Содержание материала

ГЛАВА 3
НЕРЖАВЕЮЩИЕ СТАЛИ ДЛЯ ЭЛЕМЕНТОВ ОБОРУДОВАНИЯ ВОДООХЛАЖДАЕМЫХ ЭНЕРГЕТИЧЕСКИХ УСТАНОВОК
ПРИНЦИПЫ ВЫБОРА НЕРЖАВЕЮЩИХ СТАЛЕЙ
Материалы, применяемые для оборудования первого контура, должны обладать высокой общей коррозионной стойкостью в воде прежде всего потому, что продукты коррозии при переносе потоком теплоносителя могут вызвать ряд осложнений:
ухудшение теплоотдачи тепловыделяющих элементов при отложении продуктов коррозии на теплопередающих поверхностях;
ухудшение радиационной обстановки всего контура; засорение каналов, уменьшающее расход теплоносителя; ухудшение условий работы пар трения вплоть до заклинивания движущихся частей.
Стали и сплавы оборудования первого контура по стойкости к равномерной поверхностной коррозии должны относиться к материалам 1—3 групп стойкости по ГОСТ 13819-68, т. е. иметь скорость коррозии не более 0,01 мм/год.
Низколегированные стали перлитного класса на пределе могут обеспечить указанные характеристики коррозионной стойкости в воде первого контура в период работы реактора на мощности. Для этого необходимо обеспечить низкое содержание кислорода в теплоносителе и повышенную величину pH (порядка 10). Обеспечение этих условий во время стояночных режимов, в частности при перегрузках активной зоны, однако, затруднено. Это неизбежно должно приводить к существенному увеличению выхода продуктов коррозии перлитных сталей в контур.

Пониженная общая коррозионная стойкость, а также ряд других обстоятельств обусловливают применение коррозионно-стойких сталей и сплавов для деталей и узлов, работающих в контакте с водой первого контура, и аустенитных наплавок для защиты корпусных конструкций из перлитных сталей.
К коррозионно-стойким или нержавеющим сталям относится большая группа сплавов на основе железа, содержащих не менее 12% Сr, а также дополнительно легированных такими элементами, как Ni, Мо и др. Коррозионно-стойкие сплавы обычно содержат в качестве основы никель. В зависимости от химического состава и термической обработки коррозионно-стойкие стали имеют различную структуру и свойства.
В атомных энергетических установках с водой в качестве теплоносителя наибольшее применение получили нержавеющие стали двух типов:
а)  хромоникелевые стали на базе классической композиции 18-8, имеющие в основном аустенитную структуру;
б)    хромистые стали без никеля или с небольшими присадками этого элемента, имеющие мартенситную или мартенситно-ферритную структуру.   
Хромоникелевые стали типа 18-8 в воде первого контура имеют скорость общей коррозии не более 0,001—0,002 мм/год. Высокая технологичность при металлургических переделах, а также хорошая свариваемость являются практически важными особенностями хромоникелевых сталей. Изготавливаются трубы различных размеров, листы и поковки из слитков массой в несколько десятков тонн. Сварка различными способами может производиться для любых практически применяемых толщин без предварительного подогрева и последующей термической обработки.
Хорошая свариваемость и высокая металлургическая технологичность обеспечиваются ограничением минимального и максимального содержания ферритной фазы в основной аустенитной структуре. Необходимо иметь не более 15% ферритной фазы. Оптимальным с точки зрения обеспечения свариваемости является наличие в литом металле (например, в наплавке) около 5% ферритной фазы. Регламентация количества ферритной составляющей обеспечивает хромоникелевым сталям, их сварным соединениям и наплавкам также высокую стабильность свойств при длительных выдержках в области рабочей температуры.
Для наиболее применяемых хромоникелевых аустенитных сталей характерны невысокая прочность при хорошей пластичности и высокой вязкости. Опасность хрупких разрушений конструкций из этих материалов практически отсутствует.

Таблица 3.1. Химический состав хромоникелевых сталей типа 18-8, применяемых для основного оборудования АЭС с водоохлаждаемыми реакторами [110]

