Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения
Проведен комплекс микроструктурных исследований материалов образцов-свидетелей корпусов реакторов (КР) ВВЭР-1000 в исходном состоянии, после длительных термических выдержек и облучения. Показано, что в необлучаемых элементах КР сдвиг критической температуры хрупкости может быть обусловлен, в основно...
Saved in:
| Published in: | Вопросы атомной науки и техники |
|---|---|
| Date: | 2013 |
| Main Authors: | , , , , |
| Format: | Article |
| Language: | Russian |
| Published: |
Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України
2013
|
| Subjects: | |
| Online Access: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/111685 |
| Tags: |
Add Tag
No Tags, Be the first to tag this record!
|
| Journal Title: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Cite this: | Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения/ Б.А. Гурович, Е.А. Кулешова, Д.А. Мальцев, С.В. Федотова, А.С. Фролов // Вопросы атомной науки и техники. — 2013. — № 2. — С. 3-10. — Бібліогр.: 9 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| _version_ | 1859921445464834048 |
|---|---|
| author | Гурович, Б.А. Кулешова, Е.А. Мальцев, Д.А. Федотова, С.В. Фролов, А.С. |
| author_facet | Гурович, Б.А. Кулешова, Е.А. Мальцев, Д.А. Федотова, С.В. Фролов, А.С. |
| citation_txt | Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения/ Б.А. Гурович, Е.А. Кулешова, Д.А. Мальцев, С.В. Федотова, А.С. Фролов // Вопросы атомной науки и техники. — 2013. — № 2. — С. 3-10. — Бібліогр.: 9 назв. — рос. |
| collection | DSpace DC |
| container_title | Вопросы атомной науки и техники |
| description | Проведен комплекс микроструктурных исследований материалов образцов-свидетелей корпусов реакторов (КР) ВВЭР-1000 в исходном состоянии, после длительных термических выдержек и облучения. Показано, что в необлучаемых элементах КР сдвиг критической температуры хрупкости может быть обусловлен, в основном, развитием обратимой отпускной хрупкости. Ее вклад в охрупчивание материала увеличивается с увеличением времени эксплуатации и может стать определяющим при продлении срока службы КР ВВЭР- 1000 до 60 и более лет. При совместном воздействии длительной термической выдержки и облучения сдвиг критической температуры хрупкости обусловлен, главным образом, радиационно-индуцированными элементами наноструктуры.
Проведено комплекс мікроструктурних досліджень зразків матеріалів-свідків корпусів реакторів (КР) ВВЕР-1000 у вихідному стані, після тривалих термічних витримок та опромінення. Показано, що в неопромінених елементах КР зсув критичної температури крихкості може бути обумовлено, в основному, розвитком конвертованої відпускної крихкості. Її внесок в окрихчування матеріалу збільшується зі збільшенням часу експлуатації і може стати визначальним при продовженні терміну служби КР ВВЕР-1000 до 60 років і більше. При спільній дії тривалої термічної витримки і опромінення зсув критичної температури крихкості обумовлений, головним чином, радіаційно-індукованими елементами наноструктури.
A complex of microstructural studies of RPV VVER-1000 surveillance specimens in the initial state, after long thermal exposures and irradiation was conducted in this paper. It is shown that in non-irradiated RPV elements the transition temperature shift can be mainly caused by the development of reversible temper brittleness. Its contribution to the total embrittlement of the material increases with increasing of the operation time and can become decisive when extending the lifetime of VVER-1000 RPV up to 60 years and more. Under the joint action of long thermal exposures and irradiation the transition temperature shift is mainly caused by radiation-induced elements of the nanostructure.
|
| first_indexed | 2025-12-07T16:07:44Z |
| format | Article |
| fulltext |
ISSN 1562-6016. ВАНТ. 2013. №2(84) 3
Раздел первый
ФИЗИКА РАДИАЦИОННЫХ ПОВРЕЖДЕНИЙ
И ЯВЛЕНИЙ В ТВЕРДЫХ ТЕЛАХ
УДК 621.039.531
СВЯЗЬ СЛУЖЕБНЫХ ХАРАКТЕРИСТИК СТАЛЕЙ КОРПУСОВ
ЯДЕРНЫХ РЕАКТОРОВ С ЭВОЛЮЦИЕЙ ИХ НАНОСТРУКТУРЫ
ПОД ДЕЙСТВИЕМ РАБОЧИХ ТЕМПЕРАТУР И ОБЛУЧЕНИЯ
Б.А. Гурович, Е.А. Кулешова, Д.А. Мальцев, С.В. Федотова, А.С. Фролов
Национальный исследовательский центр «Курчатовский институт»,
Москва, Россия
E-mail: evgenia-orm@yandex.ru; факс +7(499)196-17-01, тел. +7(499)196-92-15
Проведен комплекс микроструктурных исследований материалов образцов-свидетелей корпусов реакто-
ров (КР) ВВЭР-1000 в исходном состоянии, после длительных термических выдержек и облучения. Показа-
но, что в необлучаемых элементах КР сдвиг критической температуры хрупкости может быть обусловлен, в
основном, развитием обратимой отпускной хрупкости. Ее вклад в охрупчивание материала увеличивается с
увеличением времени эксплуатации и может стать определяющим при продлении срока службы КР ВВЭР-
1000 до 60 и более лет. При совместном воздействии длительной термической выдержки и облучения сдвиг
критической температуры хрупкости обусловлен, главным образом, радиационно-индуцированными эле-
ментами наноструктуры.
