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
321
Обращает на себя внимание в уравнении (25.19) наличие члена,
в который входит произведение концентраций никеля и меди, что
указывает на синергизм влияния Ni и Сu, взаимно усиливающих
действие друг друга. Это можно видеть на рис.25.47 (зависимости
для американской корпусной стали). Полагают, что аналогичное
влияние на радиационную стойкость оказывает и Мn, содержащий-
ся в значительных количествах в американских конструкционных
нелегированных сталях (например, в корпусной стали А533В со-
держится около 1 % Мn).
Рис. 25.47. Влияние флюенса
нейтронов на сдвиг темпера-
туры хрупко-вязкого перехода
американской стали A533B
(≤ 0,25 % С; ~ 0,5 % Мо;
∼ 0,5 % Ni; ∼1,3 % Мn) (1−3),
отечественных сталей
15Х2МФА (4) и 15Х2НМФАА
(5) с различным содержанием
меди и фосфора: 1 − Т
обл
=
= 288 °С, низкое содержание
Сu; 2 − Т
обл
= 232÷288 °С, по-
вышенное или промежуточное содержание Сu; 3 − Т
обл
< 232 °С, повышенное со-
держание Сu; 4 − Т
обл
= 270÷320 °С, Сu ≤ 0,17 %, Р ≤ 0,012 %; 5 − Т
обл
= 270÷
÷320 °С, Сu ≤ 0,10 %, Р ≤ 0,010 %
Учитывая, что в современной металлургии происходит постоян-
ное «отравление» сталей медью и другими примесями из-за ис-
пользования металлолома, стали для корпусов реакторов выплав-
ляются только из чистой «первородной» шихты, что отражено в
марочном обозначении индексом АА; только в этом случае обеспе-
чивается необходимая радиационная стойкость стали.
Учитывая более высокую стоимость стали повышенной чистоты
и ограниченные возможности производства первородной шихты, из
стали с индексом АА обычно изготавливают только части корпуса
(обечайки), подвергающиеся интенсивному облучению, а верхние и
нижние обечайки − из стали на обычной шихте, хотя и с ограни-
ченным содержанием Сu и Р, обозначаемой 15Х2НМФА.
322
Для этой стали зависимость
А
Ф
от содержания меди и фос-
фора выражают формулой
А
Ф
= 575(Р
+
0, Сu)
+
11. (25.21)
Помимо Сu и Р вредное вли-
яние оказывают и некоторые
другие примеси, например As,
Sb, Sn (рис. 25.48), однако ко-
личественных выражений вли-
яния других примесей пока не
получено.
Кроме металлургических
факторов, на охрупчивание
сталей для корпусов реакторов
оказывают влияния условия
облучения: температура среды
и интенсивность нейтронного
потока. Приблизительно до
температуры 250 °С темпера-
турная зависимость радиацион-
ного охрупчивания довольно
слабая. Начиная с этой темпе-
ратуры, как это видно на
рис. 25.49, наблюдается резкое
уменьшение охрупчивания с
повышением температуры об-
лучения, что связано с отжигом
радиационных дефектов, и при
температуре около 500 °С об-
лучение уже не вызывает за-
метных изменений в сталях.
Охрупчивание перлитных
сталей, используемых для кор-
пусов реакторов, возможно не
только под действием нейтрон-
ного облучения, но также, как
показано выше, и в результате
Рис. 25.48. Влияние суммы примесей
(Р + Sb + Sn ) на коэффициент охруп-
чивания А
Ф
стали типа 15Х3НМФА
с 0,1−0,2 % Сu (Т
обл
= 300÷350 °С)
(Ю.Ф. Баландин и др.)
Рис. 25.49. Зависимость коэффициента
радиационного охрупчивания стали
15Х2МФА от температуры облучения
323
наводороживания (рис. 25.50). Как отмечено в п. 25.5.5, этот про-
цесс может быть особенно заметным для корпусов без защитной
плакировки из коррозионно-стойкой стали (некоторые корпуса ре-
акторов ВВЭР-440).
