Совершенствование состава и структуры сплавов циркония в обеспечение работоспособности твэлов, ТВС и труб давления активных зон водоохлаждаемых реакторов с увеличенным ресурсом и выгоранием топлива

Рисунок 4 - Пластичность образцов труб сплава Zr-1%Nb с различной циркониевой основой, окисленных при 1100 єС до 18 % ЛГО

Э - электролитический Zr;

И - иодидный Zr;

Г - губчатый Zr

Вышеперечисленные усовершенствования сплава Э110 и оболочечных труб для твэлов нового поколения поэтапно в 2004-2009 гг. внедрены в производство и эксплуатацию, начиная с 21 топливной загрузки блока 1 Калининской АЭС. В 2008 г. начато серийное изготовление оболочек твэлов из сплава Э110 оптимизированного состава на основе губки по ТУ 001.392-2006 для 24 топливной загрузки блока 1 Калининской АЭС и проекта АЭС «Темелин». В 2009 г. серийное производство таких оболочек продолжено для твэлов 25 топливной загрузки блока 1 Калининской АЭС и АЭС «Темелин». Кроме этого, сплав Э110 оптимизированного состава рекомендован в качестве основного материала оболочки твэла реактора ВВЭР-1200 (АЭС-2006) и базового сплава для оболочек твэлов и ДР в техническом проекте ТВС-КВАДРАТ реактора PWR. На основании этого разработаны и внедрены в производство при изготовлении опытных партий изделий технические спецификации (ТС 001.411 ч 416-2009) с литеров «О₁» на всю номенклатуру продукции из сплава Э110 опт на основе губки для ТВС-КВАДРАТ.

Вместе с тем, для повышения конкурентоспособности отечественных твэлов на зарубежном рынке PWR и использования в перспективных топливных циклах энергоблоков ВВЭР-1200 требуется более существенное увеличение сопротивления формоизменению сплава Э110, что может быть реализовано за счёт более радикальной модернизация его состава по кислороду и железу.

Поэтому в 2003 г. во ВНИИНМ разработан и предложен модернизированный сплав Э110М с номинальным содержанием кислорода и железа по 0,12 масс. % (см. рисунок 2). В настоящей работе экспериментами, в том числе на облучённых образцах, обоснованы допустимые интервалы содержания железа (700-1500 ppm) в сплаве Э110М для опытно-промышленного освоения производства слитков и изделий из него (см. рисунок 2).

Сплав Э110М по стойкости к равномерной коррозии и наводороживанию не уступает сплаву Э110, что экспериментально подтверждено результатами автоклавных испытаний в воде режима PWR и испытаниями под облучением до флюенса 2,2Ч10²¹см^-2 (Е>0,1 МэВ) при температуре 355 єС в петле RVS-3 реактора LWR-15 ИЯИ (г. Ржеж, Чехия) в условиях борно-литиевого водно-химического режима PWR с поверхностным и объёмным кипением теплоносителя (содержание Li = 2,7-3,5 ppm, паросодержание до 5 % масс.) (таблица 6).

Таблица 6 - Коррозия циркониевых сплавов в активном канале реактора ИЯИ и автоклаве при 360 °С в воде состава (5 ppm Li + 600 ppm B) за 432 суток (металлография)

Сплав	Толщина оксида, мкм	Ускорение коррозии при облучении
	активный канал	автоклав
Э110	5,0	4,7	в 1,1 раза
Э110М	4,7	5,0	в 0,9 раза
Э635	9,2	7,7	в 1,2 раза
Э635М	7,3	6,1	в 1,2 раза

цирконий оболочечная труба коррозия

Увеличение содержания железа в сплаве Э110М приводит к образованию в его структуре, помимо частиц в-Nb фазы, также выделений фазы Лавеса - Zr (Nb, Fe)₂. Это благоприятно влияет на сопротивление коррозии сплава при автоклавных испытаниях в воде с добавками 70 ppm Li, увеличивая инкубационный период до начала перелома и перехода к очаговой коррозии (рисунок 5).

Рисунок 5 - Коррозия сплава Э110 на основе губки в воде с 70 ppm Li при 360 °С в зависимости от содержания железа.

Под облучением в реакторе БОР-60 до повреждающей дозы 35 сна (флюенс 6Ч10²⁶ м^-2, E>0,1 МэВ), соответствующей выгоранию 70-80 МВт·сут/кгU в реакторах ВВЭР и PWR, деформация радиационного роста (ДРР) сплава Э110М, как и сплава Э110 оптимизированного состава, существенно ниже, по сравнению со штатным сплавом Э110 (рисунок 6).

Рисунок 6 - Зависимость деформации радиационного роста сплавов циркония от флюенса в реакторе БОР-60 при 330-340 °С.

Связано такое поведение сплавов Э110М и Э110 опт с более высоким содержанием в них железа, которое выходя под облучением из фазы Лавеса в матрицу с образованием вторичных мелкодисперсных выделений задерживает появление дислокационных петель <с>-типа, ответственных за ускорение радиационного роста сплава. Кроме этого, в сочетании с кислородом повышенные содержания железа обеспечивают в 3 раза более высокое сопротивление радиационной ползучести сплава Э110М по сравнению со штатным сплавом Э110 (таблица 7).

Таблица 7 - Деформация окружной радиационной ползучести оболочечных труб из сплава Э110М с различным содержанием железа и штатного сплава Э110. Облучение в реакторе БОР-60 при Т_обл =330 °С в течение 4200 ч (F =1 10 ²⁶ м^-2)

Сплав	Э110 шт. 100 ppm Fe, 300 ppm O	Э110 опт. 400 ppm Fe, 800 ppm O	Э110М 770 ppm Fe, 1050 ppm O	Э110М 1550 ppm Fe, 1050 ppm O	Э110М 1200 ppm Fe, 1200 ppm O
Деформация ползучести,%	3,25	2,5	1,2	0,9	0,7

На основе экспериментальных проработок и обоснований рекомендовано поставить твэлы с оболочками из сплава Э110М на основе циркониевой губки с добавками иодидного циркония на опытно-промышленную эксплуатацию в реактор ВВЭР-1000, а также на коррозионные испытания в Халден реактор с ВХР PWR (содержание Li = 9-12 ppm) применительно к длительным топливным циклам.

4. Оптимизация состава и структуры сплава Э635 для силовых элементов ТВС корпусных реакторов под давлением. Обоснование состава и применения сплава Э635М

В 1980-х годах сплав Э635 с диапазоном содержания легирующих элементов: (1,0-1,5) масс. % Sn, (0,9-1,1) масс. % Nb и (0,3-0,5) масс. % Fe, был опробован в опытно-промышленной эксплуатации в качестве материала труб ТК реакторов РБМК-1000 и -1500, и показал низкие значения и значительный разброс характеристик вязкости разрушения и пластичности материала труб как в исходном состоянии (до облучения), так и после облучения. Такое поведение сплава потребовало постановки работ по выявлению факторов ответственных за пластичность и вязкость материала и определению путей и способов их повышения.

