Конструкционные материалы АЭС - Радиационное охрупчивание сталей для корпусов реакторов

Хотя характеристики прочности и пластичности материалов входят в расчет прочности корпуса реактора, их изменение под влиянием нейтронного облучения (упрочнение и снижение деформационной способности) практически не отражается отрицательно на работоспособности конструкции. Циклическая прочность по критериям зарождения и распространения трещины в реакторных сталях практически не изменяется под влиянием нейтронного облучения при флюенсах, характерных для ВВЭР.
Опасным является снижение сопротивления хрупкому разрушению. Это выражается в сдвиге критической температуры хрупкости в сторону ее повышения и снижении работы разрушения образцов при испытаниях на ударный изгиб или растяжение в области температуры вязкого разрушения. Такие изменения являются следствием как упрочнения стали, так и снижения когезионной прочности под действием нейтронного облучения.
Заметное изменение критической температуры хрупкости сталей в условиях реакторного облучения происходит уже при флюенсе быстрых нейтронов (Е 0,08 кДж) порядка 10¹⁸ нейтр/см². Связь между увеличением критической температуры хрупкости ∆t от флюенса Ф выражается формулой
(2.1)                                                                                                                                             

где n обычно полагают равным 1/3. Выбор n=1/3 был в основном определен инженерной практикой и набором экспериментальных данных ми различных сталях. При п=1/2 величина сдвига Δ/ф получается чрезмерно консервативной, особенно при большом флюенсе для зарубежных реакторных материалов [177].
Однако отечественные исследования, выполненные в последние годы на сталях типа 15Х2НМФАА, показали более удовлетворительное совпаденье экспериментальных результатов сдвига критической температуры хрупкости от флюенса, особенно при 10¹⁰ нейтр/см² и более при показателе п = 1/2. Для стали 15Х2МФА (2.1) с п = 1/3 вполне удовлетворительно описывает все имеющиеся результаты вплоть до потоков порядка 10²¹ нейтр/см².
Значение коэффициента А, характеризующего радиационную стойкость материалов, практически не зависит от способа определения критической температуры хрупкости, типа и размера образцов. Однако коэффициент А существенно зависит от температуры облучения, химического состава стали и других параметров, характеризующих как условия облучения, так и собственно материал. По этой причине значения коэффициента А могут изменяться в широких пределах. Для инженерной оценки состояния того или иного корпуса требуется экспериментальное определение коэффициента А материала данного химического состава в рассматриваемых условиях облучения.
Определенное значение для практики может иметь уменьшение работы вязкого разрушения. Уровень верхнего шельфа связан с вязким характером разрушения и определяет энергоемкость этого разрушения. При снижении верхнего шельфа ударной вязкости до уровня порядка 50 Дж (для образцов с острым надрезом) создается опасность квазивязкого разрушения с низкой энергоемкостью даже для сталей умеренной прочности. В таких случаях температурные критерии предотвращения хрупкого разрушения становятся недостаточными. Возникает необходимость перехода к критериям, определяющим условия инициирования разрушения конструкции с известной дефектностью и заданными температурно-силовыми параметрами нагружения. Эта задача может быть решена только при применении современных подходов, основанных на концепции линейной и нелинейной механики разрушения.
Обобщение результатов оценки изменения температурных зависимостей ударной вязкости реакторных материалов (основной металл и металл сварных швов) после облучения при рабочей температуре показало, что существенное снижение шельфа более 40 % отмечается на зарубежных реакторных сталях при сдвиге критической температуры хрупкости более чем на 100° С [204].                                                                                                                           
Общие требования по ограничению шельфного уровня вязкости зарубежных материалов иод влиянием облучения сформулированы в руководящей технической документации [141, 144, 261]. Согласно этим документам наименьший допускаемый уровень работы разрушения в низкой области ограничен 68 Дж. Это требование уже в настоящее время ставит сложную задачу о возможности дальнейшей эксплуатации в СШA 21 реактора [234]. Уменьшение допустимого уровня верхнего шельфа до 50 Дж вместо 68 Дж позволило бы увеличить ресурс корпусов почти в 10 раз [233, 234]. Выполненные исследования [278] подтверждают принципиальную возможность принятия нового, менее жесткого критерия, однако для окончательного решения требуется проведение дополнительных испытаний образцов-свидетелей и расчетных оценок.
Для материалов, применяемых в отечественном реакторостроении, ограничений по работе разрушения в вязкой области нормативной документацией не предусмотрено в связи с более высокой их радиационной стойкостью. Все полученные экспериментальные данные указывают, что для характерных для ВВЭР значений температуры облучения и флюенса облучение не приводит к снижению верхнего шельфа ударной вязкости более чем на 30%.

