15Х2НМФА (15Х2НМФ
АА)
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 дета- лей корпу- сов ВВЭР,
фланцы, обечайки 15Х3НМФА
(15Х3НМФ АА)
Закалка (920°С) +
+ отпуск (645°С)
20 350
600- 750 500
500 450
14 12
60 50
≥600 1500- 2900
≤–10 Массивные узлы дета- лей корпу- сов ВВЭР,
фланцы, обечайки
Тема 1.5. Перлитные стали для корпусов водо-водяных энерге-
72
в воду I контура. Этих незначительных количеств кобальта оказывается до- статочно для серьезного ухудшения радиационной обстановки. Через месяц после останова основной вклад в активность оборудования I контура вносят радиоизотопы кобальта.
Следует также заметить, что стоимость аустенитных хромоникелевых нержавеющих сталей высока, что существенно отражается на стоимости электроэнергии, вырабатываемой на атомных электростанциях. Замена не- ржавеющих сталей на стали перлитного класса существенно снижает стои- мость атомных электростанций. Продукты коррозии перлитных сталей не со- держат кобальта. Следует также отметить, что большинство перлитных ста- лей технологичны, освоены промышленностью. В случае применения пер- литных сталей в ядерную энергетику может быть перенесен опыт, накоплен- ный обычной энергетикой, в которой перлитные стали нашли широкое при- менение. Коррозионная стойкость перлитных сталей ниже, чем стойкость не- ржавеющих сталей. В случае применения перлитных сталей в I контуре атомных энергетических установок необходимо принимать меры к увеличе- нию их стойкости, в частности с помощью поддержания соответствующего водного режима, использования защитных покрытий и т. д.
Для изготовления корпусов реакторов с водным теплоносителем ис- пользуют стали, легированные для повышения механических характеристик Сr, Mo, V, Мn. Эти стали относятся к перлитному классу. Они хорошо прока- тываются. Обычно корпус реактора сваривают из обечаек и днища. Обечай- ки, днище и крышку изготавливают методом штамповки и ковки.
В процессе сварки корпуса в околошовной зоне может произойти местная закалка низколегированной стали, что обусловливает появление местных напряжений. Для снятия их приходится термически обрабатывать сваренный корпус. Аналогичное явление может происходить при вварке в корпус реактора и барабана-сепаратора фланцев, трубопроводов и т. п. В ме- стах сварки возникают значительные местные остаточные напряжения. Сум- марные (рабочие плюс остаточные) напряжения могут вызвать разрушение металла в результате образования трещин. Особенно это опасно для изделий из высокопрочных сталей типа 16ГНМ, у которых предел текучести близок к пределу прочности. В этом случае напряжения, превышающие предел теку- чести, могут вызывать хрупкий излом. Низкое качество металла ‒ наличие в стали неметаллических включений и т. д. ‒ увеличивает опасность возникно- вения трещин в зоне сварки.
В реакторе с водным теплоносителем корпус и крышку, изготовленные из перлитной стали, для уменьшения загрязнения воды I контура продуктами коррозии и предотвращения наводороживания корпуса покрывают нержаве- ющей сталью методом наплавки. В последнее время при соблюдении соот- ветствующего водного режима применяют корпуса из перлитной стали без плакировки нержавеющей сталью.
Механические свойства стали определяются ее структурой, которая, в свою очередь, зависит от легирования и термической обработки. В толсто- стенных массивных полуфабрикатах требование повышенного предела теку- чести, высокого сопротивления хрупкому разрушению и обеспечения высо- кой радиационной стойкости наиболее полно может быть выполнено в ре- зультате закалки и последующего высокого отпуска стали.
Основной задачей при выборе системы легирования стали является обеспечение прокаливаемости полуфабрикатов на полную толщину и леги- рование карбидообразующими элементами, способными образовать при от- пуске в достаточном количестве карбидную фазу, термодинамически устой- чивую при температуре технологических отпусков.
Карбидная фаза должна быть дисперсной и равномерно распределен- ной по телу зерен феррита для закрепления дислокаций в процессе отпуска.
Обеспечение требуемого уровня прочности стали в состоянии после закалки с высоким отпуском достигается за счет формирования устойчивой дислока- ционной структуры. Феррит является основной структурной составляющей низколегированной стали в улучшенном состоянии, на долю карбидной фазы приходится не более 7 %.
Влияние легирующих элементов на упрочнение железа связано как с твердорастворным упрочнением вследствие искажения кристаллической ре- шетки и изменения электронной структуры кристаллов, так и с воздействием на γ→α превращение в процессе термической обработки. В практике для обеспечения высокой прокаливаемости низкоуглеродистых сталей обычно применяют комплексное легирование никелем, марганцем, хромом, молиб- деном, а для формирования карбидной фазы дополнительно вводят сильные карбидо-образующие элементы: V, Nb, Ti или их сочетание. Правильный вы- бор легирования карбидообразующими элементами является важным и для обеспечения достаточной теплостойкости реакторной стали.
