Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Общая характеристика радиационных явлений в облученных нейтронами аустенитных сталях и сплавах 12
1.1. Общая характеристика микроструктуры и радиационной пористости 15
1.1.1. Закономерности распада пересыщенных твердых растворов 15
1.1.2. Фазовый распад в аустенитных нержавеющих сталях, используемых в атомной энергетике, при старении 20
1.2. Закономерности распада твердого раствора аустенита при облучении 22
1.2.1. Фазовые превращения под облучением в сталях и сплавах атомной энергетики 22
1.2.2. Связь выделения вторичных фаз и радиационной пористости 24
1.2.3. Эволюция дислокационной структуры 27
1.3. Закономерности в развитии радиационной пористости, распухания в облученных сталях и сплавах 31
1.3.1. Зависимость макропараметров процесса распухания от условий облучения.31
1.4. Взаимосвязь радиационной ползучести и распухания аустенитных сталей, облученных в реакторе БОР-60 35
1.5. Радиационное упрочнение и охрупчивание аустенитных сталей и сплавов, взаимосвязь радиационно-индуцированных изменений механических свойств с микроструктурой и распуханием 38
Глава 2. Объекты исследования и методические вопросы проведения экспериментов 45
2.1. Условия облучения исследованных элементов, облученных нейтронами в реакторах ВВЭР-1000, СМ, БОР-60 46
2.2. Шестигранные чехлы ТВС активной зоны и экранных сборок реактора БОР-60, изготовленные из стали 12Х18Н10Т 51
2.3. Элементы ТВС из промышленных и опытных сталей и сплавов реакторов на быстрых нейтронах 53
2.4. Методы исследований 59
Глава 3. Микроструктура и фазовые превращения в сталях типа Х18Н10Т аустенитного класса, облученных в различных реакторах 63
3.1. Исходная структура 64
3.2. Микроструктура и вакансионная пористость стали после нейтронного облучения .64
3.2.1. Облучение в реакторе ВВЭР-1000 65
3.2.2. Облучение в реакторе СМ 68
3.2.3. Облучение в экране реактора БОР-60 при небольших повреждающих дозах 73
3.2.4. Облучение в качестве чехлов ТВС активной зоны реактора БОР-60 76
3.2.5. Облучение в качестве чехлов экранных сборок реактора БОР-60 82
3.3.Обсуждение результатов исследований микроструктуры и пористости в стали Х18Н10Т облученной в различных реакторах 87
Выводы по главе 92
ГЛАВА 4. Закономерности развития вакансионной пористости и распухания аустенитных сталей 94
4.1. Закономерности влияния параметров облучения на распухание и вакансионную пористость аустенитных сталей и сплавов 94
4.1.1. Распухание сталей аустенитного класса с основой Х16Н15 94
4.1.2. Распухание аустенизированной стали 12Х18Н10Т. Влияние скорости набора повреждающей дозы на распухание 103
4.2. Влияние предварительной термомеханической обработки на вакансионную пористость и радиационное распухание аустенитных сталей 111
4.3. Сравнение влияния холодной, теплой и горячей деформаций на распухание аустенитных сталей и сплавов 117
4.3. Влияние напряжений на распухание и параметры вакансионной пористости аустенитных сталей 124
Выводы по главе 139
Глава 5. Радиационная ползучесть аустенитных сталей при низких температурах облучения 142
5.1. Зависимость деформации ползучести от параметров облучения и химического состава аустенитных сталей 146
5.2. Расчет модулей ползучести, зависимости модуля ползучести от повреждающей дозы и эквивалента никеля ,.. 150
5.3. Взаимосвязь радиационной ползучести и радиационного распухания 152
5.4. Взаимосвязь радиационной ползучести и распухания в реальных элементах реакторов на быстрых нейтронах 156
Выводы по главе 159
Глава 6. Радиационно-индуцированные изменения механических свойств сталей и сплавов 161
6.1. Низкотемпературное упрочнение стали 06Х18Н10Т, облученной в реакторе ВВЭР-1000 164
Выводы по первой части главы 172
6.2. Механические свойства аустенитных сталей и сплавов в температурном интервале существования распухания 173
6.2.1. Характер разрушения сильнораспухающих образцов сталей 176
6.2.2. Основные макрочерты радиационного охрупчивания аустенитных сталей, вызванного распуханием 179
6.2.3. Дозно - температурная область существования радиационного охрупчивания, вызванного распуханием 180
6.2.4. Микроструктурные аспекты ОВР 182
6.3.1. Механизмы ОВР 187
6.2.1. Влияние трещин в образцах аустенитных сталей, облученных до высоких повреждающих доз, на их механические свойства 196
6.2.2. Влияние отжига на параметры микроструктуры и механические свойства распухающих сталей 202
6.3. Исследования разрушения шестигранников ТВС реактора БОР-60 204
Выводы по второй части главы 204
Основные выводы 205
Список литературы 208
- Закономерности распада твердого раствора аустенита при облучении
- Радиационное упрочнение и охрупчивание аустенитных сталей и сплавов, взаимосвязь радиационно-индуцированных изменений механических свойств с микроструктурой и распуханием
- Микроструктура и вакансионная пористость стали после нейтронного облучения
- Влияние предварительной термомеханической обработки на вакансионную пористость и радиационное распухание аустенитных сталей
Введение к работе
Актуальность работы. Развитие атомной энергетики в ближайшие годы будет связано не только со строительством новых атомных станций, но и с продлением назначенного срока службы уже действующих реакторов ВВЭР, что отражено во многих межотраслевых программах как одно из наиболее актуальных направлений политики Федерального Агентства по Атомной энергии. Обоснование длительного (30 лет) проектного срока эксплуатации ядерных реакторов ВВЭР и продление его на 10-15 лет и далее потребовало изучения закономерностей низкотемпературной радиационной повреждаемости аустенитных сталей, облученных нейтронами при условиях эксплуатации, характерных для различных устройств и частей этих реакторов.
Особенностью элементов внутрикорпусных устройств ВКУ и, в первую очередь, выгородки реактора ВВЭР-1000, является то, что в процессе эксплуатации (за 30 лет) они накапливают весьма значительную нейтронную повреждающую дозу (по разным оценкам максимальная повреждающая доза составляет от 50 до 75 смещений на атом) и имеют достаточно высокий уровень температур в массиве выгородки (по некоторым оценкам от 280 до 460 °С), обусловленный поглощением у - квантов и нейтронов. В силу того, что температуры и повреждающие дозы в сечениях выгородки реактора ВВЭР-1000 имеют большие градиенты, возможно возникновение больших внутренних напряжений, которые по оценкам могут оказаться выше исходного предела текучести материала ВКУ.