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время одним из наиболее актуаль-
ных направлений развития атомной энергетики в
России и СНГ является продление срока эксплуата-
ции действующих энергоблоков, главным образом,
энергоблоков типа ВВЭР-1000. Поскольку основ-
ным компонентом ядерного энергетического реак-
тора, лимитирующим его ресурс, является корпус
реактора (КР), то для научного обоснования про-
дления срока эксплуатации всей установки возника-
ет необходимость адекватного прогнозирования
изменения механических свойств материалов КР на
предполагаемый увеличенный период эксплуатации.
Деградация свойств материалов КР под действи-
ем рабочих температур и нейтронного облучения
проявляется в увеличении температуры вязко-
хрупкого перехода. Проведенные ранее структурные
исследования [1, 2] показали, что охрупчивание ма-
териалов КР ВВЭР может быть обусловлено дейст-
вием как упрочняющих механизмов – за счет обра-
зования радиационно-индуцированных преципита-
тов и радиационных дефектов (дислокационных
петель), так и неупрочняющих механизмов – за счет
образования сегрегаций примесей по границам зе-
рен (обратимой отпускной хрупкости) и на межфаз-
ных границах. Вклад неупрочняющего механизма
становится особенно существенным при длительной
эксплуатации КР, что особенно актуально для мате-
риалов КР ВВЭР-1000 из-за повышенного по срав-
нению с ВВЭР-440 содержания никеля – основного
элемента, способствующего развитию сегрегацион-
ных процессов. Дополнительное влияние никеля на
охрупчивание материалов КР ВВЭР-1000 заключа-
ется и в том, что он входит в состав радиационно-
индуцированных преципитатов, приводящих, наря-
ду с радиационными дефектами, к упрочнению ма-
териалов под облучением. Таким образом, для ана-
лиза работоспособности корпуса и достоверного
обоснования продления срока эксплуатации КР
ВВЭР-1000 до 60−80 лет возникает необходимость
исследования процессов, протекающих как при об-
лучении, так и при длительном температурном ста-
рении при рабочих температурах КР.
Поскольку темп и величина охрупчивания мате-
риалов КР определяются структурными изменения-
ми, происходящими в процессе эксплуатации, в
данной работе проведены структурные исследова-
ния сталей КР ВВЭР-1000 и ее сварных соединений
после длительных термических выдержек и облуче-
ния при рабочих температурах.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ
ИССЛЕДОВАНИЯ
Охрупчивание материалов оценивали по сдвигу
температуры вязкохрупкого перехода на темпера-
турной зависимости ударной вязкости образцов
Шарпи с V-образным надрезом.
Исследование проводили на образцах-свидетелях
металла сварного шва (МШ) и основного металла
(ОМ) в исходном состоянии и в состояниях после
длительных термических выдержек при рабочей
температуре и облучения.
Таблица 1
Химический состав исследованных материалов
Элемент ОМ-1 ОМ-2 МШ-1
C
Si
Mn
Cr
Ni
Mo
Cu
S
P
V
0,12
0,26
0,46
1,95
1,19
0,45
0,05
0,011
0,010
0,08
0,14
0,23
0,38
1,91
1,33
0,54
0,04
0,016
0,009
0,10
0,07
0,33
0,81
1,78
1,61
0,58
0,06
0,013
0,009
0,03
4 ISSN 1562-6016. ВАНТ. 2013. №2(84)
Химический состав, длительность изотермиче-
ских выдержек, флюенс и флакс при облучении ис-
следованных материалов приведены в табл. 1 и 2.
Исследования фазового состава проводили мето-
дами сканирующей электронной микроскопии с по-
мощью растрового микроскопа SUPRA 40 VP (Zeiss,
Германия) при ускоряющем напряжении 20 кВ.
Объемную плотность выделений фаз измеряли
методами СЭМ с относительной погрешностью из-
мерений не хуже 10…15 %. Для определения типа
выделений были проведены дополнительные ТЭМ-
исследования с помощью высокоразрешающего
микроскопа Titan 300 (FEI, США). При определении
плотности радиационных дефектов и преципитатов
измеряли толщину образца на исследуемом участке
с использованием метода дифракции электронов в
сходящемся пучке [3]. При этом относительная по-
грешность измерений не хуже 10…15 %.
Таблица 2
Состояния исследованных материалов
Материал 1 выгрузка 2 выгрузка 3 выгрузка
ОМ-1 11496 ч 19512 ч 27048 ч
ОМ-2 36048 ч 89400 ч 136896 ч 136896 ч + облучение Ф = 60·1022 нейтр./м2
(флакс 1,2·1015 м-2·с-1)
МШ-1 − 67032 ч 136656 ч 136656 ч + облучение Ф = 28·1022 нейтр./м2
(флакс 0,6·1015 м-2·с-1)
Фрактографические исследования с целью опре-
деления доли хрупкого межзеренного разрушения в
изломах образцов Шарпи, свидетельствующей об
образовании сегрегаций по границам зерен, прово-
дили на стандартных образцах-свидетелях с содер-
жанием никеля 1,0…1,9 мас.% в состояниях: исход-
ном, после термической выдержки до 200 000 ч и
после совместного воздействия длительной терми-
ческой выдержки при рабочих температурах и облу-
чения. Для оценки влияния длительных выдержек
при рабочих температурах и облучения на склон-
ность к развитию отпускной хрупкости корпусных
сталей были использованы данные, полученные в
настоящей работе, а также обширная база данных по
образцам-свидетелям ВВЭР-1000, накопленная в
НИЦ «Курчатовский институт» [4].