В результате исследований выявлено, что в структуре сплава Э635 присутствуют выделения частиц второй фазы в виде интерметаллидов двух типов содержащих ниобий и железо (рисунок 7).

Рисунок 7 - Крупные выделения Т-фазы и мелкие выделения фазы Лавеса в структуре сплава Э635: а - СЭМ; б - ТЭМ

Основную объёмную долю выделений занимают сравнительно мелкие частицы средним размером 0,1 мкм, представляющие фазу Лавеса - Zr (Nb, Fe)₂ с ГПУ решёткой и параметрами а=0,51 нм, с=0,83 нм. Другой тип - крупные частицы размером до 1,5 мкм, объёмная доля которых почти на два порядка меньше, относятся к Т-фазе - (Zr, Nb)₂ Fe с решёткой ГЦК и параметром а=1,22 нм. В зависимости от содержания ниобия и железа в сплаве количество той или иной фазы может быть больше или меньше.

Исследования, выполненные совместно с Никулиным С.А. (МИСиС) по разработанной им методике с использованием при испытаниях акустической эмиссии, показали, что скопления крупных частиц Т-фазы и существенная неравномерность распределения частиц фазы Лавеса являются основной причиной понижения вязкости сплава Э635 за счёт локализации деформации и раннего трещинообразования. При неизменной объёмной доле второй фазы характеристики вязкости разрушения линейно возрастают с уменьшением расстояния между частицами или повышением их плотности распределения (концентрации) в матрице (рисунок 8).

Рисунок 8 - Зависимости для сплава Э635 ударной вязкости KCV при 20 ^оС от расстояния между частицами (а): мелкие частицы (¦) и скопления крупных частиц (_) и вязкости разрушения (dJ/da) при 250 ^оС от плотности распределения частиц (б).

Помимо этого диспергирование второй фазы, измельчение зёрен и использование частичной рекристаллизации сплава заметно улучшают его сопротивление коррозии (рисунок 9).



Рисунок 9 - Зависимость коррозионных привесов сплава Э635 от размера частиц второй фазы в структуре для различных условий автоклавных испытаний:

¦,^,? - рекристаллизация 100%;

?,Д,_ - частичная рекристаллизация до 65%;

1 - вода 360 С, 484 сут.;

2 - вода 360 С+70 ppm LiOH, 540 сут.; 3 - пар 360 С, 381 сут.

Такое повышение сопротивления коррозии сплава Э635 объясняется более равномерным и однородным распределением ниобия и железа в объёме сплава как за счёт наличия этих элементов в твёрдом растворе матрицы, так и за счёт их присутствия в составе мелкодисперсных и равномерно распределённых частиц. Дополнительный вклад в снижение коррозии сплава вносит наличие зёрен с одной благоприятной ориентировкой в участках с нерекристаллизованной структурой.

Свести к минимуму или устранить в структуре сплава Э635 крупные частицы второй фазы можно за счёт:

- оптимизации содержания железа на уровне 0,30-0,35 масс. %;

- применения операции в-закалки в воду до или между операциями холодной деформации;

- оптимизации деформационных и термических параметров холоднопрокатного передела.

Результаты по совершенствованию состава сплава Э635, изучению и оптимизации его структурно-фазового состояния и режимов деформационно-термической обработки использованы при патентовании этого сплава и способа получения изделий из него.

Запатентованные разработки реализованы на практике при постановке на производство и внедрении в эксплуатацию сплава Э635 оптимизированного состава для силовых элементов ТВС нового поколения ВВЭР-1000.

Возможности повышения вязкости и пластичности сплава Э635 использованы также при последующем усовершенствовании схемы обработки труб для НК и ЦТ (перейдя от 7-ми к 4-х прокатной схеме) и при оптимизации структурно-фазового состояния полосы для уголков жёсткости каркаса ТВСА, за счёт корректировки технологии.

При изготовлении полос по действовавшей технологии наблюдались случаи растрескивания уголков в местах рёбер жёсткости из-за недостаточной технологической пластичности материала, что приводило к существенным экономическим потерям, особенно, при обнаружении трещин на ТВСА уже в сборе. Повышение вязкости и технологической пластичности материала полос за счёт диспергирования интерметаллидов изменением режима отжига после горячей прокатки и повышения до 100% степени рекристаллизации матрицы сплава позволило исключить случаи растрескивания уголков при изготовлении ТВСА.

Внедрение новых техпроцессов изготовления полос, труб НК и ЦТ позволило существенно улучшить технико-экономические показатели их производства, за счёт повышения выходов годной продукции. Результаты работ по полосе использованы при подготовке патента на способ получения плоского профиля из цирконий-ниобиевых сплавов.

Состав и структурно-фазовое состояние сплава Э635, претерпевающее значительные изменения при облучении, во многом объясняют его высокое сопротивление радиационному формоизменению. Автором показано, что под облучением существенно трансформируется зёренная структура сплава, становясь более однородной по размерам зёрен, за счёт рекристаллизации участков с фрагментированной нерекристаллизованной структурой. Одновременно в структуре облучённого сплава появляются радиационные дефекты - кластеры и дислокационные петли средним размером от 8 до 12 нм и концентрацией от 4Ч10¹⁹ до 1,4Ч10²⁰ м^-3 в зависимости от условий облучения. При высоких флюенсах наблюдается упорядочение петель, проявляющееся в их выстраивании в ряды параллельные базисной плоскости с расстоянием между рядами ~ 20 нм (рисунок 10 а). Все петли <а>-типа с вектором Бюргерса а/3 <>, петель с <с>-компонентой практически не наблюдается.

Рисунок 10 - Упорядочивание дислокационных петель (а) и эволюция выделений фазы Лавеса в структуре сплава Э635 под облучением; мелкодисперсные радиационно-индуцированные выделения указаны стрелками (б)

Заметные изменения в структуре облучённого сплава происходят и с выделениями вторых фаз. Существенно меняется состав фазы Лавеса, за счёт обеднения по железу, что проявляется в виде ободка с более светлым контрастом (рисунок 10 б). Обеднение частиц железом в реакторе зависит от повреждающей дозы и температуры облучения. При флюенсах (2-4)Ч10²⁶ м^-2 (Е>0,1 МэВ) или повреждающих дозах >10 сна фаза Лавеса трансформируется в фазу типа в-Nb.

В отличие от частиц фазы Лавеса элементный состав выделений Т-фазы в сплаве Э635 под облучением остаётся практически неизменным. Аморфизации выделений интерметаллидных фаз при температурах облучения (285-355) єС до флюенса 4,1Ч10²⁶ м^-2 (Е>0,1 МэВ) в сплаве Э635 не наблюдается. Кроме этого, с увеличением повреждающей дозы в структуре сплава Э635 появляются очень мелкие индуцированные облучением выделения (см. рисунок 10 б).