При таких условиях эксплуатации в материалах различных конструкций ВКУ будут проявляться такие радиационные явления как: радиационно - индуцированное изменение микроструктуры, радиационное распухание, ползучесть, упрочнение и охрупчива-ние и их взаимосвязь. Присутствие градиентов температур, повреждающих доз и напряжений лишь усилит эти эффекты.
При низких температурах облучения наблюдаются радиационно - индуцированные сегрегации основных элементов стали (Ni, Cr, Fe) на стоках дефектов, поэтому важно исследовать не только сталь 08Х18Н10Т - материал ВКУ реакторов ВВЭР, но и близкие по составу аустенитные стали, позволяющие распространить частные выводы, относящиеся к отдельным сталям, на весь класс аустенитных сталей. Различные аспекты исследований радиационных явлений и их взаимосвязей в аустенитных сталях при низких температурах облучения отнесены к числу наиболее принципиальных задач и актуальных фундаментальных и прикладных исследований и включены в программы различного уровня, в том числе отраслевые и межотраслевые.
Теоретической основой, которая предопределила успешное решение поставленной проблемы, и исходной базой для исследований явились труды ученых в области реакторного материаловедения, радиационной физики конденсированных сред (твердого тела): Н.П. Агаповой, В.Н. Быкова, Г.Г. Бондаренко, С.Н. Вотинова, Б.Н. Гощицкого, А.Г. Залужного, А.Г. Иолтуховского, Б.А. Калина, Ю.В. Конобеева, СТ. Конобеев-ского, И.М. Неклюдова, З.Е. Островского, A.M. Паршина, П.А. Платонова, В.И. Прохорова, Ф.Г. Решетникова, В.Ф. Реутова, В.В. Сагарадзе, В.К. Шамардина, В.А. Цы-канова и других советских, российских и зарубежных ученых.
В этой связи определение закономерностей низкотемпературной радиационной повреждаемости аустенитных нержавеющих сталей при температурах облучения (265-460 °С) при возможных в ВКУ повреждающих дозах (3-100 сна) при эксплуатации в течение 30 и далее до 45 лет позволяет обосновать продление назначенного срока службы реакторов ВВЭР, что можно квалифицировать как решение научной проблемы, имеющей важное народнохозяйственное значение.
Цель работы - экспериментальное определение закономерностей низкотемпературной радиационной повреждаемости: распухания, ползучести, изменения микроструктуры и механических свойств в аустенитных сталях, облученных в различных реакторах в условиях характерных для ВКУ ВВЭР (Тобл. = 265-460 °С, повреждающая доза 3-100 сна, напряжения) для обоснования и продления их назначенного срока службы.
Для достижения цели были решены следующие задачи: • уточнена эволюция радиационно-индуцированной микроструктуры российских
сталей аустенитного класса с основами Х18Н10иХ16Н15 после облучения в различных реакторах при низких температурах облучения; • выявлены и уточнены закономерности влияния повреждающей дозы, скорости
набора повреждающей дозы, напряжений, температуры облучения и исходного состояния на распухание сталей основами Х18Н10 и Х16Н15 при указанных условиях облучения;
• изучены взаимосвязь радиационной ползучести и распухания аустенитных сталей в экспериментах с разборными материаловедческими пакетами в реакторе БОР-60. Определены зависимости модулей ползучести от повреждающей дозы и химического состава сталей;
• установлены закономерности низкотемпературного радиационного упрочнения аустенитных сталей, облученных в реакторах ВВЭР, взаимосвязь упрочнения с параметрами микроструктуры;
• выявлена взаимосвязь охрупчивания с распуханием и изменениями микроструктуры сталей и сплавов в температурном интервале существования распухания;
• получены данные о взаимосвязи радиационных явлений в реальных элементах ВКУ, активной зоны и экрана различных реакторов.
Научная новизна
• Получены новые систематические комплексные экспериментальные данные по распуханию и формированию вакансионной пористости в аустенитных сталях с основой Х16Н15 и Х18Н10, отличающихся исходными состояниями, облученных в различных реакторах при температурах от 280 до 460 °С в интервале повреждающих доз от 1 до 100 сна.
• Впервые получены данные по влиянию напряжений на параметры микроструктуры и распухания сталей с основой Х16Н15, облученных нейтронами.
• Получены новые данные по влиянию температуры предварительной (исходной) деформации на радиационное распухание и параметры микроструктуры сталей и сплавов аустенитного класса.
• Впервые доказано влияние скорости набора дозы на параметры микроструктуры и радиационное распухание стали Х18Н10Т, а также обнаружен сдвиг распухания в низкотемпературную область при уменьшении скорости набора дозы, что важно для обоснования и продлении срока службы элементов ВКУ реакторов ВВЭР.
• На основе проведения экспериментов в разборных материаловедческих пакетах в реакторе БОР-60 получены новые данные по влиянию условий облучения и химического состава на деформацию и модули радиационной ползучести аустенитных сталей. • Получены новые экспериментальные данные, подтверждающие правильность модели взаимосвязи ползучести и распухания. Определены коэффициенты в этой зависимости для российских аустенитных сталей.
• Получены новые данные по низкотемпературному упрочнению стали Х18Н10Т после низкотемпературного (265-320 °С) облучения в реакторах ВВЭР-1000 и ВВЭР-440 и его взаимосвязи с параметрами микроструктуры.
• Впервые при исследовании оболочек твэлов, чехлов и других внутрикорпусных устройств реакторов БОР-60, БН-350 и БН-600, изготовленных из сталей с основой Х16Н15 и Х18Н10, обнаружено новое явление - охрупчивание, вызванное распуханием. Этот тип охрупчивания имеет характерные черты, определяющие его проявление во всех распухающих аустенитных сталях при облучении во всех реакторах на быстрых нейтронах.
Практическая значимость. Полученные результаты важны для понимания физических процессов, протекающих в металлах и сплавах под облучением и возможных причин деградации физико-механических свойств материалов изделий активных зон реакторов на быстрых нейтронах и внутрикорпусных устройств реакторов на тепловых нейтронах.
Обобщенные зависимости радиационных эффектов позволяют прогнозировать поведение материалов при высоких уровнях повреждающих доз, и могут стать основой для принятия решений о продлении назначенного срока службы ВКУ реакторов ВВЭР. Кроме того, эти результаты помогут проводить селекцию радиациоігчо-стойких материалов при указанных условиях облучения (265-460 °С, 3-100 сна).
