Реакторные стали

изменениях температуры

В отличие от цветных сплавов, где исходным материалом для легирования является чистый металл, в стали всегда имеется легирующий исходный комплекс
(< 2 % С + 0,8 % Мn + < 0,5 % Si).
Железо, содержащее такой комплекс, называется углеродистой сталью и является основой для получения легированных сталей

Основными легирующими элементами в стали являются
11 элементов (α(α-Fe) > 1; kr(δ-Fe) > 0,5) :
С, Мn, Si, Сr, Ni, Mo, W, V, Al, Co, Cu

эвтектоидные (в структуре перлит), заэвтектоидные (в структуре − избыточные вторичные карбиды), ледебуритные (в структуре − первичные карбиды).
По структуре, получаемой при охлаждении на воздухе: перлитные (ΣЛЭ≤2,5%), мартенситные (ΣЛЭ=2,5−10%), аустенитные (ΣЛЭ>10%).
По составу основы: хромистые, хромоникелевые, хромони-кельмолибденовые, марганцовистые, хромоникельмарганцовистые, никелевые и т.п.
По химическому составу: углеродистые (нелегированные) (Fe−Mn−Si−С), низколегированные (Fe−С + до 2,5 % ΣЛЭ), среднелегированные [Fe−C + + (2,5−10) % ΣЛЭ], высоколегированные (Fe−С + более 10 % ΣЛЭ), сплавы на основе железа (стали) (содержание Fe ≥ 45 %).
По назначению: конструкционные, функциональные, с особыми физическими свойствами и др.
По качеству: обыкновенные, качественные, высококачественные, особовысококачественные (классификация сталей определенным образом связана с содержанием таких вредных примесей, как сера и фосфор).

ss304, ss304L, HT-9, Еn-58Е, 1.4988 ???

Б − ниобий (Nb);
В − вольфрам (W);
Г − марганец (Мn);
Д − медь (Сu);
Е − селен (Se);
К − кобальт (Со);
М − молибден (Мо);
П − фосфор (Р);
Р − бор (В);
С − кремний (Si);
Т − титан (Ti);
Ф − ванадий (V);
X − хром (Сr);
Ц − цирконий (Zr);
Ч − РЗМ;
Ю − алюминий (Аl)

В последние годы наблюдается тенденция использования тантала (Та) при создании реакторных сталей с быстрым спадом наведенной активности однако буквенного обозначения для Та нет и в маркировке стали тантал обозначают химическим символом, например, 16Х12В2ФТаР

Нестандартные стали обозначают различными способами. Так, опытные марки, выплавленные на заводе «Электросталь», обозначают ЭИ (электросталь, исследовательская), ЭП (электросталь, пробная); на Челябинском заводе − ЧС (челябинская сталь) и порядковыми номерами: ЭИ-847 (0Х16Н15МЗБ), ЭП-172 (0Х16Н15МЗБР),
ЭП-150 (04X15Н35М2БТЮР), ЭП-450 (Х13М2БФР), ЧС-42 (0Х20Н45М4БЧ) и т.д.

сталях:
1) карбиды Fe3C; (Fe, Cr)7C3; (Fe, Cr)23C6; Mo2C; MoC; WC; (Fe, Mo, W)6C; VC; NbC; ZrC; TiC и др.;
2) нитриды Fe16N1−2; Fe4N; CrN; MoN; VN; NbN; ZrN; TiN; AlN и др.;
3) интерметаллиды NiAl; TiAl; Ni3Al; Ni3Ti; Ni3(Ti, Al); Fe2Mo; Fe2W; FeCr; FeV и др.
В сталях, изготовленных по традиционной технологии, как правило, образуются первичные карбонитриды, например V(C, N); Ti(C, N); Nb(C, N); (V, Nb)(C, N) и др.

стали
(углеродистые улучшаемые,
слаболегированные Cr-Ni-стали);
2 − сравнительно слаболегированные
стали перлитного и ферритного
классов (теплоустойчивые стали);
3 − аустенитные жаропрочные стали;
4 − высоколегированные
жаропрочные стали со
специальным упрочнением и
никелевые сплавы

двойными диаграммами состояния «железо-легирующий элемент»:
ферритостабализирующие (способствуют γ → α-превращению)
Cr, Mo, W, Ti, Nb, Та, Si, V, Al;
аустенитостабилизирующие (способствуют α → γ-превращению)
С, N, Mn, Ni, Co, Сu.
Сrэкв (%) = [Сr] + 5,5[А1] + 5[V] + 2[Si] + 1,75[Nb] + 1,5[Mo]+ 1,5[Ti] + 0,75[W]
Niэкв (%) = [Ni] + 30[C] + 25[N] + [Co] + 0,5[Mn] + 0,3[Cu]

Структурная диаграмма сталей (диаграмма Шеффлера)
1 − 03Х23БЮ
2 − 10Х13М2БФР
3 − 02Х17Н13МЗ
4 − 07Х17Н12М2

железа
Диаграмма состояния системы
Fe-Cr

Гомогенизационный (диффузионный), 1100−1200 °С10−24 ч (устранение последствий
дендритной ликвации)
б) Рекристаллизационный, 650−700 °С, 0,5−1 ч (рекристаллизация деформированного
металла)
в) Отжиг для снятия остаточных напряжений, 200 ÷ 700 °С, чаще 350−600 °С,
выдержка несколько часов (полная или частичная релаксация остаточных напряжений)
Отжиг II рода: а) Полный, нагрев выше температуры Ас3 на 20−50 °С, выдержка + медленное охлаждение
(для сортового проката)
б) Неполный, нагрев выше Ас1, но ниже Ас3 (для смягчения перед обработкой резанием)
в) Высокий отпуск, нагрев до 650−680 °С (несколько ниже Ас1 = 727 °С)
(распад остаточного мартенсита, коагуляция карбидов)
Нормализация: Нагрев выше Ас3 или выше Аст на 30−50 °С, выдержка + охлаждение на воздухе
(воздушная закалка, средне- и высоколегированных сталях образуется мартенсит)
Патентирование: Нагрев до 870−920 °С (на 150−200 °С выше Ас3 ) + свинцовая или соляная ванна
Т = 450÷550 °С + охлаждение (для получения высокопрочной проволоки из углеродистой
стали)
Закалка: а) Без полиморфного превращения, нагрев выше Ас3 на 30−50 °С (доэвтектоидные стали),
выдержка + ускоренное охлаждение с v > vкр (формирование неравновесной структуры)
б) С полиморфным превращением (мартенситное превращение высокотемпературной фазы)
Старение: В зависимости от состава стали Т = 550÷850 °С (распад пересыщенного твердого раствора
с образованием новой фазы)
Отпуск: а) Низкий отпуск , 120÷150° С (распад и/или возврат и рекристаллизация мартенсита)
б) Средний отпуск, 350÷450 °С (для сочетания высокой прочности, упругости с достаточной
вязкостью)
в) Высокий отпуск, 450÷650 °С (сочетание высокой прочности с хорошей сопротивляемостью
ударным нагрузкам; наиболее широко применяют к конструкционным сталям)

стали:
1 − полный; 2 − изотермический;
3 − нормализация; 4 − патентирование
Температура нагрева для отжига 2-го рода:
1 − полный; 2 − неполный;
3 − сфероидизирующий; 4 − нормализация;
5 − высокий отпуск
Температура нагрева сталей
для закалки
Схема закалки без полиморфного превращения

