем, развитие атомной энергетики остается единственным реальным путем обеспечения растущего энергопотребления в развитых и некоторых развивающихся странах.

На рисунке 3 представлен прогноз генерации а мощностях атомной энергетики по регионам.

Рисунок 3 - Прогноз генерации на мощностях АЭ по регионам [ 1]

Таким образом, в среднесрочной и долгосрочной перспективе, атомная энергетика не имеет значимых альтернатив для обеспечения растущих энергетических потребностей человечества. Для более эффективного и безопасного использования атомной энергии должен быть решен целый ряд принципиальные вопросов, связанных со строительством,

использованием и выводом из эксплуатации объектов ядерной энергетики. Наиболее важные направления развития атомной энергетики можно охарактеризовать, как:

1. Увеличение эффективности использования ядерного топлива

2. Снижения уровня капитальных затрат

3. Увеличение надежности и безопасности

4. Снижение экологической нагрузки.

Отдельно стоят вопросы ядерной безопасности и поддержания режима нераспространения.

Существующие атомные реакторы имеют низкий КПД (до 33%), создают большое количество высокоактивных отходов (ОЯТ, технологические и конструкционные материалы), имеют ограниченный ресурс (до 60 лет) и т.д.

К тому же, подавляющее большинство эксплуатируемых ядерных энергетических установок имеет зоны на тепловых нейтронах, что позволяет использовать в качестве ядерного топлива только И235, промышленные запасы которого ограничены и в различных сценариях развития ядерной энергетики могут обеспечить ее потребности п перспективе 40-150 лет.

Комплексное решение этих проблем возможно только при разработке и вводе в эксплуатацию ядерных энергоблоков с реакторами новых типов. В настоящее время основными тенденциями, определяющими развитие перспективных ядерных реакторов являются:

1. Повышение термического КПД.

2. Увеличение эффективности использования ядерного топлива и замыкание ядерного топливного цикла.

3. Диверсификация единичной мощности в рамках семейства ЯР и возможность эффективного маневрирования мощностью.

4. Снижение материалоемкости, капитальных и эксплуатационных расходов.

5. Повышенная надежность и безопасность в течение всего срока эксплуатации.

6. Расчетный ресурс не менее 60 лет с возможностью его продления до 80-100 и более лет.

Таким образом, новые энергетические реакторы должны быть созданы с использованием технических решений, обеспечивающих комплексное повышение эффективности, надежности и безопасности при сохранении значительной референтности по техническим, материаловедческим и технологическим решениям.

1.2. Реакторы ВВЭР, корпуса ВВЭР

Одним из наиболее перспективных направлений развития ядерной энергетики является разработка и ввод в эксплуатацию перспективных корпусных водо-водяных ядерных реакторов (ВВЭР) .

Реакторы типа ВВЭР на данный момент являются наиболее распространенным типом ядерных энергетических установок в РФ и составляют основу отечественной ядерной генерации [2]. На середину 2023 года в России эксплуатируется 22 реактора типа ВВЭР, которые представлены реакторами 1 поколения типа ВВЭР-440 (5 энергоблоков), ВВЭР-1000 2 поколения (13 энергоблоков), ВВЭР-1200 3 поколения (4 энергоблока), а также сооружаемыми реакторами проекта ВВЭР-ТОИ на базе ВВЭР-1300 [3]. Эксплуатируемые и сооружаемые реакторы ВВЭР представляют собой эволюционную цепочку развития технологии ВВЭР в направлении повышения эффективности, безопасности и увеличения мощности.В таблице 1 приведены сравнительные характеристики отечественных реакторов ВВЭР [4]

Таблица 1 - Характеристики реакторов ВВЭР и их корпусов [4]

Характеристика Тип реактора

ВВЭР-440 ВВЭР- 1000 ВВЭР-1200 (АЭС-2006) ВВЭР-1300 (ВВЭР-ТОИ)

Мощность тепловая/электрическая, МВт 1375/440 3000/1000 3200/1200 3300/1300

КПД, брудто % 30 32 36 38

Температура теплоносителя на входе/выходе из АЗ, X 269/300 289/321 298,1/329,5 297,6/329,1

Давление на выходе из АЗ, МПа 12,5 15,7 16,2 16,2

Внутренний диаметр корпуса, мм 3560 4150 4250 4250

Толщина стенки обечайки АЗ, мм 140 192,5 197,5 197,5

Проектный/(продленный) срок службы, лет 30 (60) 40 (60) 60 (80) 60 (80)

Проектный флюенс, 1 л23 -2 10 м ~(20-24) ~(4-6) ~4 ~4

Анализ таблицы 1 показывает, что эволюция реакторов ВВЭР сопровоздалась повышением параметров теплоносителя и увеличением габаритных размеров и сечений представительных элементов ЯР (обечаек активной зоны). С конструкционной и технологической точки зрения имеется тенденция к укрупнению элементов корпусов за счет отказа от сварных швов (штампованные патрубки, единая патрубковая обечайка,

удлиненная обечайка активной зоны реактора ВВЭР-ТОИ ), что упрощает конструкцию, повышает надежность и ресурс корпуса ЯР за счет выноса сварных швов из зоны облучения, сокращает сроки изготовления однако неизбежно приводит к увеличению веса поковок и кузнечных слитков. [5]

Корпус ЯР типа ВВЭР представляет собой крупный толстостенный сосуд высокого давления, вмещающий в себя все внутрикорпусное оборудование ЯР, активную зону с ядерным топливом, элементы управлени и защиты и т.д.. Корпус реактора состоит из нескольких обечаек, крышки и днища, соединенных сваркой или имеющих разъемные соединения. На внутреннюю поверхность корпуса нанесена толстослойная коррозионно-стойкая направка. К корпусу реактора присоединяются различные трубопроводы, агрегаты, приводы и т.д.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Баликоев Алан Георгиевич, 2023 год

// V // у

-- Т^Г.—■ - О /

О 0,10 0,20 0,30 0,40

Содержание кремния, %

Лабораторные (о) и технические (•) плавки (а) Лабораторные (20 кг) и промышленные (50 т) слитки (б) Рисунок 14 - Влияние кремния на смещение температуры хрупко-вязкого перехода

(А¥АТТ) при охрупчивании

Рассчитанные термокинетические диаграммы охрупчивания позволяют прогнозировать развитие хрупкости &-№-Мо^ конструкционных сталей различного состава не только при термической обработке, но и в широком диапазоне температур и выдержек при длительной эксплуатации. Представляет практический интерес определить расчетным путем охрупчивание стали 15Х2НМФА в зонах патрубковой обечайки корпуса реактора, где оно может проявиться в наибольшей степени, так как температура эксплуатации корпуса реактора в этой области максимальна и составляет до 330оС. В тоже время для металла обечаек зоны патрубков расчетная допустимая критическая температура хрупкости металла — самая низкая по сравнению с другими элементами корпуса, так как при наступлении проектной аварии происходит термический удар от

заливаемой через верхнюю и нижнюю обечайки зоны патрубков холодной воды, вызывающей максимальный температурный градиент.

О

о

к

I- 100

5

50

0,28-0,33 HSi

S-I — 0,20-0,2; 0,06 -С %Si X • ,13% Si

О 50 100 150 200 250 300

Содержание примесей (As + Sb + Sn), ррт

О

о

£100 г

50

200-280 ррт (As + Sb + Sn) 160-190 ррт

# ^ / t / / '30-60ррт

0 0,10 0,20 0,30 0,40

Содержание кремния, %

Рисунок 15- Влияние примесей цветных металлов (As, Sb, Sn) и кремния на смещение температуры хрупко-вязкого перехода (ÁFATT) при охрупчивании

Расчетные диаграммы, охватывающие временной период до 1 млн. часов при температурах 320-330оС, показывают: повышение концентрации никеля до 2% в стали 15Х2НМФА с 0,003% фосфора не усиливает ее охрупчивание. Расчет для патрубковых обечаек ВВЭР-ТОИ выполненный для случая максимально допустимых по техническим условиям содержаний фосфора (0,005%), никеля (1,5%) и температуры теплоносителя 330оС. В этом случае сдвиг ДТк, обусловленный термическим воздействием в течение 500000 часов, не превышает 10оС, для 1 млн. часов ДТк равен 15оС.

Многие исследователи отмечают взаимодействие между охрупчивающим влиянием кремния и фосфора, марганца и фосфора.

Однозначного мнения относительно охрупчивающего влияния кремния и марганца пока не существует. После того как с помощью высокочувствительного Оже-спектра удалось обнаружить сегрегации этих элементов на границах зерен, ряд исследователей предположили, что охрупчивающее действие кремния и марганца обусловлено их зернограничной сегрегацией. Причем данные элементы сегрегируя на границы зерен, сами способны усиливать охрупчивание, либо усиливают охрупчивающее действие примесей типа фосфора, повышая их склонность к сегрегации (рисунок 16). Ряд авторов считает, что кремний и марганец увеличивают долю границ зерен, адсорбирующих фосфор, не повышая при этом концентрацию фосфора на охрупченных границах.

0,10 0,20 0,30

Содержание кремния в стали [Б] %

Рисунок 16 - Зависимость зернограничной сегрегации фосфора от содержания кремния в

металле

Наряду с моделью "совместной" сегрегации примесей и легирующих элементов распространение получила модель "конкурентной" сегрегации, в определенной степени противоречащей вышеизложенной.

Так имеются данные по "конкурентной" сегрегации кремния и фосфора, согласно которым концентрация кремния по границам зерен в охрупченном состоянии возрастает с повышением содержания кремния и снижается при увеличении содержания фосфора. С другой стороны, концентрация фосфора снижается с ростом содержания кремния, причем,

с повышением содержания фосфора степень зависимости от кремния возрастает (рисунок 17).