Результаты исследований были использованы для:
• принятия решения о продлении ресурса ВКУ блоков №3 и №4 с реакторами ВВЭР-440 НВАЭС, блоков №1 и №2 Кольской АЭС;
• оптимизации химического состава перспективных конструкционных материалов для изделий активных зон ЯЭУ;
• обоснования повторного облучения ТВС с малым выгоранием в реакторе БОР-60, что позволило получить значительный экономический эффект;
• продления назначенного срока службы гильз СУЗ реактора БОР-60 из нового высоконикелевого сплава;
• определения безопасного срока эксплуатации чехлов ТВС в активной зоне, а также чехлов экранных сборок из аустенитных сталей в реакторе БОР-60. Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы были доложены на Всесоюзных и Международных семинарах и конференциях: 13-22-ой Международных конференциях по влиянию облучения на материалы (ASTM) в СУПА (1986, 1988, 1990, 1992, 1994, 1996, 1998, 2000, 2002, 2004 гг.), 3-12-ой Международных конференциях по материалам термоядерных реакторов (ICFRM) (Япония, 1989 г., США, 1991 г., Италия, 1993 г., Россия, 1995 г., Япония, 1997 г., Германия, 2001 г., Япония, 2003 г., США, 2005 г.), 1-7-ой Всесоюзных и Межотраслевых конференциях по реакторному материаловедению (Димитровград, 1980, 1988, 1992, 1995, 1997, 2000, 2003 гг.), Международной конференции «Ядерная и радиационная физика» (Алматы, 1997 г.), XII, XV, XVII Международных конференциях по физике радиационных повреждений и радиационному материаловедению (г. Алушта, Украина, 1998, 2002, 2006 гг.), 2-й Международной конференции по радиационному материаловедению (Алушта, Украина, 1990 г.), Международной конференции по радиационному воздействию на материалы термоядерных реакторов (Ленинград, 1990 г.), 4-й Международной конференции по исследованию и разработке конструкционных материалов для реакторов термоядерного синтеза (Дубна, 1990 г.), Международной конференции по физике радиационных эффектов в металлах (Венгрия, 1991 г.), 4-6-й Международных конференциях «Вклад исследований материалов в разрешение проблем водяных реакторов под давлением» (Фонтенвро, Франция, 1998, 2002, 2006 гг.), Научно-практической конференции Союза материаловедческих обществ России «Новые функциональные материалы и экология» (Москва, 2002 г.), Восьмой и девятой международных конференциях «Проблемы материаловедения при проектировании, изготовлении и эксплуатации оборудования АЭС» (Санкт-Петербург - Сосновый Бор, 2004 г., Санкт-Петербург-Пушкин, 2006 г.), на VI, VII Всесоюзных школах по физике радиационных повреждений (г.Алушта, 1987 г., 1989 г.), Технических комитетах МАГАТЭ, посвященных методам исследования топлива водяных реакторов после облучения (Вена, Австрия, 1990), влиянию высоких доз облучения на свойства материалов конструкционных и топливных материалов активных зон перспективных реакторов (Обнинск, 1997 г.), влиянию флакса на свойства реакторных материалов (Гусь-Хрустальный, 2004 г.), поведению ВКУ различных реакторов и их технологии замены и ремонта (Эрланген, Германия, 2004 г.), 3-6-ом Международных Уральских Семинарах «Радиационная физика металлов и сплавов» (Снежинск, 1999, 2001, 2003, 2005 гг.), XIII-XVI Международных Совещаниях «Радиационная физика твердого тела» (Севастополь, Украина, 2003-2006 гг.), Первой рабочей группе, посвященной неразрушающим измерениям распухания в ВКУ ВВЭР и PWR (Киото, Япония, 2003), многих семинарах и двухсторонних встречах с российскими и зарубежными специалистами, заседаниях КНТС по реакторному материаловеденлю, КНТС по физике радиационных повреждений материалов атомной техники, Научного совета УрО РАН по радиационной физике твердого тела. На зашиту выносятся:
1. Закономерности влияния повреждающей дозы, температуры облучения, напряжений и скорости набора дозы, характерных для ВКУ ВВЭР, на параметры микроструктуры и распухания аустенитных сталей типа Х18Н10 и Х16Н15, облученных в различных реакторах (БОР-60, БН-350, БН-600, СМ, ВВЭР-1000, ВВЭР-440) в интервале температур 265-460 °С,
2. Результаты сравнительных исследований и закономерности влияния на распухание и вакансионную пористость исходной холодной и теплой деформаций для сталей с основой Х16Н(15-11).
3. Комплекс результатов исследования радиационной ползучести сталей в реакторе БОР-60 с использованием разборных материаловедческих пакетов, включающие:
• закономерности влияния повреждающей дозы, напряжений и эквивалента никеля на модуль ползучести сталей в интервале повреждающих доз от 3 до 100 сна при температурах облучения 350-420 °С;
• доказательство правильности использования линейной модели, связывающей скорость деформации ползучести и скорость распухания отечественных аустенитных сталей; установление коэффициентов в ней.
4. Результаты исследования и закономерности радиационно - индуцированных изменений механических свойств и их взаимосвязи с микроструктурой аустенитных сталей с основами Х( 16-18)Н( 10-15), облученных в различных реакторах (ВВЭР-1000, ВВЭР-440, БОР-60) при температурах от 265 до 460 °С.
5. Результаты исследований и закономерности нового явления в аустенитных сталях с основами Х(16-18)Н(10-15) - охрупчивания, вызванного распуханием. 6. Результаты исследований закономерностей и взаимосвязей радиационных явлений: распухания, ползучести, изменения микроструктуры, упрочнения и охрупчивания в реальных изделиях различных реакторов, ставших составной частью материало-ведческого обоснования продления назначенного срока службы реакторов 3-го и 4-го блоков Нововоронежской и 1-го и 2-го блоков Кольской АЭС. Совокупность полученных в работе результатов (отмеченных в 1989 году дипломом Лауреата отраслевой премии в области радиационной повреждаемости материалов и некоторые результаты, признанные в 1997 году важнейшими фундаментальными результатами года в области радиационной физики твердого тела), а также сформулированные на их основе вьшоды можно квалифицировать как решение научной проблемы, имеющей важное народнохозяйственное значение (продление назначенного срока службы внутрикорпусных устройств реакторов ВВЭР).
Личный вклад автора. В период с 1978 по 2006 гг. Неустроев B.C. исполнитель, ответственный исполнитель и руководитель ряда тем по исследованиям радиационных явлений в аустенитных сталях и сплавах, облученных в различных реакторах. Автором осуществлялась постановка задач на исследование сталей и сплавов, статистическая обработка, обобщение и анализ полученных данных, предложение и развитие моделей, непосредственное получение большинства экспериментальных данных, приведенных в работе.
Объем и структура диссертации. Диссертация состоит из введения, семи глав и выводов и изложена на 231 страницах, включая 28 таблиц, 108 рисунков и список литературы из 227 наименований.
Публикации. Всего по теме диссертации опубликовано более 130 статей, докладов и тезисов докладов, получено авторское свидетельство. Выпущено более 80 научно -технических отчетов. Основное содержание изложено в 33 печатных работах, список которых приводится в конце автореферата.