сплавов.
При старении различают непрерывный и прерывистый распад.
При непрерывном распаде образуются и растут отдельные выделения избыточной фазы, размер r которых возрастает со временем старения τ по закону
r = (Dτ)n,
где D − коэффициент объемной диффузии компонента, которым обогащено выделение; n лежит в пределах от 1/3 до 1/2.
{характерная особенность − непрерывное по всему объему исходных зерен уменьшение концентрации легирующего элемента.
При прерывистом распаде в зернах исходного пересыщенного раствора αп зарождаются и растут ячейки (колонии) двухфазной смеси α1 + β, имеющие перлитообразное строение. У α1-фазы внутри ячеек − та же решетка, что и у исходной фазы αп, но состав ее является равновесным при данной температуре. Рассматриваемое превращение можно записать в виде:
αп → α1 + β.
Средний состав в двухфазной смеси α1 + β внутри ячейки такой же, как состав исходного раствора αп. Характерная особенность − на границе ячейки и исходного раствора в узкой зоне происходит резкий скачок концентрации − от исходной в растворе αп до концентрации раствора α1 внутри ячейки. Поэтому распад называют прерывистым.

2 − сравнительно слаболегированные стали перлитного и ферритного классов (теплоустойчивые стали);
3 − аустенитные жаропрочные стали;
4 − высоколегированные жаропрочные стали со
специальным упрочнением и никелевые сплавы

(Т > 650 °С) сварных швов и высокие механические свойства в зоне термического влияния сварных соединений.
Никель улучшает прокаливаемость; повышает прочность вследствие упрочнения ферритной составляющей перлитной структуры; несколько снижает Тхр.
Молибден является одним из упрочнителей ферритной фазы.
Ванадий обеспечивает упрочнение стали за счет образования карбидов. Совместно с Cr, Ni и Мо, ванадий способствует образованию волокнистого перлита, что также повышает прочность стали
(допустимое отношение
V : C< 3 ÷ 4)

температуру хрупко-вязкого перехода (б) закаленных сталей
15Х2МФА (1) и 15Х2НМФА (2)

В перлитной стали 15Х2МФА присутствует ряда карбидов, эффективность действия которых возрастает в последовательности:
Fe3C → (Fe, Cr)3C → (Fe, Cr, Mo)7C3 → VC.
Перлитные стали типа 15Х2МФА подвержены отпускной хрупкости, которая проявляется в виде максимума на кривой зависимости Тхр от Тотп.
Оптимальное сочетание прочностных свойств с пластичностью, ударной вязкостью при относительно низкой Тхр обеспечивает лишь высокий отпуск при 650−750 °С

окисление циркония; добавки водорода в теплоноситель; разложение аммиака и гидразин нитрата, используемых на отечественных АЭС для обеспечения необходимого качества теплоносителя; диссоциация водорода, содержащегося в металле в молекулярном виде или в виде метана (СН4); ядерные реакции типа (n, p); коррозия корпуса и других материалов первого контура по реакции 3Fe + 4H2O = Fe3O4 + 4H2.

Накопление водорода в образцах при облучении

Радиационно-водородное охрупчивание перлитных сталей наблюдается при Тобл < 200 °С и при концентрациях водорода более 4,5 ppm. Рабочие температуры корпусных сталей реакторов ВВЭР и др. лежат в интервале 250−340 °С. При этих температурах водород в основном выделяется из стали

где Т0хр − температура хрупко-вязкого перехода необлученного материала, ΔТст − ожидаемое изменение Тхр от старения стали при рабочей температуре, ΔTф − сдвиг Тхр под действием реакторного облучения, ΔTм − так называемый температурный запас вязкости, принимаемый обычно равным 30°С.

Условия безопасной эксплуатации корпусов: в условиях нормальной эксплуатации и при проверке (гидроопрессовке) корпус должен находиться при температуре выше температуры хрупко-вязкого перехода (Тхр) и во всех условиях, включая аварийные, должно выполняться условие
KI < k ⋅ KIС,
где KI − коэффициент интенсивности напряжения, k − коэффициент запаса и KIС − критический коэффициент интенсивности напряжения (вязкость разрушения).

проектный ресурс по флюенсу быстрых нейтронов (Е  > 0,1 МэВ):
~ 3 ⋅ 1024 м−2 (ВВЭР-440),
~ 5 ⋅ 1023 м−2 (ВВЭР-1000).
Температура облучения в рабочем режиме оценивается Тобл < 300 °С;
Плотность потока нейтронов:
~ 3 ⋅ 1015 нейтр./(м2 ⋅ с) (ВВЭР-440),
~ 7 ⋅ 1014 нейтр./(м2 ⋅ с) (ВВЭР-1000).
Нейтронное облучение, увеличивая прочностные характеристики, резко уменьшает различие между σв и σ0,2.
С этим фактом непосредственно связано и малое равномерное удлинение δр облученной стали. Можно полагать, что уменьшение δр вносит основной вклад в снижение полного удлинения (δ5), поскольку относительное сужение (ψ) изменяется слабо. Истинное сопротивление разрыву (Sк), также как и ψ, отражающее свойство материала на стадии разрушения, менее чувствительно к облучению по сравнению с другими характеристиками прочности.

рассматриваются как свидетельство пониженного деформационного упрочнения. При Тобл > 250 °С радиационное повреждение не оказывает заметного влияния на способность перлитных сталей к деформационному упрочнению, хотя значения прочностных характеристик заметно выше:

Механические свойства стали 15Х2МФА после облучения нейтронами до флюенса Фн = 1024 м-2 (Тисп = 20°С)

от флюенса:
Δσ0,2 = ВФ(Фн)n,
где ВФ − постоянный коэффициент, зависящий от температуры;
Фн − флюенс нейтронов с Е > 0,5 МэВ (измеряемый обычно в единицах 1022 м−2), n −постоянный коэффициент, имеющий значение от 1/2 до 1/3. Чаще всего экспериментальные результаты описываются функцией

Зависимость радиационного упрочнения стали 15Х2МФА (△) и металла сварного шва (?) от флюенса нейтронов при Тобл = 270 °С

сдвигом температуры хрупко-вязкого перехода, т. е.
ΔТхр ~ Δσ0,2 = ВФ(Фн)n.
Отсюда: ΔТхр = АФ(Фн)1/3,
где АФ − постоянный коэффициент, зависящий от температуры облучения, структуры и состава стали, называют коэффициентом радиационного охрупчивания (флюенс выражают в единицах 1022 м−2).

Зависимость сдвига критической температуры хрупко-вязкого перехода стали 15Х2МФА (△) и металла сварного шва (?) от флюенса нейтронов при Тобл = 270 °С

вязкости, при этом в качестве критерия перехода от вязкого в хрупкое состояние принимают значение ударной вязкости 0,6 МДж/м2.

Температурная зависимость ударной вязкости для необлученного (?)
и облученного (Тобл = 270 °С) до разных флюенсов металла сварного шва
стали 15Х2МФА

Видно: облучение приводит к сдвигу кривых в область более высокой температуры, при этом уровень ударной вязкости в области вязкого разрушения («полка», «шельф») понижается.
Определяемый таким способом сдвиг принимается равным сдвигу кривой KIС(Т).

