автореферат диссертации по энергетике, 05.14.03, диссертация на тему:Научно-технические основы комплексной технологии производства и термической обработки сталей и сплавов для элементов конструкций ядерных энергетических установок

На правах рукописи Для служебного пользования Экз№ Щу

КОРОСТЕЛЕВ АЛЕКСЕЙ БОРИСОВИЧ

Р АУЧНО-ТЕХНИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ КОМПЛЕКСНОЙ ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ ДЛЯ ЭЛЕМЕНТОВ КОНСТРУКЦИЙ ЯДЕРНЫХ ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ

УСТАНОВОК

05.14.03 - Ядерные энергетические установки

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Москва-2000

Работа выполнена в Государственном унитарном предприятии "Научш исследовательский и конструкторский институт энерготехники" (НИКИЭТ).

Официальные оппоненты: доктор технических наук В.П. Сметанников; доктор технических наук, профессор П. А. Платонов; доктор физико-математических наук В.М. Чернов.

Ведущая организация: Государственное унитарное предприятие -Научн< исследовательский институт Научно-производственное объединение «Лу1 (НИИ НПО «Луч»),

специализированного диссертационного совета ССД 124.10.01 Государственном унитарном предприятии "Научно-исследовательский конструкторский институт энерготехники" по адресу: 107140, Москва, у Малая Красносельская, д.2/8.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке института.

Защита состоится

заседали

Автореферат разослан «£_» МоРп Я-2000 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета ССД 124.10.01

Джалавян А.В.

Актуальность темы. Свойства сталей аустенитного класса и никелевых сплавов, широко используемых в качестве конструкционных материалов ядерных энергетических установок различного назначения (энергетических, технологических, энергодвигательных установок и др.), работающих в условиях совместного воздействия силовых нагрузок, нейтронного облучения и газовых сред в широком интервале температур, во многом определяются их металлургическим качеством. Однако влияние характеристик, определяющих металлургическое качество (содержания примесных элементов и неметаллических включений, неоднородности химического состава и структуры и др.) на свойства сталей и сплавов, определение величин этих характеристик, являющихся оптимальными для достижения требуемых высоких эксплуатационных свойств материалов без значительных экономических и технологических затрат не нашло системного отражения в работах отечественных и зарубежных металловедов и технологов.

В атомной технике широкое распространение получили коррозионно-стойкие стали аустенитного класса типа 08Х18Н10Т. Разработка новых ядерных энергетических установок требует как создания новых материалов с более высокими физико-механическими характеристиками, так и эффективного использования традиционных марок сталей и сплавов с учетом возможности повышения их качества, расширения сортамента металлопродукции и экономии металла.

Задача изучения влияния неметаллических включений на свойства сталей аустенитного класса, определения безопасного, с точки зрения влияния на свойства, уровня их размеров и объемного содержания, предопределяет необходимость в уточнении классификации неметаллических включений. В различных зарубежных и отечественных стандартах одни и те же неметаллические включения (имеющие одинаковый химический состав и морфологию) классифицируются различно, а в литературе, посвященной свойстпям нймртягтгшческих включений, часто используют их минералоги-

ческие названия. Например, силикаты пластичные по ГОСТ 1778-70 относят к оксидам строчечным по SEP 1579-71 или к силикатам по ASTM Е-45-63, а по минералогической классификации относят к фаялитам. Кроме того, данные о сравнении и классификации международных норм и отечественных стандартов загрязненности стали неметаллическими включениями в отечественных литературных источниках отсутствуют, имеются лишь отдельные частичные таблицы сравнения зарубежных норм в зарубежной литературе. Поэтому потребовалась разработка оригинальных переводных таблиц, позволяющих классифицировать неметаллические включения по отечественным стандартам с возможностью определения их геометрических размеров и минералогических признаков.

Анализ отечественного и зарубежного опыта позволяет утверждать, что решая задачу повышения металлургического качества сталей и сплавов с использованием уточненных критериев оценки, возможно получение необходимых свойств для уникальных изделий атомной техники без использования неатгестованных для конструктивных элементов ядерных установок новых сплавов.

Диссертационная работа выполнялась в соответствии с планами научно-исследовательских и опытно-конструкторских работ НИКИЭТ по разработке космических ядерных энергодвигательных установок (КЯЭДУ) и созданию экспериментального термоядерного реактора ИТЭР в 1986-1999 гг., которые являлись составной частью работ по целевой межведомственной программе "Создание новых технологий двойного применения по космическим ядерным энергетическим и энергодвигательных установкам в интересах развития космических средств оборонного, научного и социально-экономического назначения" и международного проеета ИТЭР.

Научная новизна:

• Предложены уточненные критерии качества и сформулированы технические требования к конструкционным сталям и сплавам для ядерных энер-

гетических установок.

• Выявлено и количественно охарактеризовано влияние переплавных процессов и термической обработки на металлургическое качество и структуру сплава ХН56МБЮД и стали 316Ь (ОЗХ17Н12МЗ), полученных по различным технологиям.

• Установлены закономерности влияния термической обработки на содержание неметаллических включений в твердых растворах сталей и сплавов с ГЦК решеткой.

• Впервые дилатометрическим и калориметрическим методами определены температурные интервалы растворения и выделения упрочняющей у'-фазы для сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям.

• Установлена зависимость изменения механических характеристик и параметров выделения упрочняющей у'-фазы для сплава ХН56МБЮД в процессе длительных выдержек при температурах 500-750 °С.

• Показано влияние размера заготовок из стали 316Ц полученных методом порошковой металлургии, на содержание неметаллических включений, химическую изотропность и пористость.

Прастическая ценность работы:

• Предложена оптимальная технология получения крупногабаритных трубных заготовок из сплава ХН56МБЮД для корпуса КЯЭДУ.

• Разработана технология термической обработки сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям, внедренная на заводе "Электросталь" при производстве прутков из сплава ХН56МБЮД для авиастроения.

• Показано что сплав ХН56МБЮД в литом состоянии, термообработанный по оптимальному режиму, не уступает по механическим свойствам горя-чедеформированному и превосходит серийные литые дисперсионно-упрочненные никелевые сплавы по характеристикам прочности в 1,5-2 раза, а по пластичности в 2-5 раз.

• По выбранным критериям качества получена партия труб из стали типа 316L, обладающая требуемым низким содержанием неметаллических включений и высокой чистотой поверхности. На установках по производству сверхчистых газов, изготовленных из опытной партии труб, соответствующих выработанным критериям и нормам качества, за пять лет эксплуатации выработано 22000 м1 сырья на сумму около 7 млн. долл.

• Установлено, что расчетными методами, исходя из структуры и химического состава сталей, можно достоверно оценить склонность сталей ау-стенитного класса к МКК и влияние добавок карбидообразующих элементов на металлургическое качество, исключая ряд трудоемких экспериментов.

• Предложена оптимальная технология получения полуфабрикатов для первой стенки реактора ИТЭР из стали 316L и показано влияние технологии изготовления первой стенки на структуру и содержание неметаллических включений.

• Разработаны переводные таблицы норм зарубежных и отечественных стандартов по контролю стали на содержание неметаллических включений, позволяющие эффективно оценивать металлургическое качество стали типа 316L российского и зарубежного производства.

Апробация работы. Основные положения диссертационной работы докладывались и обсуждались на российских и международных конференциях и симпозиумах: «Инженерные и экономические аспекты ядерной энергетики», Москва, 1990 г.; «Ядерная энергетика в космосе», Обнинск, 1990 г.; «Проблемы материаловедения при изготовлении и эксплуатации АЭС», С.-Петербург, 1992 г.; «Ядерные ракетные двигатели», Семипалатинск, 1992 г.; конференции по криогенным материалам ICCM, Киев, 1992 г.; З'м симпозиуме по полупроводниковой технике и технологиям SET, Варшава, 1992 г.; Собрание металловедов России, Пенза, 1993 и 1994 гг.; «Радиационное воздействие на материалы ТЯР», С.-Петербург, 1994 г.; кон-

ференциях по материалам для термоядерных реакторов ICFRM, Сендай, 1997 г., Обнинск, 1995 г., Колорадо Спрингс, 1999 г.; «Инженерные проблемы термоядерных реакторов», С.-Петербург, 1997 г.; «Ядерная энергетика в космосе», Подольск, 1999 г.; «Развитие атомной энергетики и возможности продления сроков службы АЭС», С.-Петербург, 1999 г.

Результаты работ по выбору технологии изготовления крупногабаритных элементов конструкции из сплава ХН56МБЮД вошли в технические проекты КЯЭДУ, а оптимальная технология получения полуфабрикатов для первой стенки реактора ИТЭР из стали 316L отражена в итоговом отчете по материалам экспериментального термоядерного реактора ИТЭР (G A1 DDD 1 97-12-08 W 0.2 ITER Materials Assessment Report ITER Garhing Joint Work Site).