Рис. 2.19. Влияние флюенса Ф (Е>0,16 пДж) на сдвиг критической температуры хрупкости (а) и относительное уменьшение работы разрушения верхнего шельфа при испытаниях на удар (б) по нормам ASME [204, 233] (заштрихована область расположения экспериментальных значений, включая испытания образцов-свидетелей:
а — зависимости построены для следующего содержания примесей в металле: 1— Сu= 0,35%; 2 — Сu=0.30%; 3 - Сu=1,25%;         — Сu=0,20%; 5 — Сu=0,15%; б —Сu=0,10%; Р=0,012%; 7 —Сu= 0,08%; Р - 0,008%; б — то же самое, для основного металла 1—6 соответствуют: 0,35: 0,30: 0,25; 0,20: 0,15; 0,10% Сu; для металла сварных швов: 0,30; 0,25; 0,20; 0,15; 0,10; 0,05% Сu

Рис. 2.20. Влияние флюенса Ф на сдвиг критической температуры хрупкости ∆T сталей А302-В и А533-В с различным содержанием меди [169]:
1-облучение при 288 °С, низкое содержание Сu; 2 — облучение при 232—288 °С, повышенное или промежуточное содержание Сu; 3 — облучение при температуре < 232 °С

Рис. 2.21. Влияние флюенса Ф на сдвиг критической температуры хрупкости ∆Tк сталей 15Х2МФА (P≤0.012%                и              Сu≤0,17%),
15Х2НМФАА       и          15ХЗНМФАА (Ρ≤0,010% и Сu≤0,10%) при облучении в области температуры 270—320 С (●—15Х2НМФАА и 15Х3НМФАА, О — 15Х2МФА)
На рис. 2.19 приведены нормативные зависимости изменения критической температуры хрупкости и работы вязкого разрушения от флюенса для сталей типа А533В и сварных соединений, на основании которых прогнозируется поведение материалов и оценивается надежность корпусов реакторов с водой под давлением и кипящих реакторов США. Литой металл сварных швов более чувствителен к радиационному охрупчиванию при прочих равных условиях. Предельное изменение поро- tn хладноломкости ограничено температурой примерно 200°С и снижением не более чем на 60% верхнего шельфа ударной вязкости образцов Шарли, а допустимым считается повышение критической температуры хрупкости до 94° С. Такое изменение свойств материалов корпусов, изготовленных до 1970 г., является вполне реальным и уже достигнутым на отдельных корпусах АЭС в США.
Сравнение экспериментальных данных для реакторных материалов показывает преимущество отечественных сталей 15Х2МФА, 15Х2НМФАА и 15ХЗНМФАА (рис. 2.20, 2.21). Это различие в радиационном охрупчивании (особенно у стали 15Х2МФА) наиболее заметно проявляется с увеличением флюенса более 3· 10¹⁹ нейтр/см² (Е > 0,16 пДж) и имеет принципиальное значение для радиационного ресурса корпусов отечественных ВВЭР-440, расчетный флюенс которых и конце срока эксплуатации существенно превосходит соответствующую величину для зарубежных корпусов.

