аустенитный железохромоникелевый сплав для пружинных элементов атомных реакторов

Формула изобретения

Аустенитный железохромоникелевый сплав для пружинных элементов атомных реакторов, содержащий хром, никель, марганец, ниобий, титан, алюминий, углерод, кремний, железо, отличающийся тем, что он дополнительно содержит молибден, ванадий, азот, бор, при следующем содержании компонентов, мас.%:

Хром - 16,0 - 20,0

Никель - 38,0 - 45,0

Молибден - 4,0 - 6,0

Марганец - 0,7 - 3,5

Ниобий - 0,05 - 0,8

Титан - 1,6 - 3,0

Алюминий - 0,8 - 1,5

Ванадий - 0,05 - 0,6

Углерод - 0,03 - 0,09

Азот - 0,003 - 0,06

Бор - 0,003 - 0,010

Кремний - 0,01 - 0,6

Железо - Остальное

причем сумма углерода, азота и бора составляет не более 0,13 мас.%, отношение никеля к сумме татина и алюминия находится в пределах 10 - 15, а отношение суммы ниобия и ванадия к сумме углерода и азота находится в пределах 6 - 12.

Описание изобретения к патенту

Изобретение относится к атомной технике, а именно к конструкционным материалам для атомных реакторов, в частности, для изготовления пружинных фиксаторов топливного столба твэлов реакторов типа ВВЭР, РБМК, БН и др., и прижимных пружин головок ТВС реакторов типа ВВЭР и др. Материалы пружинных элементов, работающих в составе твэлов и ТВС атомных реакторов, находятся в жестких условиях одновременного длительного (более 20000 часов) воздействия целого ряда факторов:

высокие начальные напряжения (300 - 700 МПа) в материале пружин, нагруженных в упругой или упругопластической области;

относительно высокие рабочие температуры от 300^oC до 600^oC в зависимости от типа пружин и типа атомного реактора;

воздействие нейтронного потока различной интенсивности и флюенсов нейтронов от (2 - 2,5) 10²³ н/м² до (0,7 - 0,9) 10²⁵ н/м² с энергией E 0,1 МэВ;

коррозионное воздействие химически активных осколков деления ядерного топлива на материал пружинных фиксаторов или воды высоких параметров - на материал прижимных пружин головок ТВС.

Комплексное воздействие указанных факторов неизбежно вызывает изменение исходных характеристик материала пружин, однако эти изменения должны быть минимальными и не должны ухудшать условия работы твэлов и ТВС действующих реакторов. В связи с этим к материалу пружин в настоящее время предъявляются жесткие требования по уровню прочности, пластичности, в особенности сопротивляемости тепловой и внутриреакторной релаксации упругих напряжений, а также радиационно-коррозионному охрупчиванию.

В зарубежной ядерной технике в качестве материала пружинных элементов атомных реакторов наибольшее распространение получили дисперсионно-упрочняемые железохромоникелевые сплавы аустенитного класса с повышенным содержанием никеля, при использовании которых могут быть удовлетворены указанные выше требования [1].

В отечественных ядерных реакторах в качестве материалов пружинных фиксаторов и прижимных пружин использовались циркониевый сплав Ц-2М [2] и аустенитная железохромоникелевая сталь 12Х18Н10Т [3] соответственно. При использовании циркониевого сплава в качестве материала пружин было обнаружено разрушение фиксаторов при изготовлении, хранении и эксплуатации их в составе твэлов, что обусловило необходимость его замены [4].

Известна сталь 12Х18Н10Т [3], имеющая следующий состав, мас.%:

Углерод - 0,12

Кремний - 0,8

Марганец - 2,0

Хром - 17 - 19

Никель - 9 - 11

Титан - Ti = 5*C,-0,8

Медь - 0,30

Сера - 0,020

Фосфор - 0,035

Железо - Остальное

Основным недостатком этой стали, используемой в холоднодеформированном состоянии, является ее структурная нестабильность, обусловленная образованием дельта-феррита при горячей обработке металла, и деформационным _ превращением при холодной обработке металла давлением. Образование ферритной - фазы по границам зерен аустенитной матрицы неизбежно приводит к резкому ухудшению физико-механических и коррозионных свойств в особенности при повышенных температурах 300 - 600^oC. Потеря структурной устойчивости сопровождается потерей прочности и релаксационной стойкости материала пружин из стали 12Х18Н10Т, интервал рабочих температур которой ограничивается 300^oC [5].

