Добавил:
okley
Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз:
Предмет:
Файл:Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс) / 178_Физическое материаловедение_6 том
.pdf
291
Окончание табл.25.8
Марка стали
Термическая
обработка
Т, °С
σ
в
, МПа
σ
0
,
2
,
МПа
δ, % ψ, %
а
к
, кДж/м
2
Т
хр
, °С
Применение
10ХН1М
Закалка (890−
920 °С) + отпуск
(680−700 °С)
20
350
550
450
450
360
16
15
−
−
−
−
−10÷+10
Сосуды высокого
давления ВВЭР, ме-
таллоконструкции
канальных кипящих
реакторов (взамен
сталей 22К и
10ХСНД)
10ХН2МА Закалка (920 °С) +
отпуск (660 °С)
20
350
530
500
400
300
−
−
−
−
≥ 800
1500−2600
≤−20÷0
Свариваемые детали
корпуса, обечайки
10Н3МФА Нормализация
или закалка (900−
920 °С) + отпуск
(645−660 °С)
20
350
400
500
500−650
400−580
≤ 525
≤ 510
350−540
330−450
≤ 390
≤ 370
18
17
−
−
50
50
−
−
980−1460
−
−
−
≤−30÷
÷+20
Взамен стали 22К
10ГН2МФА Закалка (920 °С) +
отпуск (650−
670 °С)
20
350
550
500
350
300
16
14
55
50
≥ 400
(400−2300)
≤ +15
Взамен стали 22К
15Х2НМФА
(15Х2НМФАА)
Закалка (920 °С) +
отпуск (650 °С)
20
350
560−620
500−550
450−550
400−450
15−20
18
55
48−50
≥ 400−600
(1500−2900)
−
≤−10÷0
Массивные узлы
деталей корпусов
ВВЭР, фланцы, обе-
чайки
15Х3НМФА
(15Х3НМФАА)
Закалка (920 °С) +
отпуск (645 °С)
20
350
600−750
500
500
450
14
12
60
50
≥ 600
(1500−2900)
−
≤−10
То же
291
292
После эксплуатации при 510 °С и давлении 13 МПа в течение
2,5
⋅ 10
4
ч длительная прочность снижается (до 120 МПа), а ско-
рость ползучести возрастает (примерно до 10
−5
%/ч).
При добавке до 0,6 % Мо повышается устойчивость стали к теп-
ловой хрупкости. Совместно с Сr молибден способствует созданию
волокнистой морфологии карбидов, повышающих прочность стали.
Рис. 25.36. Зависимость твердости феррита от температуры испытания
при различной концентрации легирующего элемента
(после закалки в воду от 1200 °С)
Однако при содержании Мо более 1 % снижается ударная вяз-
кость, усиливается обратимая тепловая хрупкость и, как будет по-
казано ниже, снижается коррозионная стойкость стали. Кроме того,
у молибденовых сталей есть еще одна опасная форма нестабильно-
сти СФС. Карбиды цементитного типа М
3
С в процессе длительной
эксплуатации при высоком давлении и температуре 450−500 °С
склонны к диссоциации с выделением свободного углерода в виде
графита, особенно в зонах вблизи сварного шва. В результате ин-
тенсивного выделения графита по границам зерен возможно хруп-
кое разрушение изделия. Явлению графитизации, как правило,
предшествует интенсивная сфероидизация карбидов перлита.
293
Упрочнение феррита, а также повышение структурной стабиль-
ности молибденовой стали достигается дополнительным легирова-
нием хромом в количестве 0,5−1 %, способствующим образованию
термодинамически более стойких карбидов (Fe, Cr)
3
C. При таком
легировании исключается процесс графитизации и, кроме того,
возникают благоприятные условия для сохранения Мо в твердом
растворе. В результате этого снижается скорость диффузии углеро-
да, наблюдается рост структурной стабильности и жаропрочности
хромомолибденовых сталей, что дает возможность применять их
при рабочей температуре до 480−540 °С. Дальнейшее повышение
жаропрочности малолегированных хромомолибденовых сталей,
обеспечивающее надежную работу при температуре 530−580° С,
достигается усложнением их состава главным образом в результате
легирования ванадием.