В современном энергомашиностроении возникают также задачи полу- чения предела текучести не менее 300 МПа в заготовках толщиной около 1000 мм. Охлаждение таких заготовок из низколегированных сталей при термической обработке независимо от закалочной среды протекает сравни- тельно медленно (со скоростью менее 50 град/ч), и превращение аустенита будет происходить в ферритно-перлитной области. В таких случаях легиро- вание доэвтектоидной стали должно обеспечить требуемый уровень механи- ческих свойств в основном за счет твердорастворного упрочнения феррита в ферритно-перлитной структуре. Изучению изменения структуры и механиче- ских свойств железа путем легирования и термической обработки посвящены многочисленные работы.
Сравнение влияния легирующих элементов на прочность феррита в улучшенном и нормализованном состояниях показывает различный характер влияния хрома. В улучшенном состоянии, когда закалка проводится в заго- товках толщиной не более 10 мм, прочность феррита растет с повышением концентрации хрома. При нормализации отмечается минимум прочности при
74
концентрации хрома около 2 %. Легирование никелем и марганцем является весьма благоприятным для повышения прочности улучшенного феррита.
Создание сталей для корпусов реакторов с толщиной заготовок под термическую обработку до 500 мм требует применения комплексного леги- рования. Наиболее важным является определение оптимального легирования хромом, никелем и марганцем. Выбор системы легирования должен обеспе- чить проведение высокого отпуска сварных конструкций в области темпера- туры, позволяющей практически полностью снять остаточные сварочные напряжения. В связи с этим критическая точка Ас1 α→γ превращения при нагреве должна быть для корпусной стали достаточно высокой (выше 650°
С). Появление структурно-свободного феррита в закаленной стали снижает ее прочность и ухудшает сопротивление хрупкому разрушению (критическая температура хрупкости возрастает).
Важным является поиск оптимального сочетания карбидообразующих элементов (С, Cr, Mo, V) с элементами, упрочняющими твердый раствор феррита (Ni, Мn). Все эти элементы совершенно по-разному влияют на устойчивость аустенита и, как известно, на начало мартенситного превраще- ния Мн. Структура мартенсита определяется как химическим составом стали, так и скоростью охлаждения при закалке. Снижение температуры начала мартенситного превращения ниже 200° С в углеродистых и низколегирован- ных сталях будет способствовать нежелательному для комплекса механиче- ских свойств формированию мартенсита двойникования. Однако при соот- ветствующем легировании хромом (не более 3,0 %) и никелем (до 2,0 %) можно получить структуру дислокационного мартенсита в низколегирован- ных сталях с содержанием углерода 0,15-0,12% и при Мn ниже 200° С.
Накопленный опыт применения сталей в теплоэнергетике и анализ тео- ретических представлений о физической природе упрочнения феррита пока- зал перспективность применения для атомного энергомашиностроения теп- лоустойчивых композиций Сr-Мо-V и Сr-Ni-Мо-V в улучшенном состоянии.
Опыт создания теплоустойчивых сталей перлитного класса для массивных узлов корпусов реакторов с рабочей температурой не выше 350° С привел к заключению, что мелкозернистая структура сорбита Сr-Мо-V-стали после за- калки и высокого отпуска является наиболее оптимальной, обеспечивающей высокий уровень эксплуатационных свойств. Влияние изменения содержания хрома от 1,0 до 3,0 % в многокомпонентной системе Fe-С-Сr-Мо-V отличает- ся от его влияния в бинарной системе Fe-Сr и не приводит при комнатной температуре испытаний к существенному изменению прочности стали.
Выбор легирования корпусных сталей должен учитывать не только свойства основного металла, но и гарантировать высокий уровень механиче- ских свойств в зоне термического влияния сварных соединений. Хромомо- либденовые стали, легированные ванадием, могут оказаться склонными к об- разованию трещин в околошовной зоне сварных соединений при отпуске по- сле сварки. Растрескивание обычно происходит при отпуске в области тем-
пературы 600-650° С и связано с исчерпанием пластичности в процессе ре- лаксации напряжений. Легирование стали ванадием способствует выделению мелкодисперсных карбидов внутри зерен околошовной зоны, резко повышая сопротивление пластической деформации внутризеренных объемов металла.