Известен аустенитный железохромоникелевый сплав инконель Х-750 с повышенным содержанием никеля, используемый в США в качестве материала пружин тепловыделяющих элементов атомных реакторов [1]. Сплав имеет следующий состав, мас.%:

Никель - 73 - 74

Хром - 15 - 16

Железо - 6 -8

Титан - 2,0 - 2,5

Ниобий - 0,8 - 1,0

алюминий - 0,7 - 1,0

Марганец - 0,5 -0,8

Кремний - 0,25 - 0,5

Медь - 0,05 - 0,25

Углерод - 0,03 -0,05

Основным критерием оценки работоспособности материала пружинных элементов является степень релаксации упругих напряжений или относительная величина накопленной неупругой деформации при тепловых и внутриреакторных испытаниях. Недостатком этого сплава по основному критерию является относительно высокая степень релаксации упругих напряжений до 63% в условиях нейтронного облучения при служебной температуре 370^oC, повреждающей дозе 3 сна (смещения на атом) и начальных напряжениях сдвига 360 - 570 МПа, что превышает более чем в 3 раза предельно-допустимый уровень для пружинных элементов атомных реакторов 20%.

Известен высоконикелевый сплав ХН77ТЮР (ЭИ437Б) [5, 6], который может рассматриваться в качестве материала прижимных пружин головок ТВС реактора ВВЭР-1000, работающих в среде водного теплоносителя при воздействии малых нейтронных доз 0,015 сна.

Сплав имеет следующий состав, мас.%:

Углерод - 0,07

Кремний - 0,6

Марганец - 0,4

Хром - 19 - 22

Титан - 2,4 - 2,8

Алюминий - 0,6 - 1,0

Бор - 0,01

Железо - 1,0

Церий - 0,02

Медь - 0,07

Свинец - 0,001

Сера - 0,007

Фосфор - 0,015

Никель - Остальное

Недостатком этого сплава является наиболее высокий модуль внутриреакторной релаксации (M_в.р.) упругих напряжений сдвига в пружинах, облученных при температуре 325^oC (см. табл. 1), и склонность к межкристаллитному коррозионному растрескиванию под напряжением в воде с повышенной концентрацией хлор-ионов из-за высокого (77%) содержания никеля (см. фиг. 1).

Известен аустенитный железохромоникелевый сплав ХН40МГБТЮР (ЭК156-ИД), который разрабатывался в России в качестве коррозионностойкого, радиационностойкого и жаропрочного материала для оболочек твэлов атомных реакторов [7]. Этот сплав является аналогом заявляемому сплаву, т.к. он также относится к классу аустенитных железохромоникелевых сплавов с повышенным содержанием никеля и для него получены релаксационные характеристики при тепловых и внутриреакторных испытаниях.

Сплав ЭК156 имеет следующий состав, мас.%:

Хром - 17,5 -19,5

Никель - 39 - 42

Марганец - 1,0 - 2,0

Молибден - 4,5 - 5,5

Титан - 0,9 - 1,4

Алюминий - 0,5 - 0,9

Ниобий - 0,25 - 0,6

Ванадий - 0,05 - 0,20

Углерод - 0,02

Азот - 0,02

Бор - 0,001 - 0,007

Кремний - 0,2

Сера - 0,010

Фосфор - 0,010

Церий - 0,15

Кобальт - 0,010

Железо - Остальное

Основными недостатками сплава ЭК156-ИД являются относительно низкая кратковременная прочность ( _B = 1100 - 1200 МПа), не удовлетворяющая требованиям к материалу пружинных элементов атомных реакторов по указанному критерию ( _B 1400 МПа) (см. табл. 2), а также относительно низкие релаксационные характеристики, (см. табл. 2).

Наиболее близким к заявляемому сплаву является аустенитный никель-хромовый сплав по патенту EP069452 (HUNTINGTON ALLOYS INC) 25.03.86 - прототип, который применяется в качестве коррозионностойкого конструкционного материала для атомных реакторов, в том числе для пружинных элементов атомных реакторов [8] . Этот сплав выбран в качестве прототипа заявляемому сплаву, т.к. он также относится к классу аустенитных дисперсионноупрочняемых сплавов с повышенным содержанием никеля.