класса под облучением, а следовательно, и сдвиг Тхр сильно зависят от количества свободного феррита. Чем больше свободного феррита, т. е. чем ниже содержание углерода, тем больше упрочнение и сдвиг Тхр.
Марганец и никель, способствующие стабилизации вакансионных скоплений, вызывают увеличение радиационного упрочнения и охрупчивания сталей. Особенно существенно влияние никеля, который добавляется в сталь для улучшения ее технологических свойств.
Сталь 15Х2НМФАА, отличающаяся от стали 15Х2МФАА содержанием ~ 1,5 % Ni, имеет АФ = 23 против АФ = 12 для стали 15Х2МФАА.
Наиболее сильно на радиационное охрупчивание оказывают влияние фосфор и медь.

охрупчивания АФ от содержания в основном металле (?) стали 15Х2МФА и металле его сварного шва (∙) фосфора и меди
Тобл = 270 °С

АФ меняется линейно, возрастая в 4 раза, при изменении небольших количеств примесей, которые для условий без облучения не имеют существенного значения.
Влияние этих примесей связано с процессами сегрегации примесных атомов, стимулированных облучением.
Для обеспечения необходимой радиационной стойкости содержание Сu и Р строго регламентировано как для основного металла, так и для сварочных металлов и составляет:
< 0,1 % Сu и < 0,012 % Р.

влияния вредных примесей на коэффициент радиационного охрупчивания ферритно-перлитных сталей предложены формулы, используемые при оценке ресурса материала корпусов реакторов. Для стали 15Х2МФА коэффициент АФ может быть выражен следующими формулами:
АФ = [1310(Р + 0,1Сu) − 21] при Т = 250 °С;
АФ = [609(Р + 0,1Сu) − 2] при Т = 270 °С.
Для сталей, содержащих Ni, например для американской стали А533, используют уравнение, содержащее так называемый химический фактор-функцию, зависящую от содержания меди и никеля:
СФ = 624Сu − 33/ + 251Ni.
С учетом этого фактора:
ΔТхр = СФ ,
где Фн − флюенс в единицах 1019 см−2 (Е > 1 МэВ).
Наличие члена, в который входит произведение концентраций никеля и меди, что указывает на синергизм влияния Ni и Сu, взаимно усиливающих действие друг друга.

сдвиг Тхр американской стали A533B (≤ 0,25 % С; ~ 0,5 % Мо; ~ 0,5 % Ni; ~1,3 % Мn) (1−3), отечественных сталей 15Х2МФА (4) и 15Х2НМФАА (5) с различным содержанием меди и фосфора:
1 − Тобл = 288 °С, низкое содержание Сu; 2 − Тобл = 232÷288 °С, промежуточное содержание Сu; 3 − Тобл < 232 °С, повышенное содержание Сu; 4 − Тобл = 270÷320 °С, Сu ≤ 0,17 %, Р ≤ 0,012 %;
5 − Тобл = 270÷320 °С, Сu ≤ 0,10 %, Р ≤ 0,010 %

(Р + Sb + Sn ) на коэффициент охрупчивания АФ стали 15Х3НМФА с  0,1−0,2 % Сu (Тобл = 300÷350 °С)

Помимо Сu и Р вредное влияние оказывают и некоторые другие примеси, например As, Sb, Sn, однако количественных выражений влияния других примесей пока не получено.

15Х2МФА от температуры облучения

Кроме металлургических факторов, на охрупчивание сталей для корпусов реакторов оказывают влияния условия облучения: температура среды и интенсивность нейтронного потока.

Приблизительно до 250 °С температурная зависимость радиационного охрупчивания довольно слабая. Начиная с этой температуры наблюдается резкое уменьшение охрупчивания, что связано с отжигом радиационных дефектов, и при температуре около 500 °С облучение не вызывает заметных изменений в сталях.

содержания водорода на прочность (◻, ■, △)
и пластичность (?, ⬤, ▲) стали 15Х2МФА:
?, ◻ − без облучения;
⬤, ■ − Тобл  = 100÷150 °С, Фн = 2,5 ⋅ 1024 м−2;
△, ▲ − Тобл = 300÷350 °С, Фн = 1,5 ⋅ 1024 м−2

Влияние температуры облучения (а) и флюенса нейтронов (б) на количество поглощаемого сталью 15Х2МФАА водорода при различной длительности наводороживания:
а − Фн = 8⋅1024 м−2;
б − Тобл = 100÷180 °С

4,3 ⋅ 1023 м-2

Количество водорода, поглощаемого сталью, зависит от температуры облучения и возрастает с увеличением флюенса нейтронов

сталей не зависит от интенсивности облучения. В настоящее время достоверно известно, что облучение малыми потоками нейтронов, например, вблизи стенки корпуса 1014−1015 нейтр./(м2 ⋅ с), вызывает существенно большее радиационное охрупчивание при одинаковых флюенсах, чем облучение большими потоками, характерными для исследовательских реакторов 1017−1018 нейтр./(м2 ⋅ с).

Зависимость изменения температуры хрупко-вязкого перехода стали 15Х2МФА (0,028 % Р; 0,18 % Сu) при Тобл = 270 °С от плотности потока нейтронов

СТАЛЕЙ

Рассмотренные выше результаты действия облучения показывают, что в отсутствии длительного опыта работы атомных реакторов мы можем с течением времени встречаться с явлениями, которые ранее не прогнозировали. К числу таких не прогнозированных заранее явлений относятся описанные выше эффекты примесей и интенсивности потока нейтронов.
Для избежания катастрофических последствий таких проявлений, во всех странах организовано наблюдение за состоянием материала корпусов с помощью образцов − свидетелей, устанавливаемых вблизи корпуса и периодически извлекаемых в течение всего срока службы реактора.
Реализация такой программы позволяет вовремя принять меры либо для остановки реактора и вывода его из эксплуатации, либо для принятия мер к восстановлению свойств металла корпуса.

(Тхр) от разности температур отжига и облучения

Температура отжига должна быть выбрана оптимальной, чтобы в достаточной степени восстановить свойства, вместе с тем избежать отпускной хрупкости, вызываемой зернограничной сегрегацией вредных примесей при нагреве сталей в области 500 °С.
Степень восстановления свойств тем выше, чем больше разница между температурами облучения и отжига ΔТ = Тотж − Тобл.

содержания фосфора в металле при различных температурах отжига

Степень восстановления свойств сталей при отжиге, как и охрупчивание, зависит от содержания вредных примесей; с увеличением содержания фосфора, например, при прочих равных условиях степень восстановления уменьшается, или, в другой терминологии, увеличивается остаточное охрупчивание после отжига.

Повышение «стойкости» радиационных дефектов обусловлено декорированием их атомами фосфора. Возможно, при облучении происходит стимулированное формирование очень мелких выделений, представляющих собой железо-фосфорные соединения.
Тормозящее отжиг действие вредных примесей может быть скомпенсировано повышением температуры.