Ванадий обеспечивает упрочнение стали за счет образования
карбидов. Совместно с Cr, Ni и Мо, ванадий способствует образо-
ванию волокнистого перлита, что также повышает прочность ста-
ли. Однако при повышении содержания V сверх 0,35 % (допусти-
мое отношение V : C < 3 ÷ 4) усиливается склонность стали к рас-
трескиванию в процессе сварки и снижается ее коррозионная стой-
кость. Роль V состоит в том, что он, являясь основным карбидооб-
разующим элементом, приводит к выделению дисперсных упроч-
няющих матрицу частиц − фаз внедрения VC, имеющих по сравне-
нию с карбидами хрома более низкие значения свободной энергии
образования (см. рис. 25.24). В составе карбида ванадия (VC) соот-
ношение масс С и V примерно равно четырем.
Таким образом, практически весь углерод, имеющийся в стали
(см. табл. 25.7), идет на образование карбидов типа МС, а Сr оста-
ется преимущественно в твердом растворе. Наличие в структуре
высокодисперсных карбидов VC, образующихся за счет других,
менее стабильных карбидов, обеспечивает существенное увеличе-
ние жаропрочности.
Содержание углерода в большинстве перлитных сталей, приме-
няемых в ядерном реакторостроении при повышенной температуре
(до 600 °С) и большом давлении, ограничено (0,08−0,15 %). В ре-
зультате этого уменьшается количество карбидной фазы и достига-
ется более высокая стабильность СФС, поскольку менее интенсив-
но развиваются процессы сфероидизации и коагуляции карбидных
294
фаз. Повышение содержания углерода выше указанного уровня
приводит к ускоренной коалесценции карбидов и обеднению твер-
дого раствора главным образом молибденом. Уход Мо из твердого
раствора вызывает снижение прочностных свойств сталей. В ста-
лях, используемых для изготовления корпусов и крышек реакторов,
а также для крепежных изделий, содержание углерода выше
(0,22−0,47 %) и, следовательно, карбидное упрочнение более эф-
фективно. Детали из этих сталей обычно работают при более низ-
кой температуре, и в этом случае опасность разупрочнения в ре-
зультате коагуляции карбидных фаз минимальна. Кроме того, при
разработке сталей учитывается также и то, что все трубные стали
должны хорошо свариваться и, следовательно, иметь ограниченное
содержание углерода. Например, сталь с повышенным содержани-
ем углерода (25Х3МФА) предназначается для несвариваемых дета-
лей (фланцы, крепеж и др.); из сталей 15Х2МФА и 12Х2МФА с
меньшим содержанием углерода изготавливались обечайки, днище
корпуса и другие свариваемые детали реакторов ВВЭР первого по-
коления.
В настоящее время для корпусов реакторов ВВЭР-440 использу-
ется сталь повышенной чистоты 15Х2МФАА. Необходимость по-
вышения чистоты стали возникла в связи с тем, что в стали
15Х2МФА было повышенное содержание Cu и P, в особенности −в
сварных швах, где содержание фосфора в некоторых случаях до-
стигало 0,04−0,05 %, а содержание меди >
0,2 %. Это приводило к
ухудшению радиационной стойкости сварных швов, росту Т
хр
. По-
вышенная чистота стали была достигнута за счет применения для
выплавки стали только первородной шихты, а также строгого огра-
ничения содержания P и Cu в сварочных материалах. В настоящее
время техническими условиями содержание фосфора ограничено
0,01 %, а меди −0,1 %. Реально концентрации Cu и P в сварном шве
корпусов реакторов второго поколения еще меньше: фосфора – до
0,006 %, меди – до 0,08–0,04 %. Подобная чистота предусмотрена и
для стали 15Х2МФАА, о которой речь пойдет ниже. Такая же чи-
стота предусмотрена и для вновь разрабатываемых сталей нового
поколения, рассчитанных на время эксплуатации в течение 60 лет.
