CC BY
51
МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
УДК 669.14: 621.18
Казанцев А.Г., Зубченко А.С., Харина И.Л., ГригорьевВ.А., Жу ковР.Ю., Петрова О.Ю.
ПРОГНОЗИРОВАНИЕ СКЛОННОСТИ СТАЛИ 10ГН2МФА К ЗАМЕДЛЕННОМУ ДЕФОРМАЦИОННОМУ КОРРОЗИОННОМУ РАСТРЕСКИВАНИЮ В ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ВОДЕ
Практика эксплуатации парогенераторов из стали 10ГН2МФА энергоблоков с реакторами ВВЭР-1000, сосудов высокою давления реакторов PWR, BWR из сталей А533, A508 и др. свидетельствует о возможности растрескивания отдельных узлов оборудования с поражением больших объемов металла с характерными коррозионными признаками. Первые повреждения в результате коррозионного растрескивания были обнаружены в перфорациях коллекторов парогенераторов ПГВ-1000 на Нововоронежской АЭС после 8 лет эксплуатации. Такие же повреждения были выявлены позже в коллекторах парогенераторов Южно-Украинской, Балаковской и Запорожской АЭС. Подверженными коррозионному растрескиванию оказались также узлы присоединения коллекторов к патрубкам парогенераторов. Коррозионное растрескивание наблюдали в трубных досках и дистанционирующих решетках парогенераторов на АЭС с PWR в США, Европе и Японии спустя 5-7 лет после ввода в эксплуатацию. Масштаб повреждений был такой, что в США были разработаны национальные программы исследований причин повреждений и мероприятия, способствующие эксплуатационной надежности парогенераторов.
В результате проведенных исследований был сделан вывод о том, что в условиях эксплуатации, когда имеет место совокупное влияние низкотемпературной ползучести, напряжений и коррозионной среды, низколегированные стали могут проявлять склонность к коррозионному растрескиванию в определенном интервале температур. В связи с этим были проведены исследования свойств сталей при растяжении с постоянной низкой скоростью деформации в воде высоких параметров при различной температуре. Металлографическими и фракгографическими исследованиями установлено, что характер трещин, наблюдаемых в эксплуатационных условиях в локальных участках оборудования, идентичен получаемым при лабораторных испытаниях на склонность к замедленному деформационному коррозионному растрескиванию. Сформулирована и экспериментально подтверждена концепция, связывающая эксплуатационные повреждения оборудования с коррозионным растрескиванием под напряжением, протекающим по механизму замедленного деформационного коррозионного растрескивания.
В статье обобщены результаты исследований склонности стали 10ГН2МФА к коррозионному растрескиванию в воде высоких параметров, выполненных с целью уточнения влияния на данный процесс скорости деформации и параметров воды - имитатора теплоносителя 2-го контура (температуры и содержания коррозионно-активных примесей) и получены эмпирические зависимости, позволяющие прогнозировать влияние состава среды на процесс замедленного коррозионного растрескивания.
Испытания проводили при растяжении с низкой скоростью деформации цилиндрических образцов (обычно диаметром 4 мм и длиной рабочей части 40 мм). Склонность к КР проявлялась в снижении предельной пластичности материала (относительного сужения при разрыве) вследствие образования множественных коррозионных трещин на рабочей длине образца.
Данные выполненных экспериментов на стали 10ГН2МФА показали, что минимальные значения пластичности при растяжении цилиндрических образцов наблюдаются при скорости деформирования е порядка 10 -7 с-1 (в испытаниях при нагружении с постоянной скоростью перемещения захватов) при кон-
Рис. 1. Диаграммы деформации стали 10ГН2МФА при испытании на склонность к коррозионному растрескиванию в воде высоких параметров:
1 - воздух, 280°С, г =10-4 с-1; 2 - бидистиллат, 280°С, ё=10-4 с-1; з - бидистиллат,280°С, г =10-6 с-1;
2 - бидистиллат, 230°С, г =10-6 с-1
58
Вестник МГТУ им. Г. И. Носова. 2009. № 1.
Прогнозирование склонности стали 10ГН2МФА к замедленному... Казанцев А.Г., Зубченко А.С., Харина И.Л. и др.