с низколегированными (до 2,5%Cr) сталями перлитного класса так, что мартенситные превращения наблюдаются при охлаждении сталей из γ-области на воздухе.
Хромом повышает коррозионную стойкость сталей:

хромистых коррозионно-стойких сталей
Углерод сдвигает кривые распада аустенита вправо.
В зависимости от содержания углерода стали с одинаковым содержанием Cr (например, типа X13) принадлежат разным структурным классам:
сталь 08XI3 в равновесном состоянии ферритная; сталь 12X13 − полуферритная (М + Ф);
стали 20X13 и 30X13 − мартенситные
Кремний и алюминий увеличивают сопротивление окислению (жаростойкость) (Х6С, Х10С2М …)
Молибден, вольфрам и ванадий − для повышения жаропрочности (15Х5М, 15Х5МВ, 14Х12В2МФ и др.)
Титан, ниобий, тантал и, иногда, азот − для уменьшения склонности сталей к росту зерна при нагреве
Никель заметно повышает прокаливаемость, улучшает фазовый состав стали, поскольку снижает содержание δ-феррита

ФЕРРИТА

Тугоплавкие карбидообразующие элементы (V, Ti, Nb, Zr), вводимые в сталь в небольшом количестве (до 0,15%), образуют труднорастворимые в аустените карбиды, измельчают зерно, что понижает Тхр, повышают работу распространения трещины ак и уменьшают чувствительность к концентраторам напряжений. Однако при большом содержании этих элементов сопротивление стали хрупкому разрушению уменьшается.

к хрупкому разрушению:
- отпускная хрупкость проявляется при отпуске с последующим медленным охлаждением;
- тепловая хрупкость проявляется в процессе длительного нагрева в области температуры 450−600 °С.
Снижение / устранение склонности к тепловой и отпускной хрупкости достигается:
- путем легирования Мо и W (0,4−0,7 %);
- при высокотемпературном отпуске (650−750 °С) с последующим медленным охлаждением.

применяемых и предполагаемых для использования в реакторостроении

основном 12−13% Cr, а зарубежные 8−9 и 12 % Cr. Хромистые реакторные стали на основе системы Fe-Cr по структурно-фазовому состоянию могут быть ферритными, мартенситными и ферритно-мартенситными.

аустенизация 1250 °С + отпуск 650 °С

°С

Предел длительной прочности хромистых сталей за 105 ч
в зависимости от температуры:
1 − 12X13
2 − 20X13
3 − 20Х11МФБН
4 − 10Х12ВНМФ
5 − 20Х12МВБФР
6 − 14Х12В2МБ
7 − 12Х8М1ФБР
8 − 15Х12М1ВБФР

за счет твердого раствора, легированного Cr, Mo, W и V, а также за счет карбидов и дисперсных карбонитридов.
В общем виде карбидные и интерметаллидные фазы, образующиеся в сталях с 12−13 % Cr в результате длительного старения, следующие:
сталь с 12% Cr − Cr23С6
сталь с 12% Cr + Мо − М23С6, М6С, Fe2Mo
сталь с 12% Cr + Mo + Nb − М23С6, M6C, Fe2Mo, Nb(C,N)
сталь с 12% Cr + Mo + Nb + W − М23С6, M6C, Fe2(Mo,W), Nb(C, N)
сталь с 12% Cr + Mo + Nb + W + V − М23С6, M6C, Fe2(Mo,W), Nb(C,N); V(C,N)
Фазовый состав хромистых сталей существенно более сложный, чем низколегированных, что также способствует повышению жаропрочности.
Принципиальное различие фазовых составов состоит в том, что в числе упрочняющих имеются фазы Лавеса Fe2Mo, Fe2(Mo, W).

свойства стали 12Х13МФ (исходное состояние − закалка с 1000 °С, масло)

Предел прочности в сталях сохраняет свои значения до температуры Тотп ≈ 500 °С с заметной тенденцией к «вторичному» упрочнению. Выше 500 °С происходит быстрое снижение механических свойств, особенно около 600 °С.
Ударная вязкость значительно понижается при 450−500 °С, т.е. примерно при той же температуре отпуска, при которой происходит «вторичное» упрочнение. Возможно, это связано с дисперсионным упрочнением или отпускной хрупкостью.
В результате высокотемпературного отпуска (при 720−750 °С) можно надежно стабилизировать структуру 13 %-ных хромистых сталей. Такая стабилизация обеспечивает неизменность механических свойств в процессе последующей длительной работы при температуре 450−500 °С.

различных карбидов в зависимости от температуры отпуска:
в интервале 450−470 °С М → (Fe, Cr)3C + Ф,
в интервале 470−550 °С М → (Cr, Fe)7C3 + Ф,
при Т > 550 °С М → (Cr, Fe)23C6 + Ф,
где Ф − хромистый α-твердый раствор.
Особенностью старения таких сталей является растянутость во времени процесса распада твердого раствора, связанная с обязательной последовательностью выделения разных фаз:
на начальных стадиях старения сначала из мартенсита
выделяется карбид М23С6;
при длительном старении (например, при 680 °С в течение 103 ч)
имеет место коалесценция карбида М23С6 и выделение
карбида типа МС и фазы Лавеса.
Такая последовательность фазовых превращений позволяет удерживать прочность стали на высоком уровне вначале за счет твердорастворного упрочнения и карбидной фазы, а затем интерметаллидной фазы.

+ отпуск 720 °С, 1 ч)

б) последующего старения
при 550 °С в течение 104 ч

Упрочнение ф/м сталей происходит во всем объеме: зерна мартенсита при старении образуют дисперсные ферритно-карбидные структуры, а в зернах феррита выделяются чрезвычайно дисперсные частицы фаз Лавеса типа А2В.

напряжения от параметра Ларсона-Миллера стали 9Cr-ODS (14Х9В2-0,29Y-0,23Ti-0,16O) относительно сталей CLAM (13Х9В -0,0017O), JLF-1 (09Х9В2 -0,0019O) и ODS-EUROFER
(содержание элементов в мас. %)
(Т − температура, K; tr − время до разрушения, ч)

стали ЭП450
Термическая ползучесть сталей ЭП450
и ЭП450-ДУО при температурах 650 и 700 °С
Кривые термической ползучести сталей ЭП450 (1) и ЭП450-ДУО (2) при 650 °С и σ = 140 МПа 650 и 700 °С

сталей изменяется в последовательности:
преимущественно язвенная коррозия (1−6 % Cr) → точечная (питтинговая) коррозия (12−13 % Cr) → равномерная коррозия (более 13 % C).
В воде, содержащей хлор-ионы, эффект от легирования молибденом хромистых сталей в пределах 1−2 % в наибольшей степени проявляется в составах с высоким содержанием хрома (не менее 20 % Cr):
Скорость коррозии хромистых сталей
[0,025 % С, 0,025 % N, до 0,8 % (Nb + Ti)]
в растворе 10 % FeCl3⋅6H20 + 0,1 М НСl при 25 °С
В контакте с хромоникелевой сталью скорость коррозии хромистых сталей возрастает вследствие образования гальванической пары, анодом которой является хромистая сталь

при 600 °С обладают высокой коррозионной стойкостью в неизотермическом потоке Na, содержащем не более 5⋅10-3 % кислорода.
Литий. Стали с 4−10 % Cr могут применяться для работы в жидком Li при
Траб ≤ 400÷500 °С, а стали с 12−16 % Cr − до Траб = 550÷600 °С.
Свинец. Свинцовый теплоноситель по сравнению с Li и Na является достаточно агрессивным со многими конструкционными материалами. Важным фактором «агрессивности» свинца является концентрация примесного кислорода. Превышение концентрации кислорода выше 10−5 % усиливает активность коррозионного взаимодействия свинца.
Наиболее перспективным конструкционным материалом для активной зоны реактора со свинцовым теплоносителем являются хромистые стали, например ферритно-мартенситная сталь ЭП823.
Применительно к увеличению стойкости хромистых сталей в потоке свинца, перспективным является модифицирование СФС приповерхностного (контактного) слоя, а именно:
измельчить зерно;
создать избыток Cr в поверхностном слое или избыток нерастворимых в свинце
элементов (например, Mo, Аl, Si, V);
создать устойчивую при эксплуатации зону напряжений сжатия в поверхностном слое.