Схема на рис. 25.37 иллюстрирует общую тенденцию снижения
примесей и изменения химического состава современных реактор-
ных корпусных сталей.
295
Поскольку обеспечение заданного ресурса корпуса реактора
определяется абсолютным значением Т
хр
в конце проектного срока
эксплуатации, важно получать сталь не только с низким темпом
радиационного охрупчивания, но и с низкой исходной критической
температурой вязко-хрупкого перехода. Для этого необходимо
производить быстрое охлаждение металла в центральной зоне заго-
товок. Вследствие этого для увеличения прокаливаемости загото-
вок крупных сечений было принято решение увеличить содержа-
ние хрома с 2,5 до 2,7 % и дополнительно легировать сталь нике-
лем в таком количестве, которое, повышая прокаливаемость, не
приводит к увеличению радиационного охрупчивания. В результа-
те были созданы две модификации стали15Х3МФА: мод. А с со-
держанием 0,2−0,4 % Ni и мод. Б с содержанием 0,6−0,8 % Ni. Пер-
вая рекомендуется для изготовления поковок поперечным сечени-
ем до 450 мм, вторая − до 540 мм.
Рис. 25.37. Эволюция химического состава сталей для корпусов энергетических
ядерных реакторов (Г.П. Гарзов, В.А. Николаев, Г.Н. Филимонов)
296
Таблица 25.9
Характеристика предела текучести низколегированных
ферритно-перлитных сталей
Компоненты
упрочнения
Расчетная формула
упрочнения*
Ориентиро-
вочная доля
компонента
упрочнения в
пределе теку-
чести, %
Элементы,
увеличиваю-
щие данный
компонент
упрочнения
Напряжение трения
решетки σ
0
σ
0
= 2G ⋅ 10
–4
5−10
−
Легирование α-
твердого раствора σ
т.р.
∆σ
т.р.
=
1
n
i=
K
i
C
i
25−40
Mn, Si, Ni, P
Перлит ∆σ
П
∆σ
П
= 2,4 ⋅ % П 5−15
С, Mn, Ni, Сr,
Мо
Деформационное
упрочнение ∆σ
д
∆σ
д
= α
д
MG
ρ
д
1/2
3−5
−
Дисперсионное
упрочнение ∆σ
д.у.
∆σ
д.у.
=
= 0,85M (Gb/2πλ) ×
× Ф ln(λ/2b)
20−25
V, Nb, Ti
(Al, N −
в нитридах)
Зернограничное
упрочнение ∆σ
з
(или субструктурное
упрочнение ∆σ
с
)
∆σ
з
= K
у
d
–1/2
(∆σ
с
= K
с
l
–1
)
30−40
V, Nb, Ti
(Al, N −
в нитридах)
______
*Здесь σ
0
− теоретически рассчитанное значение напряжения Пайерлса−
Набарро; G − модуль сдвига металла (α-Fe ); K
i
− коэффициент упрочнения фер-
рита, представляющий собой прирост предела текучести при растворении в нем
1
% i-го легирующего элемента (табл. 25.10); С
i
− концентрация i-го легирующего
элемента, растворенного в феррите (а не в стали в целом); ∆σ
П
− упрочнение за
счет перлита, которое определяется его содержанием и дисперсностью перлитной
составляющей в структуре стали; 2,4 − эмпирический коэффициент с размерно-
стью МПа/% П; α
д
− коэффициент, зависящий от характера взаимодействия дис-
локаций; М − ориентационный множитель (для α-Fe М = 2,75, α
д
М ≈ 0,5), b − век-
тор Бюргерса; ρ
д
− плотность дислокаций; λ − среднее расстояние между центра-
ми частиц; Ф − коэффициент, характеризующий тип взаимодействующих с части-
цами дислокаций (для сталей Ф = 1,25); K
у
− коэффициент, МПа ⋅ м
1/2
(для Ф−П
сталей K
у
= 0,57÷0,73); d − размер зерна феррита; при субструктурном упрочнении
K
c
− коэффициент, характеризующий строение субструктурных границ с размер-
ностью МПа
⋅ м (для Ф−П сталей K
с
= 1,5 ⋅ 10
−4
); l − размер субзерен.