Температура облучения играет важнейшую роль в накоплении повреждаемости материалов. Степень охрупчивания с повышением температуры облучения до 200°С в большинстве случаев слабо изменяется, а от 200 до 300 —350° С снижается.
У сталей с ≥ 2,0% хрома и легированных ванадием (15Х2МФА, 15Х2НМФА и др.) влияние температуры начинает проявляться уже с 70—100° С. Такое поведение материалов совпадает с их чувствительностью к деформационному старению и радиационно-термическому упрочнению.
Эффект радиационно-термического упрочнения сплавов железа объясняется образованием комплексов типа «вакансия—атом — внедрения», а также взаимодействием элементов внедрения с подвижными межузельными атомами. При температуре выше 240 °С значительная часть комплексов становится неустойчивой, в результате происходит некоторое разупрочнение, чему и соответствует ослабление влияния облучения на радиационное охрупчивание при дальнейшем повышении температуры облучения.
Введение в сталь сильных стабилизирующих элементов, в частности ванадия, значительно снижает активность углерода и азота, тем самым снижая их роль «ловушек» вакансий. В итоге радиационное упрочнение у этих материалов существенно ослабляется, и уже при сравнительно низкой температуре облучения (выше 100 °С) начинают развиваться процессы отжига радиационных дефектов, не связанных с элементами внедрения.
Специфическим является поведение некоторых Сr— Ni — Мо сталей. После облучения флюенсом 5· 10+19 нейтр/см² (Е > 0,16 пДж) при 400 °С повышение переходной температуры у стали с 3,8% никеля оказалось значительнее, чем после облучения при 300 °С. Аналогичный эффект, только в более слабой форме, наблюдался и на стали типа А533В. Это обусловлено наложением теплового охрупчивания стали при 400 °С, когда этот процесс может развиваться уже достаточно интенсивно.
Для применяемых в реакторостроении материалов более характерным является ослабление охрупчивания при повышении температуры облучения от 300 до 400 °С. Это указывает на возможность практического использования относительно кратковременного повышения температуры в процессе эксплуатации для борьбы с радиационным охрупчиванием материалов корпусов реакторов.
У стали 15Х2МФА радиационное упрочнение снижается примерное 10 раз с повышением температуры облучений от 100 до 250—270 °С, при этом смещение Тк хотя и заметно снижается с ростом температуры облучения, тем не менее после облучения даже при 270—320 °С флюенсом более 10²⁰ нейтр/см² оно около 50 °С. Как уже было показано, Сr— Мо — V стали обладают исключительно высоким сопротивлением тепловому охрупчиванию, и поэтому «чистое» тепловое старение практически не накладывается на их радиационное охрупчивание. При оценке радиационного ресурса стали 15Х2МФА нет необходимости суммировать эффект облучения и теплового старения.
Исследования, выполненные в последние годы на сталях с различной чувствительностью к тепловому охрупчиванию в области рабочей температуры ВВЭР, указывают на одновременное протекание процессов теплового и радиационного охрупчивания при воздействии температуры и флюенса. Смещение порога хладноломкости под облучением для таких материалов отражает интегральное охрупчивание стали, если время облучения является достаточным.
Уже в конце 60-х годов вызывал большой интерес вопрос о влиянии плотности потока при различной температуре облучения. Большая часть экспериментальных данных указывала на незначительную его роль, и поэтому основным параметром, определяющим охрупчивание материалов, оставался флюенс. Такой подход к радиационному охрупчиванию нашел свое отражение и в нормативной зарубежной и отечественной документации. В обзорной работе [278] приводятся экспериментальные результаты для плотности флюенса, изменявшейся более чем на два порядка при облучении в области температуры 100—350° С. Существенного изменения в упрочнении малоуглеродистой стали не было обнаружено.

Исследования, проведенные при варьировании плотности потока даже в пределах четырех порядков [от 10¹⁰ до 10¹⁴ нейтр/(см²-с)] при флюенсе менее 10го нейтр/см² (Е > 0,16 пДж), также не зафиксировали какого-либо влияния плотности нейтронного потока [1691. Многочисленные эксперименты не выявили эффекта насыщения охрупчивания отечественных реакторных материалов при облучении в области температуры 250—350 °С.
Гем не менее отличия в изменении свойств материалов, испытанных и исследовательских реакторах и в условиях реальной эксплуатации корпусов ВВЭР, в ряде случаев могут быть существенными. Во-первых, оно связано с неточностью (периодическим завышением) поддержания к температуры во время облучения в исследовательском реакторе; во- вторых, с возможностью более полного протекания процесса восстановления радиационных повреждений при длительной эксплуатации ВВЭР ни АЭС. Последнее становится весьма заметным при температуре порядки 300° С. Указанные выше исследования влияния плотности нейтринного потока проводились в основном при более низкой температуре, чем рабочая. Как видно из рис. 2.22, степень охрупчивания материалов зарубежных корпусов АЭС, для которых плотность нейтронного потока на несколько порядков может быть меньше, а реальная температура облучения на 50° С выше, чем при облучении сталей и их сварных соединений в исследовательских реакторах, в конце расчетного срока эксплуатации следует ожидать существенно меньшую по сравнению с прогнозируемой.
Сравнение экспериментальных данных, включая испытания образцов-свидетелей различных зарубежных реакторных сталей и их сварных швов с различным содержанием примесных элементов, указало на  консерватизм [204, 218] нормативных зависимостей [261], которые в основном были построены исходя из экспериментальных данных, относящихся к температуре облучения не выше 230° С. При облучении в исследовательских реакторах предельный расчетный флюенс материала корпуса реактора достигается в течение не более 1 года облучения, а в реальной ситуации время эксплуатации составляет 40 лет. По этой причине охрупчивание зарубежных реакторных материалов, определенное по ранее установленным нормативным подходам, оказывалась на 60 —70% завышенным по сравнению с оценкой, сделанной по новым более представительным экспериментальным данным [277].
Качественно новые закономерности радиационного охрупчивания потребовали разработки новых теоретических моделей для их описания [249].