Структура работы и объем диссертации. Диссертация содержит 283 страницы включая 105 рисунков, 58 таблиц и состоит из введения, 3 глав, выводов, списка литературы, включающего 137 источников.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ 1. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

Исследования по влиянию переплавных процессов и термической обработки на металлургическое качество и структуру сплава ХН56МБЮД, имеющего следующий состав: 12...16 % Fe, 14,5...18,5 % Сг, 4,5...6 % Мо, 3,5...4,5 % Nb, 1,2...1,7 % Al, 1.2...1.7 % Ti, 0,3...0,6 % V, 0,1...0,7 % Си остальное Ni, проведены на крупногабаритной трубной заготовке диаметром 320 мм, высотой 1600 мм, с толщиной стенки 60 мм, полученной методом электрошлакового литья, и заготовке диаметром 120 мм, высотой 1200 мм, с толщиной стенки 25 мм, полученной центробежным литьем. В качестве расходуемых электродов при элеюгрошлаковом переплаве использовали горячекатаные прутки 055 мм открытой выплавки с последующим вакуум -нодуговым переплавом (ХН56МБЮД ВДП). Прутки из этих плавок сварива-

лись попарно н в дальнейшем использовались как электроды ЭШП. Сплав для центробежно-литой заготовки (ХН56МБЮД ЦГГ) выплавлялся в электрической индукционной печи методом сплавления чистых шихтовых материалов, после чего производилась заливка при температуре металла 1490-1510 °С и скорости вращения изложницы центробежной машины 1100 об/мин.

Для проведения анализа металлургического качества сталей аустенит-ного класса и выработки критериев качества изделий для систем транспортировки сверхчистых сред исследовались трубы из сталей 316L, 026X16Н15МЗБ, 12Х18Н10Т, 08Х18Н10Т и 03Х18Н1, изготовленных для использования в атомной технике по технологии двойного переплава с последующей горячей деформацией.

Оценка качества стали 316LN, полученной по различным технологиям для первой стенки реактора ИТЭР, проводилась на темплетах заготовок, переданных российской стороне зарубежными изготовителями для металловедческих и других исследований. Исследования проводились на горячеде-формированных пластинах двойного переплава из стали 316LN-IG (reference heat), изготовленной фирмой Creusot-Loir Industrie (Франция), пластинах и прутках из стали 03X17H12M3 (россййский аналог стали 316LN-IG), крестообразной заготовке из 3-х сваренных пластин толщиной 30 мм и дискообразной заготовке из двух пластин толщиной 100 мм и 0 214 мм, соединенных диффузионной сваркой (solid ШР) фирмой SEREM (Франция), а также заготовках цилиндрической формы 053 и 110 мм, полученных горячим изостатическим прессованием (ШР) порошка (powder ШР) фирмой "Studsvik Powdermet Sweden АВ" (Швеция). Спеченные заготовки 053 и 110 мм из стали 316LN-IG powder ШР находились в капсулах из стали 304 с толщинами стенок 2 и 3 мм, соответственно.

Анализ сталей и сплавов на содержание легирующих и примесных элементов проводили из растворов на плазменном атомно-эмиссионном

спектрометре "Atomscan-25" фирмы Thermo Jarrel Ash Corp. (США) с применением высокочастотного индуктивно-связанного плазменного разряда в аргоне. Измерения проводились прямым методом без предварительного отделения основы. Погрешность количественного определения при химико-спекгральном методе не превышала 3 % (отн.). Анализ содержания азота и кислорода проводился на установке ТС-136 фирмы LECO по стандартной методике.

Металлографический анализ выполняли на сканирующем электронном микроскопе CamScan 4-DV100 с использованием энергодисперсионного спектрометра AN 10000 и волнового спектрометра WDX-3PC. Количественный анализ содержания химических элементов в неметаллических включениях проводили на волновом спектрометре WDX-3PC, оснащенным кристаллом LSM-080, позволяющем анализировать легкие элементы, начиная с бора, при ускоряющем напряжении 15 кВ и токе 30 мА. Количественные результаты структурного анализа были получены с помощью анализатора изображений IBAS-2000 с использованием светового микроскопа AX10PLAN.

Для изучения кинетики фазовых превращений использовали дилатометрический метод. Дилатометрические исследования проведены на дилатометре L 75/30 фирмы "Linseis" при скоростях нагрева и охлаждения 2...10±0,5 °С/мин. в интервале температур 20-1000 °С. В работе использовался метод дилатометрии по производной.

Калориметрические исследования проводили на дифференциальном сканирующем калориметре "Setaram" НТО-1500 методом дифференциально-термического анализа (ДТА). Нагрев и охлаждение осуществляли в интервале температур 20...1300 °С со скоростью 5 и 10 °С/мин в атмосфере аргона высокой чистоты. В качестве эталона использовался никель марки Н4.

Температурные интервалы растворения и выделения у'-фазы определяли как дилатометрическим, так и калориметрическим методами. Послед-

ний позволил установить температуры.плавления сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям.

Испытания для определения кратковременных механических свойств проведены по ГОСТ 7855 на разрывной машине типа 1213У-10 со скоростью движения активных захватов 1 мм/мин с использованием десятикратных образцов (ГОСТ 1497). Определение твердости проведены методом Виккер-са по ГОСТ 2999 на металлографических образцах. Ударная вязкость определялась в результате испытания на изгиб на маятниковом копре по ГОСТ 9454.

Обработка экспериментальных данных проводилась с использованием методов математической статистики на персональном компьютере типа ШМ РС/АТ. Построение экспериментальных кривых осуществлялось с учетом погрешности измерений. Величина выборки соответствовала удвоенному стандартному отклонению, а значение доверительной вероятности составляло 95 %.

2.РАЗРАБОТКА И ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ЗАГОТОВОК ИЗ СПЛАВА ХН56МБЮД ДЛЯ ЯДЕРНЫХ ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ УСТАНОВОК

Металл трубных заготовок из сплава ХН56МБЮД полученных методом ЭШП и центробежного литья (ЦЛ) - плотный, без видимых дефектов. В макроструктуре металла ЭШП н ЦЛ экзогенных неметаллических включений не обнаружено. После ЭШП в сплаве ХН56МБЮД обнаружено снижение содержания серы и повышение содержания кремния. Концентрация фосфора в сплаве ХН56МБЮД после ЭШП осталась на прежнем уровне. Содержание газов (азота, кислорода и водорода) в жаропрочных никелевых сплавах во многом определяет их жаропрочность. После ЭШП в сплаве ХН56МБЮД наблюдалось снижение содержания водорода и, особенно,

кислорода. Влияние азота на свойства никелевых сплавов двоякое, с одной стороны азот является легирующим элементом, повышающим прочность твердого раствора, а с другой стороны, азот вызывает образование карбо-нитридов, крупные частицы которых приводят к снижению механических свойств сплавов. Поэтому, необходимо добиваться присутствия азота только в твердом растворе и в мелких карбонитридах.

При электронномикроскопическом исследовании сплава ХН56МБЮД ВДП наблюдали однородный твердый раствор с крупными частицами кар-бонитридов (0,2-5 мкм), в состав которых входят "Л и №. Период решетки карбонитридов составил 0,42-0,44 нм. На электронограммах обнаружено присутствие мелкодисперсных частиц у'-фазы размером 3-6 нм с их концентрацией (5-7) *1022 м'3и объемной долей <0,01 %. Фазовым микроанализом в структуре сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям, обнаружены цепочки светлой эвтектики (для литых трубных заготовок ЭШП и ЦЛ) по межосным участкам, обогащенные ниобием, молибденом и кремнием, а также крупные включения карбонитридов, обогащенные ниобием, титаном и ванадием. На внешней поверхности трубной заготовки ЦЛ, контактирующей с изложницей, в слое толщиной до 1 мм обнаружены силикатные включения.

Сплав ХН56МБЮД загрязнен силикатами, в междендритных пространствах литых трубных заготовок и вдоль направления проката деформированного металла обнаружены строчечные сульфиды титана, которые в никелевых сплавах, легированных титаном присутствуют в виде тонкодисперсного эвтектоида у-КПБ. В горячедеформированной заготовке из сплава ХН56МБЮД ЭШП с последующей горячей деформацией (ГД) наблюдали строчечные выделения оксиалюминатов вдоль направления проката. В карбонитридах выявлены мелкие карбосульфиды (сЦ< 2 мкм). Содержание и размеры обнаруженных неметаллических включений представлены в табл.1. Средний диаметр зерна твердого раствора в сплаве ХН56МБЮД ЦЛ соста-

вил 910 мкм, в сплаве ХН56МБЮД ВДП- 41 мкм, в сплаве ХН56МБЮД ЭШП- 301 мкм.