С переходом железа из частиц в матрицу и ускорением при этом диффузионных процессов связана и рекристаллизация сплава Э635 под облучением. В рекристаллизованном состоянии сопротивление радиационно-термической ползучести и радиационному росту у циркониевого сплава выше, чем в состоянии частичной рекристаллизации.

Повышение содержания железа в матрице и образование мелкодисперсных выделений обусловливает сдерживание появления дислокационных петель <с>-типа, с которыми связывают ускорение радиационного роста сплавов циркония. Основано такое предположение на том, что аналогичные структурно-фазовые изменения под облучением наблюдаются и для сплава Э110, легированного железом, инкубационный период которого до ускорения радиационного роста сдвигается в сторону более высоких флюенсов (см. рисунок 6).

Значительные изменения после облучения происходят и с механическими свойствами сплава, прочностные характеристики которого существенно возрастают, коррелируя с содержанием железа, перешедшим из частиц фазы Лавеса в матрицу.

Под облучением сплавы циркония с оловом и частицами интерметаллидов в структуре проявляют повышенную скорость коррозии по сравнению с автоклавными испытаниями, и аналогичная картина наблюдается на сплаве Э635. Для определения коэффициента ускорения коррозии под облучением сплава Э635 сравнили скорости его коррозии в реакторе и автоклаве (рисунок 11) с использованием параметра «нормированное время» (P), рассчитанного исходя из температуры и времени эксперимента:

P= t • exp (-14200/T) (1)

где t - время, (ч); Т-температура границы раздела «оксид-металл», (К).

Как видно из рисунка 11, значительные изменения содержания железа в частицах фазы Лавеса не оказывают заметного влияния на коэффициент ускорения скорости коррозии сплава по высоте твэла. По отношению к автоклавным испытаниям коэффициент ускорения скорости коррозии сплава под облучением составляет величину ~ 3.

Потребность в оболочке твэла с высоким сопротивлением формоизменению под облучением для перспективных топливных циклов с глубоким выгоранием топлива поставила задачу модернизации состава сплава Э635 с целью повышения его сопротивления общей коррозии при сохранении свойств по формоизменению и стойкости к очаговой коррозии.

Рисунок 11 - Зависимость толщины оксидной пленки от нормированного времени облучения в реакторе ВВЭР-1000 на образцах оболочки твэла из сплава Э635

В результате разработан и рекомендован для промышленного освоения сплав Э635М, имеющий следующее содержание легирующих компонентов, масс. %: ниобий - 0,7-0,9; олово - 0,7-0,9; железо - 0,30-0,35.

В дополнение к обоснованию рекомендованных содержаний легирующих элементов в сплаве Э635М в диссертационной работе выполнен комплекс механических и коррозионных испытаний в автоклавных условиях и под облучением.

Оптимальное содержание ниобия в сплаве связано с содержанием железа, так как эти элементы образуют в сплаве выделения второй фазы. От величины отношения ниобия и железа в сплаве зависит не только количественное соотношение вторых фаз, но и коррозионная стойкость сплава в различных условиях автоклавных испытаний (рисунок 12). Величина коррозионных привесов в воде и в воде с литием при температуре 360 С является немонотонной функцией величины K=Fe/(Fe+Nb). Для штатного состава сплава Э635 значение K ~ 0,25. Наименьшие же привесы наблюдаются у сплава с K ~ 0,3 при содержании ниобия в сплаве Э635 ~ 0,8 масс. %.

Снижение коррозионных привесов для сплава Э635М с К=0,3 связано также с тем, что его микроструктура по сравнению со сплавом Э635 имеет более мелкие и стабильные по размерам и плотности распределения выделения фазы Лавеса, при этом объёмная доля выделений Т-фазы заметно меньше и они мельче в размерах.

Более высокая коррозионная стойкость сплава Э635М в автоклавах, по сравнению со сплавом Э635, подтверждена реакторными испытаниями в условиях ВХР PWR в петле реактора ИЯИ (г. Ржеж, Чехия). Толщина оксида на образцах из сплавов Э635М и Э635 составила 7,3 и 9,2 мкм, соответственно (см. таблицу 6).

Рисунок 12 - Зависимость коррозионных привесов сплава типа Э635 при автоклавных испытаниях от величины соотношения содержаний железа и ниобия (все сплавы с 1,2 масс. % Sn):

1 - 360 єС, вода, 300 суток;

2 - 360 єС, вода + 70 ppm Li, 240 суток;

3 - 400 єС, пар, 420 суток

Таким образом, одновременное снижение содержания олова и ниобия при соблюдении отношения Fe/(Fe+Nb)=0,3 в сплаве Э635М существенно повышает его сопротивление общей коррозии. При этом эффект снижения олова на повышение сопротивления сплава реакторной коррозии является преобладающим, что подтверждают данные для сплавов ZIRLO и Zircaloy-4, когда за счёт уменьшения содержания олова в этих сплавах на оболочках твэлов существенно уменьшилась толщина оксидной плёнки. Другие свойства сплава Э635М, определяющие его формоизменение в реакторе, по сравнению со сплавом Э635 остались на близком с ним уровне, отличаясь не более чем на 10-15%.

Результаты проведённых исследований послужили основанием использования сплава Э635М в новых конструкциях твэлов и ТВС реакторов ВВЭР и PWR.

Сплав Э635М рекомендован для опытно-промышленной эксплуатации в качестве оболочек твэлов и труб НК реактора ВВЭР-1000, а также для коррозионных испытаний опытных оболочек твэлов в ВХР PWR Халден реактор проекта, применительно к длительным топливным циклам.

Кроме этого, сплав Э635М рекомендован в качестве материала труб НК ТВС-КВАДРАТ реактора PWR и рассматривается как материал для комплектующих ТВС ВВЭР-1200 (АЭС 2006).

Для освоения сплава Э635М в промышленном производстве разработаны технические требования к его составу и технические условия на слитки (ТУ 001.393-2006), а также технические требования на оболочечные трубы, трубы НК и прутки. Изготовлены 4 опытно-промышленных слитка сплава Э635М, трубы оболочек твэлов 9,1Ч7,93 мм и 9,50Ч8,33 мм, трубы НК 12,60Ч11,60 мм и трубы НК с гидротормозом 12,60Ч10,2Ч(11,6) мм, прутки 14,0 мм и 21мм для полномасштабных макетов ТВС-КВАДРАТ. На слитки, трубы НК и прутки для ТВС-КВАДРАТ реактора PWR разработаны ТС 001.408-2009, ТС 001.409-2009, ТС 001.417-2009 и ТС 001.418-2009 с литерой «О₁».