Рис. 2.22. Повышение критической температуры хрупкости корпусных реакторных материалов типа А302-В в зависимости от флюенса Ф и условий облучения:

1. — область значений для температуры облучения ~ 232 °С в исследовательских реакторах;
2. — облучение в реакторе с малой плотностью нейтронного потока при температуре 290 °С;
3. — образцы-свидетели (основной металл) АЭС «Бит Рок Пойнт», температура облучения 288—310 °С;
4. — то же, что и 3, только для металла сварного шва и зоны термического влияния

Рис. 2.23. Сравнение рассчитанных по корреляционной модели и экспериментальных данных по радиационной стойкости стали А302-В (0,2% Сu; 0,011% Р) при 288 °С [234, 277] с учетом времени облучения при φ 10 нейтр/(см²-с); ---  — расчет по корреляционной модели φ = 5· 10¹² нейтр/(см²-с);------ расчет по корреляционной модели φ=7,5·10¹² нейтр/(см²-с);------------------------- нормативная зависимость [261]; О — облучение в исследовательских реакторах; ■ — облучение в реакторах АЭС. Флюенс определялся для E>0,16 пДж тепловом старении, температурно-временная зависимость которого имеет С-образную форму.

С помощью уравнений, описывающих предложенную корреляционную модель, было проанализировано влияние всех указанных выше факторов на сдвиг критической температуры хрупкости стали с различным содержанием меди от 0,1 до 0,3%, температуры облучения от 100 до 325oС, плотности нейтронного потока от 5-10¹⁰ до 5· 10¹² нейтр/(см²-с), флюенса от 10¹⁷ до 10²⁰ нейтр/см² (E>0,16 пДж) [249]. Характер зависимостей хорошо согласуется с экспериментальными результатами.
В качестве иллюстрации можно показать пригодность рассматриваемой модели для оценки охрупчивания стали А302В (рис. 2.23). Анализ выполнялся для области значений флюенса от 10¹⁷ до 10²⁰ нейтр/см² при температуре 288 ± 6° С и плотности нейтронного потока 5·10¹² нейтр/(см²-с), характерной для исследовательских реакторов, и 7,5·10¹⁰ нейтр/(см²-с) для образцов-свидетелей. Последняя величина была выбрана после анализа данных дозиметрического контроля. Полагают, что примерно 60% времени образцы-свидетели облучались потоком нейтронов именно такой плотности.

Таблица 2.16. Сравнение охрупчивания образцов-свидетелей с расчетной оценкой ∆Tк [277]

Предполагается содержание 0,2% Сu и 0,011% Р.

 Рис. 2.24. Сравнение рассчитанного по корреляционной модели и экспериментального сдвига ∆ТК в зависимости от плотности нейтронного потока φ [277] при Е>0,16 пДж |277|  ▲—расчетная зависимость; ▼ — экспериментальные значения с условным обозначением дисперсии