центрации кислорода [O2] ~ 4 мг/кг в бидистиллате. Пример записи кривых деформирования стали 10ГН2МФА при различной скорости нагружения и
Рис. 2. Влияние скорости деформирования на относительное сужение образцов (температура: 1 - 200°C; 2 - 250°C)
Рис. 3. Влияние температуры на склонность кЗДКР стали 10ГН2МФАв воде высоких параметров (г = 1,410-7 с-1): 1(х) - бидистиллат, [O2] = 4 мг/кг;
2(+) - бидистиллат, [O2] = 2 мг/кг; 3(п) - [Na+] = 0,5 мг/кг; [Cl-] = 0,5 мг/кг; [O2] = 4 мг/кг
Рис. 4. Влияние начальной концентрации кислорода [O2] на склонность стали 10ГН2МФА кЗДКР в воде высоких параметров при различных температурах (точки - экспериментальные данные):
1(х) - 230°С; 2(+) - 250°С; 3(п) - 270°С; 4(0) - 290°С
ВХР приведен на рис. 1.
С увеличением скорости деформирования до 10-4-10-3с-1 данный эффект исчезает. При скоростях ниже 10-7с-1 наблюдается некоторое снижение склонности стали к коррозионному растрескиванию, что возможно объясняется притуплением трещин в образцах вследствие общей коррозии.
Влияние скорости деформирования на величину сужения поперечного сечения образцов из стали 10ГН2МФА (в диапазоне от 10-4 до 10-7 с"1) на минимальное значение пластичности (при 200<T<290°C и
[O2] > 4 мг/кг) можно приближенно представить в виде
v (8',T)mm =0,5(у (T)mm + v (T)max) + (1)
+ 0,5(V(T)max ~V(T)min)tg^(Ig(s') + 5).
Здесь щ(Т)шт - зависимость пластичности от температуры при скорости нагружения 10-7 c-1 и концентрации кислорода [O2] ~ 4 мг/кг (нижняя кривая на рис. 2); щ(Т)ш ах=75% - величина пластичности (относительное сужение) при отсутствии ЗДКР.
В соответствие с данным соотношением характер изменения относительного сужения образцов при температурах испытаний 200 и 250°С в зависимости от скорости деформирования имеет вид, показанный на рис. 2. При е '>10-4 с-1 ^(s,T)mn составляет 70-75%.
По результатам проведенных испытаний при T=var была определена зависимость относительного сужения образцов из стали 10ГН2МФА от температуры и состава среды. Влияние температуры и схематизированные температурные зависимости относительного сужения щ(7)шах при некоторых параметрах коррозионной среды приведены на рис. 3.
Зависимость минимальной пластичности (относительного сужения) от температуры (см. рис. 3) можно представить в виде
y(T)mm= 10 + 0,0035(T - 250)2
при 200 < T < 290° C. (2)
При увеличении температуры до 290 °С пластичность резко увеличивается и принимает максимальное значение щ(Т)шах=7 5%.
Влияние концентрации кислорода [O2] на пластичность показано на рис. 4. Можно увидеть, что с повышением содержания кислорода относительное сужение образцов резко уменьшается и при [O2] > 4 мг/кг достигает минимального уровня 10-20%, определяемого температурой испытания.
Влияние концентрации кислорода на пластичность можно описать в виде соотношения:
V ([О,], T) V(T )шп +
+ (Т(T)шах -(V(T)m,n)10'WН°'“
Здесь [O2] - концентрация кислорода (мг/кг); k0 -пороговое значение концентрации для заданной тем -пературы, начиная с которой проявляется снижение пластичности; ^(T)mn и ^(T)max - соответственно ми-
Вестник МГТУ им. Г. И. Носова. 2009. № 1.
59
МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
нимальное (при [O2] > 4 мг/кг) и максимально возможное (75%) значения пластичности стали 10ГН2МФА при заданной температуре.
Кривые, описываемые данной зависимостью, приведены на рис. 4. Пунктиром показан уровень располагаемой пластичности при отсутствии воздействия среды (75%). В таблице приведены значения k0 для ряда температур.
Зависимость порогового значения концентрации кислорода от температуры (рис. 5) в диапазоне 200-290°С можно представить в виде
k0(T) = 0,9(1 + tgh(0,05T - 13,3)). (4)
На величину k0, как показали результаты испытаний, влияет концентрация хлора. Соответствующие экспериментальные данные для температуры 280°С при скорости нагружения 1,4• 10-7 с-1 показаны точками на рис. 6.