297
Основными факторами упрочнения ферритно-перлитных сталей
являются твердорастворное и зернограничное упрочнения. Как
правило, доля других компонентов упрочнения не превышает в
сумме 20 %, т. е. они не вносят существенного вклада в предел те-
кучести низколегированной стали. На практике наиболее целесо-
образно использовать дисперсионное упрочнение, так как карбо-
нитридные фазы вызывают упрочнение не только вследствие соб-
ственного вклада, но и косвенного воздействия на зернограничное
упрочнение вследствие измельчения зерна.
Оценка предела текучести низколегированных ферритно-
перлитных сталей показала, что доля отдельных компонентов
упрочнения в общем пределе текучести сталей разная. Ориентиро-
вочно σ
т
может быть представлен формулой
σ
т
= σ
0
+ ∆σ
т.р.
+ ∆σ
п
+ ∆σ
д
+ ∆σ
д.у.
+ ∆σ
з
(или ∆σ
с
), (25.12)
где тип компонента упрочнения и его вклад приведен в табл. 25.9.
Таблица 25.10
Значения K
i
(МПа/1%) для легирующих элементов,
входящих в состав феррита
Элемент C + N Р Si Ti Al Сu Mn Cr Ni Mo V
K
i
4670 690 85 80 60 40 35 30 30 10 3
25.5.2. Термическая обработка перлитных сталей
Методами термической обработки можно существенно изме-
нить структурное состояние и свойства перлитной стали
(табл. 25.11; рис. 25.38).
Обычно для сталей перлитного класса применяют закалку с
900−1000 °С. При этом перлитное превращение задерживается
настолько, что представляется возможным осуществлять охлажде-
ние деталей с большим сечением на воздухе.
Закалка дает высокую твердость, низкую пластичность и боль-
шие внутренние напряжения детали. После закалки микрострукту-
ра стали (например, 15Х2МФА) представляет собой мартенсит,
раздробленный в пределах больших аустенитных зерен на отдель-
ные колонии, внутри которых группируются рейки шириной по-
298
рядка 0,3 мкм с разориентировкой 1−2° и плотностью дислокаций
около 10
15
м
−2
.
Таблица 25.11
Зависимость предела текучести и температуры хрупко-вязкого перехода
перлитных сталей от режима термообработки
Марка
стали
Вид
полуфаб-
риката
Режим термообработки
Микро-
структура
σ
0,2
,
МПа
Т
хр
, °С
15Х2МФА Плита
толщиной
120 мм
Закалка (990−1000 °С),
масло + отпуск (690−
710 °С, 10 ч), воздух
Сорбит
отпуска
640
−10
Нормализация (990−
1000 °С), воздух
+
отпуск
(700 °С, 10 ч), воздух
Феррит + пер-
лит (1:1)
350
−5
Обечайка
толщиной
180 мм
Закалка (1000 °С), масло
+ отпуск (700 °С, 18 ч),
воздух
Сорбит
отпуска
490
−40
Нормализация (1120 °С),
воздух + отпуск
(690 °С), воздух
То же 560 30
15Х2НМФА Плита
толщиной
200 мм
Закалка (890 °С),
вода + отпуск (630 °С,
20 ч), воздух
Сорбит отпус-
ка (мелкодис-
персный)
730 +20
Сорбит отпус-
ка (грубый)
630 +10
Рис. 25.38. Влияние температуры отпуска на механические свойства (а)
и температуру хрупко-вязкого перехода (б)закаленных сталей
марок 15Х2МФА (1) и 15Х2НМФА (2)
299
В температурном интервале отпуска примерно до 600 °С общий
характер микроструктуры не изменяется, однако становится замет-
ным выделение карбидных фаз. Так, после отпуска при 600 °С ча-
стицы с размерами 15−20 нм и средней объемной плотностью око-
ло 10
21
м
−3
, располагающиеся на дислокациях, равномерно распре-
делены по объему мартенситных реек. Более крупные выделения,
имеющие форму игл с поперечным размером примерно 25 и дли-
ной 200 нм, располагаются вблизи сильно разориентированных
границ или на этих границах. Выделения данного типа идентифи-
цированы как карбиды типа М
7
С
3
.