Таблица 1

Влияние способа переплава на содержание карбонитридов, эв-

тектики и неметаллических включений в сплаве ХН56МБЮД

Структурные состав- Способ производства

ляющие и включения ВДП ЭШП ЭШП+ГД цл

Эвтектика

Объемное содерж., % 0 13 1,82 29,1

Карбонитриды (нитриды точечные) Объемное содерж., % 0,696 0,458 0,375 0,303

Средний диаметр, мкм 1,89 1,6 2,75 0,72

Силикаты

Объемное содерж., % 0,003 0,0064 0,0016 0,0009

Диаметр включ., мкм 2,7-3,8 1,9-2,7 0,9-1,3 0,9-1,3

Оксиды А120з

Объемное содерж., % - - 0,001 -

Длина включ., мкм 4-6

Сульфиды ТО Объемное содерж., % 0,0006 0,0002 0,0006

Длина включ., мкм 4-6 4-6 4-6

Карбосульфиды Объемное содерж., % 0,005 — 0,004 0,002 0,002

Диамелгр включ., мкм <2 <2 <2 <2

Общее содержание

неметаллических

включений, % 0,0086 0,0104 0,0046 0,0035

Выявлено, что электрошлаковый переплав сплава ХН56МБЮД ВДП приводит к незначительному увеличению общего содержания неметаллических включений за счет двукратного повышения содержания силикатов, но при одновременном снижении объемного содержания сульфидов (как строчечных, так и карбосульфидов). Размеры силикатов в металле после ЭШП намного меньше чем до переплава, их средний диаметр не превысил 3 мкм, что позволяет говорить об их благоприятной морфологии, так как возникновение микротрещин в металле наблюдается от глобулярных частиц разме-

ром более 3 мкм, либо от строчечных длиной более 5 мкм. Последующий нагрев и горячая деформация металла ЭШП приводят к снижению в 2 раза содержания всех видов неметаллических включений за счет их измельчения при деформации и последующего растворения во время выдержки при температуре горячей деформации. В сплаве ХН56МБЮД содержание неметаллических включений мало и находится на уровне 0,005-0,01 %, в то время как в особо высококачественных сталях аустенитного класса содержание неметаллических включений в 3-4 раза выше. Наиболее заметное влияние на металлургическое качество и свойства сплава ХН56МБЮД оказывают кар-бонитриды и эвтектика.

Применение ЭШП и последующей горячей деформации способствует уменьшению объемного содержания карбонитридов в сплаве ХН56МБЮД. Металл сплава ХН56МБЮД ЦЛ незначительно загрязнен неметаллическими включениями, но содержание эвтектики в количестве 29,1% представляет значительные трудности для гомогенизации и последующего использования металла ЦД трубной заготовки. Более равномерное распределение азота в металле и уменьшение сульфидной фазы вызывает снижение объемного содержания карбонитридов и уменьшение их размера по сравнению с металлом ВДП.

Экспериментальная дилатограмма сплава ХН56МБЮД в закаленном состоянии при нагреве изображена на рис.1. Для сплава ХН56МБЮД в интервале температур ТрТз, величина производной удлинения по температуре (dl/dt) ниже базового значения и рост удлинения образца замедлен. Следовательно, при температурах ТгТз' происходит ближнее упорядочение атомов Ni, Ti, AI и Nb и образование интерметаллидной у'-фазы.

В интервале температур Тз'-Т5 наблюдается увеличение относительного удлинения по отношению к базовому значению, что свидетельствует о разупорядочении сплавов - растворении у'-фазы. Характерным для процесса растворения у'-фазы является увеличение по мере роста температуры интен-

интенсивносги фазового превращения. Пологую ветвь кривой dVdt в интервале температур Tj'-T4 можно объяснить слабым увеличением растворимости ниобия, титана и алюминия в твердом растворе при нагревании. Кроме того, в этой области температур происходит и коагуляция у'-фазы. В интервале температур Т4-Т5. растворение у'-фазы завершается. Температуру Т5 можно принять в качестве температуры полного растворения у'-фазы в сплаве.

Рис. I. Дилатограмма сплава ХН56МБЮД в закаленном состоянии при нагреве.

При охлаждении в интервале температур ТрТз наблюдается упорядочение у -твердого раствора и образование у'-фазы.

Переплавные процессы незначительно влияют на температуру фазовых превращений при нагревании или охлаждении сплава ХН56МБЮД. Гораздо более заметное влияние на температуры фазовых превращений оказывает состояние, в котором находится металл (литое или после горячей деформации). Из табл.2 видно, что как выделение, так и последующее раство-

рение у'-фазы при нагревании сплава ХН56МБЮД ЭШП, по сравнению со сплавом ХН56МБЮД ЭШП+ГД, происходит в значительно более узком температурном интервале и с меньшей интенсивностью. Причиной сужения температурного интервала растворения и выделения упрочняющей у'-фазы может служить не только литое состояние металла, но и изменение химического состава сплава ХН56МБЮД в результате ЭШП и ЦЛ. Температура упорядочения сплава после ЭШП находится несколько выше, а температура полного растворения у'-фазы ниже на 40-50 °С соответствующих температур сплава, полученного ВДП. Такое отличие фазовых превращений в литом сплаве связано с дендритной ликвацией, в первую очередь, по у'-образующим элементам (ниобию, алюминию и титану).

Таблица 2

Температуры фазовых превращений в сплаве ХН56МБЮД

Технология Температура превращения, °С

при нагревании при охлаждении

Т, т2 Т,' т< Т3 т. т2 Т3

ВДП 639 672 735 903 931 834 809 520

ЭШП 698 749 783 830 886 742 675 520

ЭШП+ГД 658 694 756 884 925 829 778 520

ЦЛ 640 700 755 820 895 820 750 520

Обнаружено, что нагрев металла литых трубных заготовок из сплава ХН56МБЮД ЭШП и ЦЛ соответственно до 1167 и 1210 °С приводит к оплавлению эвтектики.

В процессе выдержки при температурах от 980 °С до 1180 °С происходит монотонное увеличение среднего диаметра зерна у-твердого раствора от 300 мкм до 800 мкм в сплаве ЭШП, от 910 до 2200 мкм в сплаве ЦЛ и до 94 мкм в сплаве ЭШП+ГД. С увеличением температуры рост среднего диа-

метра зерна более значителен. Особенно интенсивный рост среднего диаметра зерна происходит во время выдержки при температурах ИЗО °С и 1180 °С. В процессе же выдержки при температурах 980 - 1080 "С склонность зерна к росту в сплаве ХН56МБЮД ЭШП, ЦЛ и ЭШП+ГД невелика. В горячедеформированном металле ЭШП+ГД из-за нерастворенной полностью при 980 и 1030 °С и текстурированной вдоль направления проката эвтектики существенного увеличения среднего диаметра зерна при этих температурах не происходит. Выдержка при температурах 1080-1180 "С приводит к растворению эвтектики и росту зерна в металле ЭШП+ГД. Время выдержки под закалку оказывает незначительное влияние на рост зерна литого металла. Основное увеличение среднего диаметра зерна твердого раствора в структуре металла ЭШП и ЦЛ происходит после получасовой выдержки, а для сплава ХН56МБЮД ЭШП+ГД с увеличением времени выдержки при температурах 1080-1180 °С от 1 до 2х часов. Необходимо отметить, что размер зерна оказывает слабое влияние на характер разрушения литых сплавов ХН56МБЮД ЭШП и ЦЛ, т.к. разрушение в этих сплавах носит интеркри-стаплитный характер. В то же время размер зерна существенно влияет на характер разрушения сплава ХН56МБЮД ЭШП+ГД.

В связи с тем, что стадия зарождения вязкого излома обусловлена наличием частиц размером более 3-5 мкм, а неравномерное распределение частиц уменьшает энергоемкость вязкого излома, то низкая пластичность сплава ХН56МБЮД может быть связана с достаточно крупными (>3-10 мкм) нерастворившимися ликвационными неоднородностями, строчечными неметаллическими включениями и цепочками крупных карбонитридов.

Повышение температуры от 980 до 1180 "С приводит к практически полному растворению эвтектики в сплаве ХН56МБЮД, полученном ЭШП, и значительному растворению (остаточное содержание около 5 % объемн.) в центробежнолитом сплаве. В деформированном сплаве эвтектика обнару-

жена только в исходном металле и после закалки от температуры 980 °С. В отличие от среднего диаметра зерна, время выдержки при температурах 9801180 "С оказывает значительное влияние на содержание эвтектики. В микроструктуре излома образцов из сплава ЭШП обнаружены разрушенные частицы эвтектики, возле которых, по видимому, происходило зарождение микротрещин. Поэтому необходимо как можно более полное растворение эвтектики. Кроме того, это растворение необходимо и в связи с наличием в эвтектике связанного в интерметаплиды у'-образующего элемента №>. В силу того, что в центробежнолитом сплаве ХН56МБЮД не удается полностью растворить эвтектику, пластичность центробежнолитого сплава оказывается значительно ниже, чем у сплава, полученного ЭШП. Зарождение трещин у границы эвтектики с матрицей подтверждается электроннофрактографиче-скими исследованиями образцов центробежнолитого металла, где на всех образцах обнаружены эвтектические составляющие на фасетках квазискола.