Закономерности распада твердого раствора аустенита при облучении
Хорошо известно, что поведение материала под облучением во многом зависит от его микроструктуры, от выделяющихся в нем фаз. В связи с этим в разных странах усилия ученых были направлены на теоретические и экспериментальные исследования процессов формирования фаз при старении и под облучением в сталях и сплавах [24-42]. В результате были установлены следующие радиационно-индуцированньїе явления в той или иной степени, влияющие на процессы фазовыделения: - ускоренная диффузия; - образование выделений на кластерах точечных дефектов или на дислокационных петлях; - сегрегации, происходящие в результате объединения потоков точечных дефектов и растворенных примесей; - радиационно-индуцированное упорядочение или разупорядочение; - стабилизация и дестабилизация (растворение) фаз потоком вакансий; - растворение фаз каскадами. Эти явления изменяют тот набор фаз, который регистрируют при облучении в отличие от старения сталей и сплавов. При этом меняются: распределение фаз по размерам и их концентрация; относительные пропорции между фазами; характеристики процесса фазовыделения и характеристики областей существования фаз в диаграммах состояния в результате появления сегрегации и изменения свободной энергии образующейся фазы. Таким образом, при облучении в сталях имеется набор фаз, отличающийся от набора фаз при старении сталей и сплавов. В работе [27] была проведена их классификация в соответствии с перечисленными явлениями, происходящими при облучении. Во-первых, были обнаружены у - и G-фазы, не встречающиеся при старении сталей, которые назвали радиационно-индуцированными. Во-вторых, было обнаружено, что выделение многих фаз проходит очень медленно при температурах старения ниже 650 С и поэтому требуется длительное время для их выделения.
При облучении эти превращения происходят гораздо быстрее вследствие радиационно-стимулированной диффузии дефектов. Такие фазы назвали радиа-ционно-стимулированными. В-третьих, обнаружили, что фазы, развивающиеся при старении, часто наблюдались и при облучении, но со значительно измененным составом. Большинство наблюдаемых изменений в составе фаз включало в себя изменения доли никеля и кремния. Такие фазы назвали радиационно-модифицированными. Классификация фаз, наблюдающихся в облученных сталях с Ті (A1S1316, Х18Н10Т) и с Nb (FV-548,0Х16Н15МЗБ), приведена в табл. 1.2. Кроме фаз, перечисленных в табл. 1.2, иногда встречаются и другие фазы с очень малой объемной долей: а-фаза, х-Ф333» Fe2? [31], а в сталях и сплавах с бором - Fe2B3 [35,36]. Оценка объемной доли составляющих смеси фаз в сталях типа 316+ТІ показала [33], что основная доля выделяющихся в стали фаз составляет л-фаза и фаза Лавеса, объемная доля остальных фаз в исследованном интервале температур 430-650 С и повреждающих доз 8-75 сна, облученных в реакторе EBR-II, не превышает 0.5 %. Для сталей FV-548 и 0Х16Н15МЗБ к основным фазам следует причислить также и карбонит-рид ниобия, объемная доля которого в отдельных случаях превышает 1 % [31,36-38]. Для созданной при облучении смеси фаз характерны некоторые особенности. Фазы, богатые никелем и кремнием, преобладают до температуры приблизительно 550 С. При дальнейшем повышении температуры облучения смесь фаз приближается по составу к смеси фаз при старении [27]. Прежде чем определить место радиационной пористости в представленной классификации фаз в облученных материалах, рассмотрим, каким образом выделение вторых фаз влияет на развитие вакансионных пор. 1.2.2. Связь выделения вторичных фаз и радиационной пористости В работах [39,40] были рассмотрены различные механизмы, объединяющие выделения частиц вторых фаз и вакансионных пор. 1. Прямой механизм. Этот механизм описывает образование и рост пор, физически связанных с частицами. Он описывает следующие характерные черты: - захват атомов газа поверхностью раздела матрица-частица; - взаимодействие между точечными дефектами и поверхностью раздела матрица-частица; - развитие пор на поверхности частиц. 2. Второстепенные механизмы, описывают изменение силы стоков, отличных от собственно пор, и включают: - увеличение общей плотности стоков благодаря появлению частиц вторых фаз; - образование сегрегации или зарождение частиц вторых фаз на дислокациях, для которых изменяется эффективность захвата точечных дефектов (фактор предпочтения); - собственные факторы предпочтения отдельных образующихся фаз для вакансий и межузельных атомов. 3.
Косвенные механизмы, описывают процессы изменения химического состава матрицы и соответственно диффузионную подвижность точечных дефектов. Брагер и Гарнер предположили [41,42], что выделяющиеся вторичные фазы влияют на распухание в основном по косвенному механизму. Основная роль фаз - у , G, г, Ла-веса сводится к выводу из твердого раствора элементов, активно изменяющих стойкость сплава или стали к распуханию. Следствием этой гипотезы является факт увеличения распухания с увеличением объемной доли выпавших фаз, т.е. прямая пропорция между объемными долями пор и фаз. Величина распухания в этом случае - мера распада твердого раствора аустенита под облучением и одновременно составляющая смеси фаз, появляющихся под облучением. К близкому выводу пришли и авторы работы [43], предложившие следующую гипотезу: большая термодинамическая стабильность сплава без облучения (меньшая объемная доля вьщелившихся фаз) приводит к повьнпенной стабильности сплава под облучением и к более высокой стойкости сплава к распуханию соответственно. Первый и третий механизмы влияния частиц вторых фаз на распухание рассматривались авторами статьи [39], которые использовали подход, основанный на теории скоростей. Авторы считали, что в идеальном случае когерентных частиц поверхность частиц можно классифицировать как внутреннюю, где имеет место принудительная рекомбинация дефектов (вакансий и междоузлий). Под облучением поверхность, моделируемая как содержащая набор ловушек разной силы, является местом принудительной рекомбинации вакансий и междоузлий [44]. Для границ раздела некогерентных частиц с матрицей нет принудительной рекомбинации. Некогерентные частицы являются стоками для любых потоков точечных дефектов, идущих к ним. Но вследствие фактора предпочтения в твердом растворе существует избыточный поток вакансий, и поэтому поверхности некогерентных частиц могут быть местом ускоренного развития агрегатов точечных дефектов. Некогерентные границы в этом случае становятся местами с ускоренной диффузией дефектов, похожими на болыпеугловые границы зерен. Некогерентная поверхность частиц может стать ловушкой для потока вакансий с последующей их ускоренной передачей к растущим совместно с частицами порам. Ускоренный рост пор, связанных с частицами, был исследован в ряде работ [40,45]. Автором последней работы обнаружено, что значительное увеличение роста пор, связанных с частицами, возможно за счет сбора точечных дефектов частицами. Это важный прямой эффект влияния частиц на рост пор, связанных с частицами. Измерения, проведенные на стали типа 316 с титаном, облученной повреждающей дозой до 35 смещений на атом в температурном интервале 425-600 С в реакторе EBR-II [40], показали, что поры, связанные с частицами при всех температурах облучения, гораздо больше, чем не связанные в комплексы поры. Наряду с описанным эффектом существует и другой, объясняющий влияіше появляющихся дополнительных стоков дефектов (поверхности частиц вторых фаз) на зарождение и рост матричных пор, не связанных в комплексы с частицами вторых фаз [39]. Было показано, что некогерентные частицы дают наибольшее сокращение роста матричных пор. Такой эффект связан с общим уменьшением вакансионного пересыщения в твердом растворе. Тем не менее этот эффект не позволяет говорить о меньшем распухании, так как увеличивается вклад в распухание пор, непосредственно связанных с частицами.