В табл. 2.16 приведены некоторые ранее полученные данные, обработанные уже на основе новых представлений для стали А302В. Результаты указывают на хорошее совпадение расчетного охрупчивания по корреляционной модели с экспериментальными значениями и одновременно обращают внимание на исключительно консервативную оценку по нормативной документации, особенно при большом флюенсе. Хорошее совпадение расчетных и экспериментальных данных получено и для зависимости сдвига ΔТк в функции от плотности нейтронного потока при температуре 288° С и флюент в конце срока службы 2,5 X10¹⁹ нейтр/см² (Е > 0,16 пДж) для стали с содержанием меди 0,2% (рис. 2.24).
Согласно нормативной зависимости [261] сдвиг ∆Т для этих условий облучения должен был составлять 135° С. Особенно следует подчеркнуть, что приведенные данные охватывают область значений плотности нейтронного потока, характерных как для корпусов АЭС, так и для исследовательских реакторов.
Анализ с новых позиций данных, ранее полученных для стали А533В-1, потребовал разработки ФРГ национальной программы исследований собственных сталей 20MnMoNi55 и 22NiMoCr37 различных плавок и их сварных соединений. Облучение предполагалось выполнять с варьированием плотности нейтронного потока от 5-10¹⁰ до 8-10¹¹ нейтр/(см²-с) и флюенса от 5· 10¹⁸ до 2· 10¹⁹ нейтр/см² (Е > 0,16 пДж) 1140].
Важным вопросом, не получившим пока окончательного выяснения, является насыщение радиационного охрупчивания. Для низколегированных сталей, не содержащих или содержащих в небольшом количестве такие карбидо- и нитридообразующие элементы, как хром и ванадий, при температуре облучения около 290° С наблюдается насыщение охрупчивания при достижении флюенса 1,15·10¹⁹ нейтр/см² (Е >0,16 пДж) в зависимости от температуры и времени облучения, а также от химического состава материала 1241, 277]. В отличие от зарубежных реакторных материалов, на теплоустойчивой стали 15Х2МФА при температуре облучения 270—320°С эффект насыщения упрочнения и охрупчивания не достигался даже при флюенсе
~2· 10²¹ нейтр/см². Этот результат подтверждается и результатами испытаний образцов- свидетелей, извлеченных из различных отечественных ВВЭР.
Результаты последних исследований, выполненных в ФРГ на стали А533-В, этой же стали с добавкой 0,15% ванадия и Сr— Ni — Мо стали с 3,2% никеля, свидетельствуют о насыщении радиационного охрупчивания, начиная с некоторого флюенса. Стали облучались при температуре 150, 300 и 400оС плотностью нейтронного потока 6-10¹¹ и 3·10¹³ нейтр/(см²-с) (Е>0,16 пДж). Одновременно было показано, что с повышением температуры облучения от 150 до 400 ° С резко снижается охрупчивание. После флюенса 10²⁰ нейтр/см² (Е >0,16 пДж) при температуре 150° С сдвиг критической температуры хрупкости составил на стали А533-В около 200° С, при 300° С около 100° С, а при 400° С не более 20° С. При температуре облучения 150° С насыщение охрупчивания стали А533-В имело место при флюенсе 5-10¹⁹ нейтр/см², а при 400°С требовался флюенс порядка 10²⁰ нейтр/см².
Испытания образцов-свидетелей, извлеченных из реактора АЭС «Пойнт Бич» (II блок), показали отсутствие эффекта насыщения [272]. Образцы, облученные в реакторе АЭС «Биг Рок Пойнт», также не подтвердили эффекта насыщения охрупчивания основного металла, металла сварных швов и зоны термического влияния (ЗТВ) стали А302В. Сдвиг критической температуры хрупкости возрастал с увеличением флюенса до 10²⁰ нейтр/см² (Е > 0,16 пДж) [278].

Противоречивость, а главное недостаточность экспериментальных данных пока еще не дают возможности однозначно определить условия насыщения радиационного охрупчивания различных реакторных материалов. Однако совершенно очевидно, что «залечивание» дефектов является термически активируемым процессом и радиационное охрупчивание металлов представляет собой частично обратимый процесс.

В соответствии с температурной зависимостью радиационного охрупчивания следует ожидать заметного восстановления свойств при температуре выше 350° С, полное восстановление возможно только при и температуре не ниже 400° С. Исследования возможности применения отжига для ликвидации радиационного охрупчивания реакторных материалов показали реальную возможность восстановления свойств на 70% при нагреве до 430° С длительностью ~ 100 ч. Установлено, что относительная доля восстановления свойств при данном режиме отжига нс зависит от исходной степени охрупчивания [205].
Эксперименты, выполненные на стали 15Х2МФА, привели к заключению о необходимости нагрева до 350—450°С для частичного восстановления свойств соответственно от 30 до 70% этой стали. С повышением температуры облучения от 100—130 до 250—300° С для восстановления свойств за заданное время необходимо увеличение температуры отжига на 100—120° С. Полное восстановление свойств этой стали возможно только при температуре нагрева 450—500° С.