Поверхности разрушения испытанных на удар-
ный изгиб облученных образцов Шарпи исследова-
ли на рентгеновском микроанализаторе SXR-50 в
радиоактивном исполнении (Cameca, Франция), ус-
тановленном в защитной камере, и растровом элек-
тронном микроскопе Supra 40-VP (Zeiss, Германия).
Долю участков с различным типом разрушения в
общей поверхности излома после испытаний при
различных температурах оценивали методом Глаго-
лева [5]. Относительная погрешность определения
доли хрупкого/вязкого разрушения на поверхностях
разрушения образцов при фрактографических ис-
следованиях не хуже 10…15 %.
Результаты электронно-микроскопических
исследований
Проведенные ТЭМ-исследования показали, что в
исследованных образцах-свидетелях ОМ и МШ
присутствуют выделения только карбидных и кар-
бонитридных фаз.
Типичные изображения различных элементов
структуры и картины их микродифракции после
длительной температурной выдержки образцов ОМ
и МШ представлены на рис. 1, 2.
Расшифровка картин микродифракции исследо-
ванных фаз в образцах ОМ и МШ в исходном со-
стоянии и после термических выдержек показала
наряду с α-Fe наличие следующих фаз.
В металле сварного шва обнаружены карбиды
трех типов:
− Me23С6 на основе хрома, которые имеют состав
(Cr,Mo)23С6 с переменным содержанием молибдена
и небольшими добавками железа и марганца и рас-
полагаются как в теле зерна, так и по границам зе-
рен и субзерен.
Карбиды (Cr,Mo)23С6 с низким переменным со-
держанием молибдена имеют объемно центриро-
ванную кристаллическую решетку с периодом
10,640 Å, увеличивающимся по мере увеличения
содержания молибдена до 10,900 Å.
− Карбиды второго типа – Me4С2,5 на основе мо-
либдена имеют состав Mo3CrC2,5 с добавками желе-
за, никеля, марганца и кремния. Они характеризу-
ются более плоской морфологией, имеют гексаго-
нальную кристаллическую решетку с периодами
решетки A = 2,982 Å и C = 28,810 Å и располагают-
ся только по границам зерен и субзерен.
− Карбиды на основе молибдена, имеющие пре-
имущественно дискообразную форму, существенно
меньшие размеры и большую плотность по сравне-
нию с карбидами типа (Cr,Mo)23C6. Карбиды этого
типа имеют состав Mo3,08Cr0,92C2,5 и гексагональную
кристаллическую решетку с периодами решетки
A = 2,982 Å и C = 28,810 Å и располагаются, глав-
ным образом, в теле зерна.
В образцах основного металла обнаружены вы-
деления двух типов:
− Карбиды типа Me23C6, аналогичные обнару-
женным в металле сварного шва (на основе хрома,
имеющие объемно центрированную кристалличе-
скую решетку с периодом 10,640 Å, располагаю-
щиеся в теле зерна и по границам зерен и субзерен),
но имеющие состав (Cr,V)23C6 с переменным содер-
жанием ванадия и небольшими добавками железа,
молибдена и марганца.
− Карбонитриды V(C,N), имеющие дискообраз-
ную форму, объемно центрированную кристалличе-
скую решетку с периодом 5,949 Å и располагаю-
щиеся преимущественно в теле зерна.
ISSN 1562-6016. ВАНТ. 2013. №2(84) 5
а б в
г д е
Рис. 1. Карбидные фазы в металле сварного шва стали 15Х2НМФАА.
ТЭМ-изображение: а − карбиды типа Me23C6, б – карбиды типа Me4C2,5, в – мелкие карбиды типа Me4C2,5;
картина микродифракции: г – карбиды типа Me23C6, д – карбиды типа Me4C2,5,
е – мелкие карбиды типа Me4C2,5
а б
в г
Рис. 2. Карбидные фазы в основном металле стали 15Х2НМФАА.
ТЭМ-изображение: а – карбиды типа Me23C6, б – карбонитриды типа V(C,N);
картина микродифракции: в – карбиды типа Me23C6, г – карбонитриды типа V(C,N)
6 ISSN 1562-6016. ВАНТ. 2013. №2(84)
Облучение материалов КР ВВЭР-1000 в широ-
ком интервале флюенсов быстрых нейтронов при-
водит к появлению радиационно-индуцированных
элементов наноструктуры: радиационных дефектов
– дислокационных петель и преципитатов, обога-
щенных никелем, марганцем и кремнием. Кроме
того, облучение ОМ приводит к незначительному
увеличению плотности карбонитридов ванадия
[6, 7].
В табл. 3 представлены результаты СЭМ- и
ТЭМ-анализов изменения плотности и размеров
карбидов разного типа после различных изотерми-
ческих выдержек и облучения МШ и ОМ ВВЭР-
1000.