Таким образом, влияние выделяющихся частиц вторичных фаз на распухание можно обобщить следующим образом: 1. когерентность частиц влияет на рост матричных пор (поры меньше в случае некогерентных частиц); 2. в когерентных границах частиц происходит принудительная рекомбинация; 3. поры, объединенные с частицами, растут только в паре с некогерентной частицей, при этом частица является "сборщиком" дефектов с дальнейшей ускоренной их передачей по граішце раздела к образующейся или к уже растущей поре, что приводит к значительно большему размеру пор в комплексах с частицами; 4. ускоренный рост пор и возможная коагуляция частиц и пор приводят к уменьшению вакансионного пересыщения и растворению либо более медленному росту матричных пор; 5. образоваїше частиц вторичных фаз, обедняя твердый раствор элементами, увеличивающими радиационную стойкость стали или сплава, приводит к росту распухания. Следует отметить и следующий достаточно очевидный факт: значительное распухание сталей и сплавов (образоваїше большого количества пор) приводит к изменению
Радиационное упрочнение и охрупчивание аустенитных сталей и сплавов, взаимосвязь радиационно-индуцированных изменений механических свойств с микроструктурой и распуханием
Радиационное охрупчивание аустенитных сталей - одно из явлений, ограничиртю-щих радиационную стойкость аустенитных сталей, при облучении нейтронами в различных реакторах. В зависимости от температуры облучения в конце 70-х начале 80-х годов прошлого века вьщеляли низкотемпературное радиационное охрупчивание и высокотемпературное радиационное охрупчивание [12-14]. Все исследователи сходились во мнении, что низкотемпературное радиационное охрупчивание связано со значительным упрочнением сталей при нейтронном облучении. Пример таких исследований приведен в работе [91]. Аустенитная нержавеющая сталь AISI 304 в отожженном исходном состоянии была облучена при температуре 370 С в реакторе EBR-II. Авторами были построены дозные зависимости предела прочности и условного предела текучести при температуре испытания равной температуре облучения. Прочностные характеристики резко возрастали на начальной стадии облучения, достигая на Oft О сыщения при флюенсе нейтронов с энергией Е 0,1 МэВ около 3x10 м . Упрочнение (увеличение условного предела текучести) составляло в этом случае около 500 МПа, отношение предела текучести к пределу прочности увеличивалось с ростом флюенса нейтронов от, примерно, 0.5 в исходном состоянии до почти 1.0 при флюенсах, соответствующих уровню насыщения прочностных характеристик. Многие зарубежные исследователи получали подобные результаты [92-96] для разных отожженных сталей (МЗ16 [92], AISI304 {93], AISI316 американского [94,96] и французского производства [95]), и различных условий облучения в различных реакторах (DFR [92], EBR-II [93,94,96], Phenix, Rapsodie [95]) в интервале температур облучения от 300 до 430 С. Некоторое различие в результатах состояло в том, что уровень насыщения несколько менялся, флюенс нейтронов для выхода на насыщение характеристик прочности также несколько отличался.
Практически все полученные результаты относились к реакторам с жидкометаллическим теплоносителям на быстрых нейтронах. Поток нейтронов в этих экспериментах также менялся незначительно. Подобные результаты были получены и российскими исследователями, например, Прохоровым В.И. с коллегами [ 14,97,98] для сталей аустенитного класса, в частности, стали Х16Н15МЗБ, облученной в реакторах МИР и СМ-2 при температуре около 300 С до небольших флюенсов нейтронов (0,2-0,91)хЮ26 м 2 с Е 0,1МэВ [14,97] и в реакторе БОР-60 при температурах 330-350 С до максимального флюенса нейтронов 13 х 1026 м"2. В этих работах впервые было получено качественное подтверждение факта влияния скорости набора дозы на характеристики механических свойств образцов стали 0Х16Н15МЗБ при облучении сопоставимыми флюенсами нейтронов в различных рядах реактора БОР-60. Построенные дозные зависимости характеристик механических свойств хорошо совпадали с данными иностранных авторов, но также б ши обнаружены и некоторые особенности поведения механических свойств, связанных с облучением образцов сталей в более мягком нейтронном спектре реакторов с водяным теплоносителем. Так, например упрочнение аустенитных сталей в таких реакторах при низких температурах облучения наступало быстрее, чем в реакторе БОР-60 и уровень насыщения прочностных характеристик был более высоким [97,98]. Необходимость в продлении назначенного срока службы реакторов ВВЭР в России и Украине, реакторов RWR и LWR в Европе, Японии и Америке вызвала к жизни появление большого количества исследований радиационных явлений, в том числе и упрочнения, в аустенитных сталях при условиях облучения близких к условиям эксплуатации внутрикорпусных устройств ВКУ энергетических реакторов. Появилась необходимость в результатах изучения механических свойств после облучения непосредственно в энергетических реакторах с водным теплоносителем при температурах близких к условиям эксплуатации внутрикорпусных устройств ВКУ реакторов ВВЭР и эти результаты должны были бы стать основными при принятии решений о продлении ресурса ВКУ реакторов. Радиационное упрочнение в металлах при температурах облучения около 300 С значительно зависит от формирующігхся при этих температурах во время облучения дефектов кристаллического строения, поэтому важно определить с какими дефектами связано упрочнения и охрупчивание, как влияет скорость набора повреждающей дозы на зарождение и рост дефектов кристаллического строения и на упрочнение и охрупчивание. Такие вопросы давно интересовали исследователей разных стран и в таких исследованиях наиболее часто использовали модель Орована для описания связи между микроструктурными изменениями и увеличением предела текучести сталей при облучении.