Это приводит к локализации деформации по границам зерен, главным обра- зом границам первичного зерна аустенита, и как следствие к образованию межзеренных трещин. В практике создания сосудов давления известны слу- чаи разрушения сварных сосудов из низколегированных Мn-Сr-Мо-V, Сr-Ni- Мо-V, Мn-Ni-Мо-V сталей из-за некачественной термической обработки, приводящей к образованию трещин п околошовной зоне и шве, явившихся источником распространения магистральных трещин при последующих гид- равлических испытаниях.
Повреждения этого вида наиболее вероятны в Сr-Мо, Сr-Мо-V и Сr- Ni-Мо-V сталях при содержании около 10-1,5 % Сr. Повышают чувствитель- ность к растрескиванию околошовной зоны (но в меньшей степени, чем V) и такие сильные карбидообразующие элементы, как Nb, Ti, Мо. Отрицательное влияние этих элементов, так же, как и ванадия, проявляется при малом со- держании хрома (около 1 %). В стали с 2,3 % Сr и 1 % Мо, несмотря на высо- кое содержание ванадия, трещины при отпуске в околошовной зоне не воз- никают. Причины благоприятного влияния повышенного хрома и введения никеля детально не изучены, но предполагается, что это вызвано изменением морфологии и состава карбидной фазы, заметно влияющих на тонкую струк- туру.
Выполненные исследования и накопленный опыт применения низколе- гированных Сr-Мо и Сr-Мо-V сталей в энергомашиностроении и химическом машиностроении послужили основанием создания и широкого внедрения в
реакторостроении теплоустойчивых сталей с содержанием углерода 0,13-0,18 %, хрома 2,5-3,0 %, молибдена 0,6-0,8 % и ванадия 0,25-0,35 % для
сварных конструкций до 400 мм (сталь 15Х2МФА). Для несвариваемых эле- ментов толщиной до 600 мм содержание углерода было повышено до 0,22- 0,27 %, а содержание хрома до 2,8-3,3 % (сталь 25Х3МФА). Стали Сr-Мо-V применены для корпусных конструкций водоохлаждаемых реакторов мощ- ностью до 440 МВт. Другие сосуды давления для АЭС изготавливаются из котельной углеродистой стали 22К. Изготовление металлоконструкций ка- нальных кипящих реакторов (РБМК), условия работы и требования к матери- алам, которых менее жесткие, чем для корпусов ВВЭР, первоначально осу- ществлялось из низколегированной стали 10ХСНД. Выбор этой стали был обусловлен многолетним опытом ее применения в строительных металло- конструкциях, так как наряду с определенным уровнем прочности материал конструкций РБМК должен был обладать высокой технологичностью при сварке. Последнее обусловлено большим объемом сварки в монтажных усло- виях и невозможностью общей термической обработки сварных элементов по конструктивным особенностям РБМК, на машиностроительных заводах.
76
В табл.1.12 и 1.13 приведены химический состав и гарантированные механические свойства некоторых сталей, применяемых для корпусов реак- торов ВВЭР.
Таблица 1.12 Химический состав, % (масс.), основных сталей для корпусов реакторов ВВЭР
Марка С Si Мn Сr Мо V Ni S P
15Х2МФА 0,13- 0,18
0,17- 0,37
0,3- 0,6
2,5- 3,0
0,6- 0,8
0,25-
0,35 <0,4 ≤0,02 ≤0,02 15Х2МФА-А 0,13-
0,18
0,17- 0,37
0,3- 0,6
2,5- 3,0
0,6- 0,8
0,25-
0,35 <0,4 ≤0,015 ≤0,012 15Х2НМФА 0,13-
0,18
0,17- 0,37
0,3- 0,6
1,8- 2,3
0,5- 0,7
0,10- 0,12
1,0- 1,5
≤0,02 ≤0,02 15Х2НМФА-А 0,13-
0,18
0,17- 0,37
0,3- 0,6
1,8- 2,3
1,0- 1,5
≤0,012 ≤0,01 Таблица 1.13. Гарантированные механические свойства (не менее) сталей для корпусов реакторов ВВЭР, при 350°С
Марка в, МПа 0,2, МПа , % ,% Тк,°С
15Х2МФА 490 392 14 50 ≤ –10
15Х2МФА-А 490 392 14 50 ≤ –25
15Х2НМФА 549 441 15 55 ≤ –10
15Х2НМФА-А 608 490 15 55 ≤ –35
Сталь 15Х2МФА отдельных плавок обеспечивает требуемый уровень механических свойств в весьма массивных сечениях. В качестве примера в табл. 1.14 приведены свойства стали с содержанием углерода 0,17 % при толщине до 650 мм.