5. Совершенствование материала труб давления канальных реакторов

Для решения задачи по совершенствованию материала труб давления необходима информация о влиянии на вязкость разрушения и стойкость к ЗГР труб таких факторов, как химический состав, структурно-фазовое состояние, текстура и прочность циркониевых сплавов, из которых трубы изготавливаются. Это потребовало исследований вязкости разрушения и сопротивления ЗГР труб давления CANDU и РБМК по единым методикам, рекомендованным МАГАТЭ, с использованием образцов из сплавов Zr-2,5%Nb и Э635 на различной циркониевой основе и с различным структурно-фазовым состоянием, текстурой и прочностью.

В результате установлено, что с ростом величины отношения долей нормалей к базисным плоскостям в радиальном и тангенциальном направлениях f_R/f_T от 0,57 до 1,29 значения вязкости разрушения dJ/da при 250 С для труб давления из сплава Zr-2,5%Nb возрастают в 1,6 раза с 240 МПа до 375 МПа с наиболее интенсивным изменением этого параметра в 1,4 раза при увеличение отношения f_R/f_T до 0,75 (рисунок 13).

Рисунок 13 - Зависимость вязкости разрушения dJ/da при 250 С образцов труб давления из сплава Zr-2,5%Nb от отношения интегральных текстурных параметров f_R / f_T

Вязкость разрушения труб давления из сплава Э635, помимо текстуры, существенно зависит от дисперсности интерметаллидов в матрице (см. рисунок 8 б).

Основными параметрами ЗГР являются пороговый коэффициент интенсивности напряжений К_1Н (напряжение, ниже которого ЗГР не происходит) и скорость роста гидридной трещины (V_ЗГР) при стабильном развитии процесса разрушения, когда в достаточно широком диапазоне значений К₁>K_1Н скорость распространения гидридной трещины практически не зависит от коэффициента интенсивности напряжений. На основные параметры ЗГР влияют внешние факторы (температура, воздействие облучения и условия нагружения) и внутренние факторы циркониевого сплава.

В опубликованной литературе отмечалось, что на скорость ЗГР труб давления из сплава Zr-2,5%Nb влияет их прочность. Полученные в настоящей работе данные убедительно подтверждают этот факт, так как в экспериментах использовались образцы с существенным диапазоном различий в прочности и для нескольких типов структурно-фазового состояния сплава Zr-2,5%Nb. Кроме того, зависимость скорости ЗГР от прочности показана и для труб из сплава Э635. Несмотря на различия в химических составах, структурно-фазовом состоянии и текстуре образцов наблюдается единая линейная зависимость скорости ЗГР в логарифмических координатах от прочности сплавов (рисунок 14а).

Рисунок 14 - Зависимость скорости ЗГР и K_1H от предела текучести сплавов циркония: ?,^ - Zr-2,5%Nb; _ - Э635 (а) и соотношение между скоростью ЗГР и K_1H для сплава Zr-2,5%Nb (б) (образцы с осевой трещиной; 250 єС)

Затруднения с инициированием процесса ЗГР в образцах сплава Zr-2,5%Nb низкой прочности (у_0,2 от 255 до 350 МПа) и связанные с этим высокие значения исходного К₁ для старта гидридной трещины указывают на то, что величина К_1Н, также как и скорость ЗГР связана с пределом текучести материала. Проведенные эксперименты показали, что для сплава Zr-2,5%Nb К_1Н линейно зависит от у_0,2 (см. рисунок 14а), что приводит также к линейному соотношению между скоростью ЗГР и К_1Н (рисунок 14б).

Значительное влияние на скорость ЗГР и К_1Н циркониевого сплава оказывает и кристаллографическая текстура. Для корректной оценки этого фактора исследовали образцы с существенной разницей в текстуре, но с близкими значениями предела текучести в направлении нормали к плоскости гидридного растрескивания (_0,2 = 470-519 МПа). Результаты оценки зависимости скорости ЗГР от отношения текстурных параметров f_R/f_T приведены на рисунке 15а. Получено, что скорость ЗГР в логарифмических координатах линейно снижается с увеличением значений отношения f_R/f_T независимо от состава и структуры сплава (как и в случае предела текучести).

а б

Рисунок 15 - Зависимость скорости ЗГР и К_1Н при 250 єС от текстуры труб давления из сплавов циркония: ?,^ - Zr-2,5%Nb; _,Д - Э635 (а) и К_1Н от параметра вязкости разрушения dJ/da материала труб (б)

Зависимость К_1Н от текстуры известна, но только для сплава Zr-2,5%Nb. Результаты по К_1Н для осевой трещины на образцах близкого уровня прочности (у_0,2 = 494-519 МПа) показывают существенное различие К_1Н от отношения f_R/f_T для сплавов Zr-2,5%Nb и Э635 (см. рисунок 15 а). Такое различие в поведении сплавов объясняется их различием в уровне вязкости разрушения. Если построить зависимость К_1Н от параметра dJ/da для образцов, приведенных на рисунке 15 а, то с возрастанием в трубах давления параметра dJ/da от 220 до 360 МПа К_1Н практически линейно увеличивается с 6 до 9,5 МПам (рисунок 15 б).

Как известно, процесс ЗГР является термически активируемым и скорость ЗГР подчиняется соотношению Аррениуса. В настоящей работе такие зависимости в диапазоне температур испытаний от 144 до 283 °C определены для труб давления CANDU из сплава Zr-2,5%Nb с различной прочностью (у_0,2 ~ 600 и 500 МПа) и структурно-фазовым состоянием - с протяженными прослойками фазы в-Zr (образец 1) и без них (образец 2) (рисунок 16). Энергия активации скорости ЗГР составила 43,8 и 55,0 кДж/моль, соответственно, для образцов 1 и 2.

На примере этих образцов показано, что скорость ЗГР сплава циркония наряду с диффузией водорода регулируется градиентом концентрации водорода между вершиной трещины и объёмом материала, показателем которого в изломе является расстояние между бороздками, соответствующее критической длине гидрида или величине периодического скачкообразного продвижения трещины при ЗГР.

Рисунок 16 - Температурная зависимость скорости ЗГР в диапазоне температур от 144 до 283 °С сплава Zr-2,5%Nb различного уровня прочности:

1 - у_0,2 ~ 600 МПа;

2 - у_0,2 ~ 500 МПа

Выявленные в экспериментах количественные зависимости по вязкости разрушения и ЗГР от текстуры свидетельствуют, что разработка усовершенствованных труб давления CANDU должна осуществляться в направлении создания в трубах текстуры радиального типа. При такой текстуре с отношением параметров f_R/f_T0,75 значения вязкости разрушения dJ/da материала труб с достаточным запасом стабильно выше требуемой величины 250 МПа (см. рисунок 13), обеспечивая критическую длину осевой трещины > 60 мм, принятую для расчётов в концепции защиты «течь перед разрушением». Чем больше отношение f_R/f_T при одинаковом уровне предела текучести, тем выше сопротивление материала трубы ЗГР, так как выше значение параметра К_1Н для зарождения трещины и ниже скорость её роста (см. рис. 15а). Кроме этого, радиальная текстура обеспечивает при требуемой прочности материала труб в осевом направлении (480 МПа) более низкие значения предела текучести в направлении нормали к радиально-осевой плоскости трубы, по которой она разрушается, в результате чего энергия активации для ЗГР существенно выше и, соответственно, ниже скорость роста трещины (см. рисунок 16). При этом микроструктура материала трубы должна обеспечивать однородность прочностных свойств и сохранение других эксплуатационных характеристик (сопротивление ползучести, коррозионная стойкость, наводороживание) на уровне стандартных труб давления CANDU.