Так, например, авторы работы [99] попытались описать численно изменение предела текучести за счет вклада различных составляющих микроструктуры. С этой целью была предложена классификация микроструктурных составляющих - барьеров на близкодействующие SR и дальнодействующие LR. Тогда прирост предела текучести в облученных материалах в сравнении с необлученными будет представлять собой сумму двух слагаемых: где pa - плотность дислокаций, М - фактор Тейлора, G - модуль сдвига, b - веі.гор Бюргерса, а = 0,15- 0,30 - константа. Второе слагаемое определяется по формулам: где Nj, d; - концентрация и диаметр дефектов данного типа, cij - константа для каждого типа дефекта. Авторы приняли для частиц вторых фаз и пор а=1, а для дислокационных петель а=0,2. Экспериментальные результаты исследования предела прочности аустенизированной и холоднодеформированной стали 316 в широких пределах условий облучения (Т=3 70 650 С, флюенс нейтронов Pt до 9-Ю26 м 2 (Е 0,1 МэВ)) показали, что все изменения прочности можно описывать в рамках модели изменения микроструктурных составляющих. Кроме того, одним из выводов работы стал факт определения петель Франка, как дальнодействующих препятствий и учета их наряду с дислокациями (рис. 1.5[99]). В работе [96] авторы использовали формулы, приведенные в предыдущей работа где а і=0,2 и av=l взяты из предыдущей работы [99], а aP = 0,33 оценена в работе [96]; Nd, NFL - плотность дислокаций и петель Франка; pv, рр - концентрация пор и частиц вторых фаз; dv, dp - диаметры пор и частиц.
Микроструктура и вакансионная пористость стали после нейтронного облучения
Исходная структура стали 12Х18Н10Т двухфазная. Наряду с аустенитными зернами (размером около 15 мкм) встречаются зерна б-феррита. Объемная доля 8-феррита может составлять до 3-5%. Элементами структуры аустенитных зерен являются также двойники отжига, выделения вторых фаз (карбиды титана) и дислокации. Выделения карбидов титана со средним размером 0,08 мкм и концентрацией 7 1012 см 3 имеют параметр решетки 0,428 нм. Кроме карбидов титана ТіС в матрице наблюдалось незначительное количество фосфидов Ме2Р. Эти фосфиды имеют гексагональную решетку с параметрами а=0,59 нм, с=0,34 нм. Большинство полных дислокаций были расщеплены на частичные с образованием дефекта упаковки, что свидетельствует о низкой энергии дефекта упаковки в стали. Суммарная плотность дислокаций менялась от зерна к зерну и составляла от 1 х 107-6 х 108 см"2 [120]. Исследования микроструктуры стали типа Х18Н10Т в аустенизированном состоянии проводили на образцах, вырезанных из различных шестигранных чехлов тепловыделяющих сборок и экранных сборок и других изделий из этой стали, облучен"ч іх в различных реакторах. В данной главе приведено несколько примеров наиболее подробных исследований [110,116,118,120,126,127,129,142,146,149,157,170-172,174-176] и приведен анализ и сравнение полученных данньк с зарубежными исследованиями подобных сталей. Наиболее важными можно назвать исследования образцов стали, облученных непосредственно в реакторе ВВЭР-1000 [171,172,174,176].
Таких исследований ранее не проводилось и было важно не только получить данные по эволюции микроструктуры при таких низких температурах облучения (285-320 С) и малых повреждающих дозах (до 15 сна), но и сравнить полученные результаты с другими данными, полученными при исследовании образцов стали, облученных в других реакторах. Электронно-микроскопические исследования структуры стали 06Х18Н10Т из направляющего канала (НК) ТВС ВВЭР-1000 были проведены на образцах, вырезанных из семи уровней по высоте активной зоны с соответствующими условиями облучения (таблица 3.1). В результате облучения в материале образовались радиационные дефекты в виде .дислокационных петель, дислокаций и пор. Длительное нейтронное облучение, кроме того, привело к выделению избыточных фаз, как по границам, так и внутри зерен (рис.3.1-3.3). Поры были обнаружены только в образцах при температурах около 310 С. В одном из образцов было обнаружено лишь несколько пор, а в другом образце наблюдали развитую пористость (см. рис.3.3): средний диаметр пор равен 4,1 нм, их концентрация - 6,7-1015 см"3, а объемная доля (распухание) - 0,013 %. Впервые в этих исследованиях был получен важный экспериментальный факт - были обнаружены поры при столь низких средних температурах (около 310 С) в аустенизированной стали 06Х18Н10Т, облученной непосредственно в реакторе ВВЭР-1000. Средние температуры - отражение температурных режимов облучения ТВС в активной зоне реактора ВВЭР-1000, которые зависят от окружения ТВС, от времени от начала кампании, от выгорания ТВС, от введения бора в теплоноситель и многих других факторов - и они могут быть вычислены только с определенной погрешностью. Погрешность определения средней температуры облучения в верхних сечениях направляющего канала можно оценить в 10 С. Концентрации дислокационных петель и частиц вторых фаз увеличиваются с ростом повреждающей дозы (рис.3.4). Их размеры практически не зависят от повреждающей дозы (рис.3.5), изменяясь от 4,2 до 8,2 нм со средним значением около 5,8 нм для дислокационных петель и от 10 до 15 нм со средним около 12,2 нм для вторых фаз. Этот факт свидетельствует о том, что процесс фазовыделения и формирования микроструктуры в целом находится в стадии инкубационного периода и увеличение количества Условия облучения и координаты мест вырезки образцов из блока материаловедче-ского пакета реактора СМ подробно описаны в предыдущей главе. Основные результаты исследования блока приведены в работах [175,176]. Дислокационная структура всех исследованных образцов стали 12Х18Н10Т, вырезанных из периферийной зоны изделия (рис.3.6), и из центра (рис.3.7) представляет собой скопления радиационных дефектов в виде мелкодисперсных черных или черно-белых точек и дислокационных петель, размер и концентрация которых зависит от места в изделии, из которого был вырезан изучаемый объект. Вакансионные поры не были обнаружены ни в одном из исследованных образцов. Наименьший размер петель наблюдался в образцах 1А, 2А, ЗА из периферии изделия и на образцах 1В, 2В из его центра (рис.3.6, а, б, в, г и рис.3.7, а, б, соответственно). Их средние диаметры практически не отличались друг от друга и без учета мелкодисперсных дефектов находились в пределах 11-13 нм, а их максимальный размер достигал 40 нм. Плотность петель в вышеуказанных образцах оценили величиной 3 1016 см"3 (таблица 3.2). В образце 4А из периферийной зоны и в образцах ЗВ и 4В из центра изделия размер дислокационных петель значительно больше, а их плотность меньше, как это видно из рис.3.6, д и рис.3.7, в, г. При этом около границ зерен наблюдали зону шириной до 200 нм, свободную от петель, рис.3.6, е и рис.3.7, е, в то время как в образцах с более мелкими дислокационными петлями такие обедненные приграничные зоны отсутствовали, рис.3.6, в. Средний размер петель в образце 4А равен 26 нм, а их плотность -3,6 -1015 см 3, а в образцах З В и 4 В соответствующие значения диаметров равны 23 и 31 нм, а плотностей - 1,2 -1016 и 2,5 -1015 см"3 (см. табл. 3.2). Указанные значения плотностей и размеров дислокационных петель здесь также приводятся без учета мелкодисперсных дефектов.