Сплав-прототип имеет следующий состав, мас.%:

Хром - 14 - 17

Никель - Остальное

Марганец - 1,0

Титан - 2,25 - 2,75

Алюминий - 0,4 - 1,0

Ниобий - 0,7 - 1,2

Углерод - До 0,08

Кремний - < 0,5

Железо - 5,0 - 9,0

Цирконий - 0,05 - 0,2

Медь - До 0,5

Основными недостатками сплава-прототипа являются:

- относительно низкий условный предел текучести сплава в состаренном состоянии _0,2 = 689,47 МПа по сравнению с заявляемым сплавом _0,2 ~ 1560 МПа (см. табл. 2) и по сравнению с величиной, требуемой для материала пружинных элементов атомных реакторов _0,2 1100 МПа, из-за отсутствия упрочняющих элементов Mo, V, B;

- более низкая внутриреакторная релаксационная стойкость прототипа, как и его ближайшего аналога инконель Х-750 (см. табл. 1);

- большая склонность к межкристаллитному коррозионному растрескиванию в воде высоких параметров из-за более высокого содержания никеля (68 - 77%) и из-за отсутствия Mo (см. табл. 1).

Технической задачей изобретения является создание материала пружинных элементов атомных реакторов, обладающего достаточными прочностью, уровнем пластичности, технологичностью и сопротивляемостью релаксации (снижению упругих напряжений), необходимой для обеспечения требуемого усилия поджатия топливного столба в твэлах пружинными фиксаторами в процессе всего периода эксплуатации в составе активной зоны атомных реакторов типа ВВЭР, РБМК, БН и др., или для обеспечения требуемого усилия поджатия ТВС к опорным трубам шахты реакторов типа ВВЭР и др. прижимными пружинами.

Обеспечение необходимого усилия поджатия топливного столба в течение всего периода эксплуатации, предохраняющего от локального перегрева топлива и оболочек твэлов, или поджатия ТВС, предохраняющего их от всплытия, является основным функциональным свойством материала пружинных элементов.

Поставленная техническая задача достигается тем, что состав предлагаемого сплава дополнительно содержит молибден, ванадий, азот, бор при следующем соотношении компонентов, мас.%:

Хром - 16,0 - 20,0

Никель - 38,0 - 45,0

Молибден - 4,0 - 6,0

Марганец - 0,7 - 3,5

Ниобий - 0,05 - 0,8

Титан - 1,6 - 3,0

Алюминий - 0,8 - 1,5

Ванадий - 0,05 - 0,6

Углерод - 0,03 - 0,09

Азот - 0,003 - 0,06

Бор - 0,003 - 0,010

Кремний - 0,01 - 0,6

Железо - Остальное

причем регламентируется суммарное содержание углерода, азота и бора до 0,13 мас%, а также отношение никеля к сумме титана и алюминия в пределах 10 - 15 и отношение суммы ниобия и ванадия к сумме углерода и азота в пределах 6 - 12.

Сущность изобретения заключается в том, что предложен химический состав сплава, который обладает высокой релаксационной стойкостью в условиях атомного реактора при одновременном воздействии температуры, напряжения, нейтронного потока, коррозионной среды, а также высокой прочностью при удовлетворительной пластичности и хорошей технологичностью.

В процессе исследований, выполненных авторами, установлено, что для обеспечения заданных свойств важно определить оптимальное соотношение никеля к сумме титана и алюминия, которые образуют основную упрочняющую -фазу типа Ni₃ (Ti, Al) и определяют основной показатель внутриреакторной релаксационной стойкости, установить оптимальное соотношение ниобия, ванадия, углерода, азота, образующих карбонитриды и обусловливающих низкий уровень тепловой релаксации, а также регламентировать суммарное содержание элементов внедрения (C, N, B), обеспечивающих оптимальное сочетание высокой прочности, достаточной пластичности и технологичности.

Сущность изобретения поясняется данными, приведенными на чертежах.

На фиг. 1 показано изменение времени до начала транскристаллитного коррозионного растрескивания (ТКР) и межкристаллитного коррозионного растрескивания (МКР) в зависимости от содержания никеля в железохромоникелевом сплаве.

На фиг. 2 показано изменение начального (приложенного) напряжения сдвига в витках пружин заявляемого сплава и сплава ЭК156 в зависимости от времени испытания на релаксацию при температуре 350^oC.

На фиг. 3 показано изменение величин нормального модуля упругости (E) заявляемого сплава и сплава ЭК156 в зависимости от температуры испытания.