Если принять, что характер изменения пороговою значения концентрации кислорода от хлора не зависит от уровня температуры (в рассматриваемом диапазоне значений), величину k0 можно описать соотношением
h(T) = 0,9(1 + tgh(0,05T - 13,3)) + [Cl']028. (5)
Рассчитанные на основе данного уравнения кривые 1-3 для температур 200, 250 и 280°С приведены на рис. 6.
Рис. 5. Влияние температуры на пороговое значение концентрации кислорода, начиная с которой
проявляется склонность стали 10ГН2МФАкЗДКР (точки - экспериментальныеданные)
1^- _ _
3
° О 10 20 30 40 50
[С1], мг/кг
Рис. 6. Влияние концентрации хлора на пороговое значение концентрации кислорода, начиная с которой проявляется склонность к ЗДКР (1 - 280°C; 2 - 250°C; 3 - 200оС; □ - испытания при 280°С, г=1,4-10-7 с-1)
Значения параметра k0 в зависимости от температуры испытаний
т, °с 230 250 270 290
ко 0 0,25 1,2 1,65
Таким образом, зависимость относительного сужения от параметров коррозионной среды можно представить в виде
ц>( e',T,[Cy,[C/']) у(е', T )mjn +
+(V(T)max “У(E',T)mJ0(^^™
где зависимости щ(е',T)min и k0(T, [C/']) определены соотношениями (2), (5) и (6).
При щ(е',T,[O2],[C/']) > 75% принимается щ=75%.
Предложенные зависимости позволяют оценить склонность стали 10ГН2МФА к ЗДКР в широком диапазоне скоростей деформирования и параметров ВХР и соответственно прогнозировать изменение предельной пластичности в зависимости от данных факторов, в том числе для условий нагружения, по которым отсутствуют прямые экспериментальные данные. На рис. 7-9 в качестве примера представлены результаты прогноза значений относительного поперечного сужения образцов из стали 10ГН2МФА при автоклавных испытаниях в средах с различным ВХР.
Процесс разрушения при ЗДКР можно рассматривать как состоящий из двух этапов - периода зарождения трещины и периода ее распространения. Первый этап, который представляет собой некоторый инкубационный процесс, приводящий к ослаблению и охрупчиванию структуры металла в поверхностных слоях, можно описать с использованием деформаци-онныхкритериев разрушения.
С учетом этого величина повреждения в коррозионной среде при монотонном статическом нагружении определяется в виде
D =\
scor J
deir
гf (el,T,[O2],[C/'])
(7)
где Dscor - накопленное коррозионное квазистатическое повреждения при ЗДКР в условиях заданной скорости деформирования и ВХР (температуры, концентрации кислорода и др. параметров); ef - накопленная необратимая деформация к моменту образования макротрещины (длиной до 0,5-1 мм); deir - приращение необратимой (пластической) деформации; е f (e'r ,T ,[O2],[C/']) - располагаемая пластичность
материала, являющаяся функцией скорости деформирования и параметров ВХР. Данная характеристика, может быть определена при испытаниях на ЗДКР в условиях постоянства указанных факторов через относительное сужение щ образца к моменту образования макротрещины Sf = ln(100/(100 - щ)).
Образование макротрещины происходит при выполнении условия
Dscor = 1.
60
Вестник МГТУ им. Г. И. Носова. 2009. № 1.
Прогнозирование склонности стали 10ГН2МФА к замедленному... Казанцев А.Г., Зубченко А.С., Харина И.Л. и др.
Критерий (7) основывается на линейном суммировании повреждений, определяемых отношением приращения пластической деформации к предельной пластичности материала в заданных условиях нагружения и ВХР. Для его использования при нерегулярном нагружении с варьируемыми скоростью деформации и параметрами ВХР необждимо располагать данными сериальных испытаний на ЗДКР цилиндрических образцов и соответствующими зависимостями относительного сужения поперечного сечения образца при разрушении (зарождении трещины) в заданных условиях нагружения.
Учитывая, что для стали 10ГН2МФА накоплен значительный объем данных по ЗДКР при регулярном нагружении, рассмотренные критериальные зависимости и соотношения (1)-(6) позволяют оценить при известной истории нагружения и ВХР остаточную пластичность и возможность дальнейшей эксплуатации изделий из данного конструкционного материала.