С другой стороны, при разрушении металла электрошлакового переплава в литом и деформированном состояниях на фасетках квазискола обнаруживаются карбонитриды. В литом сплаве ХН56МБЮД ЭШП значительное выделение и образование цепочек крупных карбонитридов наблюдается только при температуре 1180 °С, при температуре ИЗО °С растворяются мелкие карбонитриды, а при температурах 1030 и 1080 °С происходит коагуляция карбонитридов с увеличением доли крупных (5-7 мкм) частиц за счет растворения средних (3-5 мкм) без изменения объемного содержания карбонитридов. Сплав ХН56МБЮД в горячедеформированном состоянии обладает значительной способностью к растворению мелких карбонитридов, причем с увеличением температуры эта способность увеличивается. Повышение температуры закалки способствует растворению карбонитридов в центробежнолитом сплаве ХН56МБЮД в связи с малым содержанием азота в металле и повышением как растворимости, так и скорости диффузии азота.

Нагрев до 980-1180 °С приводит к увеличению по сравнению с исходным состоянием объемного содержания сульфидной фазы в металле, полученном ЭШП и ЭШШ-ГД, минимальное содержание которой соответствует температуре 1130 °С для литого металла и 1030 °С для деформированного. В центробежнолитом сплаве ХН56МБЮД содержание сульфидной фазы незначительно, а оксиды строчечные отсутствуют как в исходном металле, так и после закалки с температур 980-1180 °С. Объемное содержание силикатов при увеличении температуры закалки у сплава, полученного по различным технологиям не изменяется.

Наибольшей гомогенностью структуры, низким содержанием неметаллических включений и карбонитридов обладает: сплав ХН56МБЮД ЭШП и ЦД после закалки при температуре 1130 °С и сплав ХН56МБЮД ЭШП+ГД после закалки при температуре 1030 °С.

Для выбора режима старения изучали кинетику старения сплава ХН56МБЮД. Анализ кинетических кривых старения сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям, с привлечением результатов элек-тронномикроскопических исследований позволил обнаружить следующие закономерности фазообразования. __

• Одноступенчатое старение при 730 °С способствует более заметному упрочняющему эффекту в сплаве ХН56МБЮД, полученному по различным технологиям. Технология получения и температура закалки оказывают слабое влияние на кинетику выделения упрочняющей у'-фазы при температурах 600-850 °С.

• Двухступенчатое старение по схеме высокотемпературное - низкотемпературное старение по сравнению со старением при постоянной температуре способствует более полному выделению упрочняющей у'-фазы и, следовательно, более значительному упрочнению сплава ХН56МБЮД. При этом влияние технологии и температуры закалки на кинетику двухступенчатого старения незначительно.

• Проведенные исследования кинетики выделения упрочняющей у'-фазы в сплаве ХН56МБЮД, полученным по различным технологиям (ЭШП, ЭШП+ГД, ЦЛ), позволяют рекомендовать в качестве оптимального режим старения для сплава ХН56МБЮД (730 °С-15 ч + 650 °С-10 ч).

Во время длительной эксплуатации сплава ХН56МБЮД при температурах 500 °С в течении 17000 ч и 700 °С в течении 30 ч возможен процесс достаривания. С целью изучения влияния длительной выдержки на структуру дисперсионноупрочненного сплава проводились электронномикроскопи-ческие исследования сплава ХН56МБЮД ВДП, результаты которого приведены в табл.3.

Таблица 3

Влияние выдержки при температурах 500 °С, 700 °С и 750 °С на параметры выделения частиц у'-фазы в сплаве ХН56МБЮД ВДП

Температура и Параметры выделения частиц у'-фазы

длительность вы- Средний Концентра- Объемная Наличие

держки диаметр ция частиц, доля, % других фаз

частиц, нм м-3

Исходное состояние* 20 9*1021 3,8 -

500 °С (2000 ч) 21 9,5*1021 4,0 -

500 °С (17000 ч) 22 10,1*1021 4,2 М6С

700 °С (8 ч) 20 9*1021 3,8 -

700 °С (24 ч) 21 8*1021 3,9 -

700 °С (100 ч) 27 4*1021 4,1 м6с

750 °С (24 ч) 26,5 6*1021 5,8 -

750 °С (100 ч) 39 3,4*1021 10,4 м6с

*- образцы в исходном состоянии термообработанны по режиму:

980 °С (1 ч) + 730 °С (15 ч) + 650 °С (10 ч).

Выдержка сплава ХН56МБЮД ВДП при температуре 500 °С приводит к довыделению и укрупнению упрочняющей у'-фазы, но образование объем-ноцентрированной у"- фазы типа Ni3Ti не обнаружено. Такое изменение структуры приводит к незначительному упрочнению сплава при заметном снижении пластичности (табл.4). После выдержки в течение 17000 ч при температуре 500 °С, а также и после 100 часового старения при температуре 700 и 750 °С по границам зерен наблюдается незначительное количество выделений с решеткой типа М6С (а=1,08 нм). Анализ параметров частиц у'-фазы во время выдержки при температурах 700 и 750 °С в течение 8, 24 и 100 часов показал, что увеличение температуры и длительности старения приводит к увеличению среднего диаметра и объемной доли частиц у'-фазы и уменьшению количества частиц у'-фазы. Выявлено, что частицы у'-фазы обладают высокой фазовой стабильностью и их трансформации в гексагональный вариант ri-фазы (DO24) при температурах 700 и 750 °С не наблюдается (табл.3). При двухступенчатом старении различие в режимах закалки и старения сплава ХН56МБЮД ВДП оказывает слабое влияние на достарива-ние сплава при температурах 500-700 °С.

Таблица 4

Изменение кратковременных механических свойств сплава ХН56МБЮД

ВДП при 20 °С после выдержки при 500 °С в течение 17000 ч

Дст„ Асо.2 Д5 Д у

Средняя абсолютная величина +35 МПа +61 МПа -7,3 % -7,3 %

Средняя относительная величина +3,8 % +8% -17 % -22 %

Для выбора режима термической обработки и степени горячей деформации сплава ХН56МБЮД после ЭШП и ЭШП+ГД определяли кратковременные механические свойства и ударную вязкость при 20 °С на продольных и поперечных образцах.

Установлено, что:

•характер разрушения металла ЭШП+ГД вязкий, имеются участки межкри-сталлитного и интеркристаллитного излома;

•даже при незначительном увеличении степени деформации наблюдается последовательное повышение механических свойств металла; •при степенях деформации 25 и 50 % в металле ЭШП+ГД и выдержке при температуре 980 °С в течении часа первичная рекристаллизация остается незавершенной, а зеренная структура несформированной. Отмечено, что при степенях деформации 75 и 80 % наблюдается текстурированная структура металла со значительной анизотропией механических свойств. Необходимо отметить, что прокатка со степенями деформации 75 и 80 % осуществлялась за два выноса из нагревательной печи;

•наиболее благоприятным комплексом механических свойств, низкой анизотропией, благоприятной зеренной структурой твердого раствора обладает металл ЭШП со степенью деформации 67 %;

•оптимальное сочетание характеристик прочности и пластичности, высокую ударную вязкость имеет сплав ХН56МБЮД ЭШП+ГД после закалки от 1030 °С с последующим стандартным старением; •сопоставление гарантированных норм механических свойств сплава ХН56МБЮД ВДП и фактических экспериментальных механических свойств образцов из сплава ХН56МБЮД ЭШП+ГД позволяют заключить, что кратковременные механические свойства при 20 °С металла ЭШП+ГД после термической обработки по оптимальному режиму (ст,= 1180 МПа, а0.2=740 МПа, 55=31 %, \р=44 %, КСУ=1,4 МДж/м2) не уступают свойствам горячекатанных прутков из сплава ХН56МБЮД ВДП; •характер разрушения металла ЭШП - вязкий по междендритным участкам и частицам эвтектики;

•наиболее высокими механическими свойствами обладает сплав ХН56МБЮД ЭШП после закалки от 1130 °С и последующего старения

(ав=1008 МПа, ао,2=600 МПа, 53=29 %, \у=32 %, КСУ=1,1 МДж/м2), что незначительно ниже свойств горячедеформированного металла ВДП (только по характеристикам прочности);

•наилучшие механические свойства у металла ЦП достигаются после закалки от 1130 °С с последующим старением.

В настоящее время в промышленности используют литые дисперси-онноупрочненные никелевые сплавы ВЖЛ-14 и ХН70ВМЮТЛ, близкие к сплаву ХН56МБЮД по содержанию легирующих элементов. Механические свойства различных никелевых сплавов при 20 °С по справочным данным* представлены в табл.5.

Таблица 5

Механические свойства никелевых сплавов при 20 °С

Сплав (То,2» МПа св, МПа б5, %

ХН56МБЮД ЭШП+ГД 740±2,3 1180±16 31±0,8 44±2,0 /

ХН56МБЮД ВДП 650±2,0 1050±16 25±1,0 30±1,0

ХН56МБЮД ЭШП 600±1,8 1010±14 29±0,7 30±1,0

ХН56МБЮД ЦЛ 850±2,6 1020±14 12,5±0,3 12±0,6

ВЖЛ-14 540±1,5 780±11 6±0,2 9±0,4

ХН70ВМЮТЛ 480±1,5 680±10 8±0,2 10±0,4

Кратковременные механические свойства металла трубной ЭШП заготовки при рабочей температуре корпуса ядерных энергетических установок с газовыми теплоносителями незначительно уступают свойствам горячедеформированного металла ВДП (только по характеристикам прочности). Металл трубной заготовки из сплава ХН56МБЮД ЭШП и ЦП превосходит по характеристикам прочности в 1,5-2 раза, а по пластичности в 2-5 раз используемые в настоящее время литые никелевые сплавы с дисперсионным уп-

• Авиационные материалы (Справочник под общей редакцией Р.Е.Шашша) в 9"™ томах М:., ВИАМ, 1982 г. (дсп).