Таблица 2.17. Влияние отжига длительностью 168 ч на восстановление свойств различных сталей, облученных при 288 °С [278]

Сравнение поведения различных сталей (табл. 2.17) при нагреве после облучения флюенсом (3,0-4,8)· 10¹⁹ нейтр/см² (Е>0,16 пДж) при температуре 288° С привело к заключению о большей восприимчивости к отжигу сталей, более склонных к радиационному охрупчиванию. Исключением из этой закономерности является сравнительно слабое восстановление свойств стали 5 Ni — Сr—Мо после отжига при 427°С, сдвиг критической температуры хрупкости которой после облучения примерно в 2 раза превышал соответствующие значения для стали А302В. Возможно, это связано с наложением теплового охрупчивания Сr— Ni — Мо сталей и мартенситностареющей стали 12 Ni — Сr— Мо в процессе отжига. Так, у стали А302В сдвиг порога хладноломкости в результате теплового старения при 427° С в течение 168 ч отсутствовал; у стали А543 составил 28° С; у стали 7,5 Ni — Сr— Мо — 31С; у теплоустойчивой стали А517-Е— 8° С; у стали 12 Ni — Сr— Мо после тепловой выдержки при 371° С сдвиг ∆Tk составил 75 и 47°С соответственно для обработки на предел текучести 1140 и 1250 МПа. Эти стали проявляют значительную склонность к тепловому охрупчиванию даже при температуре облучения около 300° С.
Результат, полученный на стали А517-Е, близкой по составу к отечественной реакторной стали 15Х2МФА, также указывает на необходимость применения для эффективного отжига Сr— Мо — V стали более высокой температуры. Меньшая чувствительность к отжигу радиационных дефектов наблюдалась на Сr— Мо стали А542 по сравнению со сталью А533-В [2821. Одновременно было установлено, что насыщение водородом облученной стали также препятствует более полному отжигу радиационных дефектов. Для полного отжига дефектов требуется нагрев около 600° С длительностью 30 мин. Вероятно, для отжига корпусов реакторов, изготовленных из теплоустойчивой стали 15Х2МФА, и особенно корпусов без антикоррозионной наплавки потребуется разработка особых режимов и, возможно, другого технологического оборудования по сравнению с отжигом корпусов, изготовленных из простых С — Мn— Мо и С — Мn — Ni — Мо сталей.
Рассматриваются два варианта нагрева корпусов: первый, наиболее простой, заключается в повышении температуры теплоносителя до максимально возможной примерно до 340° С и второй, более сложный, требующий специального нагревательного оборудования. По- видимому, более оправданным для корпусов АЭС будет отжиг при повышенной температуре с применением специальных электронагревателей.
Отжиг по первому варианту нагрева корпусов с помощью повышения температуры теплоносителя прошел практическую проверку на корпусе реактора SM-1A военно-морского ведомства США [258, 279]. Корпус SM-1A был изготовлен из стали A350-LF1, модифицированной никелем (0,13% С; 0,78% Мn; 0,025Р; 0,030%S; 0,27% Si; 1,65% Ni; 0,05% Сr; 0,04% Мо; 0,04% V; 0,067% А1), относящейся к сталям повышенной чувствительности, к радиационному охрупчиванию. •тот корпус эксплуатировался в течение 5 лет при температуре 217 °С на входе и 223° С на выходе из реактора, т. е. подвергался облучению при низкой температуре. На основании предварительных исследований, начиная с 1962 г., был установлен режим отжига для этой стали, а в 1967 г. корпус SM-1A был отожжен при температуре 293 °С в течение 28 ч и при 300 °С в течение 144 ч за счет ядерного разогрева теплоносителя. Общее время на подготовку и проведение отжига составило 35сут. Восстановление свойств оценено величиной порядка 70%. Считается, что такой отжиг! полезен, если сдвиг критической температуры хрупкости еще не превысил 100 °С.
Интересно заметить, что исследования, проведенные на металле контрольных проб корпуса реактора РМ-2А, изготовленного и стали A350-LF3, близкой по составу к стали корпуса SM-1A, показали более слабое восстановление свойств 25—35% после отжига даже при более высокой температуре равной 343 °С продолжительностью 168 ч. Полное восстановление сопротивления хрупкому разрушению (∆tк = 108 °С) этой стали, облученной флюенсом 7,3·10 нейтр/см² (E> 0,16 пДж) при 266 °С (примерно на 45 °С выше рабочей температуры корпуса реактора SM-1A), было получено после дополнительного отжига при 400 °С длительностью 168 ч [278]. На стали А302В, облученной примерно при такой же температуре после отжига по режиму 343 °С — 168 ч, восстановление свойств не превысило 50%. Восстановление свойств, как следует из кинетических зависимостей, преимущественно происходит в первые часы отжига [5, 278], поэтому температура отжига имеет более важное значение, чем его продолжительность.                                                  
Влияние легирующих и примесных элементов в различных сочетаниях, а также структуры стали и уровня прочности изучено во многих работах.
В начале 70-х годов, когда уже были получены многочисленные данные, указывающие на определяющую роль в радиационном охрупчивании низколегированных сталей примесных элементов, техническая и технологическая документация как в нашей стране, так и за рубежом на поставку полуфабрикатов и сварочных материалов корректировалась введением более жестких ограничений на содержание фосфора, меди и ряда других элементов. В техническую документацию на поставку отечественных реакторных материалов, в частности, были внесены также ограничения по содержанию сурьмы, олова и мышьяка. Тем не менее значительное количество корпусов реакторов раннего периода производства изготовлено из сталей без жестких ограничений содержания примесных элементов.