Таблица 3
Поверхностная плотность и средние размеры выделений в МШ и ОМ образцов-свидетелей
в различных состояниях
Карбонитриды
V(C,N)
Мелкие
карбиды
Мо3CrC2,5
Карбиды Cr23C6
Крупные
карбиды
Мо3CrC2,5
Радиационно-
индуциро-
ванные
преципитаты
Дислокаци-
онные петли
Время
изо-
термиче-
ской
выдерж-
ки
Средний
размер,
нм
Плот-
ность,
×1021
м-3
Сред-
ний
размер,
нм
Плот-
ность,
×1021
м-3
Средний
размер,
нм
Плот-
ность,
×1019м-3
Средний
размер,
нм
Плот
ность,
×1019
м-3
Плот-
ность,
×1021
м-3
Сред-
ний
размер,
нм
Плот-
ность,
×1021 м-3
Сред-
ний
размер,
нм
ОМ-1
Исходное 15-16 3,8±1,0 − − 110-130 4,0±0,7 − − − − − −
11496 ч 14-15 3,9±0,7 − − 120-140 3,8±0,6 − − − − − −
19512 ч 15-16 4,1±0,5 − − 110-130 4,2±0,6 − − − − − −
27048 ч 15-16 3,9±0,8 − − 110-130 3,9±0,8 − − − − − −
ОМ-2
Исходное 19-20 4,3±1,3 − − 110-130 4,8±0,7 − − − − − −
36048 ч 21-22 4,0±0,8 − − 120-140 4,3±0,6 − − − − − −
89400 ч 21-22 4,2±0,5 − − 110-130 4,9±0,6 − − − − − −
136896 ч 22-23 4,3±0,8 − − 120-140 4,7±0,8 − − − − − −
136896 ч
+обл. до
60·1022
нейтр./м2
12-13 8,7±1,7 − − 110-130 4,9±0,5 − − 90±10 1-3 5,5±0,5 3-5
МШ-1
Исходное − − 21-23 0,9±0,1 80-100 1,7±0,3 80-100 1,2±0,3 − − − −
136656 ч − − 22-24 1,0±0,1 70-90 1,8±0,3 90-110 1,0±0,2 − − − −
136656 ч
+ обл. до
28·1022
нейтр./м2
− − 22-24 1,7±0,3 80-100 1,7±0,4 100-120 1,1±0,1 200±40 1-3 4,5±0,5 3-4
Типичные ТЭМ-изображения радиационно-
индуцированных элементов структуры после облу-
чения образцов ОМ и МШ показаны на рис. 3.
Результаты фрактографических
исследований
Проведение фрактографических исследований
позволяет экспрессно оценивать степень развития
отпускной хрупкости (образование зернограничных
сегрегаций примесей, в первую очередь, фосфора)
по максимальной доле хрупкой межзеренной со-
ставляющей в изломах испытанных образцов Шар-
пи.
Как известно [1], существует температурная за-
висимость доли хрупкого межзеренного разрушения
в образцах Шарпи ОМ и МШ: появление этой со-
ставляющей в изломе наблюдается при температуре
испытания, соответствующей нижнему шельфу, до-
ля ее возрастает по мере приближения к температу-
ре вязкохрупкого перехода, достигая максимальной
величины, характерной для данного состояния ста-
ли, в области вязкохрупкого перехода, а затем резко
уменьшается по мере повышения температуры ис-
пытаний до области верхнего шельфа. В этой связи
для исследований отбирались образцы, испытанные
в области вязкохрупкого перехода – области макси-
мального проявления хрупкого межзеренного раз-
рушения.
Кроме того, существующая зависимость доли
хрупкого межзеренного разрушения от величины
аустенитного зерна [1] осложняет анализ результа-
тов фрактографических исследований образцов кор-
пусных сталей ВВЭР, для которых размер зерна ко-
леблется в широких пределах (от 50 до 400 мкм).
Поэтому для исключения влияния размера зерна на
долю хрупкого межзеренного разрушения рассмат-
ривались образцы с приблизительно одинаковыми
средними размерами зерен (100…150 мкм).
На основе анализа базы данных результатов
фрактографических исследований образцов-
свидетелей КР ВВЭР-1000 построена зависимость
доли хрупкого межзеренного разрушения от содер-
жания никеля в стали, продолжительности термиче-
ской выдержки и дозы облучения (рис. 4).
ISSN 1562-6016. ВАНТ. 2013. №2(84) 7
а б
Рис. 3. ТЭМ-изображения радиационно-индуцированных изменений в МШ стали 15Х2НМФА
под облучением: a – дислокационные петли; б – округлые радиационно-индуцированные преципитаты
Рис. 4. Зависимость доли хрупкого межзеренного разрушения образцов Шарпи материалов
КР ВВЭР-1000 от содержания никеля, длительности изотермической выдержки и дозы облучения
ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ
Анализ базы данных механических испытаний
образцов [8], которая включает более 100 экспери-
ментальных точек для ОМ и МШ в рамках исследо-
ваний образцов-свидетелей 15-ти действующих КР
ВВЭР-1000 России и Украины показал, что для тем-
пературного старения в диапазоне температур
310…320 °С характерен большой разброс свойств.
Для оценки механизмов, действующих при дли-
тельном воздействии рабочих температур КР, были
проведены СЭМ- и ТЭМ-исследования, которые
показали, что в исследованных образцах-свидетелях
ОМ и МШ температурных комплектов присутству-
ют выделения только карбидных и карбонитридных
фаз, а иные, предполагаемые ранее, выделения дру-
гих фаз отсутствуют.