Таким образом, кремний и фосфор являются конкурентами при зернограничной сегрегации: увеличение содержания одного из них в стали приводит к увеличению сегрегации другого. Следует отметить, что эти данные противоречат данным, приведенным на рисунке 18, где при исследовании охрупченных образцов методом Оже-спектроскопии было установлено повышение концентрации фосфора на поверхности излома с увеличением концентрации кремния в стали. При этом кремния на поверхности излома обнаружено не было. Здесь же было показано, что содержание кремния выше 0,25% и фосфора выше 0,01% в стали типа 25ХН3МФА вызывает сильное охрупчивание материала, причем главным параметром, влияющим на АТк (Д¥ЛТТ), то есть на отпускную хрупкость, является содержание кремния в стали.

Таким образом, можно констатировать, что обсуждаемые элементы оказывают существенное влияние на процессы массопереноса в твердом металле при термодеформационном цикле. Однако, совершенно не ясно, почему такие различные элементы как фосфор, цветные примеси, кремний, марганец и даже алюминий участвуют в этих процессах совместно.

О

о

140

г

ЁГ юо 60 20 -20 -60 - 100

0.015% Р

0,002% Р

о

0,2

0,4 0,6 0,8 Содержание кремния, %

Рисунок 17 - Влияние фосфора на отпускную хрупкость СгММо стали (ступенчатое

охлаждение)

Рисунок 18 - Влияние кремния на долю кремния ISi /IFe (а) и фосфора IP /IFe (б)

на межфазной границе

Одновременно с отпускной хрупкостью существует проблема термического старения корпусных сталей в процессе эксплуатации, которая является весьма актуальной при решении вопросов, связанных с повышением надежности и долговечности ответственных деталей энергетических установок. Кинетические кривые «свойство -время старения» (см. рис 17) характеризуются двумя стадиями. На первой стадии происходит охрупчивание стали, сопровождающееся повышением прочностных и падением пластических свойств. На второй стадии наблюдается возврат указанных свойств.

150

* [00

I

d 50

£ <

о

So /

0 ° /о

о oo / о

о fts о

о 0 о °

о . о

11—3 .в for luperctam roonotolock LP tolot f-orging» ]

50 100 150

J-füctw, (Si+Mn) X(F4Sn) X 10,000

200

Рисунок 19 - Взаимосвязь между /-фактором и степенью охрупчивания (АРАТТ) поковки ротора низкого давления из стали 3.5%NiCrMoV

Старение при 350°С продолжительностью 10 000 часов не влияет на фазовый состав карбидов. Наряду с этим на первой стадии число карбидных частиц увеличивается, на второй - наблюдается их рост и коагуляция. Статистический анализ размеров карбидных выделений показывает, что области максимального охрупчивания соответствует минимальный средний размер частиц. Можно предположить, что первая стадия старения связана с образованием карбидных выделений на дислокациях как местах облегченной диффузии углерода, а вторая - с последующей их коагуляцией и ростом.

Проблема охрупчивания под действием нейтронного облучения является одной из важнейших при разработке новых сталей для корпусов атомных реакторов. Как показали структурные исследования, облучение корпусных сталей в условиях, характерных для существующих ВВЭР, приводит к ряду изменений в этих материалах:

- появление радиационных дефектов;

- радиационно-индуцированное образование различных выделений и примесно-вакансионных кластеров;

- радиационно-ускоренное образование сегрегаций примесей по границам зерен и межфазным границам и/или на радиационных дефектах.

Образовавшиеся в результате облучения дефекты и фазовые выделения могут служить эффективными стопорами дислокаций, вызывая упрочнение материала, что проявится в повышении предела текучести облученного материала. Как следствие, это приводит увеличению температуры вязко-хрупкого перехода. Образование сегрегаций примесей на границах зерен и межфазных границах приводит к ослаблению межзеренной когезии и облегчению зарождения и распространения трещин, вследствие чего ухудшается трещиностойкость стали и, соответственно, повышается температура вязко-хрупкого перехода, при этом предел текучести материала остается неизменным.

Причиной радиационного упрочнения корпусных сталей является образование преципитатов, а также радиационных дефектов: мелких пор и дислокационных петель.

В корпусных сталях с высоким содержанием меди образуются радиационно-индуцированные фазы-меднообогащенные преципитаты. Атомы меди при ее концентрации выше пределов растворимости (~>0,1 мас.%) находятся в стали в состоянии пересыщенного твердого раствора. Поскольку на образование преципитатов медь расходуется из матрицы, со временем её концентрация в матрице сплава достигает равновесной, и плотность преципитатов перестает расти, хотя их размер продолжает увеличиваться.

10- ю3 10"

Рисунок 20 - Зависимости изменения температур хладноломкости (Т6 и Т50), относительного удлинения (5), предела текучести (о0;2) и коэрцитивной силы (Нс) от времени старения при 350°С для стали 15Х2НМФА

В корпусных сталях с низким содержанием меди (<0,09%) в присутствии никеля и марганца образуются радиационно-индуцированные фазы-№-Мп-обогащенные преципитаты. Зарождение №-Мп преципитатов происходит гораздо медленнее зарождения Си преципитатов, из-за низкой энергии их связи, поэтому такие преципитаты называют «поздними» фазами. Плотность №-Мп преципитатов растет на протяжении

всего времени облучения. Так, для сталей корпусов ВВЭР-1000 15Х2НМФА-А с низким

содержанием меди (<0,08%) и заметным содержанием никеля (1,0-1,5%) радиационное

упрочнение монотонно увеличивается с ростом флюенса быстрых нейтронов. В одном из

исследований были проведены исследования влияния содержания никеля и марганца на

радиационную стойкость низколегированных сталей, облученных при температуре 239°С

18 2

до дозы 0,018 сна (флюенс около 3 10 см-). Показано, что повышение содержания

никеля от 2,89 до 3,53 мас.% практически не влияет на уровень радиационного

упрочнения низколегированной стали, в то время как увеличение содержания марганца от

0,02 до 0,3 мас% приводит к заметному увеличению твердости облученной стали.

Предполагается, что Mn имеет важное значение при формировании М^п преципитатов в

высоконикелевых сталях при облучении. Следует отметить, что, поскольку температура

облучения была достаточно низкой по сравнению с температурой эксплуатации корпусов

18 -2

реакторов ВВЭР (~ 300°С) и флюенс нейтронов также был невысоким (~10 см- ), вероятно, М^п преципитаты, как поздние фазы, в таких условиях только начали образовываться, и поэтому радиационное упрочнение исследованных сталей было незначительным. В другой работе показано, что содержание никеля оказывает заметное влияние на радиационное охрупчивание низколегированных неочищенных по примесям

^=0,004-0,010 мас.% ^=0,01-0,07 мас.% S=0,003-0,007 мас.% ^=0,4-1,1 мас.%) сталей,

20 2

облученных до флюенса 10 см- . Стали с пониженным содержанием никеля (0,25-0,66) мас.% обладают лучшей радиационной стойкостью по сравнению со сталями, содержащими 1,18 мас.% № и ~0,5 мас.% Mn, что объясняется как меньшим вкладом в радиационное охрупчивание упрочняющего механизма (более низким темпом нарастания плотности преципитатов), так и неупрочняющего механизма (меньшим уровнем зернограничных сегрегаций фосфора) по мере увеличения флюенса быстрых нейтронов при облучении.

Cвой вклад в радиационное упрочнение, кроме фазовых выделений, вносит и

образование под облучением дислокационных петель, плотность и размер которых растет

с увеличением дозы облучения. Однако этот вклад становится преобладающим только при

20 -2

больших флюенсах (>10 см- ) и относительно низких температурах облучения..

Проведенные методами позитронно-аннигиляционной спектроскопии исследования показали, что образующиеся под облучением вакансионные кластеры также дают некоторый вклад в общее радиационное упрочнение низколегированных сталей.

Таким образом, вклад в радиационное упрочнение дают три типа стопоров дислокаций: дислокационные петли, преципитаты и мельчайшие вакансионные кластеры. При этом основными упрочняющими объектами становятся преципитаты, благодаря их

самой высокой плотности, которая компенсирует относительно малую эффективность данного типа барьеров.

К неупрочняющим механизмам радиационного охрупчивания относится образование зернограничных и межфазных сегрегаций примесей, в первую очередь, фосфора.

В ряде работ показано, что увеличение содержания фосфора в низколегированных бейнитных сталях приводит к усилению зернограничной сегрегации примесей под действием облучения. Также показано, что с ростом флюенса быстрых нейтронов уровень зернограничной сегрегации фосфора монотонно возрастает.

Хром, никель, молибден и углерод также сегрегируют в границы первичных аустенитных зерен в сталях корпусов ВВЭР. При этом уровни сегрегаций никеля и хрома на границах зерен в сталях взаимосвязаны с уровнем зернограничной сегрегаций фосфора: вероятно, N1 и Сг усиливают сегрегацию фосфора.

Исследования материалов образцов-свидетелей ВВЭР-1000, характеризующихся низким содержанием фосфора и меди и отличающихся содержанием никеля, показали, что увеличение содержания никеля приводит к увеличению доли хрупкого межзеренного разрушения, что свидетельствует о большей степени охрупчивания этих материалов. В процессе облучения и длительных термических выдержек никель замещает железо в фосфидах железа в границах зерен в стали, что приводит к дополнительному снижению когезивной прочности границ и, как следствие, к охрупчиванию материала. В работе также показано, что для материалов корпусов ВВЭР-1000 содержание никеля <1,35 мас.% не оказывает значительного влияния на механические характеристики сталей, облученных

19 2

до флюенса менее 5 10 см- .

Проведенный анализ зависимостей доли хрупкого межзеренного разрушения от содержания никеля, продолжительности изотермической выдержки и дозы облучения, а также концентрации фосфора на границах зерен в образцах, подвергшихся различной по длительности изотермической выдержке, показал, что процесс образования сегрегаций примесей не прекращается на протяжении всего периода эксплуатации и зависит от содержания никеля в стали.