Статистический анализ данных по химическому составу плавок реакторной стали 15Х2МФА, объем промышленного производства которой для химического и энергетического машиностроения за 20 лет составил сотни тысяч, показал, что с вероятностью 0,99 содержание фосфора в этой стали не превышает 0,014%, а 65% плавок содержало фосфор в пределах 0,007—0,012% и медь менее 0,12%. По механическим свойствам металл всех плавок полностью удовлетворял требованиям технической документации. Критическая температура хрупкости с вероятностью 0,99 находится ниже 0° С.
Содержание вредных примесей в металле сварных швов, выполненных с применением проволоки марки Св-10ХМФТ и флюса марки АН-42, было более высоким по сравнению с основным металлом. По данным статистического анализа содержание фосфора в металле шва с вероятностью 0,95 составляло до 0,030%, а меди — до 0,17%. Имелись случаи, когда концентрация фосфора в металле шва достигала 0,04%, а меди — 0,23%.
Исследование влияния примесных элементов на радиационное охрупчивание основного металла и металла сварных швов во всем практически возможном диапазоне концентраций на лабораторном металле и полуфабрикатах промышленного производства, включая результаты испытаний образцов-свидетелей, показано на рис. 2.25 и 2.26. Как видно из представленных данных, чувствительность основного металла и особенно сварных швов в значительной мере определяется температурой облучения и содержанием примесных элементов, в первую очередь фосфора и меди.
Введение в сталь никеля существенно сказывается на повышении чувствительности к отрицательному влиянию примесных элементов. По этой причине при разработке новой, более прочной и технологичной стали на Сr— Ni — Мо — V основе были немедленно введены жесткие ограничения на содержание примесных элементов по сравнению с Сr— Мо — V сталью.

Рис. 2.25. Влияние температуры облучения на коэффициент радиационного охрупчивания (Aф) сталей 15Х2МФА (а) и 15Х3НМФАА, 15Х2НМфАа (б): I- Сu- 0,10%, P≤ 0,010%; II — Сu-0,10-0,20%; ●-0,010 + 0,020%; ○ — испытания образцов-свидетелей стали 15Х2МФА (0,010 + 0,012%; Сu = 0,013-0,015%); О — исследовательские реакторы

Рис. 2.20. Влияние температуры облучения на коэффициент радиационного охрупчивания (Aф) металла сварных швов:
а — сварные швы стали 15Х2МФА (корпуса ВВЭР-440); ●— образцы сварного шва (проволока 10ХМФТУ, флюс АН-42М и 48КФ-30); О — образцы сварных швов следующего состава: I— Сu= 0,20%; Р >0,025%; II — Сu = 0,10  0,20%, Р-0,010-0,030%; III — Сu -0,10%, Р ≤0,010%; б — сварные швы стали типа 15Х2НМФА (корпуса ВВЭР-1000), Сu-0,08%, 0,012%