Анализ табл. 3 показывает, что при длительной
температурной выдержке (до ~ 140 000 ч) и темпе-
ратуре 300…320 °С не происходит существенных
изменений плотности и размеров карбидных и кар-
бонитридных фаз в исследованных материалах. Ис-
следования также показали, что микротвердость
рассматриваемых образцов после различных изо-
термических выдержек не изменяется, т. е. не про-
исходит изменения состояния бейнита отпуска, по-
лученного после штатной термообработки (табл. 4).
Таблица 4
Микротвердость образцов-свидетелей ОМ и МШ
ВВЭР-1000 в различных состояниях
ОМ-1
Исходное 36048 ч 89400 ч 136896 ч
<Н
К
>,
HRC
242±9 248±9 244±7 247±5
ОМ-2
Исходное 36048 ч 89400 ч 136896 ч
<Н
К
>,
HRC
278±13 252±9 256±9 262±7
МШ-1
Исходное − 67032 ч 136656 ч
<Н
К
>,
HRC
216±4 − 222±6 218±7
Таким образом, в образцах-свидетелях ОМ и
МШ исследованных температурных комплектов при
8 ISSN 1562-6016. ВАНТ. 2013. №2(84)
временах выдержки от ~10 000 до 140 000 ч и тем-
пературе 300…320 оС состав фаз, их размеры и
плотность практически не изменяются, что не долж-
но приводить к изменению предела текучести ста-
лей. Изменение предела текучести образцов-
свидетелей температурных комплектов ОМ и МШ
могло быть обусловлено разбросом свойств, вы-
званным некоторой разницей в химическом составе
образцов ОМ и МШ, вырезанных из различных сло-
ев. Частично исключить разброс механических
свойств ОМ и МШ можно за счет испытаний образ-
цов зоны термического влияния (ЗТВ). Результаты
механических испытаний образцов ОМ ЗТВ показа-
ны на рис. 5.
Рис. 5. Изменение механических свойств образцов
ОМ ЗТВ в процессе длительных термических
выдержек1
Видно, что повышения предела текучести не на-
блюдается в течение всего периода эксплуатации
материала. При длительных временах термической
выдержки наблюдается некоторая тенденция к сни-
жению предела текучести.
При совместном воздействии длительной терми-
ческой выдержки и облучения ОМ и МШ ВВЭР-
1000 плотность и размеры крупных карбидных фаз
(типа (Cr, Mo)23C6 и Mo3CrC2,5 в МШ и (Cr,V)23C6 в
ОМ) не изменяются. При этом наблюдается склон-
ность к увеличению плотности мелких карбидов на
основе молибдена в МШ и карбонитридов V(C,N) в
ОМ.
Стоит отметить, что плотность радиационно-
индуцированных элементов структуры в облучен-
ных образцах более чем на порядок выше, чем плот-
ность мелких карбидов и радиационных дефектов, в
связи с чем стоит ожидать, что именно образование
1 Данные получены Д.А. Журко, А.А. Чернобаевой,
М.А. Скундиным.
радиационно-индуцированных преципитатов вносит
определяющий вклад в упрочнение исследованных
материалов под облучением.
Анализ зависимости доли хрупкого межзеренно-
го разрушения от содержания никеля, продолжи-
тельности изотермической выдержки и дозы облу-
чения показывает, что процесс образования сегрега-
ций примесей (прежде всего фосфора) не прекраща-
ется на протяжении всего периода эксплуатации и
зависит от содержания никеля в стали. Увеличение
содержания никеля в стали способствует интенси-
фикации процессов образования сегрегаций уже в
исходном состоянии при медленном охлаждении
после штатной термической обработки. При увели-
чении дозы облучения вклад радиационной состав-
ляющей увеличивается, при этом, чем больше со-
держание никеля в стали, тем выше вклад радиаци-
онной составляющей (разница в долях хрупкого
межзеренного разрушения для облученных образцов
по сравнению с термокомплектом растет по мере
роста дозы облучения и концентрации никеля в ста-
ли). Темп образования сегрегаций постепенно за-
медляется при увеличениях содержания никеля и
дозы облучения.
Таким образом, в исследованных образцах тер-
мокомплектов механизмом, отвечающим за сдвиг
критической температуры хрупкости, может являть-
ся образование сегрегаций примесей (прежде всего
фосфора) по границам зерен, что проявляется также
в появлении хрупкого межзеренного разрушения в
изломах образцов Шарпи. Необходимо отметить,
что вклад сегрегационного механизма становится
особенно существенным при больших временах
изотермических выдержек в материалах с повышен-
ным содержанием примесей, к которым относятся,
прежде всего, обечайки зоны патрубков.
На рис. 6, 7 приведены зависимости доли хруп-
кого межзеренного разрушения соответственно от
флюенса быстрых нейтронов и содержания никеля в
стали. При этом результаты разбиты на две группы:
с содержанием никеля 1,16…1,35 и
1,35…1,76 мас.%.