Разработка усовершенствованных труб давления CANDU с радиальным типом текстуры реализована на практике в условиях ОАО «ЧМЗ» с использованием опыта разработки техпроцессов для труб ТК РБМК и применительно к существующему на заводе технологическому оборудованию и действующей практике оценки качества таких изделий.

Основным сплавом для усовершенствованных труб давления CANDU принят сплав Zr-2,5%Nb зарубежной спецификации (см. таблицу 1), но с увеличенным содержанием Fe - (0,05 - 0,13) масс. %, которое, как показано выше, повышает сопротивление сплавов циркония радиационному росту и радиационной ползучести. Использован также сплав Э635, по своей природе обладающий высоким сопротивлением радиационному росту и ползучести.

В результате опробования нескольких вариантов технологических схем, и исследований опытных образцов труб из сплавов было установлено, что поставленной в работе цели отвечает разработанная схема деформационной и термической обработки приведенная на рисунке 17.

Рисунок 17 - Схема деформационной и термической обработки при изготовлении опытных полномасштабных усовершенствованных труб давления CANDU из сплавов Zr-2,5%Nb и Э635

По разработанной схеме изготовлены полномасштабные трубы давления CANDU, заводской контроль качества которых по зарубежной спецификации показал, что трубы по основным контролируемым параметрам удовлетворяют предъявляемым требованиям.

Исследования полномасштабных усовершенствованных труб выявили их преимущество по характеристикам сопротивления ЗГР, вязкости разрушения и однородности прочностных свойств по длине над стандартными трубами давления CANDU и практически одинаковый с ними уровень свойств по ползучести, коррозии и наводороживанию (таблица 8).

Полученные характеристики усовершенствованных труб обеспечиваются формированием в них текстуры с отношением f_R/f_T0,75 и структурно-фазового состояния с наличием фрагментированной -Zr фазы объёмной долей 10-20 % в трубе из сплава Zr-2,5%Nb и дисперсно-распределённых выделений интерметаллидов средним размером не более 0,05 мкм в трубе из сплава Э635. При этом ключевыми технологическими операциями для формирования радиальной текстуры и такого структурно-фазового состояния материала труб являются: закалка гильз из (+)-области при температуре на 20-60 С ниже перехода (+)/ и холодная прокатка в два этапа с общей деформацией более 70% и промежуточной термообработкой в (+)-области при температуре на 30-130 С выше перехода /(+) для сплава Zr-2,5%Nb или в -области при температуре на 80-130 С ниже перехода /(+) для сплава Э635. На основе полученных результатов подготовлен патент на трубы из сплавов на основе Zr и метод их изготовления.

Таблица 8 - Характеристики усовершенствованных труб давления CANDU

Характеристика	Zr-2,5%Nb	Э635	CANDU стандарт
Предел прочности при 300 С в осевом направлении, МПа	515	537	521
Различие в прочности по длине, %	< ±3	< ±6	до ± 15
ЗГР при 250 С - К1Н радиальный, МПам - Скорость ЗГР осевая, Ч10-8 м/с	10,8 4,5	14 3,2	5,3 9
Вязкость разрушения dJ/da при 250 С, МПа	342,1±7,1	266,7±3,9	241-311
Предел текучести при 250 С в поперечном направлении, МПа	500	509	600
Параметр текстуры fR / fT	0,82	1,14	0,54-0,63
Скорость осевой ползучести при 300 С, 120 МПа, 3000 ч	2,2Ч10-5	2,1Ч10-5	2,6Ч10-5
Коррозия за 300 суток, привесы мг/дм2 - 350 С, вода - 400 С, пар	71 166	57 340	86 267
Наводороживание в воде при 350 С за 300 суток, ppm	16,3	10,2	14,2

Для труб ТК РБМК из сплава Э125 характерна неоднородность рекристаллизации материала. В результате этого механические свойства труб и сопротивление ползучести по длине и от трубы к трубе существенно различаются. Структурная неоднородность рассматривается также в числе возможных причин разгерметизации труб ТК и каналов СУЗ, наряду с остаточными напряжениями и наличием в трубах участков с повышенной склонностью к охрупчиванию.

Для стабилизации свойств труб в рамках совместной работы с ОАО «НИКИЭТ» и ОАО «ЧМЗ», проведен комплекс исследований по влиянию степени рекристаллизации сплава Э125 на механические свойства, сопротивление растрескиванию и ползучесть материала труб, изготавливаемых по штатной технологии. В результате даны рекомендации по повышению температуры конечного отжига труб до 560-585 єC, 5-7 ч после холодной деформации на последнем переходе со степенью 17-31%, что обеспечивает существенное повышение и выравнивание в трубах степени рекристаллизации. Результаты этих исследований запатентованы и рекомендованы для внедрения.

Применение рекомендованного способа для штатных труб ТК РБМК ограничивается из-за разупрочнения рекристаллизованного материала ниже требований по прочности, регламентированных ТУ. Способствует разупрочнению снижение кислорода и примесей в сплаве Э125 современного производства на основе электролитического и иодидного циркония, как и в случае сплава Э110.

В обеспечение стабильности и однородности структурного состояния и механических свойств труб ТК РБМК из сплава Э125 рекомендована разработанная для труб давления CANDU и применённая для сплава Э635 схема деформационной и термической обработки с промежуточным отжигом в б-области (см. рисунок 17). По разработанной схеме изготовлены полномасштабные опытные трубы ТК РБМК из сплава Э125 штатного состава и сплава Э125 оптимизированного состава по кислороду и железу в пределах ТУ 95.166-98 (Э125 опт). В качестве конечного отжига труб использовался запатентованный режим термообработки 570 єС, 5 ч.

Анализ однородности структуры и механических свойств по длине труб показал, что различие в прочности не превышает 10 % и степень рекристаллизации на всех участках трубы близка к 100 %. При этом уровень прочностных свойств труб с достаточным запасом удовлетворяет требованиям ТУ. Сравнительный анализ характеристик термической ползучести материала труб из штатного сплава Э125 и сплава Э125 опт показал существенное преимущество по сопротивлению ползучести последнего (таблица 9) за счёт более высокого содержания кислорода. Результаты коррозионных испытаний также показали преимущество сплава Э125 опт над штатным сплавом Э125 в сопротивлении коррозии, за счёт повышенного содержания железа (см. таблицу 9).