рочнением ВЖЛ-14 и ХН70ВМЮТЛ. Металл трубной заготовки ХН56МБЮД ЭШП обладает более высокой пластичностью чем металл ЦЛ, причиной невысокой пластичности сплава ХН56МБЮД ЦЛ является наличие в структуре нерастворившейся эвтектики. Однако, по кратковременным механическим свойствам, металл, получаемый центробежным литьем, не уступает по пластичности и значительно превосходит по характеристикам прочности сплавы ВЖЛ-14 и ХН70ВМЮТЛ. Механические свойства сплава ХН56МБЮД ЭШП+ГД после термообработки не уступают свойствам, получаемым на горячекатанных прутках из сплава ХН56МБЮД ВДП. Жаропрочность сплава ХН56МБЮД ВДП соответствует требованиям, предъявляемыми к конструкционным материалам для корпуса высокотемпературного газового реактора.

Результаты вышеприведенных исследований по влиянию технологии производства и термической обработки на свойства никелевого сплава ХН56МБЮД использованы в технических проектах космических ядерных энергодвигательных установок.

З.РАЗРАБОТКА КРИТЕРИЕВ КАЧЕСТВА ТРУБ ИЗ СТАЛИ АУСТЕНИТ-НОГО КЛАССА ДЛЯ СИСТЕМ ТРАНСПОРТИРОВКИ СВЕРХЧИСТЫХ СРЕД

При анализе факторов, определяющих чистоту рабочего тела, транспортируемого по трубопроводам из стали аустенитного класса было установлено, что существенное влияние на загрязненность рабочих сред, используемых при производстве интегральных схем, может оказать качество внутренней поверхности трубопроводов для их транспортировки. Шероховатость поверхности изделия обуславливается не только способом обработки поверхности, но и металлургическим способом получения полуфабрикатов, от которого зависит загрязненность металла неметаллическими включениями. Чем ниже общее содержание неметаллических включений и их

размер, тем более низкую шероховатость поверхности можно получить с помощью определенного способа её обработки.

В 20 использованных для исследования трубах из стали 026Х16Н15МЗБ, 12Х18Н10Т, 08Х18Н10Т были обнаружены карбонитриды, содержание которых значительно для неметаллических включений и составляет 0,2-0,6 %. На внутренних поверхностях труб из стали 026Х16Н15МЗБ, 12Х18Н10Т, 08Х18Н10Т, изготовленных в НПО Всесоюзный научно-исследовательский трубный институт, г. Днепропетровск, (НПО ВНИТИ) и Опытном заводе ГНЦ РФ ВНИИНМ (03 ВНИИНМ), наблюдались грубые дефекты поверхности: закатанные трещины, многочисленные неметалличе-

I

ские включения, грубые риски, строчечные поры, направленные вдоль оси трубы, выделения карбонитридов (рис.2).

Анализ загрязненности неметаллическими включениями и качества внутренней поверхности труб из стали 026Х16Н15МЗБ и 08Х18НЮТ показал, что для труб из этих марок сталей невозможно достижение требуемого высокого качества внутренней поверхности из-за большого количества карбонитридов и других неметаллических включений, которые проявляются в виде дефектов поверхности. __

Значительно более высокое качество как основного металла, так и поверхности применительно к трубам для транспортировки сверхчистых сред было установлено для труб из стали 03Х18Н11, изготовленных на Первоуральском новотрубном заводе и 03 ВНИИНМ (рис.3). Основным недостатком состояния поверхности этих труб явилось большое количество поверхностных пор размером 0,5-1,0 мкм, которые, по-видимому, явились результатом неоптимального режима электрохимполировки.

Трубы из стали 316Ь зарубежного производства для систем транспортировки сверхчистых сред ПО «Интеграл» имели самую высокую из исследуемых труб чистоту поверхности и металлургическое качество (рис.3). Однако при большом увеличении (Х10000) на внутренней поверхности труб из

стали 316Ь обнаружены вытянутые вдоль оси трубы поры размером 0,5т1,0 мкм, что также свидетельствует о неоптимальном режиме электрохимполи-ровки. а)

Шероховатость, Я», мкм Тип неметаллических вклю- 1 Содержание неметалличе-чений и их размеры, мкм ских включений, %

0,42 Силикаты, й= 1-5,3 мкм 1 0,10

Карбонитриды 10,242

Шероховатость, мкм Тип неметаллических включений и их размеры, мкм Содержание неметаллических включений, %

0,041 Силикаты, <1=2,7-5,3 мкм 0,076

Карбонитриды 0,592

Рис.2. Результаты исследования металлургического качества, шероховатости и микроструктура внутренней поверхности трубы 020x2 мм из стали 08Х18Н10Т (а) и трубы 016x1 мм из стали 026Х16Н15МЗБ (б).

По результатам количественных металлографических исследований загрязненности неметаллическими включениями труб из стали 316Ь (02Х17Н14М2), изготовленных по технологии двойного переплава с последующей горячей деформацией, в качестве предварительного критерия оцен-

ки загрязненности металла для систем транспортировки сверхчистых сред можно рекомендовать следующие требования:

• максимальный размер всех классов неметаллических включений не должен превышать балла 1 по нормам SEP 1570-71;

• общее объемное содержание всех типов неметаллических включений должно быть не более 0,03 %;

• шероховатость поверхности должна соответствовать ^„<0,8 мкм.

а)

Шероховатость, 1 Тип неметаллических вклю-Ra, мкм чений и их размеры, мкм Содержание неметаллических включений, %

0,017 | Силикаты, d=l,3-3,8 мкм 0,053

Шероховатость, R„, мкм

Тип неметаллических включений и их размеры, мкм

Содержание неметаллических включений, %_

0,028

Силикаты, d=2,7-7,6 мкм

0,017

Рис.3. Результаты исследования металлургического качества, шероховатости и микроструктура внутренней поверхности трубы 013x1 мм из стали 03Х18Н11 (а) и трубы 054x2 мм из стали 316Ъ (б).

На основании сформулированных требований к качеству металла, была изготовлена опытная партия объемом 100 тонн кованых трубных заготовок из стали марки 02Х17Н14М2 -ИД(ИДД), выплавленной в вакуумных индукционных печах с последующим переплавом в вакуумно-дуговых печах по ТУ 14-134-279-91. Из данных заготовок в 1992 году на Первоуральском новотрубном заводе была изготовлена опытная партия труб для транспортировки сверхчистых сред (ТУ 14-159-213-92). Трубы были изготовлены следующего сортамента: 08 х1,0 мм, 012 х1,0 мм, 018 xl,5 мм, 023 xl,5 мм, 028 xl,5 мм, 036 х2,0 мм, 045 х2,5 мм и 055 х2,5 мм. Анализ металлургического качества труб показал, что во всех трубах максимальный размер силикатов не превышал 1 балла по шкале SEP 1570-71, их объемное содержание не превысило 0,01 %, а качество внутренней поверхности труб фактически составляло R, й 0,08-0,22 мкм, Rm„ ^ 0,17-0,56 мкм, что характеризует более высокое качество металла и поверхности труб по сравнению с зарубежными аналогами. На внутренней поверхности труб полностью отсутствовали какие либо неметаллические включения, газовые пузыри и механические повреждения. В дальнейшем ГУДП НИКИЭТ «Техноцентр «Лазерная диагностика и чистые технологии»» из опытной партии труб из стали 02X17HI4M2 -ИД, в г.Заречный (Свердловской обл.), были изготовлены установки по производству сверхчистых газов, таких как криптон (чистота 99,9999 %), ксенон (чистота 99,9999 %) и хладон (чистота 99,999 %). За пять лет эксплуатации этих установок выработано 22000 м3 сырья на сумму около 7 млн. долларов.

4.МЕТАЛЛУРГИЧЕСКОЕ КАЧЕСТВО И СКЛОННОСТЬ К МКК СТАЛЕЙ АУСТЕНИТНОГО КЛАССА

Принято считать, что основной причиной склонности сталей аусте-

нитного класса к МКК является выделение на границах зерен карбидов хрома СгиС6, приводящее к обеднению границ зерен по хрому. В Советском Союзе и России для снижения чувствительности к МКК стали аустенитного

класса стабилизировали титаном с целью связывания углерода в высокотемпературные карбиды типа TiC. Содержание углерода в сталях типа 08Х18Н10Т, стабилизированных титаном, не превышает 0,08 %.