Экспериментальные данные показывают, что механические свойства сталей, как в исходном состоянии, так и при фиксированных условиях облучения (спектр, флюенс нейтронов, температура) в значительной степени определяется исходной структурой и составом стали, причем стали с мелкозернистой структурой менее чувствительны к облучению, чем средне- и крупнозернистые. Это объясняется тем, что при межзеренном разрушении трещины предпочтительнее проходят по границам бывших аустенитных

зерен. Образующиеся под действием эксплуатационных факторов зернограничные сегрегации примесей, в особенности фосфора, снижают когезию зерен, ещё сильнее снижая прочность границ, тем самым облегчая разрушение материала по границам зерен.

Таким образом, на склонность низколегированных сталей к радиационному охрупчиванию оказывают влияние несколько факторов, связанных с составом и структурой стали:

- уровень содержания меди (от него зависит вероятность образования возможных медных преципитатов, плотность которых влияет на уровень радиационного упрочнения стали)

- уровень содержания никеля, марганца и кремния (который оказывает влияние не только на плотность образующихся М^п преципитатов, но также на снижение когезивной прочности границ зерен)

- уровень содержания примесей, в первую очередь фосфора (от этого уровня зависит степень развития неупрочняющего механизма радиационного охрупчивания)

- размер зерен и однородность их распределения по размерам, развитость субзеренной структуры и общая протяженность структурных и фазовых границ.

Низколегированные стали, обладающие мелкозернистой структурой с равноосными зернами, максимально очищенные от примесей, исходя из вышеописанных закономерностей, должны обладать высокой стойкостью против радиационного охрупчивания в процессе облучения при температурах эксплуатации корпусов реакторов ВВЭР.

Повышенная температура оказывает заметное влияние на скорость диффузии атомов и дефектов в сплаве. Поскольку радиационное охрупчивание корпусных сталей обусловлено процессами, лимитируемыми диффузией дефектов кристаллической решетки, а также атомов легирующих и примесных элементов, температура, при которой происходит облучение, существенно влияет на процессы, происходящие в стали, и, следовательно, на радиационное охрупчивание материала.

Заключение по Главе 1

Проведенный анализ литературных данных показывает, что увеличение генерации на мощностях атомной энергетики является единственно возможным способом обеспечить возрастающие потребности развитых и некоторых развивающихся стран. Увеличение эффективности и безопасности ядерной энергетики требует разработки и ввода в эксплуатацию новых типов реакторов с большим КПД, более эффективным использованием ядерного топлива, обладающих большими ресурсом, надежностью и

безопасностью а так же создающими меньшую экологическую нагрузку. Одним из перспективных типов реакторов являются новые реакторы ВВЭР, в том числе, со спектральным регулированием (ВВЭР-С).

Показано, что особенности конструкции, изготовления эксплуатации перспективных реакторов ВВЭР, обеспечивающих их повышенные характеристики эффективности и безопасности, требуют применения соответствующих конструкционных материалов, в том числе, материалов корпуса реактора.

Рассмотрены корпусные стали, применявшиеся, применяемые и планирующиеся к применению как в нашей стране, так и в мире. Рассмотрена структура и основные особенности Cr-Ni-Mo-V корпусных сталей и основные факторы, влияющие на деградацию их структуры и комплекса служебных свойств под влиянием неблагоприятных эксплуатационных факторов.

Сделан вывод о том, что основное влияние на комплекс свойств оказывает структура стали, которая формируется по всему циклу горячего передела и зависит как от состава стали, так и от технологии ее получения.

Отмечено, что постоянное повышение металлургического качества, снижения содержания вредных элементов и неметаллических включений а так же оптимизация технологии термообработки позволило значительно улучшить комплекс служебных характеристик сталей семейства 15Х2НМФА без формального изменения базового состава стали. Таким образом, эволюционный путь совершенствования корпусных сталей является перспективным и потенциально способен обеспечить достижение еще более высоких прочностных и вязко-пластических характеристик.

В качестве конструкционного материала КР перспективных ВВЭР могут быть рассмотрены референтные материалы, имеющие состав в рамках базового состава имеющихся сталей, но с улучшенным комплексом служебных и технологических свойств, которые потенциально могут позволить обеспечить требуемый комплекс характеристик для изготовления КР перспективных реакторов ВВЭР. Однако для обоснования возможности рассмотрения данных сталей в качестве основных кандидатных материалов и их дальнейшего промышленного опробования необходимо иметь данные, характеризующие их радиационную и термической стойкости.

Таким образом, разработка и исследование референтной корпусной стали является важной задачей, решение которой позволит в каратчайшие сроки и при минимальных затратах обеспечить ВВЭР перспективных проектов высоконадежными и высокоресурсными корпусами.

2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Исследованные материалы

В работе исследованы образцы корпусных Сг-№-Мо-У сталей промышленной выплавки: (материал прототип - сталь 15Х2НМФАкласс 1 и опытная референтная сталь 15Х2НМФА-А(М)) из разных секций ступенчатой поковки и образцы металла исследовательских плавок лабораторной выплавки, как применяемые для корпусов реакторов текущих проектов, так и изучаемые в качестве кандидатных материалдов для КР перспективных ВВЭР.

Составы исследованных образцов приведены в таблицах 7-10.

Таблица 7 - Химический состав образцов исследуемого металла промышленной и лабораторной выплавки для оценки влияния состава на свойства стали 15Х2НМФА класс 1

№ С Мп Б Р Си Со Сг N1 Мо V

0П 0,16 0,29 0,45 <0,002 <0,005 0,01 0,01 2,10 1,18 0,61 0,10

1П 0,17 0,33 0,49 0,002 0,004 0,01 0,01 2,06 1,15 0,56 0,095

2П 0,16 0,37 0,05 0,002 0,004 0,01 0,01 2,11 1,14 0,60 0,092

3П 0,16 0,29 0,44 0,002 0,003 0,01 0,01 2,13 1,13 0,58 0,095

4П 0,17 0,08 0,49 0,003 0,003 0,01 0,01 2,08 1,15 0,58 0,097

6П 0,10 0,03 0,55 0,003 0,003 0,01 0,01 2,06 1,19 0,61 0,100

0П - металл промышленной плавки стали 15Х2НМФА класс 1.

3П - металл лабораторной плавки по химическому составу идентичный металлу «0П».

Таблица 8 - Заданный (верхняя графа) и актуальный (нижняя графа) составы металла лабораторной выплавки. В графе "другие" указан только актуальный состав_

Сталь Состав

№ Код состава С Мп Сг N1 Мо V Другие

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10

1К База 0,14 0,15 0,35 2,0 1,25 0,5 0,1

калибровочная 0,21 0,24 0,46 1,96 1,28 0,52 0,10

2К База + 0,03 0,14 0,15 0,35 2,0 1,25 0,5 0,1 0,0025В 0,01У 0,0152г

калибровочная 0,19 0,25 0,43 2,03 1,27 0,54 0,10

3К База + 0,06 0,14 0,15 0,35 2,0 1,25 0,5 0,1 0,005В 0,01У 0,012г

калибровочная 0,19 0,24 0,43 2,06 1,29 0,52 0,09

1 База 0,14 0,15 0,35 2,0 1,25 0,5 0,1

0,17 0,36 0,47 2,01 1,33 0,52 0,095

2 База + 0,03 0,14 0,15 0,35 2,0 1,25 0,5 0,1 0,0025В 0,01У 0,012г

015 0,16 0,33 2,05 1,27 0,55 0,10

Продолжение таблицы 8

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10

3 База + 0,06 0,14 0,15 0,35 2,0 1,25 0,5 0,1 0,005B 0,02Y 0,0^Г

0,15 0,16 0,31 1,98 1,26 0,53 0,10

4 C+Cr+Ni+Mo+ 0,17 0,16 0,15 0,21 0,35 0,32 2,5 2,52 1,5 1,56 0,7 0,74 0,1 0,10 -

5 C-Cr+№+Mo- 0,11 0,15 0,35 2,5 1,5 0,3 0,1

0,10 0,18 0,31 2,52 1,53 0,34 0,10

6 C+Cr-№+Mo- 0,17 0,15 0,35 1,5 1,5 0,3 0,1

0,16 0,17 0,30 1,52 1,57 0,35 0,10

7 C-Cr-Ni+Mo+ 0,11 0,15 0,35 1,5 1,5 0,7 0,1

0,13 0,19 0,31 1,54 1,58 0,35 0,10

8 C+Cr+Ni-Mo- 0,17 0,15 0,35 2,5 1,0 0,3 0,1

0,18 0,16 0,30 2,52 1,08 0,37 0,09

9 C-Cr+Ni-Mo+ 0,11 0,15 0,35 2,5 1,0 0,7 0,1

0,12 0,22 0,34 2,42 1,06 0,78 0,10

10 C+Cr-Ni-Mo+ 0,17 0,15 0,35 1,5 1,0 0,7 0,1

0,17 0,19 0,33 1,50 1,08 0,72 0,09

11 C-Cr-№-Mo- 0,11 0,15 0,35 1,5 1,0 0,3 0,1

0,13 0,19 0,35 1,47 1,08 0,36 0,10

12 15Х2НМФА-А 0,16 0,30 0,40 2,1 1,20 0,6 0,1

0,14 0,14 0,42 2,04 1,25 0,57 0,10

13 15Х2МФА-А 0,17 0,26 0,36 2,89 0,37 0,71 0,25 0,00Ш

0,17 0,16 0,38 2,80 0,43 0,69 0,24 0,055№

23 Референтная 0,16 0,155 0,18 0,20 0,35 0,30 2,25 2,23 1,45 1,48 0,65 0,66 0,11 0,12 0,03Pr - Zr

25 Референтная изм. 0,16 0,18 0,18 0,20 0,35 0,30 2,25 2,23 1,45 1,48 0,65 0,66 0,12 0,12 0,03Pr 0,0^Г 0,06№

Таблица 9 - Химический состав и особенности технологических плавок

Сталь Отшихтовано/получено

№ Описание С* Si* Mn* & № Mo V №

1Т Стандартная, Армко - железо раскисление алюминием 0.06% 0,16 0,15 0,30 0,35 0,60 0,59 2,25 2,22 1,45 1,49 0,60 0,64 0,12 0,12 0,05 0,05