На фиг. 4 показано изменение общего относительного удлинения (₁₀₀) пружинной проволоки из железохромоникелевого сплава при комнатной температуре испытания на растяжение от суммарного содержания углерода, азота и бора.

При больших временах эксплуатации нагруженных пружин начальное напряжение сдвига ₀, снижаясь до некоторой величины, становится постоянным. Это постоянное остаточное напряжение в материале пружин соответствует внутренним напряжениям _i. Таким образом, скорость накопления неупругой деформации в материале пружин контролируется не приложенным (начальным) напряжением, а эффективным напряжением _e, равным разности приложенного и противодействующего ему внутреннего напряжения _e = ₀-_i. Очевидно, что с увеличением внутренних напряжений снижается разность между начальным напряжением и остаточным (релаксированным) напряжением в материале за время испытания или эксплуатации пружин, следовательно, снижается степень релаксации приложенных напряжений. Поскольку внутренние напряжения, определяющие релаксационную стойкость, зависят от химического состава и механико-термической обработки, формирующих структурное состояние материала, то выбор железохромоникелевой основы, легирующих элементов и их соотношения был направлен на повышение _i.

Для повышения внутренних напряжений, прочностных характеристик и релаксационной стойкости заявляемого сплава нами был использован принцип комбинированного упрочнения:

твердорастворное упрочнение железохромоникелевой основы элементами внедрения (C, N, B) и замещения (Mo, Mn, V, Al, Ti, Nb), образующими поля упругих напряжений в кристаллической решетке аустенита;

интерметаллидное упрочнение мелкодисперсными частицами - фазы типа Ni₃(Ti, Al) и карбонитридами типа M(C, N), имеющими достаточно высокий параметр структурного несоответствия кристаллических решеток этих фаз и аустенитной матрицы;

упрочнение холодной деформацией со степенями обжатия 20 - 50%, повышающей плотность дислокаций до ~ 5 10¹⁵ м^-2 и уровень дальнодействующих полей упругих напряжений вокруг дислокаций с последующей стабилизирующей термообработкой для закрепления их мелкодисперсными выделениями избыточных фаз.

При использовании указанных способов комбинированного упрочнения учитывалась вероятность частичного снижения структурной стабильности при достижении максимальных величин прочностных характеристик и связанного с ними возможного снижения релаксационной стойкости, в особенности в условиях нейтронного облучения. Для достижения компромисса между высокой прочностью, достаточной пластичностью ( ₁₀₀ 2,0%) и высокой релаксационной стойкостью при разработке нового материала пружинных элементов атомных реакторов были установлены пределы по основным и легирующим элементам, введены ограничения на суммарное содержание в сплаве элементов внедрения, введено оптимальное соотношение элементов Ni, Ti, Al, участвующих в образовании упрочняющих - фазы, и Nb, V, C, N, участвующих в образовании карбонитридов типа M(C, N), куда дополнительно входят Ti, Mo, B. При выбранном химическом составе и выбранных режимах механико-термической обработки указанные фазы, выделяясь в виде мелкодисперсных частиц в теле зерна и на дислокациях, являются стоками и местом аннигиляции радиационных дефектов (вакансий, междоузельных атомов). Эти стоки снижают отрицательное влияние нейтронного облучения на релаксационную стойкость и пластичность материала пружин. Для изучения влияния химического состава на характеристики прочности, пластичности, релаксационной стойкости были выплавлены 12 плавок с различными содержанием C, N, B, V, Ti, Al, Nb (см. табл. 3.).

Установленные пределы по хрому связаны с тем, что при содержании его менее 16% резко снижается коррозионная стойкость, а превышение верхнего предела более 20% вызовет увеличение количества карбидов хрома Cr₂₃C₆ по границам зерен и снижение стабильности - твердого раствора.

Указанные пределы по никелю 38 - 45% обусловлены необходимостью стабилизировать аустенитную структуру, что достигается реализуемым соотношением Ni/Cr > 2 (см. табл. 3), и устранить склонность к межкристаллитному (МКР) и транскристаллитному (ТКР) коррозионному растрескиванию под напряжением материала прижимных пружин в реакторной воде, содержащей хлорид-ионы (Cl^-) с концентрацией < 0,1 мг/л. Как следует из фиг. 1, указанные пределы по никелю являются компромиссными относительно склонности материала к МКР и ТКР, спровоцированной жесткими условиями испытания в воде с содержанием хлорид-ионов 100 мг/л.