При испытаниях гладких цилиндрических образцов процесс разрушения включает стадии зарождения и распространения трещины. За момент образования трещины при проявлении ЗДКР можно принять начало расжждения кривых статического растяжения в коррозионной среде и на воздухе. Некоторая небольшая доля снижения пластичности приходится на участок диаграммы растяжения, соответствующий распространению магистральной трещины до стадии полного разрушения, когда одновременно с развитием трещины про-исждит вытяжка образца (и уменьшение его сечения).
Момент образования трещины глубиной до 0,5-1 мм можно установить по падению нагрузки. Так как при ЗДКР обычно возникают множественные трещины, была выполнена оценка величины снижения нагрузки для нескольких вариантов их расположения. Были рассмотрены случаи возникновения трещин в приповерхностном слое равномерно по всей рабочей длине образца, а также с шагом 0,5 мм и образование единичной трещины.
Применительно к первому расчетному варианту предполагали, что на начальной стадии повреждения образца рост микротрещин происждит равномерно в приповерхностном объеме и соответствующая поврежденная часть сечения теряет несущую способность. При заданной скорости деформирования (перемещения траверсы испытательной машины) вид кривой растяжения будет определяться податливостью неповрежденной центральной части образца.
Уравнение кривой деформирования стали 10ГН2МФА можно принять в виде диаграммы Рам-берга-Осгуда е = ст + а ( ст)п, где ей а - деформация и напряжение, отнесенные к соответствующим значениям предела текучести, п - показатель упрочнения. В условиях ЗДКР напряжение в образце будет определяться отношением текущего значения усилия к эффективной площади центральной части неповрежденного сечения.
Из этого следует, что при заданной деформации (или скорости деформирования) при появлении трещины нагрузка будет уменьшаться, что и наблюдается на кривых растяжения при ЗДКР. Скорость роста
трещин (или уменьшения диаметра) является неизвестной функцией времени, которую можно подобрать для восстановления экспериментально полученной кривой ЗДКР по исходной диаграмме деформирования, соответствующей условиям, исключающим коррозионное растрескивание.
1 \ V \2
° 1 2 3 4
[О2 ],мг/кг
Рис. 7. Влияние концентрации кислорода на относительное сужение (1 - [Cl] =1 мг/кг; 2 - [Cl] = 4 мг/кг; г = 10-7с-1)
Рис. 8. Влияние концентрации хлора на относительное сужение (1 - [О2] =3 мг/кг; 2 - [О2] = 3,5 мг/кг; г = 10-7 с-1)
Рис. 9. Изменение относительного сужения от температуры (1 - [О2] =3,5 мг/кг, [Cl' ] = 50 мг/кг; 2 - [О2] =3,5 мг/кг, [Cl' ] = 4 мг/кг; г = 10-5 с -1)
Вестник МГТУ им. Г. И. Носова. 2009. № 1.
61
МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
На рис. 10 для образца 0 4 и рабочей длиной 40 мм показаны рассчитанные, исходя из этого предположения, кривые деформирования для стали 10ГН2МФА в координатах напряжение-удлинение для различных условий нагружения: на воздухе (верхняя кривая) и в среде при проявлении ЗДКР (нижняя кривая). Точка 1 на нижней кривой соответствует глубине поврежденного слоя, равной 0,015 мм, точка 2 - глубине 0,25 мм. Точками показаны экспериментальные данные при испытаниях в водном растворе состава: [Cl']=0,5 мг/кг; [Na+]=0,1-0,33 мг/кг; [02]=8,0 мг/кг при скорости нагружения е = 10-6 с-1.
На рис. 11 приведены результаты расчета с ис-
пользованием метода конечных элементов напряжений и перемещений в образце с сеткой кольцевых трещин, возможныхпри испытаниях наЗДКР.
Выполненный анализ полученных результатов показал, что при глубине трещин 1мм и расстоянии между ними 0.5 мм податливость образца всего на 17% ниже податливости сплошного образца, диаметр которого соответствует нетто сечению (неповрежденной центральной части) образца с трещинами. Это объясняется тем, что внешние примыкающие к поверхности образца объемы металла являются разгруженными. Работает только центральная часть образца. В данном случае было отмечено взаимное влияние соседних трещин (при принятых размерах), приводящее к снижению напряжений (рис. 11, в) и значений К1 для трещин, находящихся в центральной части образца (до 40°% по сравнению с одиночной трещиной).