Они наблюдаются во всех исследованных образцах, если фольга достаточно тонкая. На рис.3.6, д приведен снимок с такими дефектами, которые имеют контраст черно-белых точек в фольге с ориентацией [110] при действующем отражении jT = [Гц J. Их размер, определенный по ширине границы между черной и белой частью контраста, находится в переделах от 1,5 до 3,5 нм, а концентрация оценивается величиной 8-10 см". Как видно из снимка фольги и микродифракционной картины, представленных на рис.3.6, д, вектор дефектов (направление перехода от черного контраста к белому) ориентированы по нескольким направлениям - в основном по і -Ь L224JH I02J и следовательно, являются плоскими скоплениями. Так как направления являются по существу направлениями векторов Бюргерса этих дефектов (или их проекций на плоскость фольги), то указанные вектора могут принадлежать как призматическим дислокационным петлям с вектором Бюргерса типа х/2 110 , так и петлям Франка с вектором Бюргерса типа /з 111 . Так вектор / = [224J является проекцией вектора Бюргерса призматической петли 1А п\ на гаюс В матрице помимо пиков от основных элементов (Fe, Сг, Ni) наблюдаются и небольшие пики от Ті, Si, Р и S. Согласно проведенному анализу содержание указанных элементов в матрице составляет: Fe - (71,5+0,6)% , Сг - (19,1+0,3)%, Ni -(8,22±0,28)%, Ті - (0,36+0,10)%, Si - (0,51+0,14)%, Р - (0,18+0,13)% и S - (0,12+0,12)%, что достаточно хорошо совпадает с химическим составом этой стали. При анализе крупных округлых выделений были получены три типа спектров, в которых в качестве основного элемента входил титан. Большинство из них помимо Ті содержали р себе добавки вольфрама (до 1,74 %), молибдена (до 1,55 %), ниобия (до 0,6 %), кремния (до 1,0 %) и серы (до 0,8 %). Однако, встречались частицы только с титаном и серой, в которых содержание серы достигало (24-=-30) %. Микродифракционный анализ внутризеренных частиц овальной формы, которые были прозрачны для электронов, показал, что они имеют ГЦК кристаллическую решетку с межплоскостными расстояниями, совпадающими с межплоскостными расстояниями карбида титана ТІС. Полученный спектр от анализируемой частицы аналогичен спектрам от крупных матричных частиц, содержащих Ті с добавлением W, Мо, Nb, Si и S. Однако, в данном случае пик от ниобия на спектре весьма мал, и появляется пик от кальция, содержание которого здесь составляет (0,54±0,14) %. Таким образом, можно заключить, что большинство матричных выделений являются легированными или чистыми карбидами титана.
Совместный микродифракционный и элементный анализ был проведен на зерногра-ничных пластинчатых вьщелепиях второй фазы. В результате бьшо обнаружено, что все исследованные частицы являются легированными карбидами титана. Микродифракционная картина, полученная от выделения и матрицы, содержит в себе рефлексы аустенита (сечение фольги (100)) и рефлексы карбида ТІС (сечение (100)). В энергодисперсионном спектре помимо пиков элементов от матрицы (Fe, Сг, Ni) наблюдаются линии от легированного карбида ТІС. Легирующими элементами здесь являются Са -(7,5 ± 0,5) %, Si - (5,4 ± 0,6) %, Р - (5,3 ± 0,7) %, Мо- (1,7 + 0,3 )% и S - (0,4 + 0,2) %. Таким образом, из вышеприведенных результатов следует, что обнаруженные в стали 12Х18Н10Т выделения карбидов титана ТІС как внутри, так и по границам зерен в своем составе содержат ряд легирующих элементов, процентное содержание которых может меняться в некоторых пределах от частицы к частице. При этом каль
Влияние предварительной термомеханической обработки на вакансионную пористость и радиационное распухание аустенитных сталей
При низких температурах облучения в аустенитных нержавеющих сталях формируется своеобразная микроструктура, которая по некоторьш параметрам близка к микроструктуре предварительно деформированных сталей. Это и стало одной из решающих причин, определивших необходимость изучения изменения микроструктуры и распухания в предварительно деформированных аустенитных сталях. Напомним, что одним из наиболее эффективных способов снижения распухания в аустенитных сталях является предварительная деформация при различных температурах. В промышленности ее применяют на последней стадии технологического процесса изготовления элементов ТВС, как правило, проводя деформирование при комнатной температуре - холодное деформирование (ХД) [1-4,60,65,67]. Несмотря на полученные в основном положительные данные по влиянию ХД на распухание (распухание образцов в ХД-состоянии было меньше, чем образцов сталей в аустенизированном состоя ний), проводились дополнительные исследования влияния вида холодной деформа-ции на распухание специальных образцов [56]. Например, достаточно противоречивые сведения имелись о том, до какой дозы сохраняется положительное действие холодной деформации [56,65].
Для сталей с основой Х16Н15МЗБ не был определен температурный интервал эффективного действия предварительной холодной деформации, не установлены основные закономерности изменения параметров пористости в зависимости от повреждающей дозы и температуры в оболочках твэлов и шестигранных чехлах в холодно-деформированном состоянии. Для изучения радиационного распухания и параметров вакансионной пористости в холоднодеформированных на 10-20 % прокаткой роликами оболочек твэлов и холод-нодеформированных на 15-30 % волочением и профилированием шестигранных труб из сталей 0Х16Н15МЗБ и 0Х16Н15МЗБР был облучен в реакторах БОР-60 и БН-600 в температурном интервале 330 - 650 С до повреждающей дозы 75 сна и исследован ряд ТВС (см. глава 2). Кроме того, были исследованы образцы сталей и сплавов деформированные при температурах от 20 до 900 С после облучения в реакторе БОР-60, для сравнения влияния холодной, теплой и горячей деформации (см. глава 2) на структуру и свойства аустенитных сталей и сплавов. По результатам исследований этих ТВС представляется возможным проследить основные закономерности кинетики образования и роста пор в деформированных сталях с основой Х16Щ11-15) в указанном интервале параметров облучения [46, 05, 108,109,115, 119,128,133,139,141,144,150,166]. На основании результатов исследования радиационного распухания и параметров вакансионной пористости были построены зависимости этих величин от дозы для холод-нодеформированной стали 0Х16Н15МЗБР и для сравнения той же стали в аустенизированном состоянии в трех температурных интервалах (рис. 4.14) [105]. Величина распухания стали 0Х16Н15МЗБР в холоднодеформированном состоянии при температурах 400-520 С при всех достигнутых флюенсах нейтронов и повреждающих дозах меньше, чем в аустенизированном состоянии.