в заполненных свинцом сборках контейнерах с таблетками топлива и стальными дисками:
• мононитридное топливо (U(0,9−0,85)Pu(0,1−0,15)N) − ферритно-мартенситные стали
марок ЭП-823 и ЭП-450;
• мононитридное топливо (U(0,9−0,85)Pu(0,1−0,15)N) − свинец − сталь марки ЭП-823.
Установлено, что мононитридное топливо указанного состава не взаимодействует ни со свинцом, ни с оболочечными сталями ЭП-823 и ЭП-450 при температурах 650
и 800 °С в течение до 2000 ч (время измерения), при температурах 1200 и 1300 °С (выбранных в качестве имитации аварийных ситуаций) в течение 5 ч.
Химическое взаимодействие стали ЭП-450 с диоксидом UO2. Впервые в условиях реактора БН-600 получены данные по физико-химическому взаимодействию UO2 и оболочек твэлов из стали ЭП-450.
Доминирующим типом повреждения металла является неравномерная язвенная коррозия. Внутритвэльная язвенная коррозия стали ЭП-450 имеет избирательный характер и происходит по карбидосодержащей сорбитной составляющей. Областями развития язвенной коррозии являются низкотемпературная (380−450 °С) и высокотемпературная (520−570 °С) зоны твэлов. Максимальная зарегистрированная глубина язв при 550 °С и локальном выгорании топлива 5 % т.а. достигла 86 мкм (может достигать нескольких сотен микрометров); при температуре облучения 430 °С и локальном выгорании 8 % т.а. наблюдали коррозию глубиной 76 мкм.

себя при рабочих температурах установок не выше 550 °С.
Основными недостатками 12% хромистых сталей явлюется:
низкая жаропрочность при температурах более 550−600 °С
склонность к НТРО
главное, нейтронное облучение этих материалов при температурах более 550 °С
сопровождается их существенным разупрочнением.

распухание сталей Х9, Х12, Х15, Х18, Х12М, Х12М2, Х12МЗ при облучении нейтронами
(E > 0,1 МэВ) при Фн = (3÷4)⋅1026 м−2 и Тобл = 400÷450 °С не превышает 0,05−0,6 %;
при флюенсе, эквивалентном 80 сна (в случае нейтронного облучения) и около 150 сна
(в случае облучения ионами Сr3+), распухание стали 1Х13М2БФР (ЭП-450) составило
соответственно всего 0,2 и 0,5 % соответственно, что на два порядка ниже распухания
аустенитной стали 0Х16Н15МЗБ, достигающего 20 % и выше в аналогичных условиях;
после облучения стали ЭП-450 в реакторе БН-600 до повреждающей дозы ~74 сна
(выгорание топлива 8,7 % т.а.), а по некоторым данным не менее 108 сна распухание
менее 1 %;
при облучении до дозы 0 сна в реакторе Феникс сталей F17 (ферритная с 17 % Cr),
ЕМ-12 (9Cr-2MoNbV – сталь с дуплексной структурой феррит + мартенсит)
и ЕМ-10 (9Сr-1Мо-полностью мартенситная сталь) показано, что наибольшее
распухание стали F17 достигнуто на образце с Тобл = 405 °С (72 сна) и составляло 0,8%.
Большим достоинством хромистых сталей, в частности стали 1Х13М2БФР, является то, что они не подвержены высокотемпературному радиационному охрупчиванию (ВТРО) (при 600−750 °С) и охрупчиванию при умеренных температурах (450−550 °С), что выгодно отличает их от аустенитных сталей, склонных к ВТРО.

диаграммы состояния системы
Fe−Сr−Ni (железный угол)
Для обеспечения однофазной аустенитной структуры в широком интервале температуры (до комнатной и ниже) необходим определенный состав тройного сплава:
СNi > 8–9 %, СCr = 16–22 %
Изотермический разрез при 650 °С (сплошные линии) диаграммы состояния системы Fe−Сr−Mn (железный угол)
Для обеспечения однофазной аустенитной структуры в широком интервале температуры (до комнатной и ниже) необходим определенный состав тройного сплава:
СMn > 15 % Mn, СCr < 15 % Cr

вторичные карбиды

С интерметаллидным упрочнением
(γ + первичные МС + интерметаллиды)

Дисперсно-
Упрочненные
(γ + первичные МС + дисперсные упрочняющие частицы)

нейтронах испытано несколько поколений аустенитных сталей для оболочек твэлов и чехлов ТВС: 08Х18Н10Т → 08Х16Н11М3Т → 0Х16Н15М3Б (ЭИ-847) → 0Х16Н15М3БР (ЭП-172) → 08Х16Н15М2Г2ТФР (ЧС-68) → 07Х16Н19М2Г2БТР (ЭК-164) .
Как видно, развитие реакторных аустенитных сталей шло в направлении увеличения содержания никеля и усложнения химического состава.
Аустенитные стали могут работать при температуре до 750 °С, тогда как предельная температура применения хромистых сталей составляет 620 °С.

%

%

%

основные легирующие элементы, повышают жаропрочность путем легирования твердого раствора (увеличение прочности межатомных связей в решетке γ-твердого раствора).
Ниобий, титан и ванадий − для увеличения жаропрочности сталей, действие их основано не только в упрочнении твердого раствора, но и создании ими высокодисперсных упрочняющих фаз разного типа (карбиды, карбонитриды, интерметаллиды и др.). Кроме того, легирование этими элементами широко используют для снижения склонности аустенитных сталей к межкристаллитной коррозии путем связывания углерода в специальные (безхромистые) карбиды.
Бор и иттрий вводят в малых количествах для изменения состояния границ зерен: являясь поверхностно-активными элементами, В и Y сильно замедляют диффузию на границах зерен, увеличивают жаропрочность.
Редкоземельные элементы (РЗМ) улучшают деформируемость при высокой температуре, повышают жаропрочность. Часто применяют мишметалл, основной составляющей которого Се содержит La, Nd, Sm, Pr, Pm. Благодаря высокой химической активности они нейтрализуют действие вредных примесей: О, Н, S и др. (Оптимально от 0,9 до 2,5 кг/т выплавляемой стали).
Алюминий вводят в сочетании с Ti для увеличения жаропрочности путем создания высокоэффективной упрочняющей γ'-фазы Ni3(Ti,Al).
Кремний не улучшает жаропрочность, носуществует ряд сталей с высоким содержанием Si (до 3%), используемых в качестве жаростойких материалов.
Азот до 0,15–0,4 % используют для стабилизации аустенита и частичной замены никеля в Cr–Mn–Ni-сталях.