На основании анализа большого объема экспериментальных данных, V.Cihal предложил методику определения безопасного уровня содержания углерода для исключения сенсибилизации коррозионностойких сталей ау-стенитного класса в зависимости от эффективного содержания в них хрома, молибдена и титана. Для характеристики максимального безопасного уровня углерода для исключения сенсибилизации нержавеющей стали предложено использовать параметр: К = Сг^ - аС^ф, где а-термодинамический коэффициент, Сг^ф.- эффективное содержание хрома (с учетом влияния молибдена), а С^ф - эффективное содержание углерода (с учетом влияния никеля и стабилизирующих элементов).

Согласно расчетным данным (V.Cihal) коэффициент а равен 100, что находится в соответствии с термодинамическим расчетом и отвечает содержанию углерода в пределах 0,02...0,09 %. Параметр К характеризует стойкость к МКК при стандартных испытаниях (H2S04+CuS04+ Си, 24 часа при 650 °С). Если параметр К<14, то сталБ склонна к МКК, если 14<К<16, то сталь имеет незначительную склонность к МКК. Автор определил значения параметра К для наиболее распространенных сталей аустенитного класса (рис.4).

Одновременно V.Cihal отметил, что согласно современным представлениям распределение общего количества стабилизирующего элемента в сталях аустенитного класса может быть выражено следующей формулой: Ti=TÎTi2s + Ti-fiN +Tiiic + TiT, где Ti -общее количество титана в стали; Ti-rus-титан, связанный с серой; TiTiN - титан, связанный с азотом; Ti-nc - титан, связанный с углеродом и Т'^- титан в твердом растворе. Следовательно, введение в сталь типа 08X18Н10 в качестве стабилизатора 0,5 % титана может привести к образованию 0,246 % карбонитридов типа TiN (Ti-m =0,1 %) и

-270,11 % сульфидов титана типа TÍ2S (Tiras =0,05%), что приведет к значительному снижению металлургического качества сталей аустенитного класса.

Малая стол -кость к МКК Высокая втойкоотъ к МКК

. %ч * 444 »44,4 »NN4 22 »444 ¿ %ччч ее »ЧЧЧ ЧЧЧЧ V* 4 4 44 J ЧЧЧЧ 5 ЧЧЧЧ о ^444 ЧЧЧЧ 1 'чччч 1 'ЧЧЧЧ ч'чччччч л ччччччч* ¡J ччччччч* А N444444 н 44N44N4 Ш+ 44N4444 Й 44ЧЧ444 ^О 4444444 —* ЧЧЧЧЧЧ4 X ^^^^ ® .4444444* 1 1 1'SSS* 1 СП '///л •ч '////« Я'////. Г? '///л Ь® X V/// 2 ■/✓// О '/у//. , »////, чЧЧ . .ЧЧЧЧ» »ЧЧЧЧЧ «ЧЧЧЧ» »ЧЧЧЧ* «ЧЧЧЧ* »ЧЧЧЧ' • ЧЧЧЧ* .ЧЧЧЧ »чччч Г .ЧЧЧЧ 4 .ЧЧЧЧ • ЧЧЧЧ N444 4444 ЧЧЧЧ »>44 •444444Í4444 • 1 44 Ч44444444Ч4* 4» чЧЧЧЧ444444 Г" Ч* »ЧЧЧЧ4444Ч4 Q 41 чЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ 2 * • ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ 3 .• *т » ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ' —»2 ~ чччччччччч^ со м о ЧЧЧЧЧ4444ЧЧ у/ 2 4444 4Ч4444Ч V — •J 44444444444 Л, -.44444444444 (Q У •ЧЧЧЧЧЧЧЧЧ4* ¿ ,4" ¡ ЧЧ444444ЧЧ 1 чЧ » 444444ч 1 Ч I .4*. . , , » > 4 > » ' ЧЧЧЧ44444444444 м »4444ЧЧЧЧ44Ч4444Ч Ls »4444444444444444 36 .4444444444444444 .ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ4Ч .4444444444444444 м .444444444444444» »444444444ЧЧЧЧЧ4» \0 »444444444444444» —< «ччччччччччччччч* V «ЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧЧ44-л .444444444444444. V 44444ЧЧ444ЧЧ44* ® »444ЧЧ4Ч44Ч* ' i ♦ ЧЧЧЧ ч» ♦

ia " Г« ¡6 ia го 22

СТОЙКОСТЬ К МКК ЯУСТЕНИТНЬХ стялей в ЗАВИСИМОСТИ от ЭФФЕКТИВНОГО СОДЕРЖАНИЯ В НИХ ХРОМЛ. МОЛИБДЕНА и титянд

Рис.4. Значение коэффициента К для сталей аустенитного класса.

Проведенные автором коррозионные испытания образцов из сталей 04Х16Н11МЗТ, 316L, 316LN, показали эффективность этой расчетной методики для определения склонности к МКК сталей аустенитного класса. Установлена низкая эффективность снижения чувствительности к МКК при помощи стабилизации титаном, и показано, что добавка 2 % молибдена оказывает по эффективности такое же воздействие на снижение возможности обеднения границ зерен по хрому, как и добавка титана в количестве равном пятикратному содержанию углерода.

5.ИССЛЕДОВАНИЕ МЕТАЛЛУРГИЧЕСКОГО КАЧЕСТВА СТАЛИ 316L ДЛЯ ПЕРВОЙ СТЕНКИ РЕАКТОРА ИТЭР, ПОЛУЧЕННОЙ ПО РАЗЛИЧНЫМ ТЕХНОЛОГИЯМ

В настоящее время в качестве конструкционного материала первой стенки реактора ИТЭР выбрана сталь аустенитного класса 316LN-IG. В качестве базовой принята существующая технология изготовления фирмой Creusot-Loir Industrie (Франция) полуфабрикатов из стали 316L для реакто-

ров типа Phenix по технологическим требованиям ICL 167 SPH (Technical Specification for the Supply of High Quality Austenitic Stainless Steel Type AISI-316 L as used in Europe for LMFB-Reactors).

При наших исследованиях во всех заготовках из стали 316LN-IG, зарубежного производства обнаружено повышенное содержание кобальта. Высокое содержание бора и кислорода в заготовках из стали 316LN-IG (powder НГР) является характерным для стали, полученной методом порошковой металлургии. В заготовке из стали 316LN-IG (powder ШР) 0 53 мм установлено повышенное содержание азота и пониженное содержание никеля. Низкое содержание никеля было отмечено и в заготовках для изготовления сварных соединений из стали 316LN-IG (solid ШР). Сталь российского производства 03X17H12M3 открытой выплавки характеризуется низким содержанием кобальта и повышенным содержанием в некоторых плавках азота и алюминия.

Отмечена радиальная неоднородность в заготовках из стали 316LN-IG (powder ШР) по никелю, молибдену и хрому с выходом среднего значения за рамки марочного состава стали 316LN-IG (рис.5). С увеличением размеров заготовки из стали 316LN-IG (powder ШР) от 0 53 до 0 110 мм неоднородность выражена более сильно.

Известно, что оксидные включения оказывают значительное влияние на характеристики прочности сталей аустенитного класса. В то же время изломы образцов из стали 316LN-IG имеют вязкий характер со значительной локальной пластической деформацией (рис.6) и слабо зависят от технологии производства стали. Основными неметаллическими включениями, обнаруженными в изломе образцов из стали 316LN-IG, являются оксидные включения типа шпинели (галактит). Например, в изломе образцов из стали 316LN-IG (powder НГР) 0 53 мм обнаружены частицы хромистого галакгита СггОз-МпО-А^О]. Оксидные включения являются объектом обязательного контроля по всем стандартам на неметаллические включения (по специфи-

14,0-

^ 13,S • cf

о о

О 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60 Расстояние от края образца, мм

Рис.5. График распределения никеля по радиальному направлению заготовки 0110 мм из стали 316LN-IG(powder ШР). Заштрихованная область - марочное содержание никеля в стали 316ЬИ-Ю.

Рис.6. Вязкий излом образцов из стали 316LN-IG (powder ШР) 0 53 мм, видны частицы галактита.

кации ICL-167-SPH на листы из стали 316LN-SPH длина оксидов не должна превышать 14 мкм).

В связи с тем, что силикаты значительно влияют на характеристики вязкости разрушения и циклической прочности, они подлежат обязательному и наиболее строгому контролю по всем стандартам на неметаллические включения (по спецификации ICL-167-SPH на листы из стали 316LN-SPH длина пластинчатых силикатов не должна превышать 14 мкм, а диаметр глобулярных силикатов должен быть не более 5 мкм).

Изломы сварных образцов из стали 316LN-IG (solid ШР) поставки 1995 г, испытанных при 20 °С, являются квазихрупкими (рис.7) и содержат большое количество неметаллических включений оксидного типа (хромистого галактита) и силикатного типа (оксисиликатной эвтектики). Поэтому заготовки из этой стали были признаны некондиционными и в дальнейшем их исследования не проводились.

Рис.7. Хрупкий излом после испытаний при 20 °С соединения стали 316LN-IG (solid ШР) поставки 1995 г. Темные включения - хромомар-ганцевые силикаты, светлые (более крупные) - хромистый галактит.