Легирование молибденом в количестве 4,0 - 6,0% обеспечивает заявляемому сплаву высокий уровень прочности в сочетании с достаточной пластичностью в особенности при повышенных температурах. При меньшем количестве его влияние менее эффективно, а выше верхнего предела - вредно из-за образования нежелательных интерметаллидов типа MoFe₂ пластинчатой формы, приводящих к охрупчиванию.

Повышение содержания марганца до 3,5% нивелирует отрицательное влияние молибдена на структурную стабильность - твердого раствора как -образующего элемента, при этом обеспечивается повышение технологичности сплава и положительное влияние марганца как раскислителя на снижение оксидных неметаллических включений. При содержании марганца ниже 0,7% требуется увеличение кремния в качестве раскислителя выше 0,6%, что приведет к снижению технологичности сплава.

Содержание титана и алюминия наряду с никелем, образующими основную упрочняющую - фазу типа N₃(Ti, Al) и определяющими ее количество, регламентируется в пределах, обеспечивающих найденное оптимальное соотношение Ni к сумме Ti и Al в пределах 10 - 15 по критерию наименьшей степени релаксации упругих напряжений при облучении пружин из заявляемого сплава нейтронами или наименьшего модуля внутриреакторной релаксации M_в.р (см. табл. 1). Увеличение никеля при одновременном снижении титана и алюминия приводит к увеличению значения указанного соотношения и, как следствие, снижению релаксационной стойкости. Положительное влияние найденного оптимального соотношения трех элементов никеля, титана, алюминия, вероятно, связано с образованием оптимального количества мелкодисперсной - фазы, а принятая механико-термическая обработка - равномерное ее распределение в матрице. Относительно высокий верхний предел по титану 3% связан с необходимостью твердорастворного упрочнения сплава и частичного расходования его на образование упрочняющей карбонитридной фазы типа Ti, Nb, V, (C, N).

Введение ниобия в количестве 0,05 - 0,8% обеспечивает твердорастворное и карбонитридное упрочнение заявляемого сплава, который, выделяясь в теле зерен в виде карбонитридов ниобия, препятствует нежелательному выделению карбидов хрома на границах зерен.

Присутствие ванадия в количестве 0,05 - 0,6% оказывает модифицирующее воздействие при кристаллизации слитка, сопровождающееся измельчением зерна и уменьшением разнозернистости, характерной для сплавов с повышенным содержанием никеля, что положительно скажется на структурной стабильности и релаксационной стойкости материала.

Совместное положительное влияние ниобия и ванадия при найденном оптимальном отношении их суммы к сумме углерода и азота, как (6 - 12) к 1,0, обеспечивает стабильный низкий уровень степени релаксации упругих напряжений в матрице 3,0 - 5,7% при очень высоких начальных напряжениях, равных пределу упругости (₀ = _0,002) при рабочей температуре испытания пружин 350^oC (см. табл. 4).

Углерод, азот, бор обеспечивают твердорастворное и карбонитридное или карбонитроборидное упрочнение. Увеличение суммарного содержания этих элементов и элементов - карбидообразователей титана, ниобия, ванадия обусловило повышение термической стабильности одной из важных характеристик пружинных элементов - нормального модуля упругости по сравнению со сплавом ЭК156, фиг. 3. Кроме того, бор, находясь в твердом растворе и на границах зерен, снижает диффузионную подвижность основных и легирующих элементов по границам зерен.

Широкие пределы по азоту от 0,003% до 0,06% обусловлены необходимостью варьировать количество карбонитридной фазы при изменяющихся условиях эксплуатации пружин различного типа, а также необходимостью стабилизации - твердого раствора. Кроме того, азот может частично расходоваться на образование мелкодисперсных частиц нитридов алюминия и хрома.

Нижний предел содержания бора 0,003% связан с пределом растворимости его при температурах нагрева слитка перед горячей обработкой, а верхний предел 0,010% обусловлен необходимостью стабилизации упрочняющих фаз: карбидов хрома, карбонитридов титана и ниобия, в которые входит бор.

Нижний предел по углероду 0,03% связан с необходимостью обеспечить требуемые характеристики прочности, а верхний предел 0,09% - с возможностью дополнительной стабилизации аустенитной структуры и увеличением количества карбидной или карбонитридной фазы.