на упрочнение аустенита:
1 − элементы, образующие твердые растворы внедрения;
2 − ферритообразующие элементы, растворяющиеся по типу замещения; 3 − аустенитообразующие
элементы, растворяющиеся по типу замещения

Растворимость углерода в Fe-Cr-Ni аустените ≤ 0,01 % и при наличии 0,08–0,15 % С, обычным для наиболее распространенных хромоникелевых сталей, равновесная структура состоит из аустенита и карбидов типа М23С6.
Гексагональный карбид (Cr, Fe)7C3 в аустенитных сталях практически не встречается.
При легировании сталей Ti, Nb и V образуются карбиды типа МС. Эти карбиды являются фазами внедрения и по сравнению с карбидами хрома обладают повышенной термической стойкостью – растворяются в γ-твердом растворе при более высокой температуре, при старении выделяются в крайне дисперсном; кроме того, они менее склонны к коагуляции.

упрочнением
от температуры старения
при выдержке в течение 16 ч:
1 − 37Х12Н8Г8
2 − 37Х12Н8Г8МФБ

% Сr + 32 % Ni + Mo + W)
при 700 °С и σ = 120 МПа в зависимости
от количества Δmк выделившихся карбидных фаз
[МС + М23С6 + (Cr, Fe, Mo, W)3C6]

Влияние температуры старения и концентрации Сr на предел
ползучести хромоникелевой
стали с 20 % Ni

и влияние содержания Аl и Ti на фазовый состав аустенитной коррозионно-стойкой стали с 15 % Сr и 25 % Ni при температуре старения 800 °С (б):
1 − Ni(Al, Ti);
2 − Ni(Al, Ti) + Ni2(Al,T i);
3 − Ni2(Al, Ti);
4 − Ni2(Al, Ti) + Ni3(Al, Ti);
5 − Ni3(Al, Ti);
6 − Ni3Ti;
7 − σ-фаза;
8 − граница аустенито-ферритной
области в состоянии закалки;
9 − ячеистые выделения

0Х16Н15МЗБ, 1Х14Н20В2БР и др.), возможно образование интерметаллидных соединений типа фаз Лавеса – Fe2Mo, Fe2W,
Fe2(Mo, W), Fe2Nb и т.д.
Эти фазы могут растворять Сr и Ni и приобретать более сложный состав, например (Fe, Cr, Ni)2W, (Fe, Cr, Ni)2(W, Mo) и др.
При легировании титаном наряду с γ′-фазой встречается ингерметаллидная фаза Fe2Ti с гексагональной кристаллической решеткой, которая может растворять никель. Однако при совместном легировании титаном и молибденом фаза Fe2Ti не образуется в связи с более низкой диффузионной подвижностью атомов компонентов в твердом растворе, в котором присутствует молибден.
Типичная т/о стали при интерметаллидном упрочнении:
- На первом этапе путем нагрева до высокой температуры (1100–1200 °С) интерметаллидные фазы переводят в твердый раствор и фиксируют их в нем с помощью последующего ускоренного охлаждения (закалки) – в результате получают пересыщенный γ-твердый раствор с ГЦК кристаллической решеткой.
- Второй этап заключается в выдержке пересыщенных твердых растворов при температуре 700–850 °С (старение), в результате которого происходит образование гетерогенных структур.

− начало обособления γ′-фазы
Ni3(Ti, Al, Nb);
ДЕ − начало выделения
фазы (Fe, Cr)2(Mo, Nb);
ЖЗ − начало образования когерентной
γ′-фазы Ni3(Ti, Al, Nb);
ИК − температурно-временная
область (правее кривой) развитого
распада твердого раствора;
ЛМ − температура растворения γ′-фазы;
НО − температура растворения фазы
Лавеса;
I − метастабильный аустенит (γ) + первичные
карбонитриды (Ti, Nb)(C, N);
II − область предвыделений γ′-фазы (от
образования сегрегатов до начала
образования γ′-фазы;
III − заключительная стадия инкубационного
периода и образование когерентной
γ′-фазы;
IV − стабильный аустенит (γ) + (Ti, Nb)(C, N)

γ′-фазы в зерне и пограничные
выделения фазы Лавеса
(Fe, Cr)2(Mo, Nb)]

Влияние длительности старения при 750 °С на размер d
и плотность ρ выделений γ′-фазы:
d = Aτ0,4,
d − средний диаметр выделений, нм; А − коэффициент, равный 14 нм/τ0,4;
τ − длительность старения.

X12Н20Т3ЮР в зависимости от температуры старения в течение 16 ч

В аустенитных сталях оптимальная температура старения для образования:
γ′-фаз 750–800 °С,
фаз Лавеса 800–900 °С.
При наличии Ti и В (0,008÷0,015 %) обнаружена боридная фаза TiB2.
При наличии Мо и В, возможно присутствие фазы типа М3В2, например (Мо, Сr)3В2.
При наличии Ti и Nb и примеси азота, образуются нитриды TiN и NbN, причем образование нитридов происходит даже раньше, чем карбидов МC.

08X15Н25В5,
дополнительно легированной (0−2,2)%Аl, (0−2,0)%Ti, (0−2,5)%Nb,
(0−2,24)%Mo в зависимости от типа основной упрочняющей фазы:
⚪ − γ′ + А2В; ⬤ − А2В; ⬜ − М23С6;
△ − М23С6 + A2B, где A2B − фаза Лаевеса

Особенностью ТО сложнолегированных дисперсионно-упрочняемых сталей является использование двойной закалки перед старением.
Например, сталь 08Х15Н35ВТЮ, обладающую высокой жаропрочностью, при первой закалке нагревают до 1150−1180 °С для выращивания зерна определенного размера и перевода γ′-фазы в твердый раствор. Закалку проводят путем охлаждения на воздухе, при этом часть γ′-фазы выделяется.
При нагреве под вторую закалку (1050 °С) небольшая часть γ′-фазы остается нерастворенной, переходят в твердый раствор не все карбиды хрома, вторая фаза укрупняется. При охлаждении на воздухе при повторной закалке и последующем старении γ′-фаза выделяется в виде дисперсных включений размером 20−50 нм.
После полной ТО сталь 08Х15Н35ВТЮ состоит из четырех основных фаз: γ-твердого раствора,
γ′-(Ni, Fe, Cr)3(Al, Ti, W), TiC и М3В2. В результате двойной закалки со старением сталь наряду с мелкими включениями имеет определенный объем укрупненных выделений. Такая структура позволяет получить высокую прочность и необходимый запас пластичности.