Рис. 25.50. Влияние темпера-
туры облучения и содержа-
ния водорода на прочность
(
, , ) и пластичность (,
, ) стали 15Х2МФА:
, − без облучения;
, − Т
обл
= 100÷150 °С,
Ф
н
= 2,5 ⋅ 10
24
м
−2
;
, − Т
обл
= 300÷350 °С,
Ф
н
= 1,5 ⋅ 10
24
м
−2
(И.В. Горынин)
Рис. 23.51. Влияние температуры облучения (а) и флюенса нейтронов (б)
на количество поглощаемого сталью 15Х2МФАА водорода при различной
длительности наводороживания: а − Ф
н
= 8 ⋅ 10
24
м
−2
; б − Т
обл
= 100÷180 °С
Количество водорода, поглощаемого сталью, зависит от темпе-
ратуры облучения и возрастает с увеличением флюенса нейтронов
(рис. 25.51, см. также табл. 25.13).
Как было отмечено выше, точный механизм водородного
охрупчивания в условиях облучения пока не определен. Полагают,
324
что взаимодействие водорода с радиационными дефектами пони-
жает подвижность водорода, что приводит к повышению его кон-
центрации, что, в свою очередь, вызывает ослабление межатомных
связей и понижение энергии, необходимой для распространения
трещины.
До недавнего времени считали, что радиационное охрупчивание
сталей не зависит от интенсивности облучения. В настоящее время
вполне достоверно известно, что облучение малыми потоками ней-
тронов, например, вблизи стенки корпуса 10
14
−10
15
нейтр./(м
2
⋅ с),
вызывает существенно большее радиационное охрупчивание при
одинаковых флюенсах, чем облучение большими потоками, харак-
терными для исследовательских реакторов 10
17
−10
18
нейтр./(м
2
⋅ с).
На рис. 25.52 показаны кривые изменения температуры хрупко-
вязкого перехода образцов, облученных в различных потоках ней-
тронов, подтверждающие сказанное выше. Однако пока имеются
данные только для относительно небольших флюенсов (вследствие
длительности процесса накопления флюенса при малых потоках), и
дальнейший возможный ход кривых показан пунктиром. Вслед-
ствие этого пока следует ориентироваться на наихудшую кинетику,
иначе ошибка в
оценке безопасно-
сти корпуса может
стать весьма суще-
ственной и опас-
ной.
Рис. 25.52. Зависимость
изменения температуры
хрупко-вязкого перехо-
да стали 15Х2МФА
(0,028 % Р; 0,18 % Сu)
при Т
обл
= 270 °С от
плотности потока ней-
тронов
325
Рассмотренные выше результаты действия облучения показы-
вают, что в отсутствии длительного опыта работы атомных реакто-
ров мы можем с течением времени встречаться с явлениями, кото-
рые ранее не прогнозировали. К числу таких не прогнозированных
заранее явлений относятся описанные выше эффекты примесей и
интенсивности потока нейтронов.
Для того чтобы избежать катастрофических последствий таких
проявлений, во всех странах организовано наблюдение за состоя-
нием материала корпусов с помощью образцов − свидетелей, уста-
навливаемых вблизи корпуса и периодически извлекаемых в тече-
ние всего срока службы реактора.
Реализация такой программы позволяет вовремя принять меры
либо для остановки реактора и вывода его из эксплуатации, либо
для принятия мер к восстановлению свойств металла корпуса.
Исследования показали, что свойства облученных сталей корпу-
сов реакторов можно восстановить путем нагрева до некоторой
температуры, тем самым восстановить работоспособность корпу-
сов. Радиационное охрупчивание корпусов, таким образом, не яв-
ляется фатальным фактором. При этом температура отжига должна
быть выбрана оптимальной, чтобы в достаточной степени восста-
новить свойства, вместе с тем избежать так называемой отпускной
хрупкости, вызываемой зернограничной сегрегацией вредных при-
месей при нагреве сталей в области 500 °С.