2Т Армко - железо раскисление Л1 0.03%, Zr 0.05, ММ- 0.06 0,19 0,16 0,30 0,36 0,60 0,59 2,25 2,29 1,45 1,52 0,60 0,66 0,12 0,12 0,05 0,04

3Т Армко - железо без зачистки поверхности 0,19 0,14 0,30 0,32 0,60 0,59 2,25 2,20 1.45 1.46 0,60 0,65 0,12 0,12 0,05 0,05

раскисление Al 0.03%, Zr 0.05% ММ- 0.06%

Продолжение таблицы 9

4Т Железо ЖР раскисление Al 0.03%, Zr 0.05%, ММ- 0.06% 0,25 0,16 0,30 0,32 0,60 0,63 2,25 2,30 1,45 1,49 0,60 0,62 0,12 0,12 0,05 0,05

5Т Армко - железо раскисление Al 0.03%, Zr 0.05%, ММ- 0.06% Низкий углерод 0,08 0,05 0,30 0,31 0,60 0,56 2,25 2,22 1,45 1,49 0,60 0,64 0,12 0,11 0,05 0,04

6Т Армко - железо раскисление Al 0.06%, Zr 0.00%, ММ- 0.00% 0,19 0,15 0,30 0,37 0,60 0,62 2,25 2,28 1,45 1,52 0,60 0,66 0,12 0,12 0,05 0,05

7Т Армко - железо раскисление Al 0.00%, Zr 0.07%, ММ- 0.07% 0,19 0,17 0,30 0,33 0,60 0,61 2,25 2,24 1.45 1.46 0,60 0,62 0,12 0,11 0,05 0,04

8Т Армко - железо раскисление Al 0.03%, Ti 0.07%, ММ- 0.00% 0,19 0,17 0,30 0,36 0,60 0,65 2,25 2,32 1,45 1,49 0,60 0,62 0,12 0,12 0,05 0,05

9Т Армко - железо раскисление Al 0.03%, Ti 0.05%, ММ- 0.06% 0,19 0,17 0,30 0,33 0,60 0,61 2,25 2,24 1.45 1.46 0,60 0,62 0,12 0,11 0,05 0,04

10Т Армко - железо раскисление Al 0.03%, Zr 0.05%, Pr- 0.06% 0,19 0,15 0,30 0,34 0,60 0,60 2,25 2,22 1,45 1,47 0,60 0,63 0,12 0,12 0,05 0,04

11Т Армко - железо раскисление Al 0.06%, Zr 0.00%, ММ- 0.00% Разливка на воздухе 0,19 0,17 0,30 0,33 0,60 0,61 2,25 2,24 1.45 1.46 0,60 0,62 0,12 0,11 0,05 0,04

12Т Армко - железо раскисление Al 0.00%, Zr 0.07%, ММ- 0.07% Разливка на воздухе 0,19 0,16 0,30 0,30 0,60 0, 59 2.25 2.26 1,45 1,49 0,60 0,65 0,12 0,12 0,05 0,05

13Т Армко - железо раскисление Al 0.03%, Ti 0.07%, Pr- 0.00% 0,19 0,15 0,30 0,32 0,60 0,59 2,25 2,30 1,45 1,52 0,60 0,62 0,12 0,12 0,05 0,04

14Т Армко - железо раскисление Al 0.03%, Zr 0.05%, 0,19 0,30 0,60 2,25 1,45 0,60 0,12 0,05

Рг- 0.06% 0,16 0,32 0,62 2,26 1,50 0,64 0,12 0,05

Таблица 10. Химический лабораторных плавок референтной стали

Наименование Содержание химических элементов, % масс.

№ плавки Направление С N1 Сг Мо V № Мп Р Б

103 15Х2НМФА-А(М) 0,15 1,50 2,22 0,69 0,10 0,09 0,34 <0,005 0,003

126 15Х2НМФА-А(М) 0,13 1,45 2,14 0,50 0,11 <0,01 0,30 <0,005 0,003

123Е 15Х2НМФА-А(М) 0,11 1,58 2,28 0,71 0,12 0,09 0,32 0,004 0,002

Таблица 11 - Химический состав стали 15Х2НМФА-А(М) промышленной выплавки

Сталь 15Х2НМФА-А(М) Химический состав стали 15Х2НМФА-А(М), % масс

С Мп Б Р Сг N1 Мо V А1 Си № гг

плавка 199313 0,14 0,33 0,27 0,002 0,005 2,26 1,47 0,67 0,11 0,015 0,05 0,07 фактический в плавке 0,010

Сталь 15Х2НМФА-А(М)представляют собой усовершенствованную. модификацию стали 15Х2НМФА-А. Данная сталь предложена в качестве кандидатного материала КР перспективных ВВЭР (в том числе и ВВЭР со спектральным регулированием).

В исследованных материалах применен комплекс мер, направленных на повышение их служебных характеристик, радиационной и термической стойкости, а также технологичности за счет оптимизации легирующего комплекса и термообработки совместно с глубоким рафинированием и совершенствованием металлургии и технологии, что с одной стороны способствует совершенствованию сталей КР, но с другой стороны требует уточнения механизмов и темпов радиационного и термического охрупчивания данных сталей в связи с их отличием от традиционных материалов КР ВВЭР.

Для исследования радиационной и термической стойкости данных материалов проведены исследования в различных состояниях, включая исходное, а также после нейтронного облучения и длительного температурного воздействия, что потребовало проведения соответствующих экспериментов по ускоренному нейтронному облучению и тепловому охрупчиванию.

2.2. Ускоренное нейтронное облучение в реакторе ИР-8

При исследовании радиационной стойкости сталей КР перспективных реакторов необходимо проведение соответствующего комплекса исследований и испытаний сталей после воздействия нейтронного облучения при параметрах (температура и флюенс быстрых нейтронов) наиболее близких к предполагаемым эксплуатационным параметрам КР перспективных реакторов.

Наиболее информативным в таком случае является исследование материалов, подвергнутых нейтронному облучению в исследовательском реакторе, что позволяет за относительно короткий срок облучения достичь флюенса быстрых нейтронов близкого к проектному, достигаемому к концу срока эксплуатации реактора в течение десятков лет. Однако помимо достижения заданного флюенса быстрых нейтронов необходимо обеспечить постоянную и стабильную температуру облучения, соответствующую предполагаемой температуре эксплуатации материалов КР перспективных реакторов. Данным требованиям отвечает исследовательский реактор ИР-8 (НИЦ «Курчатовский институт»). Подготовка и проведение экспериментов по ускоренному нейтронному облучению образцов корпусных сталей, испытания и структурные исследования и обработка результатов экспериментов проведены сотрудниками НИЦ «Курчатовский институт».

Из таблицы 10 видно, что условия облучения заметно отличаются как между собой, так и от типичных условий облучения материалов КР ВВЭР. Так, например, параметры облучения близкие к эксплуатационным условиям КР перспективного ВВЭР отличаются от типичных условий облучения КР ВВЭР меньшим флюенсом быстрых нейтронов, что в данном случае связано с предполагаемым увеличенным внутренним диаметром корпуса (например, в случае ВВЭР-С повышенной мощности), по сравнению с ВВЭР-1200. Что касается параметров облучения, близких к эксплуатационным условиям перспективного ВВЭР со сверхкритическими параметрами теплоносителя, то они отличаются более высокой температурой облучения и более высокими значениями флюенсов быстрых нейтронов, что обусловлено повышенными параметрами теплоносителя и более жестким спектром нейтронов в реакторе ВВЭР-СКД, по сравнению с условиями эксплуатации КР ВВЭР.

В таблице 12 представлены условия облучения в реакторе ИР-8 исследованных материалов ОМ и МШ.

Таблица 12 - Условия облучения корпусных материалов реакторе ИР-8

Условия облучения Температура облучения, °С Флюенс быстрых нейтронов, Облученные материалы

1023 м-2 (Е>0,5 МэВ)

ВВЭР -1000 290 4,5 15Х2НМФА класс 1, опытные плавки

Перспективный ВВЭР со спектральным регулированием 330 1,2 15Х2НМФА-А(М)

1,6 15Х2НМФА-А(М)

Перспективный ВВЭР со сверхкритическими параметрами теплоносителя 400 12,0 15Х2НМФА-А(М)

Стоит отметить, что помимо облучения стали 15Х2НМФА-А(М) в условиях, приближенных к условиям эксплуатации корпуса реактора ВВЭР-С, проведенооблучение 15Х2НМФА-А(М) в условиях эксплуатации КР ВВЭР-СКД. Исследования деградации структуры и свойств материалов, облученных в нехарактерных для данных сталей условиях являются ценными с точки зрения уточнения механизмом радиационного охрупчивания сталей КР в широком диапазоне химических составов и условий облучения, что крайне полезно для возможности прогнозирования поведения различных материалов КР ВВЭР в заданных условиях эксплуатации.

2.3. Провоцирующая охрупчивающая термообработка и изотермические выдержки

Как было отмечено ранее, для сталей и сплавов железа с о.ц.к. - решеткой, к которым относятся стали КР ВВЭР, характерно развитие обратимой отпускной хрупкости второго рода, которая проявляется в обогащении границ зерен примесными атомами -сегрегации (в первую очередь фосфора). При этом наибольшие эффекты зернограничной сегрегации и отпускной хрупкости соответственно наблюдаются в результате пребывания стали в температурном интервале (400-600)°С с характерным максимумом наибольшего проявления в зависимости от состава стали. Данное явление приводит к снижению когезивной прочности границ зерен, что проявляется в сдвиге температуры вязко-хрупкого перехода и увеличению доли хрупкого межзеренного разрушения в изломах разрушенных образцов. Однако температурный диапазон проявления обратимой отпускной хрупкости и температура ее максимального проявления сильно зависят от химического состава стали, что требует определения данных характеристик для каждой стали, что является нетривиальной задачей, требующей большого количества экспериментов, занимающих длительное время.