В состоянии поставки сталь 15Х2НМФА при принятом ограничении примесей обеспечивает не более 26 при температуре облучения (270±15) °С и не более 23 в области температуры (290±15)°С. Сталь без никеля 15Х2МФА первых лет промышленных поставок с более высоким содержанием примесей (фосфора до 0,014% и меди 0,12 %) при той же температуре характеризуется значениями Аф соответственно 18 и 14. Совершенствование стали 15Х2МФА в направлении повышения ее чистоты до уровня ограничения примесей в Сг — Ni — Мо — V стали снижает значения Лф при (270± 15) °С и (290±15)°С соответственно до 12 и 9.
Металл сварных швов, выполненных с применением проволоки Св-08ХГНМТА илиСв-10ХГНМАА, т. е. легированных марганцем и никелем, обеспечивает сопротивление радиационному охрупчиванию на уровне основного металла только при жестком ограничении фосфора до 0,012% и меди до 0,08%. При рабочей температуре ВВЭР-1000 (2ί)0± ±15)°С для этих швов обеспечивается Лф не более 20. Для корпусов реакторов, изготавливаемых из стали 15Х2МФАА, введение ограничений по фосфору не более 0,014% и меди не более 0,1 % в металле шва, заваренного с применением проволоки Св-ЮХМФТУ, изготовленной на чистых шихтовых материалах, обеспечивает Аф при (27(^10)° С не более 15, а при (290±Ю) °С не более 12.
Влияние основных легирующих элементов на радиационное охрупчивание было рассмотрено при разработке системы легирования реакторных сталей и оценке их работоспособности. Основные легирующие элементы С, Сг и Мо в пределах марочного состава стали типа 15Х2МФА не оказывают влияния на радиационное охрупчивание.
Из числа элементов замещения, усиливающих радиационное упроч. пение и охрупчивание стали, следует выделить никель и марганец.
Отрицательное влияние никеля и марганца на накопление радиационных дефектов и радиационное упрочнение стали ослабевает по мере повышения Температуры облучения, однако и при температуре облучения 400°С хромоникелевые стали с содержанием никеля около 3%,. весьма чувствительные к тепловому охрупчиванию, подвергаются большему охрупчиванию, чем стали, умеренно легированные никелем и марганцем. Это подтверждается и результатами сравнения температурных зависимостей  стали 15Х2МФА и 15Х2НМФА.
Отрицательное влияние никеля и марганца усиливается при повышенном содержании примесных элементов в стали. В качестве примера на рис. 2.27 и 2.28 показано влияние Р и Си, а также суммы Р + Sb+ Sn на радиационную стойкость этих сталей. Повышая чистоту, можно добиться исключительно высокого уровня радиационной стойкости при рабочей температуре ВВЭР стали как с никелем, так и без него.
Кардинальное решение задачи подавления радиационного охрупчивания требует ограничения содержания фосфора до 0,005%, а суммы Р + Sb + Sn до величины не более 0,010%. Пока такой уровень чистоты стали не может быть гарантированно обеспечен в слитках большой массы (более 200 т). Однако при совершенствовании сталеплавильного производства решение этой задачи реально.
В зависимости от содержания примесей отрицательное влияние никеля может проявляться даже при содержании его в стали или сварном шве от 0,5 до 1,0%. Однако исследования высоконикелевых материалов подтвердили возможность получения высокого сопротивления радиационному охрупчиванию при содержании меди менее 0,05% [203].

Рис. 2.27. Влияние содержания фосфора и меди на радиационное охрупчивание сталей 15Х2МФА (О, ● 15Х2НМФА (Δ, ▲) при облучении флюенсом ~ 10²⁰ нейтр/см² (00,08 пДж) при 300 °С
Рис. 2.28. Влияние суммы примесей (P+Sb+Sn) на коэффициент Аф стали типа 15Х3НМФА с содержанием меди 0,1—0,2% (облучение при 300—350 °С)

Обобщение результатов исследований по совершенствованию стали А533В и ее сварных швов в направлении увеличения их радиационной стойкости выявило практически требуемый уровень ограничения содержания меди и фосфора, введенный в норматив. При содержании меди менее 0,05% влияние никеля и марганца не проявляется и сдвиг ∆Тк не превышает 20°С после облучения при 288° С.
Помимо химического состава стали, определенное влияние на радиационную стойкость оказывает структура. Многочисленными опытами было установлено преимущество мелкозернистой структуры стали, получаемой в результате высокого отпуска мартенсита или бейнита, по сравнению с грубой ферритно-перлитной структурой. По этой причине все отечественные реакторные стали подвергаются закалке и высокому отпуску, и система легирования выбирается такой, чтобы обеспечить полную прокаливаемость. В последние годы и зарубежные реакторные стали применяются после термической обработки улучшения (закалка I высокий отпуск).