Указанные элементы внедрения создают высокие внутренние напряжения в пределах элементарной ячейки - решетки при образовании твердого раствора и в пределах зерна при образовании частиц карбидов, карбонитридов или карбонитроборидов, имеющих размерное несоответствие периодов собственной решетки с решеткой матрицы. Внутренние напряжения, противодействующие приложенным напряжениям, повышают релаксационную стойкость заявляемого материала. Однако суммарное содержание C+N+B должно быть ограничено для 0,13%, т.к. превышение этого значения вызывает снижение пластичности материала пружин, фиг. 4. Из заданного ограничения C+N+B 0,13% очевидно, что при содержании углерода на верхнем пределе 0,09% количество азота должно быть снижено до уровня < 0,04% для того, чтобы заявляемый сплав сохранил требуемый уровень пластичности в исходном и облученном состояниях и технологичность в процессе горячего и холодного передела слитка, а также при изготовлении пружин для атомных реакторов.

Пример конкретного выполнения.

Методом вакуумно-индукционной плавки и последующего вакуумно-дугового передела выплавлены 12 плавок заявляемого и известного сплавов, химический состав которых приведен в табл. 3.

Изучение свойств заявляемого сплава проводилось на образцах, изготовленных из полос и проволоки, полученных путем многократной горячей и холодной деформации круглых заготовок диаметром 95 см, а также на пружинах, навитых из проволоки диаметром 0,9; 1,1; 1,3; 1,5; 5,0 мм.

Изучение релаксационной стойкости проводилось на пружинах при тепловых испытаниях в лабораторной печи при различных температурах 300 - 400^oC на временной базе до 3200 часов и внутриреакторных испытаниях в материаловедческом реакторе БОР-60 при температурах 330 - 340^oC на временной базе 2600 часов. Затухающий во времени характер кривых релаксации заявляемого сплава (см. фиг. 2) свидетельствует о том, что указанная временная база испытания пружин вполне достаточна для обоснования их работоспособности на полный рабочий ресурс эксплуатации. При облучении в реакторе набранный флюенс нейтронов (3,2 - 4,4) 10²⁵ н/м², E 0,1 МэВ и повреждающая доза 1,6 - 2,2 сна значительно превышают соответствующие величины, реализуемые в рабочих условиях для пружинных элементов действующих реакторов типа ВВЭР, РБМК, БН.

Анализ полученных результатов по механическим свойствам, а также результатов тепловых и внутриреакторных испытаний на релаксационную стойкость показывает, что пружинные элементы для атомных реакторов из заявляемого сплава будут удовлетворять критериям прочности _B 1400 МПа и степени релаксации упругих напряжений 20%, так как полученные значения _B при 20 и 350^oC составляют соответственно 1865 и 1560 МПа, а степень внутриреакторной релаксации не превышает 11% при повреждающих дозах, превышающих рабочие в 3 раза и более. Это позволит повысить рабочий ресурс твэлов и ТВС, содержащих пружинные элементы из заявляемого сплава, и надежность их эксплуатации, что в свою очередь обеспечит положительный экономический эффект.

Таким образом, технико-экономическая эффективность от использования изобретения нового материала пружинных элементов твэлов и ТВС атомных реакторов выражается в повышении их надежности в процессе эксплуатации, увеличении рабочего ресурса активной зоны и связанным с ним повышении выгорания ядерного топлива. Это равнозначно снижению загрузки ядерного топлива на единицу выработанной тепловой энергии.

Использованные источники информации

1. L.S. Walters and W.E. Ruther. Jn. reactor Stress Relaxation of Inconel X-750 Springs. J. of Nucl. Mater. 68 (1977) 324 - 333.

2. ТУ 95.167.84. Циркониевый сплав Ц-2М.

3. ГОСТ 18143-72. Пружинная проволока из стали 12Х18Н10Т.

4. ТУ 001.177-81. Проволока из сплава циркония Ц-2М.

5. ГОСТ Р 50753-95. Пружины винтовые цилиндрические из специальных сталей и сплавов.

6. ГОСТ 5632-72. Никелевый сплав ХН77ТЮР (ЭИ437Б).

7. ТУ 14-1-4952-91. Прутки из коррозионностойкого сплава ХН40МГБТЮР-ИД (ЭК156-ИД).

8. EP 69452 A, 12.01.83 (Huntington Alloys Inc.).