при 700 °С, 2000 ч:
I − карбонитрид Nb(C, N)
II − карбид М23С6
III − фаза Лавеса Fe2(Mo, Nb)
IV − фаза Лавеса Fe2(Mo, Nb)
V − Карбид М6С [ (Cr, Fe, Mo, Nb, Ni)6C ]

Изменение общего количества избыточных фаз (Δт)
и количества Fe, Сr, Мо, Nb (соответственно NFe, NCr, NMo, NNb), перешедших в избыточные фазы, в зависимости от длительности
старения при 650 °С

сталей наивысшие прочностные свойства имеют стали ЭК-164 и ЭП-172-У (σв = 600 и 580 МПа соответственно, σ0,2 = 475 МПа), что существенно превышает прочностные свойства сталей типа 18-10, ЭИ-847 и их зарубежных аналогов серий 304 и 316 (σв = 390–480 МПа, σ0,2 = 170–245 МПа). При этом у сталей ЭК-164
и ЭП-172-У относительное удлинение намного ниже: δ ≈ 10 % против
δ = 25–40 % у остальных сталей.
Тр = 650 °С. С увеличением температуры до 650 °С прочностные свойства всех сталей снижаются на 10−20 МПа при сохранении δ, а у сталей ЭК-164 и ЭП-172-У δ возрастает до ~20 %.
Тр = 700 °С. При 700 °С явное преимущество по прочности перед остальными сталями имеют стали ЭК-164 и ЭП-172-У (σв − около 500 МПа и σ0,2 − около 400 МПа против σв = 300÷400 МПа и σ0,2 = 150÷200 МПа у остальных сталей). При этом δ сталей ЭК-164 и ЭП-172-У сравнивается с δ остальных сталей (~25 %).
Более того, при этой температуре сталь ЭП-172-У (σв = 520 МПа,
σ0,2 = 420 МПа, δ = 26 %) имеет небольшое преимущество по механическим свойствам перед сталью ЭК-164 (σв = 500 МПа, σ0,2 = 410 МПа, δ = 24 %).

коррозия аустенитных сталей в дистиллированной воде при
комнатной температуре протекает с кислородной деполяризацией.
С ростом температуры возрастает скорость разряда ионов водорода,
и при Т = 300÷400 °С коррозия протекает с водородной деполяризацией.
Межкристаллитная коррозия, усиливается при наличии О2.
Коррозионное растрескивание под напряжением (КРН), усиливается
при наличии О2. Должно быть СО2 < 0,01−0,02 мг/л.
Местная коррозия (язвенная, точечная или отдельными пятнами) −
при наличии в стали шлаковых включений, трещин, раковин, различных
загрязнений и других неоднородностей.
Щелевая коррозия, развивается в зазорах и щелях между деталями
(в шарико-подшипниках циркуляционных насосов, в местах заклепок и др.).

приводит к выпадению по границам зерен хромосодержащих вторичных фаз − карбидов (карбонитридов), σ-фазы, интерметаллидов → обеднение приграничных областей хромом шириной 1−2 мкм.
Наиболее интенсивно МКК в аустенитной стали протекает
в интервале Т = 550−650 °С.
Сталь с повышенным содержанием углерода более чувствительна к МКК, так как при 550−650 °С углерод интенсивно диффундирует к границам зерен и связывает Сr из приграничных областей твердого раствора в карбиды («карбидная» теория МКК).
При температуре до 650 °С скорость диффузии хрома в ГЦК решетке еще мала, и преимущественное значение приобретает скорость выделения карбидов. При Т > 650 °С диффузия хрома из внутренних зон зерна все быстрее компенсирует его убыль в периферийных зонах при образовании карбидов → снижение МКК.
Ферритные и ферритно-мартенситные стали при 650 °С значительно меньше подвержены МКК, поскольку в ОЦК решетке при этой температуре скорость диффузии хрома высока, и одновременно с выпадением хромосодержащих выделений по границам будет происходить диффузионное выравнивание концентрации хрома в приграничной зоне.

°С) (а) и
не склонной (700−850 °С) (б) к МКК

Наиболее распространенным способом предотвращения МКК − легирование (стабилизация) сталей сильными карбидообразующими элементами − титаном или ниобием → карбиды типа МС.
Количество ЛЭ:
для Ti − не ниже 5⋅(С − 0,03 %),
для Nb − не ниже 10⋅(С − 0,01 %) (С − концентрация углерода в %).
Склонность аустенитных сталей к МКК возрастает с повышением температуры закалки до 1300 °С → почти полностью переходят в твердый раствор все карбиды → последующий нагрев в интервале 450−850 °С способствует выделению, в первую очередь, карбидов хрома. Длительный нагрев при 850−950 °С приводит к полному выделению и коагуляции карбидов, поэтому он используется как метод борьбы с МКК (стабилизирующий отжиг).

0Х23Н28М3ДЗТ (а) и Х18Н10Т (б)
к межкристаллитной коррозии. Заштрихованные площади − области
максимальной чувствительности к межкристаллитной коррозии

к пределу текучести стали или превышающие его; разрушение может наступить даже в таких средах, в которых без растягивающих напряжений аустенитные стали не корродируют.
- Влияние холодной деформаии перед отпуском на склонность аустенитных сталей к МКК в значительной мере зависит от состава стали, который определяет скорости диффузии хрома и углерода и возможность образования ферритной фазы. Деформация после отпуска всегда уменьшает склонность аустенитных сталей к МКК, так как дробление зерен и нарушение непрерывности границ зерен препятствует проникновению разрушения в глубь металла.

и корродирующей среды.
Аустенитные стали наиболее сильно подвержены так называемому хлоридному КРН в растворах хлоридов железа, магния, цинка, кальция, лития и др. Исследования большого числа твэлов, вышедших из строя по причине КРН, показывают, что наиболее опасными являются хлориды железа.
Трещины при КРН могут развиваться от поверхности в глубь металла, проходя по телу зерен (транскристаллитное разрушение) и по границам зерен (межкристаллитное разрушение).
Факторы, влияющие на КРН:
напряжения, состав среды, температура, длительность воздействия среды, структура и состав металла, степень пластической деформации (наклепа), характер защитных пленок на металле и др.

анод (стенки недеформируемого металла);
А* − анод (вершина
деформируемого металла,
j ≈ 5⋅103 А/м2); р − направление приложения нагрузки

Трещины распространяются в направлении, перпендикулярном к направлению растягивающей нагрузки.
Скорость распространения трещины огромная − до нескольких мм/ч.
На поверхности стали, в том числе и у самой трещины, часто нет видимых продуктов коррозии и других признаков общего коррозионного разрушения.
Механизм КРН полностью не выяснен. Наибольшее распространение получила так называемая механико-химическая гипотеза: при пластическом деформировании металла в вершине развивающейся трещины сильно усиливается анодное растворение металла по сравнению с ее ненапряженными боковыми стенками. Катодом коррозионной ячейки является поверхность металла, катодным деполяризатором − растворенный кислород.

ячеистое расположение в никелевом сплаве (б) после растяжения на 5 %

Зарождение и распространение трещин при КРН происходит на участках поверхности напряженного металла, содержащих определенные группировки дислокаций: склонность к внутрикристаллическому КРН − характерная черта однофазных сплавов с четко выраженной компланарной (плоскостной) дислокационной структурой.
Стали с ячеистой дислокационной структурой обладают повышенной стойкостью к внутрикристаллическому КРН. Образование ячеистого распределения дислокации типично для неупорядоченных материалов с высокой энергией дефектов упаковки, в которых облегчено поперечное скольжение.

Сr на склонность ее к КРН в кипящем растворе MgCl2 при σ = 2,8 МПа

Стойкость к КРН возрастает также при снижении концентрации Cr при постоянном содержании Ni, уменьшении содержания элементов, способствующих образованию аустенита (С, N) до 0,002 %.
Легирование Nb, Ti или Мо, повышая энергию дефектов упаковки аустенита, также уменьшает склонность к КРН.
Для КРН аустенитных сталей недостаточно присутствия в коррозионной среде одних хлоридов − должны присутствовать одновременно хлориды и кислород, т.е. большую роль в КРН играет состав коррозионной среды:
так, при концентрации кислорода 1 мг/кг в присутствии в воде хлоридов наблюдается КРН, которое не испытывает резкого усиления с увеличением концентрации кислорода до 1200 мг/кг.