По размерам и общему содержанию неметаллических включений наиболее полно удовлетворяет требованиям спецификации ICL-167-SPH на листы из стали 316L-SPH заготовка из стали 316LN-IG (reference heat). Другие исследуемые заготовки в той или иной мере не удовлетворяют требованиям по содержанию неметаллических включений. При увеличении размеров заготовки из стали 316LN-IG powder HEP с 0 53 до 0 110 мм содержание неметаллических включений повышается в 4 раза (табл.б).

Установлено, что открытой выплавкой невозможно получение стали 03X17H12M3 требуемого качества для элементов конструкции первой стенки реактора ИТЭР.

Таблица 6

Общее содержание неметаллических включений в заготовках из стали

316LN-IG, полученных по различным технологиям

Материал Содержание контролируемых* неметаллических включений Содержание не контролируемых неметаллических включений

316LN-IG (reference heat) 0,012 0,012

316LN-IG (powder HIP) 0 53 мм 0,302 0,526

316LN-IG (powder HIP) 0 110 мм 1,274 0,035

316LN-IG (solid ШР) поставка 1996 г 0,054 0

03X17H12M3 (плавка Д-65281) 0,609 1,089

Требования по спецификации ICL-167-SPH <0,04

*- по спецификации ICL-167-SPH не подлежат контролю карбонитри-

ды, нитриды алюминия и карбосульфиды.

-32В заготовках из стали 316LN-IG (powder ШР) 0 53 и 0 110 мм обнаружена остаточная пористость 0,73 % с размерами пор 2...10 мкм. Наличие пористости может приводить к снижению служебных характеристик стали 316LN-IG.

Радиальное распределение твердости в заготовках из стали 316LN-IG (powder ШР) свидетельствует о неравномерности механических характеристик в различных участках заготовок. Увеличение размеров заготовки из стали 316LN-IG (powder HIP) с 0 53 до 0 110 мм приводит к увеличению радиальной неоднородности в значениях твердости.

Горячее изостатическое прессование приводит к существенному изменению структуры стали 316LN-IG. После горячего изостатического прессования в 2 раза повышается средний диаметр зерна аустенита и содержание сульфидов марганца и карбонитридов титана, а также происходит коагуляция нитридов алюминия. Последующая закалка стали 316LN-IG от 1050 °С с выдержкой под закалку в течение 30 мин позволяет заметно снизить содержание неметаллических включений в стали 316LN-IG благодаря растворению избыточных сульфидов марганца и карбонитридов титана. Размер зерна аустенита после горячего изостатического прессования для стали 316LN-IG (solid ШР) не соответствует требованиям ICL-167-SPH на листы из стали 316L-SPH.

Исследования на радиационную стойкость стали 316LN-IG, полученной по различным технологиям, которые проводил Van Osch E.V. в Голландском институте ядерных исследований (г. Петтен) на образцах, изготовленных из исследованных автором заготовок стали 316LN-IG, показали, что: • нейтронное облучение до повреждающей дозы 3 сна при температуре 320 °С в реакторе HFR со смешанным спектром более сильное влияние оказывает на механические свойства стали 316LN-IG (powder HIP), чем на сталь 316LN-IG (reference heat), при сохранении общей для аустенитных сталей тенденции к радиационному упрочнению;

• механические свойства металла после диффузионной сварки, полученной методом ШР, с увеличением повреждающей дозы до 5 сна приближаются к таковым для исходного металла reference heat. Разрушение сварных соединений происходило по основному металлу, что может свидетельствовать о высоком качестве сварных соединений.

Следовательно, наиболее приемлемой технологией изготовления первой стенки реактора ИТЭР из стали 316L является получение горячедефор-мированных пластин двойного переплава (reference heat) с последующей диффузионной сваркой (solid ШР).

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. В результате комплексного исследования влияния различных факторов на структуру и свойства сталей и сплавов предложены основные критерии качества и сформулированы технические требования к загрязненности конструкционных сталей и сплавов, используемых для ядерных энергетических установок, неметаллическими включениями, а именно объемное содержание неметаллических включений не должно быть выше 0,04 %, размеры неметаллических включений не должны превышать определенных размеров, в частности допустимы сульфиды марганца длиной не более 9 мкм, оксиды длиной не более 14 мкм, силикаты длиной не более 14 мкм или диаметром не более 5 мкм.

2. Установлены закономерности влияния термической обработки на содержание неметаллических включений в сталях аустенитного класса и сплавах на никелевой основе. Показано, что термическая обработка оказывает заметное влияние на размеры и объемное содержание сульфидов, карбо-нитридов и нитридов, а размеры и содержание силикатов и оксидов определяются в основном технологией выплавки и последующей горячей деформацией.

-343. Выявлено и количественно охарактеризовано влияние переплавных процессов и термической обработки на металлургическое качество и структуру сплава ХН56МБЮД и стали типа 316L (02Х17Н14М2), полученных по различным технологиям.

• В качестве оптимальной технологии получения крупногабаритных трубных заготовок из сплава ХН56МБЮД для корпуса КЯЭДУ предложен электрошлаковый переплав. По результатам проведенных работ получено авторское свидетельство №1718545 на флюс-концентрат для выплавки сплава ХН56МБЮД.

• Установлено, что наиболее приемлемой технологией изготовления первой стенки реактора ИТЭР из стали 316L является получение горячеде-формированных пластин двойного переплава (reference heat) с последующей диффузионной сваркой (solid HIP). Применение методов порошковой металлургии (powder HIP) для изготовления первой стенки реактора ИТЭР приводит к заметной химической неоднородности и повышенному содержанию неметаллических включений в металле. Увеличение размеров заготовок powder HIP в 2 раза приводит к большей химической неоднородности и повышению содержания неметаллических включений в металле в 4 раза.

4. Впервые дилатометрическим и калориметрическим методами определены температурные интервалы растворения и выделения упрочняющей у'-фазы для сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям. Показано, что при нагреве сплава ХН56МБЮД в интервале температур 600-800 °С происходят процессы упорядочения и выделения у'-фазы, а в интервале температур 800-934 °С происходят процессы коагуляции и растворения у'-фазы. При охлаждении сплава ХН56МБЮД в интервале температур 835-520 °С происходит упорядочение и выделение у'-фазы. В литом металле растворение и выделение упрочняющей у'-фазы происходит в более узком температурном интервале.

-355. Разработаны режимы термической обработки сплава ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям н показано, что оптимальная температура закалки сплава ХН56МБЮД ЭШП и ЦЛ соответствует ИЗО °С, а сплава ХН56МБЮД ЭШП+ГД и ВД 1030 °С. Последующее старение сплава ХН56МБЮД слабо зависит от технологии получения и его рекомендовано выполнять по режиму: 730 °С (15 ч) + 650 °С (10 ч). Режим термической обработки для сплава ХН56МБЮД ВДП внедрен на заводе "Электросталь" при производстве горячекатанных прутков и листов для авиационной техники.

6. Установлено минимальное изменение механических характеристик и параметров выделения упрочняющей у'-фазы для сплава ХН56МБЮД в процессе длительных выдержек при температурах 500-750 °С, что свидетельствует о хорошей фазовой стабильности сплава при длительных выдержках.

7. Показано что литой сплав ХН56МБЮД, термообработанный по оптимальному режиму, не уступает по механическим свойствам горячедефор-мированному и превосходит серийные литые дисперсионноупрочненные никелевые сплавы по характеристикам прочности в 1,5-2 раза, а по пластичности в 2-5 раз.

8. По выбранным критериям качества произведена партия труб из стали типа 316Ц обладающая низким содержанием неметаллических включений и высокой чистотой поверхности. На установках по производству сверхчистых газов, изготовленных из данных труб, соответствующих выработанным критериям качества, за пять лет эксплуатации выработано 22000 м3 сырья на сумму около 7 млн. долл.

9. Установлено, что расчетными методами, исходя из структуры и химического состава сталей, можно достоверно оценить склонность сталей ау-стенитного класса к МКК и влияние добавок карбидообразующих элементов на металлургическое качество.

-3610. Разработаны переводные таблицы зарубежных и отечественных стандартов по контролю стали на содержание неметаллических включений, позволяющие эффективно оценивать металлургическое качество стали типа 316L российского и зарубежного производства.

Содержание диссертации изложено в 44 опубликованных работах, основными из которых являются следующие:

1.Башнин Ю.А., Коростелев А.Б. Выбор режима закалки сплава ХН56МБЮД электрошлакового переплава.// Металловедение и термическая обработка металлов №3, 1993, с. 18-20.

2. Башнин Ю.А., Коростелев А.Б., Иванов А.Д. Влияние способа производства и температуры закалки на структуру и свойства сплава ХН56МБЮД.//Сталь, №8, 1993, с.68-71.

3. Калинин Г.М., Иванов А.Д., Коростелев А.Б. Перспективный конструкционный материал для ядерных энергетических установок.// Вопросы атомной науки и техники. Серия: Материаловедение и новые материалы Ж(45), 1992, с.68-71.