Таблица 1.14. Влияние толщины заготовок на механические свойства стали 15Х2МФА при комнатной температуре
Толщина, мм
Механические свойства при 20°С
в, МПа 0,2, МПа , % ,% KCU,кДж/м2
250 595 480 21,1 74,7 2100
550 563 435 22,8 75,8 3290
650 583 457 24,2 76,2 3100
Структура и механические свойства стали 15Х2МФА отличаются вы- сокой стабильностью и после длительных тепловых выдержек до 104 ч при температуре 350-550° С. Это подтверждает высокую теплоустойчивость ста- ли и ее нечувствительность к тепловому охрупчиванию.
Композиция Сr-Мо реакторной стали обеспечивает высокие металлур- гические качества при дуплекс-процессе в сочетании с внепечной вакуумной обработкой металла. Дефекты, выявляемые ультразвуковым контролем, в массивных плитах и поковках в виде раскатных колец, изготавливаемых из слитков массой до 210 т, удалось свести к малым размерам. Согласно техни- ческой документации не допускаются дефекты, имеющие эквивалентную площадь более 20 мм2, что соответствует сигналу, отраженному от искус- ственного эталонного дефекта в виде отверстия с плоским дном диаметром не более 5 мм. Недопустимым считается появление отраженного сигнала, эк- вивалентного сигналу, отраженному от дефекта с плоским дном диаметром 12,5 мм, если этот сигнал не исчезает при перемещении датчика на расстоя- ние до 50 мм.
Усовершенствованная теплоустойчивая радиационно-стойкая сталь марки 15Х2МФА-А предназначена для изготовления корпусов водо-водяных реакторов поколения III+, судовых атомных энергетических установок (АЭУ) блочного и интегрального типа, реакторов малой и средней мощности, а так- же периферийных сосудов давления АЭУ. Конкурентным преимуществом разработанных сталей считается обеспечение уровня прочности КП45 в крупногабаритных заготовках с толщиной стенки до 660 мм при исходном значении критической температуры хрупкости Тк не выше минус 35°С и вы- соком уровне радиационной стойкости (критическая температура хрупкости материала корпуса реактора в конце проектного срока эксплуатации при са- мых консервативных оценках не будет превышать минус 15°С).
Сталь 15Х2МФА-А обладают повышенной стабильностью исходных механических характеристик в условиях эксплуатации при воздействии ра- бочей температуры и облучения нейтронным потоком. Качество заготовок (поковка, плита, листовая и штампованная заготовка) обеспечивается специ- альной технологией, разработанной с применением элементов численного моделирования технологических процессов изготовления крупногабаритных заготовок, начиная от отливки слитка до термической обработки, а также комплексной системой контроля качества в процессе производства.
Следует отметить, что для реакторов большой мощности ВВЭР-1000, ВВЭР-1200 потребовалась сталь с более высокой прокаливаемостью и проч- ностью, чем сталь 15Х2МФА-А, разработанная для первых российских энер- гетических реакторов. Поэтому была разработана сталь 15Х2НМФА-А с бо- лее высоким содержанием никеля и пониженным содержанием углерода и ванадия. Эта российская сталь является самой высокопрочной из всех отече- ственных и зарубежных сталей для корпусов реакторов.
78
Для обечаек корпусов реакторов в США широко используют рекомен- дуемые ASTM (American Society for Testing Metals) ферритные низкоуглеро- дистые и низколегированные стали марок A508-2, A553. Стали легированы марганцем и молибденом, причем первая марка дополнительно модифициро- вана небольшими добавками никеля и хрома. После улучшения стали харак- теризуются высокой прочностью и вязкостью и благодаря низкому содержа- нию углерода имеют хорошую свариваемость. Технические условия ASTM на эти стали для повышения стойкости против радиационного охрупчивания устанавливают низкое содержа вредных примесей (менее 0,012 % Р и 0,015 % S), а также меди (менее 0,1 %) и ванадия (менее 0,06 %).
Однако эти ферритные стали быстро теряют прочность при повышении температуре и не обладают достаточной коррозионной стойкостью. Поэтому внутренние поверхности всех компонентов первого контура плакируют аустенитными хромоникелевыми коррозионностойкими сталями серии 300 USI. Химический состав и свойства этих и других реакторных сталей приве- дены в табл. 1.15
Таблица 1.15. Составы сталей перлитных сталей, используемых в зарубежном реакторостроени (AISI, США), % по массе
Марка стали C Si Mn Cr Ni Mo V Другие
элементы Углеродистые и низколегированные стали
A508-2 0,27 - 0,7 0,35 0,7 0,6 0,05 Cu˂0,1
A553 0,23 0,15- 0,3
1,15-
1,5 - - 0,45-
0?6 0,05 Cu˂0,1
A403 0,27 - 0,7 0,35 0,7 0,6 0,05 Cu˂0,1
Тема 1.6. Коррозионностойкие стали для элементов оборудова-