Степень восстановления свойств ферритно-перлитных сталей
тем выше, чем больше разница между температурой облучения и
температурой отжига ∆Т = Т
отж
− Т
обл
.
На рис. 25.53 показана зависимость между ∆Т и степенью вос-
становления свойств стали 15Х2МФА при отжиге. Данные, изоб-
раженные на графике, получены при времени отжига около 100 ч.
Это время, по видимому, является оптимальным, так как позволяет
получить наибольшее для данной температуры восстановление;
дальнейшее увеличение времени отжига не дает дополнительного
эффекта.
Степень восстановления свойств ферритно-перлитных сталей
при отжиге так же, как и охрупчивание, зависит от содержания
вредных примесей; с увеличением содержания фосфора, например,
при прочих равных условиях степень восстановления уменьшается,
326
или, в другой терминологии, увеличивается остаточное охрупчива-
ние после отжига.
Рис. 25.53. Зависимости степени восстановления температуры хрупко-вязкого
перехода (Т
хр
) от разности температур отжига и облучения
Полагают, что повышение «стойкости» радиационных дефектов
обусловлено декорированием их атомами фосфора. Возможно, од-
нако, что в стали при облучении происходит стимулированное об-
лучением формирование очень мелких выделений, представляю-
щих собой железо-фосфорные соединения.
Тормозящее отжиг действие вредных примесей может быть
скомпенсировано повышением температуры. Сказанное иллюстри-
руется рис. 25.54, где показана зависимость остаточного охруп-
чивания от температуры отжига и содержания фосфора.
Таким образом, путем выбора оптимальной температуры и вре-
мени отжига корпуса можно практически полностью восстановить
его работоспособность.
327
Рис. 25.54. Зависимость остаточного охрупчивания корпусной стали
от содержания фосфора в металле при различных температурах отжига
25.6. Хромистые стали
Стали, легированные хромом, находят широкое применение в
технике, что связано в первую очередь с благоприятным влиянием
его на коррозионную стойкость при высокой температуре. В зави-
симости от содержания хрома и вида термообработки стали приоб-
ретают различную структуру.
25.6.1. Сплавы системы Fe
−
Cr
Решетка Сr (ОЦК) изоморфна решетке α-Fe, атомы Fe и Cr
имеют близкие размеры (r
Fe
≈ 0,126 нм, r
Cr
≈ 0,127 нм). Это способ-
ствует тому, что система Fe−Cr характеризуется наличием непре-
рывной растворимости на основе твердых растворов с ОЦК решет-
кой (рис. 25.55).
328
Рис. 25.55. Диаграмма состояния системы Fe−Сr (Н.П. Лякишев)
Хром снижает обе точки аллотропического (α γ)-превраще-
ния железа, но так как точка
4
c
A
снижается быстрее, чем
3
c
A
, то в
конце концов обе точки сливаются, область замыкается при кон-
центрации около 13 % Cr. В зависимости от содержания примесей
в сплавах (например, даже в технически чистых металлах содержа-
ние С и N может колебаться в пределах 0,0025÷0,001 % С и
0,005÷0,002 % N) положения границ между областями γ/(γ + α) и
α/(α + γ) могут смещаться в сторону больших концентраций хрома.
Высокочистые по примесям сплавы системы Fe−Cr, содержащие
329
менее 12−14 % хрома, претерпевают полные превращения α γ,
что дает возможность применять к этим сплавам термическую об-
работку. Такие стали в зависимости от концентрации легирующих
элементов относятся к классу перлитных или мартенситных. При
содержании Cr примерно до 10 % точка
3
c
A
снижается примерно до
850 °С, а при дальнейшем увеличении концентрации Cr быстро
поднимается до температуры 1000−1100 °С. В связи с этим закалка
указанных хромистых сталей должна проводиться с высоких тем-
ператур.