Таблица 9 - Результаты испытаний на термическую ползучесть (Т_исп. = 325^оС, = 3400 ч, = 100МПа) и коррозию в автоклавах (300 суток) образцов труб ТК РБМК из сплавов Э125 и Э125 опт.

Сплав	Номер трубы	Средняя скорость установившейся ползучести, % / ч	Средний привес, мг/дм2
			400 єС,	350 єС,
Э125	Е 8683-2	11,7Ч10-5	251	74
Э125 опт.	Е 8687-1	6,7Ч10-5	159	59

Таким образом, реализация в промышленных условиях разработанной для труб давления CANDU схемы деформационной и термической обработки с б-отжигом между прокатками при изготовлении труб ТК РБМК из сплава Э125 подтвердила ожидаемые результаты по стабилизации структурного состояния и свойств труб в обеспечение продления ресурса отечественных реакторов. Дополнительный резерв работоспособности труб ТК РБМК связан с оптимизацией состава сплава Э125 по кислороду и железу, что обеспечивает повышение характеристик сопротивления ползучести и коррозии труб.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Научные положения и технологические приёмы по совершенствованию состава и структуры сплавов циркония (Э110, Э635 и Э125) и изделий из них, разработанные в диссертационной работе, вносят существенный вклад в решение научно-технической проблемы обеспечения работоспособности и безопасности твэлов, ТВС и труб давления, и эффективности их производства в стратегии развития водоохлаждаемых реакторов.

Основные научные и практические результаты диссертационной работы заключаются в следующем:

1. Для повышения работоспособности штатных твэлов и твэлов ВВЭР нового поколения с увеличенной загрузкой топлива в условиях длительных топливных циклов с выгоранием до 80 МВт·сут/кгU разработаны и внедрены:

- Сплав Э110 оптимизированного состава по кислороду (600-990) ppm и железу (250-700) ppm (Э110 опт) на штатной шихтовой основе и на циркониевой губке;

- Оболочечные трубы 9,10Ч7,93 мм и 9,10Ч7,73 мм с повышенными требованиями к допускам на геометрические размеры и шлифованной наружной поверхностью по ТУ 001.392-2006;

Экономический эффект от внедрения в производство оболочечных труб по ТУ 001.392-2006 из сплава Э110 опт на основе губки для твэлов АЭС «Темелин» в расчёте на блок реактора ВВЭР-1000 составил 29,87 млн. рублей.

Сплав Э110 опт обоснован и рекомендован в качестве основного материала для оболочек твэлов реактора ВВЭР-1200 (АЭС-2006) и базового сплава для оболочек твэлов в техническом проекте ТВС-КВАДРАТ реактора PWR.

Состав сплава и способ термомеханической обработки труб запатентованы (Патенты РФ № 2141539 и № 2230134).

2. Иодидный цирконий как основа сплава Zr-1%Nb обеспечивает проектный запас оболочек твэлов по критерию пластичности (? 1%) после высокотемпературного окисления при авариях типа LOCA, что позволило внедрить его применение в качестве шихтовой составляющей при выплавке сплава Э110 опт на основе губки для оболочек твэлов.

3. Для повышения запаса по функциональным свойствам оболочек твэлов нового поколения в перспективных топливных циклах ВВЭР и обеспечения конкурентоспособности российского топлива на рынке PWR экспериментально обоснован и осваивается в опытно-промышленном производстве для опытной эксплуатации в ВВЭР-1000 сплав Э110М на основе губки с содержанием кислорода 1000-1500 ppm и железа 700-1500 ppm.

4. Выявлено наличие в структуре сплава Э635 выделений интерметаллидов двух типов: частиц фазы Лавеса - Zr(Nb,Fe)₂ средним размером 0,1 мкм и крупных частиц Т-фазы - (Zr,Nb)₂Fe размером до 1,5 мкм, определяющих его технологические и эксплуатационные свойства.

4.1. Оптимизацией содержания железа и ниобия, а также режимов деформационной и термической обработок, можно изменять количественное соотношение фаз, размер, плотность и однородность распределения частиц в матрице и степень её рекристаллизации, и таким образом, управлять вязкостью, пластичностью и коррозионной стойкостью сплава Э635.

Полученные результаты использованы при патентовании состава сплава Э635 и способа получения изделий из него (Патенты РФ № 2032759 и №2032760).

4.2. Сплав Э635 оптимизированного состава внедрён в производство и эксплуатацию в качестве материала силовых элементов каркасов ТВС нового поколения для ВВЭР-1000.

Повышение вязкости и пластичности сплава Э635 реализовано на практике при оптимизации технологических схем изготовления центральных труб и труб для направляющих каналов ТВСА и ТВС-2, и полосы для уголков жёсткости ТВСА.

Внедрение новых техпроцессов в производство позволило получить на конец 2009 г. экономический эффект на сумму ~ 480 млн. рублей (увеличение выходов годной продукции), исключить случаи растрескивания уголков при изготовлении каркасов ТВСА и повысить эксплуатационную надёжность ТВС.

Результаты усовершенствования технологии изготовления полосы запатентованы (Патент РФ № 2261765).

4.3. Выявлены особенности структурно-фазовых изменений сплава Э635 при нейтронном облучении до флюенса 4,1Ч10²⁶ м^-2 (Е>0,1 МэВ) в диапазоне температур 285-355 єС, связанные с диффузионной подвижностью железа и объясняющие высокую стойкость сплава к формоизменению в реакторе.

Установлено, что облучение в водно-химическом режиме ВВЭР-1000 ускоряет равномерную коррозию сплава Э635 с коэффициентом 3, по сравнению с автоклавами. Процесс ускорения коррозии не связан с выходом железа из фазы Лавеса под облучением.

5. Результатами коррозионных испытаний и исследований радиационных свойств дополнено обоснование состава сплава Э635М с повышенной стойкостью к равномерной коррозии по сравнению со сплавом Э635 при сохранении сопротивления формоизменению на близком уровне.

Разработаны ТУ на слитки и ТС на трубы НК и прутки из сплава Э635М для ТВС-КВАДРАТ реактора PWR и начато их опытно-промышленное освоение.

Сплав Э635М рекомендован для опытной эксплуатации в качестве оболочек твэлов и труб НК ТВС реактора ВВЭР-1000.

6. Определены основные факторы - кристаллографическая текстура и прочность, обеспечивающие трубам давления из сплавов циркония высокую вязкость разрушения и стойкость к ЗГР.

Независимо от состава и структурно-фазового состояния циркониевого сплава с уменьшением его прочности скорость ЗГР линейно снижается, а К_1Н - линейно возрастает. При сопоставимой прочности сопротивление ЗГР определяется текстурой и вязкостью сплава.