В связи с этим специалистами НИЦ «Курчатовский институт» был разработан режим ступенчатой охрупчивающей термообработки, что позволило в заметной степени нивелировать различия в составе сталей и использовать кдиный режим охрупчивающей

ТО.. При этом для каждой температурной ступени должно быть обеспечено равенство диффузионных путей фософра, а суммарный диффузионный путь должен превышать средний размер зерна в исследованных сталях и предполагаемый диффузионный путь при эксплуатации материала КР перспективных ВВЭР при рабочей температуре (до 400°С) в течение проектного срока службы (60 лет и более).

Для этого для каждой температуры в диапазоне (460-600)°С с шагом 10°С было определено необходимое время, при котором на каждой ступени термообработки обеспечивается глубина диффузии ~2 мкм. В таблице 13 и на рисунке 21 приведен разработанный режим охрупчивающей термообработки. Итоговый диффузионный путь фосфора при такой ступенчатой термообработке составит >20 мкм, что, как будет показано в следующей главе, больше половины максимального среднего размера зерна среди исследованных материалов. Следовательно, такой режим термообработки обеспечит интенсивный выход фосфора из объема зерна на структурные и межфазные границы. Кроме того, проведённая оценка показала, что при 400°С за 60 лет эксплуатации диффузионный путь фосфора составит ~10 мкм, что меньше, оцененного для провоцирующей охрупчивающей термообработки суммарного диффузионного пути. Данный факт обеспечивает консервативность проведенных оценок стойкости исследованных материалов против термического охрупчивания.

Таблица 13 - Разработанный режим охрупчивающей обработки

Номер ступени 1 2 3 4 5 6 7 8

Температура, °С 600 590 580 570 560 550 540 530

Время выдержки, ч 3 4 6 9 13 19 28 43

Номер ступени 9 10 11 12 13 14 15 -

Температура, °С 520 510 500 490 480 470 460 -

Время выдержки, ч 67 104 164 261 422 690 1144 -

Время, ч

Рисунок 21 - Режим охрупчивающей термической обработки

2.4. Методы механический испытаний

Первоочередной задачей при исследовании сталей, рассматриваемых в качестве материалов КР перспективных реакторов является оценка их прочностных характеристик и соответствующей категории прочности (КП). Для определения значений прочностных характеристик сталей (предела текучести, временного сопротивления разрыву (предела прочности), относительных удлинений и сужений) применены испытания на статическое одноосное растяжение цилиндрических образцов. При необходимости были проведены измерения микротвердости на микротвердомере Struers Duramin.

Образцы испытывали на сертифицированной универсальной испытательной машине Zwick/Roell Z030 мощностью 30 кН (Германия) при скорости нагружения 0,35 мм/мин, а сами испытания и обработку результатов проводили согласно ГОСТ 1497-84, ГОСТ 965184, ГОСТ 11150-84 и ГОСТ 22706-77, что обеспечивает достоверность полученных результатов.

Одними из важнейших характеристик, требующих определения при исследовании материалов КР являются критическая температура хрупкости ТК (по испытаниям на ударный изгиб) и температура Т100 (по испытаниям на вязкость разрушения). Данные характеристики отражают условную температуру вязко-хрупкого перехода и характеризуют стойкость сталей против хрупкого разрушения в различных состоянияз. Соответственно, чем ниже значения ТК и Т100, тем выше хладостойкость стали и при более низких температурах наблюдается вязкое (высокоэнергетичное) разрушение и тем менее вероятно хрупкое разрушение КР при эксплуатации и при аварийных ситуациях. Определенные в результате механических испытаний значения сдвигов ТК и Т100 для исследованных сталей непосредственно отражают степень их термического и радиационного охрупчивания в рассматриваемых условиях эксплуатации.

Для определения значения ТК применены испытания образцов типа Шарпи (размерами 10х10х55 мм) на ударный изгиб на маятниковых копрах ККР-300 и ЯКР-450 фирмы Zwick/Roell (Германия). Испытания образцов типа Шарпи на ударный изгиб и обработка результатов с определением значения ТК проводили в соответствии с ГОСТ Р 50.05.12-2018.

Для определения температуры Т100, были применены испытания образцов типа SE(B)-10 (размерами 10х10х55 мм) на вязкость разрушения на универсальной испытательной машине Zwick/Roell Z100 (Германия). Испытания образцов типа SE(B)-10 на вязкость разрушения и обработка результатов с определением значения Т100 проводили в соответствии с ГОСТ Р 59115.6-2021.

2.5. Методы исследования структуры сталей

Как было отмечено, характеристики макро- и микроструктуры сталей определяют как прочностные и вязко-пластические характеристики в исходном состоянии, так и радиационную и термическую стойкость сталей.

При этом определение количественных значений параметров структуры стали в исходном состоянии позволяет не только выявить основные факторы, обеспечивающие ее механические характеристики, но и необходимо для выявления изменений в структуре стали в результате воздействия эксплуатационных факторов. В свою очередь, выявление основных структурных изменений в сталях результате длительного воздействия на них температуры и нейтронного облучения позволяет в комплексе с результатами механических испытаний выявить основные механизмы деградации структуры, ответственные в исследуемых материалах за термическое и радиационное охрупчивание соответственно, что позволяет получить наиболее полное представление о радиационной и термической стойкости сталей.

Для полноценного исследования особенностей структуры исследованных материалов, начиная от первичного аустенитно зерна, имеющего характерные размеры <10- м, и заканчивая радиационными дефектами и радиационно-индуцированными преципитатами, имеющими характерные размеры ~10-9 м, необходимо применение комплекса аналитических методов исследования материалов, охватывающих широкий диапазон масштабов и обладающих достаточной разрешающей способностью.

В таблице 14 приведены основные объекты исследования, представленными разномасштабными элементами и характеристиками структуры, и соответствующие им высокоразрешающие аналитические методы исследования.

2.6. Металлографические исследования и исследования неметаллических включений

Для определения среднего размера первичного аустенитного зерна, являющегося одним из факторов, определяющих прочностные и вязко-пластические характеристики сталей [82,84,132], использован метод оптической (световой) микроскопии с использованием микроскопа Leica DM4000 (Германия). Для выявления границ зерен металлографические шлифы подвергали травлению в (3-5)%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте. Определение величины зерна стали производили в соответствии с ГОСТ 5639-82 путем измерения длин хорд на оптических фотографиях травленной структуры с определением относительной доли зерен определенного размера.

На металлографических шлифах также проводились исследования характеристик неметаллических включений, играющих важную роль в процессах зарождения хрупкой

трещины. Исследования размера, плотности и химического состава неметаллических включений проводили с использованием автоэмиссионного сканирующего электронного микроскопа Supra 40-VP (Zeiss, Германия), оснащенного приставкой для рентгеновской энергодисперсионной спектрометрии (РЭДС), что позволило проводить локальное определение химического состава отдельных неметаллических включений.

Таблица 14- методы структурных исследований корпусных сталей

Характеристики структуры Характерный размер, м Метод исследования

Средний размера первичного аустенитного зерна 10-6-10-3 Металлографические исследования методом оптической микроскопии

Характеристики субструктурных элементов Дифракция электронов обратного рассеяния

Доля хрупкого разрушения и источники зарождения хрупкой трещины Фрактографические исследования методом РЭМ

Уровень зернограничной сегрегации ОЭС

Характеристики (тип, размер, плотность, химический состав) неметаллических включений РЭМ

Характеристики (тип, размер, плотность, химический состав) исходных карбидных и карбонитридных фаз 10-9-10-6 ПЭМ и РЭМ

Характеристики дислокационной структуры (плотность дислокаций) ПЭМ

Характеристики фаз образовавшихся в результате воздействия эксплуатационных факторов (тип, размер, плотность, химический состав) и радиационных дефектов образовавшихся в ходе облучения 10-9 ПЭМ и АЗТ

РЭМ - растровая электронная микроскопия; ОЭС - ожэ-электронная спектроскопия; ПЭМ - просвечивающая электронная микроскопия; АЗТ - атомно-зондовая томография

2.7. Исследования методом дифракции обратно-рассеянных электронов

Исследования и обработка результатов проведены сотрудниками НИЦ «Курчатовский институт» . Исследования методом дифракции электронов обратного рассеяния проводили для анализа характеристик субструктурных элементов, не выявляемых методами оптической микроскопии в связи с рядом ограничений, но которые являются элементами структуры, также влияющими на служебные характеристики сталей

КР. В частности, такими элементами являются субструктурные элементы, разделенные границами с углом разориентации >(10-15)°С, которые выступают в роли эффективных барьеров для движения дислокаций и распространения хрупкой трещины.

Данный метод основан на дифракции электронов обратного рассеяния на атомных плоскостях кристаллической решетки и обычно применяется в составе растрового (сканирующего) электронного микроскопа (РЭМ). Использование метода дифракции электронов обратного рассеяния в РЭМ позволяет для каждой точки сканирования определить пространственную ориентацию элементарной ячейки материала относительно выбранной системы координат образца, что в результате позволяет получить карту распределения по ориентациям для исследованной области материала и на ее основе выявить субструктурные элементы, разделенные границами с различным углом разориентации.

Исследования данным методом проводили с использованием автоэмиссионного растрового электронного микроскопа в тяжелом радиоактивном исполнении Merlin (Zeiss, Германия), оснащенного оборудованием для работы с радиоактивными веществами, а также приставками для энерго- и волнового дисперсионного анализа и системой дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD) Oxford Instruments. Изображение получали в обратно рассеянных электронах при ускоряющем напряжении 20 КэВ и токе зонда ~10 нА. Исследования проводили при увеличениях 500-10000 крат. Получение и обработку картин дифракции Кикучи проводили с использованием программного комплекса Aztec.

2.8. Исследования зернограничной сегрегации методом ОЭС

Исследования методом ОЭС проводили для измерения уровня зерногранчиной сегрегации химических элементов на границах зерен, в первуб очередь, фосфора, являющимся основным фактором, определяющим когезивную прочности границ зерен. Снижение когезивной прочнсоти границ приводит к увеличению доли хрупкого межзеренного разрушения в изломах образов, испытанных на ударный изгиб, и к сдвигу значений Тк и Тюо в область более высоких температур за счет проявления неупрочняющего механизма охрупчивания. Исследования проведены сотрудниками НИЦ «Курчатовский институт».