При одинаковой длине трещин величина К1 для крайней трещины (в зоне перехода к неповрежденной части образца) оказалась выше, чем для остальных трещин, и близка к значению, полученному для одиночной трещины. Кроме того, в вершине этой трещины реализуется смешанная форма нагружения (нормальный отрыв плюс сдвиг). При этом К2«0,2 К1. Распределение К1 (для стн=500 МПа) в зависимости от порядкового номера трещины (отсчет от центра образца) показано на рис. 12.
Если трещины имеют различную длину (рис. 13), то для трещины с максимальной длиной значение К1 максимально и совпадает с соответствующей величиной для одиночной трещины. Для более короткой трещины величина К1 существенно ниже, так как ее вершина находится в разгруженной области (рис. 14).
При номинальном напряжении 100 МПа для трещины на рис. 13, а с максимальной длиной /= 1,5 мм величина К1=30,7 МПа мС1,5, для короткой трещины длиной /=0.5 мм (рис. 13, б) К1=0,45 МПа м0,5. Последняя оценка существенно ниже значения К1 для одиночной трещины такой же длины.
При рассмотрении одиночной трещины рост трещины рассматривался при упруюпластическом деформировании образца после вытяжки на 6%. В сечении трещины размер конечных элементов составлял
Рис. 10. Диаграммы растяжения образцов из стали 10ГН2МФА: верхняя кривая - испытания на воздухе (280°С, ё = 10-4 с-1); нижняя кривая -испытания в водном растворе (280°С, ё = 10-6 с-1)
а б
Рис. 9. Цилиндрический образец с сеткой кольцевых трещин глубиной 1 мм (номинальные напряжения 100 МПа): а - конечноэлементная модель; б - распределение по длине образца осевых перемещений; в - распределение по длине образца осевых
напряжений
62
Вестник МГТУ им. Г. И. Носова. 2009. № 1.
Прогнозирование склонности стали 10ГН2МФА к замедленному... Казанцев А.Г., Зубченко А.С., Харина И.Л. и др.
0,008 мм, рост трещины моделировался раскреплением узлов. Относительное изменение усилия, прикладываемого к образцу (при заданном перемещении) от глубины трещины, показано на рис. 14. Из этого рисунка видно, что даже для одиночной трещины метод регистрации образования трещины по падению нагрузки является достаточно чувствительным. При падении нагрузки на 5% глубина трещины составляет около 0,1 мм.
Дополнительными факторами, которые, по-видимому, могут интенсифицировать ЗДКР, являются циклическое нагружение и объемность напряженного состояния. Их учет возможен на основе суммирования квазистатического повреждения Dscor (7) и усталостного повреждения, выражаемого через относительные долговечности, в виде
Рис. 12. Зависимость коэффициента интенсивности напряжений от порядкового номера трещины
D = |
de.
Sf (e',T,[O2],mP)
0 ° f
f dn
J N
(8)
Здесь dn- количество циклов нагружения на i-м режиме с амплитудой напряжений aai или деформаций eai; N - долговечность, определяемая по кривой усталости для заданных значений aai или eai и ВХР.
Объемность напряженного состояния учитывается через зависимость пластичности sf от показателя объемности P=3стт/стг-, где am - среднее нормальное напряжение, о, - интенсивность напряжений.
В обычных условиях в зонах концентрации напряжений при растяжении снижение пластичности может составлять до 2-5 раз. Применение уравнения (8) в условиях ЗДКР нуждается в дополнительном экспериментальном обосновании.
Приведенные в настоящей статье результаты исследований свидетельствуют о необходимости раздельного рассмотрения процессов образования и развития трещин при ЗДКР. При испытании традиционно используемых цилиндрических образцов 0 4 мм в основном фиксируется стадия зарождения трещины. На процесс ее распространения в силу малых размеров сечения и быстрого падения нагрузки приходится относительно небольшая часть общей долговечности. Полученные зависимости, позволяющие оценить влияние параметров ВХР на относительное сужение образцов, фактически характеризуют первую стадию разрушения. Исследование скорости развития трещин в условиях ЗДКР является самостоятельной задачей, выходящей за рамки данной работы.