На температурную зависимость скорости ЗГР влияет прочность и структурное состояние циркониевого сплава. Энергия активации скорости ЗГР возрастает с уменьшением прочности и устранением в структуре сплава протяжённых прослоек в-Zr фазы.

7. Разработаны технологические схемы и изготовлены усовершенствованные трубы давления CANDU из сплавов Zr-2,5%Nb и Э635 с повышенным сопротивлением ЗГР, стабильно высокой вязкостью разрушения и однородной прочностью по длине. Требуемые свойства обеспечиваются текстурой с отношением интегральных параметров f_R/f_T0,75 и структурно-фазовым состоянием с наличием фрагментированной -Zr фазы объёмной долей 10-20 % в трубе из сплава Zr-2,5%Nb и дисперсно-распределённых выделений интерметаллидов средним размером не более 0,05 мкм в трубе из сплава Э635.

Результаты разработки запатентованы в России (Патент РФ № 2298042), Республике Корея (Патент РК № 10-0737700) и Канаде (Патент CA 2524754).

Разработанная технология применима и для изготовления труб ТК РБМК из сплава Э125 с получением изделий со стабильной структурой и однородными свойствами.

Для стабилизации механических свойств и сопротивления ползучести штатных труб ТК и труб каналов СУЗ РБМК разработан способ их конечной обработки, обеспечивающий повышение и выравнивание степени рекристаллизации материала труб. Результаты разработки запатентованы (Патент РФ № 2037555) и рекомендованы к внедрению.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ ОПУБЛИКОВАНО В СЛЕДУЮЩИХ РАБОТАХ

Патенты на изобретения

1. Кузьменко Н.В., Шевнин Ю.П., Вдовенко И.Н., Заводчиков С.Ю., Маркелов В.А., Григорьев В.М., Семёнов А.Н., Лукина С.П. Способ обработки труб из циркониевых сплавов // Патент РФ № 2037555 -1995 г.

2. Никулина А.В., Маркелов П.П., Маркелов В.А., Перегуд М.М., Иванов А.Н., Шебалдов П.В., Лосицкий А.Ф., Дубровский В.А., Бибилашвили Ю.К., Котрехов В.А., Кузьменко Н.В. Материал на основе циркония // Патент РФ №2032759 - 1995 г.

3. Никулина А.В., Маркелов В.А., Шебалдов П.В., Гусев А.Ю., Никулин С.А., Лосицкий А.Ф., Котрехов В.А., Шевнин Ю.П., Шамардин В.К., Новосёлов А.Е., Солонин М.И. Способ получения изделий из циркониевых сплавов // Патент РФ №2032760 - 1995 г.

4. Никулина А.В., Шебалдов П.В., Шишов В.Н., Перегуд М.М., Агеенкова Л.Е., Рождественский В.В., Солонин М.И., Бибилашвили Ю.К., Лавренюк П.И., Лосицкий А.Ф., Ганза Н.А., Кузьменко Н.В., Котрехов В.А., Шевнин Ю.П., Маркелов В.А. Сплав на основе циркония // Патент РФ № 2141539 - 1999 г.

5. Кропачев С.Ю., Кузьменко Н.В., Маркелов В.А., Перегуд М.М., Сафонов В.Н., Филиппов В.Б., Частиков В.В., Чеканов Ю.А., Черемных Г.С., Шевнин Ю.П., Шиков А.К. Способ термомеханической обработки трубного профиля из бинарных цирконий-ниобиевых сплавов // Патент РФ №2230134 - 2004 г.

6. Агапитов В.А., Кропачев С.Ю., Кузьменко Н.В., Лосицкий А.Ф., Маркелов В.А., Огурцов А.Н., Сапурин Л.Ю., Скрябин Е.А., Филиппов В.Б., Черемных Г.С. Способ получения плоского профиля из цирконий-ниобиевых сплавов // Патент РФ № 2261765 - 2005 г.

7. Маркелов В.А., Шебалдов П.В., Желтковская Т.Н., Актуганова Е.Н., Белов В.И., Заводчиков С.Ю., Ким Я.С., Им К.С., Чеонг И.М., Ким С.С. Трубы из сплавов на основе Zr и метод их изготовления // Патент РФ № 2298042 - 2007 г.

Публикации в журналах и изданиях, рекомендованных ВАК

1. Маркелов В.А. О взаимосвязи состава, структурно-фазового состояния и свойств циркониевого сплава Э635 // Материаловедение. 2010. № 2. С. 41-49.

2. Маркелов В.А. Замедленное гидридное растрескивание сплавов циркония: условия проявления и основные закономерности // Деформация и разрушение материалов. 2010. №1. С. 31-37.

3. Никулин С.А., Маркелов В.А., Фатеев Б.М. Определение критического раскрытия трещин на образцах малых размеров // Известия ВУЗов. Черная металлургия. 1987. №11. С. 156-157.

4. Никулин С.А., Маркелов В.А., Фатеев Б.М., Гусев А.Ю. О сопротивлении разрушению сплава Zr-2,5%Nb // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Атомное материаловедение. 1987. Вып. 3(26). С.24-26.

5. Никулина А.В., Маркелов В.А., Гусев А.Ю., Желтковская Т.Н., Шамардин В.К., Кобылянский Г.П., Платонов П.А., Рязанцева А.В., Фролов И.А. Сплав Zr-1%Sn-1%Nb-0,5% Fe для труб технологических каналов реакторов типа РБМК // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Атомное материаловедение. 1990. Вып. 2(36). C. 58-66.

6. Никулин С.А., Маркелов В.А., Фатеев Б.М., Гулютин А.А., Гусев А.Ю. Влияние термообработки на механические свойства и трещиностойкость канальных труб из сплава Zr-2,5%Nb // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 1990. Вып. 2(36). С. 67-73.

7. Никулин С.А., Маркелов В.А., Фатеев Б.М., Гулютин А.А., Гусев А.Ю. Влияние структуры на диаграммы деформации сплава Zr-2,5%Nb // Известия АН СССР. Металлы. 1991. №3. С.134-139.

8. Никулин С.А., Штремель М.А., Фатеев Б.М., Маркелов В.А. Оценка анизотропии трещиностойкости по макрогеометрии изломов // Заводская лаборатория. 1992. №5. С. 45-47.

9. Никулин С.А., Маркелов В.А., Фатеев Б.М. Влияние прочности матрицы на механизм разрушения гидрированного сплава Zr-2,5%Nb // Физико-химическая механика материалов. 1993. №2. С. 99-101.

10. Маркелов В.А., Никулин С.А., Гусев А.Ю., Желтковская Т.Н., Фатеев Б.М., Гончаров В.И., Чеснокова Э.К. Влияние состава и деформационно-термической обработки с в-закалкой на структуру и сопротивление разрушению сплава циркония с оловом, ниобием и железом // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 1993. Вып. 1(48). С.37-43.