Метод ОЭС основан на анализе распределения по энергии электронов, возникших в результате Оже-эффекта в ходе взаимодействия электронного пучка с поверхность образца и—обычно применяется в составе растрового (сканирующего) электронного микроскопа. Использование метода ОЭС в РЭМ позволяет получить данные не только для

локального участка, а для каждой точки исследуемой области (участка межзеренного излома), что повышает достоверность получаемых данных.

Измерения зернограничной сегрегации методом ОЭС проводили на растровом электронном микроскопе Auger Nanoprobe 700, PHI-Ulvac (США-Япония). Для исследования были изготовлены цилиндрические образцы (диаметром 3,2 мм и высотой 18 мм) с нанесенными на цилиндрическую поверхность круговыми надрезами. Для получения чистой поверхности и уменьшения влияния слоя адсорбированных атомов на результаты измерений излом образцов получали в специальном высоковакуумном устройстве, которое предварительно вместе с образцом охлаждали с помощью жидкого азота при давлении <7*10-10 торр. Исследование полученной поверхности излома проводили при энергии электронов первичного пучка 10 кэВ и поглощенном токе мишени 5 нА.

Полученные оже-спектры обрабатывали с использованием программного комплекса PHI-Ulvac MultiPack, позволяющим провести дифференцирование ожэ-спектра со сглаживанием и идентифицировать пики на основании эталонных спектров.

2.9. Фрактографические исследования изломов испытанных образцов

Фрактографические исследования были проведены сотрудниками НИЦ «Курчатовский институт». Исследование структуры поверхности изломов разрушенных образцов после механических испытаний дает прямую информацию относительно механизмов их разрушения. Так, например, наличие в изломах образцов Шарпи, испытанных на ударный изгиб, хрупкого межзеренного разрушения свидетельствует о низкой когезивной прочности границ зерен, обусловленной высоким уровнем зернограничной сегрегации примесей на них. При этом увеличение доли хрупкого межзеренного разрушения коррелирует с повышением уровня зерногранчиной сегрегации примесей, но с наличием порогового значения уровня сегрегации, ниже которого хрупкое межзеренное разрушение не наблюдается. Таким образом, на основе анализа доли хрупкого межзеренного разрушения в изломах образцов Шарпи и ее изменения в результате воздействия эксплуатационных факторов в комплексе с результатами механических испытаний и ОЭС-исследований можно судить о когезивной прочности границ и вкладе неупрочняющего механизма в охрупчивание материала.

Исследования изломов образцов Шарпи после испытаний на ударный изгиб проводили с использованием автоэмиссионного сканирующего электронного микроскопа Supra 40-VP (Zeiss, Германия). Изображение получали во вторичных электронах при ускоряющих напряжениях 10-20 кВ в интервале увеличений х50...*3000. Долю

различных типов разрушений (вязкого, скола, квазискола, хрупкого межзеренного) в общей поверхности разрушения после испытаний на ударный изгиб при различных температурах определяли с помощью метода Глаголева Относительная погрешность определения доли хрупкого/вязкого разрушения в изломах образцов при фрактографических исследованиях не хуже 10-15 %.

Согласно локальному подходу к разрушению сталей КР статическая трещиностойкость стали определяется, главным образом, зарождением первичной микротрещины на лидере (источнике зарождения хрупкой трещины). При этом в качестве лидеров в сталях КР рассматриваются неметалличсекие включения (тип лидера - «НВ») и структурные границы (тип лидера - «СГ»). Определение по результатам фрактографических исследований относительной доли зарождения микротрещины на лидерах различного типа позволяет проанализировать вклад различных типов лидеров в статическую трещиностойкость и значение Т100 соответственно, а также оценить степень протекания зернограничного охрупчивания при сопоставлении различных состояний материала.

Фрактографические исследования образцов, испытанных на вязкость разрушения, проводили на автоэмиссионном сканирующем электронном микроскопе Supra 40-VP (Zeiss, Германия). Изображения получали во вторичных электронах с ускоряющим напряжением 15 кВ.

2.10. Исследования микроструктуры методами просвечивающей и растровой

микроскопии

Электронно-микроскопические исследования выполнениы сотрудниками НИЦ «Курчатовский институт».

Для сталей КР характерно наличие крупных и мелких карбидных и карбонитридных фаз которые являются единственными упрочняющими фазами в данных сталях в исходном состоянии. Поэтому их характеристики и их стабильность в процессе воздействия эксплуатационных факторов непосредственно влияют на уровень служебных характеристики и, соответственно, их стабильность тоже требует их подробного исследования.

Метод РЭМ применен для определения средних размеров и плотности относительно крупных карбидных и карбонитридных выделений с размером >30 нм, так как данный метод обладает достаточной локальностью для возможности определения их размера, но при этом позволяет наблюдать достаточно большие площади исследуемого материала, что повышает информативность и достоверность получаемых данных.

Метод ПЭМ применен для определения средних размеров относительно мелких карбидных и карбонитридных выделений со средним размером <30 нм, так как данный метод обладает достаточной локальностью и разрешающей способностью, позволяющей выявлять структурные элементы размером вплоть до 1 нм. В зависимости от особенностей наблюдения мелких карбидных и карбонитридных выделений плотность определялась методами ПЭМ или РЭМ.

Особенностью метода ПЭМ является возможность получения электронных изображений в режиме темного поля, на которых наибольшую интенсивность имеют участки, соответствующие выбранным дифракционным условиям.

Темнопольный режим ПЭМ в том числе и в слабопучковых условиях применяли для определения размеров и плотности наиболее мелких карбидных и карбонитридных фаз, радиационных дефектов (дислокационных петель) и преципитатов, а также для определения плотности дислокаций.

Качественный анализ состава карбидных и карбониридных выделений проводили с использованием рентгеновской энерго-дисперсионной спектроскопии. Для анализа кристаллического типа карбидных фаз применяли метод микродифракции (SAED -Selected Area Electron Diffraction) в совокупности с расшифровкой преобразований Фурье картин прямого атомного разрешения, полученных в режиме ПЭМ высокого разрешения. Расшифровка дифракционных картин проводилась с использованием рентгеновской базы данных порошковой дифракции PDF-4 и программного пакета DiffraCalc .

Исследования микро- и наноструктуры образцов проведены методами ПЭМ с использованием высокоразрешающего микроскопа Titan 80-300 (FEI, США), оснащенного приставками для РЭДС и СЭПЭ-анализа, РЭМ с использованием высокоразрешающего автоэмиссионного сканирующего электронного микроскопа Merlin (Zeiss, Германия), оснащенного оборудованием для работы с радиоактивными веществами, а также приставками для энерго- и волнового дисперсионного анализа и системой дифракции обратно-рассеянных электронов.

2.11. Исследования методом атомно-зондовой томографии (АЗТ)

Атомно-зондовая томография (АЗТ) является уникальным методом с высокой разрешающей способностью, превышающей возможности методов анализа локального химического состава, реализуемых в современных просвечивающих электронных микроскопах, что наиболее полезно для исследования локального распределения атомов в объеме материала и выявления наноразмерных структурных элементов. Исследования проведены сотрудниками НИЦ «Курчатовский институт».

Принцип метода АЗТ заключается в послойном испарении ионов с поверхности образца, имеющего форму иглы с малым радиусом закругления на кончике (~15-50 нм), с последующей регистрацией ионов пространственно-чувствительными детекторами и восстановлением трёхмерной карты их распределения.

Исследования методом АЗТ проводили в первую очередь для визуализации, определения химического состава и при необходимости сопоставительной с результатами ПЭМ-исследований оценки средних размеров и объемных плотностей наноразмерных карбидных и карбонитридных фаз, а также Ni-Si-Mn преципитатов, ответственных в сталях КР совместно с радиационными дефектами за проявление упрочняющего механизма радиационного охрупчивания. Также метод АЗТ применен для визуализации сегрегаций растворенных атомов на субструктурных и межфазных границах, дислокациях, а также для анализа химического состава локальных областей исследуемого материала.

Исследования методом АЗТ проводили с использованием атомно-зондового томографа LEAP 4000 HR (CAMECA, Франция).

Образцы для АЗТ-исследований изготавливали методом электрохимической полировки на установке Simplex ElectroPointer из заготовок в виде параллелепипедов -0,4*0,4*10 мм, вырезанных на электроэрозионном станке.

Обработка данных АЗТ проводили с использованием программного комплекса IVAS 3.6.12 (Integrated Visualization & Analysis Software, CAMECA).

Заключение по Главе 2

В ходе выполнения работ были исследованы образцы корпусных сталей как промышленной, так и лабораторной выплавки. Для исследования радиационной и термической стойкости корпусных сталей, рассматриваемых в качестве кандидатных для перспективных реакторов ВВЭР осуществлен комплекс механических испытаний и аналитических методов структурных исследований, позволяющий наряду с количественным определением изменения механических характеристик уточнить особенности и механизмы деградации структуры, ответственные за радиационное и термическое охрупчивание исследуемых сталей.

Разработанный сотрудниками НИЦ «Курчатовский институт» режим ступенчатой охрупчивающей термообработки позволил с достаточной долей консерватизма и независимости от состава конкретной стали исследовать термическое охрупчивания, а нейтронное облучение в реакторе ИР-8 с возможностью достижения заданных параметров облучения (температура облучения и флюенс нейтронов) и обеспечения высокой точности

их поддержания позволили провести облучение в условиях, имитирующих предполагаемые условиями облучения КР перспективных реакторов ВВЭР.

Таким образом, примененный комплекс механических испытаний и структурных исследований позволил оценить применимость разработанных материалов для КР перспективных ВВЭР с высокой степенью достоверности.

3. ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И КОМПЛЕКСА СВОЙСТВ Сг-№-Мо-У КОРПУСНЫХ СТАЛЕЙ. СПОСОБЫ УЛУЧШЕНИЯ СЛУЖЕБНЫХ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ СВОЙСТВ. РАЗРАБОТКА РЕФЕРЕНТНОЙ КОРПУСНОЙ СТАЛИ ДЛЯ ВВЭР ПЕРСПЕКТИВНЫХ ПРОЕКТОВ В РАМКАХ БАЗОВОГО СОСТАВА СТАЛИ 15Х2НМФА-А И ОСНОВ СКВОЗНОЙ ТЕХНОЛОГИИ ЕЕ

ПРОИЗВОДСТВА

Основным техническим требованием к стали для корпусов ядерных ректоров является, несомненно, обеспечение высокого уровня конструкционной надежности и безопасности на протяжения всего срока эксплуатации ЯР (проектного и запроектного).. Для этого необходимо обеспечить исходно высокие значения вязко-пластических свойств и высокое сопротивление радиационному и тепловому охрупчиванию, которые, как было показано выше, существенным образом определяется базовой композицией и структурой стали. Вторым важнейшим техническим требованием к материалу корпуса реактора является обеспечение требуемой категории прочности (КП)- значение условного предела текучести (в кгс/мм .) при рабочей температуре. При этом корпусная сталь должна обладать и требуемым комплексом технологических свойств: аозможностью изготовления сверхкрупных слитков развесом 415-420 тонн и более и тяжелых кузнечных поковок из них, удовлетворительной свариваемостью и обрабатываемостью резанием, стабильностью и предсказуемой эволюцией микроструктуры по циклу горячего передела.

Необходимо понимать, что для объектов, работающих в сложных условиях, таких как корпус ЯР, необходимо рассматривать свойства материала корпуса с учетом особенностей его конструкции, производства и эксплуатации. При этом комплекс служебных свойств КР как изделия формируется за счет конструкторских, технологических и материаловедческих решений и особенностей.

В США и Европе увеличение проектного срока службы реакторов достигается в первую очередь за счет снижения флюенса на стенку корпуса путем увеличения диаметра корпуса. Это находит отражение во всех зарубежных современных проектах АЭУ. Однако увеличение диаметра и толщины корпуса приводит к ряду конструкторских и технологических проблем, значительному повышению массы поковок и слитков и вследствие этого - к значительному увеличению металлоемкости и удорожанию проектов.

Такой подход с учетом возрастания единичной мощности реактора приводит к необходимости увеличения диаметра корпуса реактора до 6000 мм и более. Для нашей страны этот путь в настоящее время представляется тупиковым, так как, с одной стороны, в настоящее время наша промышленность не может производить цилиндрические поковки

диаметром более 5400 мм, с другой - исключительно важным для наших условий является сохранение возможности транспортировки корпусов реакторов по железной дороге или имеющимся спецтранспортом.

Существующие корпусные материалы не обеспечивают всего комплекса свойств, предъявляемых к корпусной стали для перспективных реакторов.

Таким образом, для обеспечения высоконадежными и высокоресурсными корпусами водяных реакторов со сверхкритическими параметрами теплоносителя необходимо разработать новую корпусную сталь (или модификацию существующей), обладающей высокой прочностью, теплостойкостью и радиационной стойкость. Кроме того, сталь должна иметь технологические свойства, обеспечивающие изготовление крупных элементов корпусов перспективных реакторов. Желательным является полностью или в значительной степени сохранить референтность по составу и технологии производства.

Для решения данной задачи для эволюционного направления перспективных ВВЭР со спектральным регулированием (ВВЭР-С) было принято решение разработать референтную (квазиреферентную) высокопрочную теплостойкую и радиационно-стойкую сталь на базе стали 15Х2НМФА-А. Проведение работ этому направлению позволит решить проблему обеспечения корпусами перспективных реакторов (в первую очередь, ВВЭР-С) без проведения длительных и дорогостоящих мероприятий по аттестации нового материала и введения его в конструкторскую и технологическую документацию и значительных изменений технологического цикла.

Для выбора основных направлений и способов повышения комплекса служебных свойств следует рассмотреть структуру Cr-Ni-Mo-V сталей и ее влияние на основные служебные и технологические характеристики сталей подробнее.

3.1. Факторы, влияющие на служебные характеристики сталей корпусов реакторов ВВЭР (анализ проведен И.В. Федотовым и С.И. Марковым)

3.1.1. Факторы, влияющие на кратковременные и длительные характеристики прочности

При рассмотрении вопроса о применимости разрабатываемых сталей в проектах перспективных реакторов основное внимание необходимо уделить обеспечению требуемого уровня прочностных характеристик (в первую очередь - предела текучести при расчетной температуре корпуса), а при превышении рабочей температуры корпуса в

375-400 С в том числе и характеристик длительной прочности (предел длительной прочности на базе срока эксплуатации КР).

3.1.1.1. Кратковременные прочностные характеристики

В общем случае предел текучести материала определяется комплексом факторов, зависящих от типа материала, его химического состава и структурных особенностей, способствующих затруднению движения дислокаций. Основными компонентами предела текучести при этом являются:

• напряжение трения решетки )

• твердорастворное упрочнение,

• структурное упрочнение от границ,

• дисперсионное упрочнение от выделений вторых фаз (^п )

• дислокационное упрочнение.

Напряжения трения решетки определяется основой материала и в случае сталей КР, основа которых представлена a-Fe, составляет около (45-50) МПа.

Твердорастворное упрочнение определяется содержанием в твердом растворе химических элементов. Наибольший вклад для корпусных сталей типичного состава при этом вносят атомы C, N, P, Cu, Mo, Ni, Mn и Si, при этом, например, Cr может снижать твердорастворное упрочнение. При этом надо понимать, что для низколегированных сталей, к которым относятся и корпусные, значимого упрочнения за счет элементов замещения получить невозможно, а элементы внедрения в высокоотпущенном состоянии практически полностью покидают твердый раствор и формируют отдельные фазы.

Дисперсионное упрочнение в исходном состоянии определяется пространственным распределением карбидов как барьеров для движения дислокаций по механизму Орована и зависит от размера частиц и их объемной плотности. Плотность и размер карбидных фаз, в свою очередь, зависит от химического состава стали и режима ее термообработки. Основными карбидообразующими элементами в низкоуглеродистых сталях являются Cr, V, Mo и Nb, оптимальное содержание которых совместно с C может позволить значительно повысить прочностные характеристики за счет обеспечения оптимального размера, морфологии и плотности распределения карбидных выделений.

Структурное упрочнение в кристаллических материалах определяется уравнением Холла-Петча (в определенном диапазоне структурных/субструктурных параметров материала) и зависит от эффективного размера структурного элемента, в качестве которого в сталях могут выступать различные субструктурные элементы, что зависит, в первую очередь, от типа структуры стали. В зависимости от состава и режима финишной

термообработки углеродистых сталей можно получить различный тип структурных составляющих с характерными особенностями и соответствующим различным влиянием на характеристики стали. При этом наиболее высокие прочностные характеристики достигаются в структурах с преобладанием наиболее дисперсных морфологий бейнита и мартенсита за счет меньшего размера субструктурных элементов (блоков и пакетов).

Дислокационное упрочнение напрямую зависит от плотности дислокаций, которая, в свою очередь, также зависит от типа структуры и пространственного распределения карбидных фаз, зарождающихся на дислокациях и способствующих стабилизации дислокационной структуры.

Очевидно, что для получения высокого уровня кратковременной прочности необходимо максимально эффективно использовать различные механизмы упрочнения, а для сохранения при этом приемлемых вязко пластических свойств - уделить особое внимание тем из них, которые позволять одновременно улучшить и эту группу свойств -например, структурному упрочнению и грамотному применению дисперсионного упрочнения.

3.1.1.2. Характеристики длительной прочности

Характеристики длительной прочности сталей при повышенных температурах напрямую связаны с явлением ползучести и также, как и кратковременные прочностные характеристики, определяются их химическим составом и микроструктурой.

Выделяют несколько механизмов ползучести:

• дислокационная ползучесть, при которой деформация происходит путем перемещения дислокаций по матрице за счет термической активации и действия напряжений;

• диффузионная ползучесть, при которой деформация связана не с перемещением дислокаций, а является результатом направленного диффузионного массопереноса в определенных направлениях под воздействием внешних напряжений;

В связи с этим важнейшими механизмами упрочнения в сталях, обеспечивающим повышение длительной прочности, являются твердорастворное и дисперсионное упрочнение. Как и в случае кратковременных прочностных характеристик, твердорастворное упрочнение создаёт искажения в кристаллической решетке и затрудняет диффузию, а дисперсионное упрочнение способствует закреплению дислокаций и повышению стабильности дислокационной структуры в целом. Для диапазона температур эксплуатации корпусов перспективных ВВЭР учет ползучести и длительной прочности может либо проводится, либо нет, в зависимости от параметров эксплуатации КР. При

этом в случае необходимости учета длительной прочности КР будет работать в основном в режиме дислокационной ползучести, при которой структурное упрочнение (в случае обеспечения стабильности структуры) может так же являтся эффективным фактором повышения характеристик длительной прочности.

Основная проблема обеспечения достаточной длительной прочности для сталей, эксплуатируемых при относительно высоких температурах эксплуатации, при которых начинают проявляться процессы ползучести, является деградация структуры в результате длительного воздействия температуры. Основными механизмами при этом являются:

• коагуляция, коалесценция и фазовая нестабильность исходных упрочняющих фаз;

• нарушением исходной дислокационной и внутризеренной субструктуры;

• образование деформационных пор на структурных границах, крупных карбидных

выделениях и неметаллических включениях.

Данные явления во многом взаимосвязаны. Так, стабильность исходных карбидных фаз влияет как на стабильность дислокационной структуры, в случае нахождения карбидных фаз внутри зерна, так и на стабильность структурных границ, в случае нахождения карбидных фаз на границах. При этом укрупнение карбидных фаз с уменьшением их суммарной плотности приводит как к разупрочнению за счет уменьшения количества барьеров для движения дислокаций, так и создает условия для зарождения деформационных пор. Поэтому стабильности карбидных фаз, их пространственному распределению, а также характеристикам неметаллических включений, являющихся в ряде случаев источником зарождения хрупкой трещины, отводится особая роль при обеспечении требуемой длительной прочности материала.