40 60 80 100 120 140
10
15
20
25
30
35
40
Флюенс, 1022 м-2
Д
ол
я
хр
уп
ко
го
м
еж
зе
ре
нн
ог
о
ра
зр
уш
ен
ия
, %
Рис. 6. Зависимость доли хрупкого межзеренного
разрушения в исследованных образцах от флюенса
быстрых нейтронов: ● – образцы с содержанием
никеля 1,16…1,35 мас.%,
○ – образцы с содержанием никеля 1,35…1,76 мас.%
ISSN 1562-6016. ВАНТ. 2013. №2(84) 9
Повышение концентрации никеля и марганца
приводит к увеличению склонности стали к образо-
ванию зернограничных сегрегаций фосфора [9]. Из
рис. 7 видно, что для исследованных сталей увели-
чение содержания никеля приводит к росту доли
хрупкого межзеренного разрушения.
1,1 1,2 1,3 1,4 1,5 1,6 1,7 1,8
10
15
20
25
30
35
40
Д
ол
я
хр
уп
ко
го
м
еж
зе
ре
нн
ог
о
ра
зр
уш
ен
ия
, %
Содержание никеля, %
Рис. 7. Зависимость доли хрупкого межзеренного
разрушения от содержания никеля в стали
Анализ результатов фрактографических иссле-
дований (см. рис. 6, 7) показывает, что для материа-
лов ВВЭР-1000 при концентрациях никеля менее
1,35 мас.% (при близких значениях содержания Mn)
и значениях флюенса менее (4…5)·10-22 м-2 доля
хрупкого межзеренного разрушения не превышает
значений ~20…25 %, что не оказывает существен-
ного влияния на механические характеристики ста-
лей. Однако при превышении концентрации никеля
сверх 1,35 мас.% доля хрупкого межзеренного раз-
рушения сильно возрастает и может достигать 40 %
при высоких значениях флюенса быстрых нейтро-
нов. При этом следует учитывать, что на увеличение
доли хрупкого межзеренного разрушения большое
влияние оказывает большой размер первичных ау-
стенитных зерен, по которым проходит зерногра-
ничное разрушение.
Увеличение температуры вязкохрупкого перехо-
да облученных материалов обусловлено как разви-
тием сегрегационных процессов, так и образованием
рациационно-индуцированных элементов структу-
ры: наноразмерных округлых преципитатов и ра-
диационных дефектов – дислокационных петель.
ВЫВОДЫ
1. Фазовый состав исследованных образцов-
свидетелей ОМ и МШ температурных комплектов в
процессе изотермических выдержек от ~10 000 до
140 000 ч при рабочей температуре 300…320 °С
значимо не изменяется по сравнению с исходным
состоянием и представлен α-железом, карбидами и
карбонитридами. Присутствие иных фаз не обнару-
жено.
2. Размеры и плотность карбидов и карбонитри-
дов в процессе длительной температурной выдерж-
ки при рабочей температуре реактора практически
не изменяются. Таким образом, показано, что струк-
турные предпосылки для изменения прочностных
характеристик исследованных образцов ОМ и МШ в
интервале температур 300…320 °С и времени вы-
держки до ~ 140 000 ч отсутствуют, что подтвер-
ждается результатами испытаний образцов ОМ ЗТВ.
3. Выявлены значения концентрации никеля
(при близких значениях содержания марганца), на-
чиная с которых при флюенсах (4…5)·10-22 м-2 доля
хрупкого межзеренного разрушения может дости-
гать значений 20…25 %, оказывающих влияние на
механические характеристики сталей.
4. Доля хрупкого межзеренного разрушения и
зернограничная концентрация фосфора растут с
увеличением содержания никеля в стали и увеличе-
нием продолжительности выдержки при рабочей
температуре КР, что может стать определяющим
фактором при продлении срока службы до 60 и бо-
лее лет.
Работа выполнена при поддержке Министерства
образования и науки Российской Федерации
(ГК №14.518.11.7007).
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. B.A. Gurovich, E.A. Kuleshova, Yu.A. Nikola-
ev, Ya.I. Shtrombakh. Assessment of relative contribu-
tions from different mechanisms to radiation embrittle-
ment of reactor pressure vessel steels // J. Nucl. Mat.
1997, v. 246, p. 91-120.
2. B.A. Gurovich, E.A. Kuleshova, K.E. Prihodko,
O.V. Lavrenchuk, Ya.I. Shtrombakh. The principal
structural changes proceeding in Russian pressure vessel
steels as a result of neutron irradiation, recovery anneal-
ing and re-irradiation // J. Nucl. Mat. 1998, v. 264,
p. 333-353.
3. P. Kelly, A. Jostsons, R. Blake, J. Napier. The
determination of foil thickness by scanning transmission
electron microscopy // Phys. Stat. Sol. (A). 1975, v. 31,
p. 771.
4. Б.A. Гурович, Е.А. Кулешова, С.В. Федотова,
Д.А. Мальцев, А.С. Фролов. Влияние химического
состава и структурных параметров сталей корпусов
реакторов ВВЭР на склонность к охрупчиванию,
обусловленному образованием зернограничных сег-
регаций, в том числе в условиях, характерных для
длительной эксплуатации энергетических установок
// Матер. 7-й МНТК «Обеспечение безопасности
АЭС с ВВЭР». ОКБ «ГИДРОПРЕСС», Подольск,
Россия, 17-20 мая 2011 г.
5. С.А. Салтыков. Стереометрическая метал-
лография. М.: «Металлургия», 1976, 271 с.
6. B.A. Gurovich, E.A. Kuleshova, Ya.I. Shtrom-
bakh, D.Yu. Erak, A.A. Chernobaeva, O.O. Zabusov.