Следует также отметить, что при максимальных исследованных повреждающих дозах распухание стали 0Х16Н15МЗБР в холоднодеформированном состоянии только выходит за пределы инкубационного периода и это обстоятельство не позволяет достаточно точно опре делить такие параметры дозной зависимости распухания, как инкубационный период и скорость распухания, например, в температурном интервале 480-520 С (см. рис.4.14). Однако вывод об увеличении продолжительности инкубационного периода распухания после исходной холодной деформации аустенитной стали по сравнению с ее аустенизированным состоянием очевиден при всех температурах облучения. На приведенных зависимостях параметров пористости в стали 0Х16Н15МЗБР (плотности пор и среднего объема пор) от дозы, видно, что дозные зависимости среднего объема и среднего диаметра пор в сравниваемых состояниях подобны только лишь при температурах 400-440 С, а в двух других температурных интервалах средний объем и размер пор в холоднодеформированном состоянии гораздо меньше, чем средний объем пор в аустенизированном состоянии этой стали. Что касается сравнения зависимостей концентрации пор от повреждающей дозы в холоднодеформированном и аустенизированном состояниях стали 0Х16Н15МЗБР, то его проводить более сложно. Концентрация пор в холоднодеформированном состоянии - непрерывно возрастающая функция повреждающей дозы, причем скорость увеличения концентрации пор при флюенсах до 8 1026 м"2 (Е 0.1 МэВ) (около 40 сна) возрастает с увеличением температуры (см. рис. 4.14). При дальнейшем повышении повреждающей дозы вьппе 40 сна рост концентрации пор замедляется. Сравнение концентраций пор в стали 0Х16Н15МЗБР показывает, что при температурах 400-440 С концентрация пор в аустенизированном состоянии превышает концентрацию пор в холоднодеформированном состоянии.
Однако в температурных интервалах 440-480 и 480-520 С уже на первом этапе облучения до флюенса нейтронов, равного примерно 8х1026 м"2 (Е 0.1 МэВ), концентрация пор в холоднодеформированном состоянии равна или даже больше, чем в аустенизированном. При дальнейшем наборе флюенса нейтронов (повреждающей дозы) эти соотношения могут, по-видимому, меняться. Температурные зависимости. Исследования образцов, вырезанных из оболочек твэлов, показали, что холодная деформация прокаткой роликами оболочек твэ-лов из сталей 0Х16Н15МЗБ и 0Х16Н15МЗБР эффективно снижает распухание при температурах от 400 до 580 С по сравнению с аустенизированным состоянием этих сталей, причем эффективность такого снижения увеличивается с ростом температуры облучения [46,105,108]. Анализ температурных зависимостей параметров пористости позволил связать различие в распухании двух состояний с различием в размерах пор и их морфологии: в ХД-состоянии размер пор значительно меньше, чем в аустенизированной при всех температурах и максимум распухания в ХД-состоянии создается матричными, не связанными с частицами вторичных фаз порами, а максимум распухания аустенизированных сталей обусловлен в основном комплексами пора-частица. Исследование зависимостей распухания стали 0Х16Н15МЗБР от температуры облучения показало различие в температуре максимального распухания: для холодноде-формированного на 15-20 % материала оболочек твэлов и шестигранных чехлов ТВС Тмакс.= 460 С, а для оболочек твэлов в аустенизированном состоянии Тмакс =500 С. Для стали 0Х16Н15МЗБ наблюдается примерно такое же смещение температуры максимального распухания при сравнении этих двух состояний. Близкие значения температуры максимального распухания для сталей, стабилизированных ниобием в состоянии после предварительной холодной деформации на 15-20 %, обнаружены и в зарубежных исследованиях [57,58,63]. Для двух температурных интервалов, включающих температуры максимумов распухания холоднодеформированного и аустенизированного состояний были построены дозные зависимости параметров распухания и пористости.
В интервале температур 430-460 С скорость распухания аустенизированной стали 0Х16Н15МЗБР лишь немного выше, чем скорость распухания этой стали в холодно деформированном состоянии (табл.4.1), при значительном отличии в инкубационных периодах. В интервале температур 480-520 С скорости распухания сравниваемых состояний значительно различаются, а инкубационный период распухания стали в холоднодеформированном состоянии превышает исследованные повреждающие дозы. Изучение параметров пористости в зависимости от распухания, как характеристики развития процесса распада твердого раствора, в двух температурных интервалах, включающих температуры максимумов распухания холоднодеформирован-ного и аустенизированного состояний, показало сходство в поведении ансамбля вакансионной пористости в двух сравниваемых состояниях в обоих температурных интервалах (рис.4.15). Концентрация пор при равных величинах распухания в хо-лоднодеформированном состоянии выше, а средний объем пор ниже, чем в аусте-низированном состоянии. Такое развитие ансамбля пор в холоднодеформированном состоянии можно объяснить следующим образом. В материале оболочек твэлов и чехлов ТВС при облучении создается дисперсная структура межузельных петель, концентрация которых резко снижается с увеличением температуры. Предварительное же введение дислокаций в материал приводит к более медленному нарастанию концентрации межузельных петель с дозой [191,192] за счет рекомбинации части первичных дислокаций с появляющимися в результате облучения межузельными петлями. С увеличением температуры процесс нарастания концентрации межузельных петель с повреждающей дозой в деформированных сталях еще более замедляется. Поскольку ва-кансионное пересыщение создается за счет преимущественного поглощения межузельных атомов дислокационными петлями, то оно меньше в холоднодеформиро-ванной структуре по сравнению с аустенизированной при температуре облучения больше или равной 500 С [55,192]. Более низкие значения вакансионного пересыщения в холоднодеформированной структуре приводят к ситуации, когда созданного пересыщения хватает лишь для образования новых зародышей пор с высокой концентрацией, но в то же время поток вакансий к растущим порам ограничен. Таким образом, формируется ансамбль пор в холоднодеформированной структуре, отличающийся повышенной концентрацией пор и меньшими размерами пор по сравнению с аустенизированной структурой. 4.3. Сравнение влияния холодной, теплой и горячей деформаций на распухание аустенитных сталей и сплавов Холодная деформация - один из эффективных способов повышения радиационной стойкости материалов, кроме того, технология ее достаточно проработана и позволяет получать деформированные особо-тонкостенные твэльные трубы и шестигранные чехлы разных размеров. В настоящее время 20 %-ная холодная деформация выбрана