Заключение
а б
Рис. 13. Распределение осевых перемещений в образце с центральной трещиной различной протяженности (а -длинной и б - короткой)
Рис. 14. Относительное снижение нагрузки на образце при растяжении в зависимости от глубины трещины
На основе обобщения результатов автоклавных испытаний получены аналитические зависимости предельной пластичности стали 10ГН2МФА от тем -пературы, скорости деформирования, концентрации кислорода и хлора. В условиях нагружения образцов с низкой скоростью деформации при температурах, соответствующих температуре теплоносителя 2-го
контура в узлах присоединения коллекторов к патрубкам ПГВ-1000, показана возможность прогнозирования влияния состава воды на проявление склонности металла к ЗДКР.
Процесс разрушения в условиях замедленного деформирования целесообразно рассматривать как
Вестник МГТУ им. Г. И. Носова. 2009. № 1.
63
МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ И ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
состоящий из двух стадий - зарождения и распространения трещин. Момент зарождения трещин может быть установлен на основе деформационных критериев разрушения, использование которых позволяет оценить повреждаемость материала и остаточную
Список литературы
1. Indig M.E., Weber J.E., Weinstein D. Reviews on Coating and Corrosion. 1982. V. 5. № 1-4.
2. Indig M.E. Slow Strain-Rate Stress Corrosion Testing for Liquid Metal Fast Breeder Reactor, Stress Corrosion Cracking - The Slow - Rate Technigue, ASTM STP 665, 1979.
3. Харина И.Л. Проблемы материаловедения при проектировании, изготовлении и эксплуатации оборудования АЭС. СПб., 2001.
4. Zvezdin Yu.I., Azbukin V.G., Visharyev O.M., Mamaeva E.I., Kharina I.L., Selsky S.V. Proceeding of the International Symposium on Plant aging and Life Prediction of Corrodible Structures. May 15-18, 1995, Sapporo, Japan.
5. Kharina I.L. International Workshop on Environmental Assisted Cracking in Nuclear Power Plants. 1998, Japan.
6. Ishihara T., Ohashi S., The effects of Environmental Factors on Stress Corrosion Cracking of JIS STS 42 Carbon Steel in High Temperature Water. Boshoku Gijutsu, 37, 1988.
7. ГОСТ 9.903-81. Стали и сплавы высокопрочные. Методы ускоренных испытаний на коррозионное растрескивание.
8. РДЭО 0330-01. Руководство по расчету на прочность оборудования и трубопроводов реакторных установок РБМК, ВВЭР И ЭГП на стадии эксплуатации. М.: Федеральное агентство по атомной энергии. 2004.
пластичность при регулярном нагружении. Применение данных подходов в принципе возможно и в условиях непостоянства скорости деформирования и переменных параметров ВХР. Однако эти вопросы требуют дальнейшего экспериментального обоснования.
List of literature
1. Indig M.E., Weber J.E., Weistein D. Reviews on Coating and Corrosion.1982. V. 5 № 1-4.
2. Indig M.E. Slow Strain-Rate Stress Corrosion Testing for Liquid Metal fast Breeder Reactor, Stress Corrosion Cracking - The Slow-Rate Technigue, ASTM STP 665, 1979.
3. Kharina I.L. Material science problems in designing, production and operation of the APP equipment SP., 2001.
4. Zvezdin Y.I., Azbukin V.G., Viskharyev O.M., Mamaeva E.I., Kharina I.L., Selsky S.V. International symposium on plant aging and corrigible structure prediction. May 15th-18th, 1995.Sapporo, Japan.
5. Kharina I.L. International workshop on environmental cracking in APP.1998, Japan.
6. Ishihara T., Ohashi S. Effects of environmental factors on stress corrosion cracking in JIS STS 42 Carbon steel in high temperature water. Boshoku Gijitsu, 37, 1988.
7. State Standard 9.903-81 High strength steels and alloys. Methods of rapid tests on the corrosive cracking.
8. RD YO 0330-01 Strength calculation manual of equipment and pipeline reactor facility RBMK, VVYR and YGP at the exploitation stage. M.: Federal agency of the nuclear energy. 2004.
64
Вестник МГТУ им. Г. И. Носова. 2009. № 1.