Fine structure behaviour of VVER-1000 RPV materials
under irradiation // J. Nucl. Mat. 2009, v. 389, p. 490-
496.
7. M.K. Miller, A.A. Chernobaeva, Y.I. Shtrom-
bakh, K.F. Russell, R.K. Nanstad, D.Y. Erak, O.O. Za-
busov. Evolution of the nanostructure of VVER-1000
RPV materials under neutron irradiation and post irra-
diation annealing // J. Nucl. Mat. 2009, v. 385, p. 615-
622.
8. Создание и анализ базы данных по длитель-
ному термическому старению стали 15Х2НМФА
10 ISSN 1562-6016. ВАНТ. 2013. №2(84)
(15Х2НМФА-А, 15Х2НМФА класс 1) и ее сварных
соединений; разработка нормативных зависимо-
стей для консервативной оценки ниспадающей час-
ти зависимости сдвига критической температуры
хрупкости стали марки 15Х2НМФА и ее сварных
соединений от времени термического старения:
Отчет НИЦ «Курчатовский институт» по проекту
АЭС-2006. М., 2009.
9. Л.M. Утевский, E.E. Гликман, Г.С. Kарк. Об-
ратимая отпускная хрупкость стали и сплавов же-
леза. М.: «Металлургия», 1985, 271 с.
Статья поступила в редакцию 07.09.2012 г.
ЗВ'ЯЗОК СЛУЖБОВИХ ХАРАКТЕРИСТИК СТАЛЕЙ КОРПУСІВ ЯДЕРНИХ РЕАКТОРІВ
З ЕВОЛЮЦІЄЮ ЇХ НАНОСТРУКТУРИ ПІД ДІЄЮ РОБОЧИХ ТЕМПЕРАТУР
І ОПРОМІНЕННЯ
Б.А. Гурович, Є.А. Кулешова, Д.А. Мальцев, С.В. Федотова, А.С. Фролов
Проведено комплекс мікроструктурних досліджень зразків матеріалів-свідків корпусів реакторів (КР)
ВВЕР-1000 у вихідному стані, після тривалих термічних витримок та опромінення. Показано, що в неопро-
мінених елементах КР зсув критичної температури крихкості може бути обумовлено, в основному, розвит-
ком конвертованої відпускної крихкості. Її внесок в окрихчування матеріалу збільшується зі збільшенням
часу експлуатації і може стати визначальним при продовженні терміну служби КР ВВЕР-1000 до 60 років і
більше. При спільній дії тривалої термічної витримки і опромінення зсув критичної температури крихкості
обумовлений, головним чином, радіаційно-індукованими елементами наноструктури.
RELATIONSHIP OF OPERATIONAL CHARACTERISTICS OF STEELS FOR PRESSURE
VESSELS OF NUCLEAR REACTORS WITH EVOLUTION OF ITS NANOSTRUCTURE
IN CONDITIONS OF OPERATION TEMPERATURES AND IRRADIATION
B.A. Gurovich, E.A. Kuleshova, D.A. Maltsev, S.V. Fedotova, A.S. Frolov
A complex of microstructural studies of RPV VVER-1000 surveillance specimens in the initial state, after long
thermal exposures and irradiation was conducted in this paper. It is shown that in non-irradiated RPV elements the
transition temperature shift can be mainly caused by the development of reversible temper brittleness. Its contribu-
tion to the total embrittlement of the material increases with increasing of the operation time and can become deci-
sive when extending the lifetime of VVER-1000 RPV up to 60 years and more. Under the joint action of long
thermal exposures and irradiation the transition temperature shift is mainly caused by radiation-induced elements of
the nanostructure.
|
| id | nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-111685 |
| institution | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| issn | 1562-6016 |
| language | Russian |
| last_indexed | 2025-12-07T16:07:44Z |
| publishDate | 2013 |
| publisher | Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України |
| record_format | dspace |
| spelling | Гурович, Б.А. Кулешова, Е.А. Мальцев, Д.А. Федотова, С.В. Фролов, А.С. 2017-01-13T17:09:06Z 2017-01-13T17:09:06Z 2013 Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения/ Б.А. Гурович, Е.А. Кулешова, Д.А. Мальцев, С.В. Федотова, А.С. Фролов // Вопросы атомной науки и техники. — 2013. — № 2. — С. 3-10. — Бібліогр.: 9 назв. — рос. 1562-6016 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/111685 621.039.531 Проведен комплекс микроструктурных исследований материалов образцов-свидетелей корпусов реакторов (КР) ВВЭР-1000 в исходном состоянии, после длительных термических выдержек и облучения. Показано, что в необлучаемых элементах КР сдвиг критической температуры хрупкости может быть обусловлен, в основном, развитием обратимой отпускной хрупкости. Ее вклад в охрупчивание материала увеличивается с увеличением времени эксплуатации и может стать определяющим при продлении срока службы КР ВВЭР- 1000 до 60 и более лет. При совместном воздействии длительной термической выдержки и облучения сдвиг критической температуры хрупкости обусловлен, главным образом, радиационно-индуцированными элементами наноструктуры. Проведено комплекс мікроструктурних досліджень зразків матеріалів-свідків корпусів реакторів (КР) ВВЕР-1000 у вихідному стані, після тривалих термічних витримок та опромінення. Показано, що в неопромінених елементах КР зсув критичної температури крихкості може бути обумовлено, в основному, розвитком конвертованої відпускної крихкості. Її внесок в окрихчування матеріалу збільшується зі збільшенням часу експлуатації і може стати визначальним при продовженні терміну служби КР ВВЕР-1000 до 60 років і більше. При спільній дії тривалої термічної витримки і опромінення зсув критичної температури крихкості обумовлений, головним