Последующий высокий отпуск восстанавливает пластичность,
упругую вязкость и снижает прочность. Началу разупрочнения
стали при отпуске отвечает формирование структуры сорбита. Из-
меняется и морфология карбидных фаз: мелкодисперсные частицы
округлой формы размерами около 25 нм располагаются преимуще-
ственно в узлах дислокационной сетки, а имеющиеся более круп-
ные выделения диаметром порядка 200 нм − на стыках границ
ячеек.
Физико-химический анализ выявил в перлитной стали
15Х2МФА наличие ряда карбидов, эффективность действия кото-
рых на структурные изменения возрастает в последовательности:
Fe
3
C → (Fe, Cr)
3
C → (Fe, Cr, Mo)
7
C
3
→ VC.
Перлитные стали типа 15Х2МФА подвержены отпускной хруп-
кости, которая проявляется в виде максимума на кривой зависимо-
сти Т
хр
от Т
отп
(рис. 25.38,б). Склонность к отпускной хрупкости
существенно снижена в стали 15Х2НМФА. Вероятной причиной
повышенной хрупкости стали 15Х2МФА может быть наличие по-
вышенной концентрации ванадия − сильного карбидообразователя,
связывающего углерод. Косвенно это представляется сравнением
содержания ванадия и Т
хр
в сталях 5Х2НМФА и 15Х2МФА (см.
рис. 25.38,б и табл. 25.7).
Оптимальное сочетание прочностных свойств с пластичностью,
ударной вязкостью при относительно низкой Т
хр
обеспечивает
лишь высокий отпуск (см. рис. 25.38), при котором формируется
структура, близкая к зернистому сорбиту. Для достижения макси-
мально возможного низкого значения Т
хр
сталей 15Х2МФА и
15Х2НМФА при сохранении высокого уровня σ
0,2
температуру от-
300
пуска сталей выбирают выше 650°С (см. табл. 25.8 и 25.11;
рис. 25.38).
Чем выше планируемая рабочая температура стали, тем сложнее
ее состав по легирующим добавкам. При этом важным является
поиск оптимального сочетания карбидообразующих элементов (С,
Сr, Мо, V и др.) с элементами, упрочняющими твердый раствор
(Ni, Mn и др.).
Поскольку перлитные стали предназначены для длительной ра-
боты, сохраняя стабильность СФС, их обычно используют или в
отожженном состоянии, или после нормализации (при 1000 °С) с
последующим высоким отпуском (650−750 °С). В зависимости от
состава и термической обработки стали перлитного класса могут
иметь структуру от ферритно-перлитной до сорбитной.
25.5.3. Коррозионная стойкость перлитных сталей
Работоспособность корпусов реакторов типа ВВЭР первого по-
коления, не имеющих защитной аустенитной наплавки, в значи-
тельной степени определяется сопротивлением стали окислению на
воздухе и коррозии в воде в условиях высокого давления и
нейтронного облучения. Прежде чем рассмотреть меры повышения
коррозийной стойкости стали, проведем анализ взаимодействия
железа с кислородом и стадий формирования окалины, особенно-
стей ее роста. Процесс окисления зависит от температуры и проис-
ходит многостадийно. На начальных стадиях − это чисто химиче-
ский процесс, т.е. соединение атомов кислорода и железа, а в даль-
нейшем включается диффузия атомов кислорода и металла через
многофазный оксидный слой.
Железо образует три устойчивых оксида (рис. 25.39).
1. Вюстит FeO − проводник р-типа с кристаллической решет-
кой типа NaCl. Этот оксид имеет необычайно большую концентра-
цию катионных дефектов решетки (избыток кислорода), через ко-
торые со сравнительно высокой скоростью диффундируют пре-
имущественно катионы железа. Закись железа при температуре
ниже 570 °С нестабильна и распадается на магнетит и Fe согласно
реакции
4FeO → Fe
3
O
4
+ Fe.
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)