3.1.2. Факторы, влияющие на температуру хрупко-вязкого перехода

Как было отмечено, еще одним фактором, определяющим возможность применения материала для КР перспективных реакторов является достаточно низкие значения критической температуры хрупкости ^Кв (определяется по результатам серийных испытаний на ударный изгиб) и температуры Т^0 (определяется по результатам статических испытаний на вязкость разрушения) в исходном состоянии. Значения ТК0 и Тш0 связаны с явлением вязко-хрупкого перехода, характерным для материалов с о.ц.к.-решеткой, так как для них, в отличие от материалов с г.ц.к.-решеткой, характерна сильная зависимость предела текучести от температуры, а напряжение хрупкого разрушения при этом слабо зависит от температуры.

Данное различие в температурных зависимостях приводит к тому, что существует температура, при котором происходит пересечение данных зависимостей - температура

хрупко-вязкого перехода. Согласно схеме Давиденкова-Иоффе и локальному подходу к механике разрушения характер разрушения при заданной температуре зависит от соотношения напряжения пластического деформирования, определяемого переделом текучести, и напряжения хрупкого (транскристаллитного и/или интеркристаллитного) разрушения (напряжения отрыва). При температурах ниже температуры хрупко-вязкого перехода преобладает хрупкое разрушение, а при температурах выше - вязкое.

При этом хрупкое разрушение может иметь как транскристаллитный, так и интеркристаллитный характер. При хрупком разрушении первый характер разрушения имеет место в сталях КР при высокой когезивной прочности структурных границ, а второй - при пониженной когезивной прочности границ зерен в результате сегрегирования на них примесей, в первую очередь, фосфора и аналогов, или наличия грубых зернограничных выделений. В технике обычно используют критические температуры хрупкости, нормированные по параметрам работы разрушения и характеру разрушения

Таким образом ТК и Тюо, как характеристики вязко-хрупкого перехода определяются напряжением вязкого разрушения, зависящего от предела текучести, а также напряжения хрупкого разрушения, зависящего от характеристик зеренной и субзеренной структуры и уровня когезивной прочности их границ.

В случае статических испытаний на вязкость разрушения, направленных на построение температурной зависимости статической трещиностойкости и определение значения Т100, дополнительным влияющим фактором являются характеристики источников зарождения хрупкой микротрещины, в качестве которых в сталях КР рассматриваются неметаллические включения и структурные границы. Неметаллические включения всегда содержатся в сталях и образуются в результате процессов, протекающих в ходе производства стали, а их характеристики в свою очередь зависят от методов выплавки и разливки. Их присутствие в стали нежелательно, но полностью от них избавиться практически невозможно, в связи с чем применяется комплекс мер, направленный на снижение их объемной доли и размера и обеспечения их благоприятной морфологии.

Описанные особенности поведения о.ц.к.-металлов позволяют не только объяснить явления хрупко-вязкого перехода в сталях КР, но и сформулировать основные механизмы охрупчивания сталей, проявляющимся в сдвиге '"к и Тюо в сторону более высоких температур. В общем случае значение ТК в ходе эксплуатации определяется следующим выражением:

"к = -:.:о-_-г-_-_- (5)

где ^Ки - значение критической температуры хрупкости в исходном состоянии, т -сдвиг критической температуры хрупкости в результате теплового охрупчивания, -сдвиг критической температуры хрупкости в результате радиационного охрупчивания.

При этом при оценке ресурсоспособности материала КР рассматривается изменение ТК и Т100 с учетом температурного запаса на погрешность прогнозирования его охрупчивания "^К, который, например, для ОМ и МШ ВВЭР-1200 составляет 38°С и 20°C соответственно.

Сдвиги Д^г и ^Р зависят от стойкости материала против термического и радиационного охрупчивания, которые в свою очередь зависят от характеристик структуры и химического состава материала. Поэтому для оценки радиационной и термической стойкости необходимо уточнение механизмов радиационного и термического охрупчивания сталей КП в рассматриваемых условиях эксплуатации и факторов, определяющих степень их проявления.

3.1.3. Механизмы охрупчивания сталей КР

Для сталей КР выделяют два механизма охрупчивания сталей: упрочняющий и неупрочняющий.

Первый механизм охрупчивания (упрочняющий) основан на упрочнении материала в результате воздействия эксплуатационных факторов. Упрочнение стали при эксплуатации может происходить в результате образования или изменения элементов структуры, являющихся барьерами для движения дислокаций в результате воздействия температуры и облучения, то есть увеличения вклада дисперсионного упрочнения. К таким элементам структуры можно отнести:

• радиационные дефекты;

• радиационно-индуцированные преципитаты;

• карбидные/карбонитридные выделения.

В результате увеличения количества барьеров для движения дислокаций происходит увеличение предела текучести и сдвиг температурной зависимости в область более высоких значений - упрочнение. При этом, если напряжение хрупкого разрушения остается неизменным, то соответственно температура вязко-хрупкого перехода, при которой происходит пересечение температурной зависимости напряжения вязкого разрушения и напряжения хрупкого разрушения смещается в область более высоких

температур. Данный механизм в большей степени ответственен за сдвиг , вызванный нейтронным облучением при относительно невысоких температурах.

Второй механизм охрупчивания (неупрочняющий) основан на снижении напряжения хрупкого межзеренного разрушения при отсутствии упрочнения в результате в первую очередь увеличения зернограничной сегрегации фософра и "цветных" примесей, снижающих когезивную прочность границ зерен, и лежит в основе явления отпускной хрупкости второго рода. За счет сдвига напряжения хрупкого межзеренного разрушения в область более низких значений относительно напряжения вязкого разрушения происходит сдвиг температуры вязко-хрупкого перехода в сторону более высоких температур. Данный механизм в большей степени ответственен за сдвиг ^т, вызванный температурным воздействием или облучением в при температурах в районе 280-330°С.

При реальной эксплуатации корпусов реакторов проявляются как упрочняющий, так и неупрочняющий механизм, а степень их проявления сильно зависит от содержания в стали легирующих и примесных элементов, особенностей структуры, а также условий эксплуатации.

Степень проявления рассмотренных механизмов охрупчивания во многом зависит как от внутренних факторов, относящихся к характеристикам самой стали, так и от внешних, определяемых условиями эксплуатации, что требует отдельного подробного рассмотрения.

3.1.3.1. Факторы, влияющие на проявление упрочняющего механизма радиационного охрупчивания

3.1.3.1.1. Особенности образования радиационных дефектов

Образование радиационных дефектов (межузельных атомов и вакансий) и их комплексов, например дислокационных петель различного типа, как одних из основных упрочняющих радиационно-индуцированных элементов структуры, является типичным для кристаллических материалов и связано с образованием и перераспределением точечных дефектов в результате выбивания атомов из узлов кристаллической решетки. При этом на образование дислокационных петель в сталях КР большее влияние оказывают эксплуатационные факторы (температура, флакс и флюенс нейтронов), нежели химический состав стали.

При этом особое внимание необходимо уделить влиянию температуры облучения. Так, например, при облучении сталей КР в типичных условиях эксплуатации КР ВВЭР Тобл=(270-300)°С наблюдается достаточно высокая плотность дислокационных петель, приводящая к закономерному упрочнению, а при увеличении температуры облучения до

400°С данные дефекты практически не обнаруживаются вследствие того, что скорость их образования меньше скорости рекомбинации точечных дефектов.

3.1.3.1.2. Особенности образования преципитатов

При рассмотрении процессов образования преципитатов в материалах КР можно выделить два основных типа:

• Си-обогащенные преципитаты, образующиеся в сталях с повышенным содержанием меди, что характерно, например, для материалов КР ВВЭР-440;

• Ni-Si-Mn-преципитаты, образующиеся в сталях с низким содержанием меди и повышенным содержанием №, при наличии в составе стали достаточных содержаний Mn, ^ (.

Существует два принципиально отличающихся взгляда на причины образования М^ьМп преципитатов в сталях КР.

Согласно первому подходу, М^ьМп преципитаты образуются в результате радиационно-индуцированной сегрегации №, Si и Mn на стоках - комплексах точечных дефектов (дислокационные петли и вакансионные кластеры) по механизму обратного эффекта Киркендалла, а сами преципитаты не являются термодинамически обусловленными фазами.

Согласно второму подходу, основанному на термодинамических моделях, Mn преципитаты представляют собой равновесные фазы и их образование при эксплуатации КР ускорено за счет радиационно-ускоренной диффузии в результате избыточной концентрации точечных дефектов .

Современный комплексный взгляд на природу зарождения и эволючии преципитатов: предсказываетувеличение плотности преципитатов при увеличении содержания в стали как №, так и Mn и Si имеет немонотонный характер с наличием диапазона пороговых значений, при достижении которых наблюдается интенсивный рост плотности преципитатов. При этом уменьшение содержания Mn и Si при высоком содержании № в стали может способствовать снижению склонности стали к образованию преципитатов и соответственно снижению темпа радиационного охрупчивания.

Особое внимание необходимо уделить влиянию температуры облучения на образование преципитатов, но практически отсутствуют данные по нейтронному облучению сталей КР при 400°С, так как данные условия являются нетипичными для КР ВВЭР и PWR и характерны для ВВЭР-СКД с быстрым спектром нейтронов.

3.1.3.1.3. Факторы, влияющие на проявление неупрочняющего механизма охрупчивания

Как было отмечено, неупрочняющий механизм охрупчивания, ответственный в первую очередь за сдвиг в корпусных сталях, проявляется за счет снижения

напряжения хрупкого интеркристаллитного (межзеренного) разрушения в результате увеличения зернограничной сегрегации фосфора и его аналогов, снижающей когезивную прочность границ зерен.