В узкой области составов (в пределах около 12−14 % Cr) нахо-
дится область, состоящая из двух фаз α и γ. При любом варианте
нагрева и охлаждения в этой области не представляется возмож-
ным осуществить полное превращение α
γ. Фазовое превраще-
ние имеет место только в той части объема, которая состоит из
γ-фазы. Такие стали относят к ферритно-мартенситному классу.
При содержании Cr более 13−15% во всем интервале температу-
ры, вплоть до температуры плавления, сохраняется α-фаза. Такие
сплавы относят к сталям ферритного класса. Отсутствие фазовых
превращений исключает возможность применения для этих спла-
вов термической обработки. При содержании около 50 % Cr (точ-
нее, 42−49 % Cr по данным разных исследователей) из α-твердого
раствора при температурах ниже 830 °С (820 °С − по другим дан-
ным) выделяется σ-фаза (неустойчивое химическое соединение
FeCr), которая около 440 °С (520 °С − по другим данным) эвтекто-
идно распадается на твердые растворы α (α
Fе
− твердый раствор Cr
в α-Fe) и α′′ (α
Cr
− твердый раствор Fe в Cr). Реакция α → σ проте-
кает очень медленно, и необходимы продолжительные выдержки
для ее завершения. Имеются данные, что в интервале концентраций
70−90 ат.% Cr твердый раствор α распадается по монотектоидной
реакции α
σ + α′′ около 595 °С. Температурный интервал суще-
ствования σ-фазы в системе Fe−Cr простирается примерно от 440
(520) до 830 (820) °С.
Фаза σ имеет сложную тетрагональную решетку типа β-U
(а
=
0,881 нм, с = 0,458 нм) с 30 атомами в элементарной ячейке,
выделяется преимущественно по границам зерен и имеет достаточ-
но широкую область гомогенности. Она создает значительные
330
напряжения, вызванные большими объемными изменениями. Это
обстоятельство, усиленное малой способностью к пластической
деформации соединения FeCr, является причиной исключительной
хрупкости сплавов, содержащих σ-фазу.
Твердая и хрупкая σ-фаза, впервые обнаруженная в системе
Fe−Cr, оказалась довольно распространенной; σ-фаза существует
более чем в 20 системах: Fe−V, Fe−Mo, Fe−W, Ni−V и др.
На рис. 25.56 приведены рассчитанные теоретически кривые
изменения свободной энергии в сплавах системы Fe−Cr в зависи-
мости от состава при 700 и 800 °С, из которых следует, что сила
межатомной связи в α-твердых растворах возрастает при увеличе-
нии концентрации Cr, т.е., казалось бы, жаропрочность сплавов
должна возрастать. В то же время известно, что жаропрочность
α-твердого раствора с увеличением концентрации Cr существенно
снижается. По-видимому, это связано с тенденцией к расслоению
твердых железо-хромистых растворов, обнаруженной при повы-
шенной температуре с помощью ядерного гамма-резонанса.
Кривая свободной энергии σ-фазы при 700 °С на участке атом-
ных концентраций 43−46 % Cr ниже кривой свободной энергии
α-фазы для той же температуры (см. рис. 25.56). В области соста-
вов 25−43 % (имеется в виду атомное содержание Cr) и 45−65 % Cr
между точками а−b и с−d система не может существовать в виде
однородного раствора, так как происходит распад с выделением
σ-фазы переменного состава (43−46 % Cr). При 800 °С кривая сво-
бодной энергии α-фазы огибает кривую свободной энергии σ-фазы
с точкой касания при 44 % Cr, т.е. при температуре выше 800 °С
твердые растворы
существуют только
в α-состоянии.
Рис. 25.56. Изменение
свободной энергии в
сплавах системы Fe−Сr в
зависимости от состава:
1 − α-фаза при 700 °С;
2 − α-фаза при 800 °С;
3 − σ-фаза при 700 °С;
4 − σ-фаза при 800 °С
Соседние файлы в папке Курсовой проект 5 кафедра (спецы 4 курс)