4. Korostelev A.B., Ivanov A.D. Investigation of long-term holding time effect on austentic Ni-Fe-Cr-based alloy structure and properties at temperature range from 773 to 923 К.// Transaction of the Second International Conference on Materials Science Problems by Production and Operation of NPP Facilities. CRISM "Prometey", 1992, v.l, p.72-80.

5. Тихонов B.A., Медовар Б.И., Саенко В.Я., Калинин P.M., Иванов А.Д., Коростелев А.Б. и др. Получение полых заготовок из высоконикелевого сплава методом ЭШП.//Пробл. спец. электрометаллургии, №2, 1990, с.39-42.

6. A.C. I7I8545 СССР. Флюс-концентрат для элекгрошлаковых технологий. Тихонов В.А., Медовар Б.М., Саенко В .Я., Калинин Г.М., Иванов А.Д., Коростелев А.Б. и др.// Заявка №4814454. Приоритет изобретения 5 марта 1990 г.

-377. Коростелев А.Б., Башнин Ю.А., Иванов А.Д. Исследование кинетики фазовых превращений в сплаве ХН56МБЮД, полученного по различным технологиям.// Деп., Черметинформация, №5778, 15.07.91г.

8. Коростелев А.Б., Башнин Ю.А., Иванов А.Д. Процессы упорядочения в хромоникелевых сталях и сплавах на никелевой основе.// Сб. тез. 2-го собрания металловедов России, Пенза, 22-24.09.1994 г., с.15-18.

9. Korostelev А.В., Abramov V.Ya., Belous V.N. Evaluation of stainless steels for their résistance to intergranular corrosion.// J. Nucl. Mater., 233-237 (1996), p.1361-1363.

Ю.Коростелев А.Б., Абрамов В.Я., Попкова Е.А., Крестников Н.С. Оценка металлургического качества стали 316 LN-IG, полученной по технологии горячего изостатического прессования, для создания многослойных конструкций первой стенки реактора ИТЭР// В сб. статей "Годовой отчет НИКИЭТ-1996". М.:НИКИЭТ, 1996, с. 232-235. П.Абрамов В.Я., Коростелев А.Б., Шутько И.Г. Оценка металлургического качества стали 316 LN-IG, полученной по различным технологиям.// В сб. статей "Термоядерный синтез". М.-.НИКИЭТ, 1998, с. 127-128.

12.Korostelev А.В., Abramov V.Ya., Ivanov A.D., Sidorenkov A.V. Materials science problems of applying nickel-based alloys as structure material for ITER first wall and vacuum vessel.// Plasma devices and opérations. No. 12, 1995, p.36-42.

13.Коростелев А.Б., Абрамов В.Я., Иванов А.Д. Исследование структуры и свойств крупногабаритных литых трубных заготовок из никелевого сплава ХН56МБЮД, полученным электрошлаковым переплавом и центробежным литьем. // Сб. статей Годовой отчет НИКИЭТ 1994, НИКИЭТ, 1994, с. 191-193.

14.Коростелев А.Б., Абрамов В.Я., Иванов А.Д. Исследование влияния переплавных процессов на структуру и свойства сплава ХН56МБЮД// Сб. статей Годовой отчет НИКИЭТ 1994, НИКИЭТ, 1994, с. 193-194.

15.Коростелев А.Б., Абрамов В_Я., Шамардин В.К. Радиационная стойкость стали 316 LN с контролируемым содержанием азота// Сб. статей Годовой отчет НИКИЭТ 1995, НИКИЭТ, 1995, с. 200-201.

1 б.Коростелев А.Б., Абрамов В.Я., Белоус В.Н. Расчетная оценка склонности к межкристаллитному коррозионному растрескиванию сталей аусте-нитного класса // Сб. статей Годовой отчет НИКИЭТ 1995, НИКИЭТ, 1995, с. 203-204.

17.Коростелев А.Б., Абрамов В .Я. Оценка металлургического качества стали 316 LN-IG, полученной по различным технологиям // Сб. статей Годовой отчет НИКИЭТ 1997, том 2, НИКИЭТ, 1997, с. 59-63.

18.Коростелев А.Б., Абрамов В.Я. Выбор материала крепежа для механического соединения модуля с задней плитой реактора ИТЭР// Сб. статей Годовой отчет НИКИЭТ 1997, том 2, НИКИЭТ, 1997, с. 65-68.

19.Коростелев А.Б., Абрамов В.Я. Применение сталей феррито-мартенситного класса в качестве конструкционного материала термоядерного реактора ДЕМО// Сб. статей Годовой отчет НИКИЭТ 1997, том 2, НИКИЭТ, 1997, с. 73-75.

20.Korostelev А.В., Abramov V.Ya., Belous V.N. Evaluation of stainless steels for their resistance to intergranular corTOsion./Abstracts 7 International Conference on Fusion Reactor Materials, September 25-29, 1995, Obninsk, Russia, p.91.

21.Korostelev A.B et al. Assessment of Metallurgical Quality and Mechanical Properties of the 316 LN-IG Steel Produced by Different Technologies/Abstracts 8 International Conference on Fusion Reactor Materials, October 26-31, 1997, Sendai, Japan, p.207.

22.Korostelev A.B., Abramov V.Ya., Sidorenkov A.V. Investigation of heat treatment and technologies effect on 316 LN-IG steel structure and properties/Abstracts 9 International Conference on Fusion Reactor Materials, October 10-15, 1999, Colorado Springs, Colorado, USA, p.261.

23.Sidorenkov A.V., Abramov V.Ya., Korostelev A.B., Krestaikov N.S.,. Technology development and investigation of Cu-Be soldering joints/Abstracts 9 International Conference on Fusion Reactor Materials, October 10-15, 1999, Colorado Springs, Colorado, USA, p.67.

24.Коростелев А.Б., Иванов А.Д., Абрамов В.Л., Сидоренхов А.В. Материа-ловедческне проблемы применения сплавов на никелевой основе в качестве конструкционного материала первой станки и вакуумной камеры ТЯР// Сб. тез. ЗсЯ Межд. конф. Радиационное воздействие на материалы ТЯР С-Петербург, 26-28.09.1994 г., с.67.

25.Коростелев А.Б., Абрамов В.Я., Крестников Н.С. Металлургическое качества стали 316 LN-IG, полученной по различным технологиям// Тезисы докладов Шестой Всероссийской Конференции Инженерные Проблемы Термоядерных Реакторов, Москва 1997, стр.184.

26.Korostelev А.В. et al. Metallurgical quality of the 316 LN-IG steel produced by various tehnologies// Plasma Deviced and Operations. №10, 1997.

27.KorosteIev A.B. Metalographycal Investigation of the Anti-seizing coatings// Материалы технического совещания по проекту ИТЭР/RF HT-JCT Blanket Meeting, 22-24 September 1997, RDIPE, Moscow.

28.Korostelev A.B. Prereactor Investigation of the 316 LN-IG Produced by HIP// Материалы технического совещания по проекту ИТЭР/RF HT-JCT Blanket Meeting, 22-24 September 1997, RDIPE, Moscow.

29.Коростелев А.Б., Башнин Ю.А., Иванов А.Д. Влияние переплавных процессов на структуру и свойства сплава ХН56МБЮД (ЭК-62), используемого для изготовления крупногабаритных заготовок// Сб. тез. 1го собрания металловедов России, Пенза, 22-24.09.1993 г., с.48-49.

30.Коростелев А.Б., Иванов А.Д., Асютина В.Н. Оценка качества труб для электронной промышленности// Сб. тез. 1го собрания металловедов России, Пенза, 22-24.09.1993 г., с.46-47.

-4031 .Коросгелев А.Б., Иванов А.Д. Структура и свойства крупногабаритных заготовок из сплава типа Ni-Cr-Fe-Mo-Nb-Al-Ti, полученных элекгрошла-ковым переплавом и центробежным литьем// Сб. тез. 2го Российско-китайского Симпозиума "Актуальные проблемы современного материаловедения", Сиань, 30.09-03.10. 1993 г. с.96-97.

32.Коросгелев А.Б., Иванов А.Д. Влияние переплавных процессов на структуру и свойства сплава типа Ni-Cr-Fe-Mo-Nb-Al-Ti// Сб. тез. 2го Российско-китайского Симпозиума "Актуальные проблемы современного материаловедения", Сиань, 30.09-03.10. 1993 г. с.98-99.

33.Коростелев А.Б., Абрамов В.Я., Изучение влияния длительных выдержек сплавов на основе Ni-Cr-Fe для ядерных энергодвигательных установок космических комплексов в температурном интервале 773-923 К// Сб. тез. 5ой Международной конференции «Ядерная энергетика в космосе», Подольск, 23.03-25.03 1999 г. с.56.

34.Коростелев А.Б., Абрамов В.Я., Белоус В.Н. Оценка склонности к МКК сталей аустенитного класса расчетными методами// Сб.тр.Научно-практической конференции «Развитие атомной энергетики и возможности продления сроков службы АЭС» 24^6 мая 1999, С-Петербург, с.32-33.