11. Маркелов В.А., Никулин С.А., Гусев А.Ю., Шишов В.Н., Желтковская Т.Н., Гончаров В.И., Фатеев Б.М., Чеснокова Э.К. Влияние режимов термомеханической обработки на структуру и свойства сплава Zr-1,35Sn-1Nb-0,4Fe // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 1993. Вып. 1(48). С. 21-25.

12. Маркелов В.А., Никулина А.В., Гусев А.Ю., Логунцев Е.Н., Панченко В.Л., Пивоварова Н.А., Козлов А.В. Структурные изменения под облучением в материале трубы технологического канала из сплава Zr-1,3Sn-1Nb-0,4Fe при эксплуатации в реакторе первого блока Игналинской АЭС // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 1993. Вып. 1(48). С. 44-49.

13. Фатеев Б.М., Никулин С.А., Маркелов В.А., Гончаров В.И., Чеснокова Э.К., Гусев А.Ю. Оценка технологической пластичности циркониевых сплавов по результатам испытаний на растяжение // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 1993. Вып. 1(48). С.25-30.

14. Никулина А.В., Григорьев В.М., Маркелов В.А., Семенов А.Н., Лукина С.П., Родченков Б.С., Кузьменко Н.В., Шевнин Ю.П., Никулин С.А., Фатеев Б.М. Результаты исследований по стабилизации структуры и свойств холоднодеформированных канальных труб из сплава Zr-2,5%Nb // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 1993. Вып. 1 (48). С.3-12.

15. Маркелов В.А., Рафиков В.З., Никулин С.А., Гончаров В.И., Шишов В.Н., Гусев А.Ю., Чеснокова Э.К. Изменение микроструктуры сплава циркония с оловом, ниобием и железом при деформационно-термической обработке // Физика металлов и металловедение. 1994. Т. 77, вып. 4. С.70-79.

16. Никулин С.А., Маркелов В.А., Гончаров В.И., Гусев А.Ю., Чеснокова Э.К. Изменение микроструктуры и механических свойств при отжиге закалённого сплава Zr-1,3%Sn-1%Nb-0,4%Fe // Известия РАН. Металлы. 1995. №1. С.62-68.

17. Маркелов В.А., Желтковская Т.Н., Цвелёв В.В., Целищев А.В., Кузьменко Н.В., Актуганова Е.Н., Вдовенко И.Н., Юкаева О.В. Вязкость разрушения и замедленное гидридное растрескивание труб давления из сплавов циркония реакторов канального типа // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 2003. Вып. 1(61). С.39-56.

18. Маркелов В.А., Новиков В.В., Никулина А.В., Шишов В.Н., Перегуд М.М., Коньков В.Ф., Целищев А.В., Шиков А.К., Кабанов А.А., Бочаров О.В., Аржакова В.М., Ахтонов С.Г., Лосицкий А.Ф., Черемных Г.С., Штуца М.Г., Агапитов В.А., Заводчиков С.Ю., Молчанов В.Л., Пименов Ю.В., Долгов А.Б. Состояние разработки и освоения циркониевых сплавов для твэлов и ТВС активных зон ядерных водоохлаждаемых реакторов в обеспечение перспективных топливных циклов и конкурентоспособности на мировом рынке // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 2006. Вып. 2 (67). С. 63-72.

19. Шишов В.Н., Маркелов В.А., Никулина А.В., Новиков В.В., Перегуд М.М., Новосёлов А.Е., Кобылянский Г.П., Островский З.Е., Обухов А.В. Микроструктура и формоизменение циркониевых сплавов // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 2006. Вып. 1 (66). C. 313-328.

20. Новиков В.В., Маркелов В.А., Целищев А.В., Коньков В.Ф., Синельников Л.П., Тимохин А.Н., Панченко В.Л., Смирнов В.П. Особенности структурно-фазовых изменений и коррозионного поведения под облучением оболочек твэлов из сплавов Э110 и Э635 в водоохлаждаемых реакторах // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 2006. Вып. 1(66). С. 329-337.

21. Шмаков А.А., Калин Б.А., Ананьин А.А., Пименов Ю.В., Тимошин С.Н.., Новиков В.В., Маркелов В.А. Предельная растворимость водорода в сплавах циркония // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Материаловедение и новые материалы. 2006. Вып. 1(66). С. 366-370.

22. Кобылянский Г.П., Новосёлов А.Е., Обухов А.В., Островский З.Е., Шишов В.Н., Никулина А.В., Маркелов В.А. Радиационные повреждения сплава Э635 в элементах конструкций ТВС ВВЭР-1000 // Вопросы атомной науки и техники. Сер. Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. 2009. Вып. (93). №2. C. 57-68.

23. Маркелов В.А., Котов П.В, Желтковская Т.Н. Температурная зависимость скорости замедленного гидридного растрескивания сплава Zr-2,5%Nb // Материаловедение. 2010. №1. -С. 52-59.

24. Маркелов В.А., Шишов В.Н., Саблин М.Н., Актуганова Е.Н., Кропачев С.Ю. Повышение пластичности и вязкости сплава Э635 для силовых элементов ТВС ВВЭР-1000 // Цветные металлы. 2010. № 1. С. 73-78.

25. Маркелов В.А., Новиков В.В., Коньков В.Ф. Коррозия под облучением сплавов типа Э110 и Э635 в условиях водно-химического режима PWR // Цветные металлы. 2010. № 3. С. 79-82.

26. Nikulin S.A., Shtremel M.A., Khanzhin V.G., Fateev B.M., Markelov V.A. Influence of Hydrides on Ductile Fracture in the Zr-2.5%Nb Alloy // Nuclear Science and Engineering. 1993. V. 115. P. 193-204.

27. Nikulina A.V., Markelov V.A., Peregud M.M., Voevodin V.N., Panchenko V.L., Kobylyansky G.P. Irradiation-induced microstructure changes in Zr-1%Sn-1%Nb-0.4%Fe // J. of Nuclear Materials. 238 (1996). P. 205-210.

28. Novikov V.V., Markelov V.A., Tselishchev A.V., Kon'kov V.F., Sinelnikov L.P. and Panchenko V. L. Structure-Phase Changes and Corrosion Behavior of E110 and E635 Claddings of Fuels un Water Cooled Reactors // Journal of Nuclear Science and Technology, 2006, Vol. 43, No. 9, P.991-997.

29. Shishov V.N., Peregud M.M., Nikulina A.V., Kon'kov V.F., Novikov V.V., Markelov V.A., Khokhunova T.N., Kobylyansky G.P., Novoselov A.E., Ostrovsky Z.E., Obukhov A.V. Structure-Phase State, Corrosion and Irradiation Properties of Zr-Nb-Fe-Sn System Alloys // Zirconium in the Nuclear Industry: 15th Int. Symp. ASTM STP 1505. 2009. P. 724-743 (Journal of ASTM International, Vol. 5, No. 3, Paper ID JAI101127).

...