чином, радіаційно-індукованими елементами наноструктури. A complex of microstructural studies of RPV VVER-1000 surveillance specimens in the initial state, after long thermal exposures and irradiation was conducted in this paper. It is shown that in non-irradiated RPV elements the transition temperature shift can be mainly caused by the development of reversible temper brittleness. Its contribution to the total embrittlement of the material increases with increasing of the operation time and can become decisive when extending the lifetime of VVER-1000 RPV up to 60 years and more. Under the joint action of long thermal exposures and irradiation the transition temperature shift is mainly caused by radiation-induced elements of the nanostructure. Работа выполнена при поддержке Министерства образования и науки Российской Федерации (ГК №14.518.11.7007) ru Національний науковий центр «Харківський фізико-технічний інститут» НАН України Вопросы атомной науки и техники Физика радиационных повреждений и явлений в твердых телах Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения Зв'язок службових характеристик сталей корпусів ядерних реакторів з еволюцією їх наноструктури під дією робочих температур і опромінення Relationship of operational characteristics of steels for pressure vessels of nuclear reactors with evolution of its nanostructure in conditions of operation temperatures and irradiation Article published earlier |
| spellingShingle | Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения Гурович, Б.А. Кулешова, Е.А. Мальцев, Д.А. Федотова, С.В. Фролов, А.С. Физика радиационных повреждений и явлений в твердых телах |
| title | Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения |
| title_alt | Зв'язок службових характеристик сталей корпусів ядерних реакторів з еволюцією їх наноструктури під дією робочих температур і опромінення Relationship of operational characteristics of steels for pressure vessels of nuclear reactors with evolution of its nanostructure in conditions of operation temperatures and irradiation |
| title_full | Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения |
| title_fullStr | Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения |
| title_full_unstemmed | Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения |
| title_short | Связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения |
| title_sort | связь служебных характеристик сталей корпусов ядерных реакторов с эволюцией их наноструктуры под действием рабочих температур и облучения |
| topic | Физика радиационных повреждений и явлений в твердых телах |
| topic_facet | Физика радиационных повреждений и явлений в твердых телах |
| url | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/111685 |
| work_keys_str_mv | AT gurovičba svâzʹslužebnyhharakteristikstaleikorpusovâdernyhreaktorovsévolûcieiihnanostrukturypoddeistviemrabočihtemperaturioblučeniâ AT kulešovaea svâzʹslužebnyhharakteristikstaleikorpusovâdernyhreaktorovsévolûcieiihnanostrukturypoddeistviemrabočihtemperaturioblučeniâ AT malʹcevda svâzʹslužebnyhharakteristikstaleikorpusovâdernyhreaktorovsévolûcieiihnanostrukturypoddeistviemrabočihtemperaturioblučeniâ AT fedotovasv svâzʹslužebnyhharakteristikstaleikorpusovâdernyhreaktorovsévolûcieiihnanostrukturypoddeistviemrabočihtemperaturioblučeniâ AT frolovas svâzʹslužebnyhharakteristikstaleikorpusovâdernyhreaktorovsévolûcieiihnanostrukturypoddeistviemrabočihtemperaturioblučeniâ AT gurovičba zvâzokslužbovihharakteristikstaleikorpusívâdernihreaktorívzevolûcíêûíhnanostrukturipíddíêûrobočihtemperaturíopromínennâ AT kulešovaea zvâzokslužbovihharakteristikstaleikorpusívâdernihreaktorívzevolûcíêûíhnanostrukturipíddíêûrobočihtemperaturíopromínennâ AT malʹcevda zvâzokslužbovihharakteristikstaleikorpusívâdernihreaktorívzevolûcíêûíhnanostrukturipíddíêûrobočihtemperaturíopromínennâ AT fedotovasv zvâzokslužbovihharakteristikstaleikorpusívâdernihreaktorívzevolûcíêûíhnanostrukturipíddíêûrobočihtemperaturíopromínennâ AT frolovas zvâzokslužbovihharakteristikstaleikorpusívâdernihreaktorívzevolûcíêûíhnanostrukturipíddíêûrobočihtemperaturíopromínennâ AT gurovičba relationshipofoperationalcharacteristicsofsteelsforpressurevesselsofnuclearreactorswithevolutionofitsnanostructureinconditionsofoperationtemperaturesandirradiation AT kulešovaea relationshipofoperationalcharacteristicsofsteelsforpressurevesselsofnuclearreactorswithevolutionofitsnanostructureinconditionsofoperationtemperaturesandirradiation AT malʹcevda relationshipofoperationalcharacteristicsofsteelsforpressurevesselsofnuclearreactorswithevolutionofitsnanostructureinconditionsofoperationtemperaturesandirradiation AT fedotovasv relationshipofoperationalcharacteristicsofsteelsforpressurevesselsofnuclearreactorswithevolutionofitsnanostructureinconditionsofoperationtemperaturesandirradiation AT frolovas relationshipofoperationalcharacteristicsofsteelsforpressurevesselsofnuclearreactorswithevolutionofitsnanostructureinconditionsofoperationtemperaturesandirradiation |