или внутренних напряжений.
По своему происхождению эти напряжения могут быть самыми различными: механическими, гидростатическими, термическими, фазовыми, технологическими.
С ростом растягивающих напряжений хлоридное КРН аустенитных сталей ускоряется.
На развитие КРН сильно влияет и пластическая деформация, которая, хотя бы в микрообъемах, является необходимым условием КРН.
Присутствие в воде щелочей может в определенных условиях вызывать КРН аустенитных сталей и сплавов (щелочная хрупкость). Она может развиваться и в отсутствие кислорода. Природа этого разрушения еще не выявлена.

стали в натриевом теплоносителе при 500 °С вообще не является ограничивающим фактором при установлении ресурса установок.
Повышение температуры натрия до 550 °С приведет к увеличению скорости коррозии примерно в 2,5 раза, но и в этом случае глубина коррозии не превысит 90 мкм при эксплуатации реактора в течение 440 тыс. ч,
т.е. 60 лет с коэффициентом использования установленной мощности 80%.
ГЛАВНОЕ: Обеспечить содержание кислорода в Na и Na-K сплаве
не выше 5⋅10-3 %.
При Т > 500÷600 °С в системах аустенитных сталей с щелочными жидкометаллическими теплоносителями наблюдается термический перенос массы − коррозионные поражения локализуются в местах с максимальной температурой, а растворенная масса компонентов стали осаждается из теплоносителя в более холодной части контура из-за значительных различий растворимости составляющих стали в теплоносителе при разной температуре.
Скорость растворения v стали возрастает с увеличением скорости движения теплоносителя vт примерно как

Na зависит главным образом от содержания кислорода в натрии. Увеличение скорости коррозии в Na с высоким содержанием кислорода, по-видимому, обусловлено тем, что кислород в Na образует с компонентами сталей хорошо растворимые соединения типа ферритов (Na2О)2⋅FeO.

не рекомендуется сочетать с ним стали с высоким содержанием Ni, т.к. Ni заметно выщелачивается. Хромоникелевые стали с Li теплоносителем можно применять до 600 °С, при более высокой температуре (700−800 °С) предпочтение следует отдать ферритным сталям без Ni (например, 0X13, 1X13, 1Х13М2БФР и др.).
В целом, возможности применения аустенитных хромоникелевых сталей в качестве конструкционного материала для работы в контакте с Li сильно ограничены в связи с неудовлетворительной коррозионной стойкостью.
Свинец.
Проблема коррозионной стойкости аустенитных сталей в Pb, как и хромистых сталей, решается применением специальной технологии свинцового теплоносителя, позволяющей создавать на поверхности защитные оксидные пленки и поддерживать их толщину на оптимальном уровне. Тем не менее, в результате проведенных исследований аустенитные стали признаны нестойкими в свинцовом теплоносителе.

ТОПЛИВА

Наибольшие повреждения оболочке наносят ПД топлива, такие химически активные элементы, как Cs, Te и I, активно заимодействующие с внутренней поверхностью оболочки вплоть до утонения ее до 100−150 мкм.
Цезий. Химическое взаимодействие цезия и сталей наблюдается только в присутствии кислорода. Проникновение Cs в сталь по границам зерен происходит при 700 °С в течение 100 ч при значении кислородного потенциала −400 кДж/моль.
Цезий−теллур. Теллур в комбинации с Cs вызывает очень интенсивную межзеренную коррозию стали при значениях кислородного потенциала от −564 кДж/моль при 725 °С (окислительный порог для коррозионно-стойкой стали) до −334 кДж/моль (слегка застехеометрическое топливо). Особенно активна смесь Cs и Те в соотношении Cs:Te ≤ 2.
Теллур. Учитывая химическую активность и существенный выход Те при делении UO2, можно считать его вторым после Cs продуктом деления с точки зрения активности в коррозионном процессе.
Йод и бром начинают слабо реагировать со сталью при 400 °С независимо от кислородного потенциала топлива. Однако глубина проникновения при более высоких температурах увеличивается с ростом кислородного потенциала.

а также предполагаемые в качестве материала первой стенки и банкета ТЯР, могут накопить за период эксплуатации большие дозы нейтронов (Фн > 1026÷1027 м-2 с Е > 0,1 МэВ).
При Тобл ≤ 100 °С: радиационное упрочнение − повышению σв, σ0,2 и понижению δ пластичности при Тисп ≤ 100 °С. При Тисп до 400 °С облученная сталь также обладает более высокими прочностными характеристиками и меньшей пластичностью. Начиная с Тисп = 400 °С влияние облучения на упрочнение уменьшается. При Тисп = 625−650 °С оно практически не проявляется из-за отжига радиационных дефектов.
При Тобл > 350−500 °С Фн > 1025 м−2 : высокотемпературное радиационное охрупчивание (ВТРО), заключающееся в существенном снижении пластических свойств. Процесс необратимый − никакой пост-радиационный отжиг пластичность не восстанавливает.
Все материалы в какой-то мере подвержены ВТРО, причем ВТРО увеличивается с ростом содержания Ni в стали.

хромоникелевых сталей. Распухание существенно зависит от состава основы, легирования и исходной структуры сталей.

Зависимость распухания сплавов Fe−Cr−Ni с 18±3% Cr, облученных ионами Ni6+,
Е = 46,5 МэВ, Тобл = 600−650 °С Фн = 40 сна, от содержания никеля

Тройная диаграмма зависимости распухания сплавов Fe−Cr−Ni
от содержания Ni и Cr, облученных ионами Ni2+, Е = 5 МэВ, Тобл = 675 °С,
Фн = 140 сна

распухания имеют стали с 35−40 % Ni.

Влияние Ni на длительность переходного периода распухания Fe−Cr−Ni-сталей при облучении ионами Ni2+ Тобл = 675 °С:
1 − 20; 2 − 25; 3 − 35; 4 − 45 % Ni

Зависимость относительного удлинения образцов Fe−Cr−Ni-сталей и сплавов, вызванного распуханием при облучении, реактор DFR (D = 30 сна, Тобл = 600 °С), от различия свободной энергии в аустенитном и ферритном состояниях:
1 − FV548 (основа − X17H12); 2 − 347 (X18H9);
3 − 316L (X16H14); 4 − 316 (X18H12);
5 − М316 (X17H14); 6 − 321 (X18H10); 7 − G68 (X14H25);
8 − РЕ16 (Х17Н43); 9 − GAB (X16H43) ;
10 − РЕ16 (Х17Н43); 11 − РЕ16 (Х16Н40)

распуханию − легирование и разумное варьирование концентрацией примесей внедрения. Легирующие элементы
(и примеси) сдерживают развитие пористости только тогда, когда находятся в твердом растворе. Распад твердого раствора с формированием вторичных фаз, следовательно, обеднением матрицы легирующими элементами как до, так и в процессе облучения сопровождается ускорением распухания:

Облученние электронами в ВВЭМ при 400−600 °С до Фн = 30 сна (измерения проведены при температуре максимума распухания 550 °С)

аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов с различным
содержанием никеля