В табл. 3.1, 3.2 приведены состав и механические свойства отечественных хромоникелевых аустенитных сталей, применяемых при строительстве АЭС с водоохлаждаемыми реакторами. Для обеспечения заданных механических характеристик заготовки хромоникелевых сталей проходят аустенизацию при 1000—1100° С с охлаждением в воде или на воздухе. Факторами, определяющими уровень прочностных характеристик полуфабрикатов из наиболее распространенной стали 08Х18Н10Т, являются: обеспечение хорошей проработки материала при горячей пластической обработке с окончанием ковки при температуре не ниже 850° С, форсирование нагрева и сокращение выдержки при аустенизации с целью предотвращения роста зерна, применение упрочняющей стабилизирующей обработки, применение стали с повышенным содержанием углерода, марганца и титана.
Из табл. 3.1 следует, что для АЭС с водоохлаждаемыми реакторами в СССР получили применение хромоникелевые стали, стабилизированные титаном. Легирование титаном обеспечивает стойкость к межкристаллитной коррозии и некоторое дополнительное упрочнение стали.
В зарубежном реакторостроении среди хромоникелевых аустенитных сталей простых составов (серия 300, табл. 3.3) наибольшее применение получили низкоуглеродистые составы без добавок карбидообразующих элементов, стабилизирующих углерод. Эти стали имеют более низкие характеристики прочности при рабочей температуре. В частности, гарантированный предел текучести при температуре 343С не стабилизированных хромоникелевых и хромоникельмолибденовых сталей (марки 304, 304 L, 316, 316 L) составляет 100—130 МПа (табл. 3.4 и 3.5). Зарубежные хромоникелевые стали, стабилизированные титаном или ниобием (марки 321, 347), имеют гарантированный предел текучести 140 МПа.
Нейтронное облучение хромоникелевых аустенитных сталей флюенсом до 1020—1021 нейтр/см2 не вызывает опасных изменений механических свойств при рабочей температуре. Наблюдается увеличение прочностных характеристик, особенно предела текучести (в ряде случаев, значительное); характеристики пластичности, однако, сохраняются на высоком уровне. Например, облучение стали 304 L при температуре 100° С флюенсом быстрых нейтронов 7,8·1019 нейтр/см2 увеличило предел текучести с 170 до 530 МПа. Относительное удлинение при этом снизилось с 63 до 58%, а относительное сужение практически не изменилось.

Таблица 3.2. Гарантируемые механические свойства хромоникелевых сталей типа 18-8, применяемых для основного оборудования АЭС с водоохлаждаемыми реакторами [110]

Таблица 3.3. Химический состав коррозионно-стойких сталей аустенитного класса, применяемых в реакторостроении за рубежом (2SO).

Таблица 3.4. Механические свойства коррозионно-стойких сталей, применяемых в реакторостроении США

* Для этой стали φ==50%.

Таблица 3.6. Влияние облучения быстрыми нейтронами при температуре 50 °С на механические свойства стали Х13Н10Б

При больших флюенсах быстрых нейтронов снижение характеристик пластичности [284] может быть значительным, однако вплоть до потоков порядка 1022 нейтр/см2 оно не является недопустимо низким (табл. 3.6). Повышение содержания никеля в аустенитных хромоникелевых сталях обычно повышает стабильность механических свойств при облучении нейтронами. Это, в частности, было показано в работе [240] при изменении никеля в пределах от 8 до 45%. Облучение производилось при температуре 270 — 335°С флюенсом 7,7·1020 нейтр/см2. Характерно, что менее чувствительными к изменению свойств после нейтронного облучения оказываются стали, имеющие крупнозернистую структуру.
Высокая вязкость аустенитных хромоникелевых сталей в исходном состоянии и достаточная стабильность механических свойств при длительных выдержках в области рабочей температуры и при нейтронном облучении делают излишней оценку опасности хрупких разрушений практически для любой толщины. Однако чрезмерное упрочнение хромоникелевых сталей под влиянием облучения может повысить их чувствительность к коррозионному растрескиванию в воде реакторных параметров.

Рис. 3.1. Расчётные кривые усталости для хромоникелевых аустенитных сталей при температуре до 450 °С:
1 — по коду ASME коэффициент запаса прочности по напряжениям ησ-2; по числу циклов до разрушения ηN-20); 2 — по отечественным нормам расчета (коэффициент запаса прочности но напряжениям ησ-2; по числу циклов до разрушения ηN=10)

Циклическая прочность, определенная для исходного состояния (рис. 3.1), также может рассматриваться как стабильная характеристика вплоть до облучения потоками быстрых нейтронов, максимально возможными для корпусных конструкций водоохлаждаемых реакторов. Облучение сталей типа 18-8 при температуре 60°С флюенсом 1,1X1022 нейтр/см2 (E>0116 пДж) не снижает циклическую прочность при деформациях за цикл менее 1%. Подобный уровень циклической нагрузки фактически превышает тот, который возможен при эксплуатации атомных энергетических установок.
Аустенитные хромоникелевые стали повышенной прочности в отличие от составов типа 18-8 имеют существенно меньшее применение в атомном энергомашиностроении. Соответствующие материалы (табл. 3.7) после аустенизации и старения обеспечивают за счет интер- металлидного упрочнения предел текучести при рабочей температуре свыше 350—450 МПа. Пластичность дисперсионно-твердеющих хромоникелевых аустенитных сталей, однако, существенно ниже, чем у сталей типа 18-8. Например, при температуре 20°С гарантируется относительное удлинение 15%. Производство качественных металлургических заготовок массой в несколько десятков тонн сопряжено со значительными трудностями, а сварочно-технологические характеристики существенно ниже, чем у хромоникелевых аустенитных сталей простых составов.
Хромистые стали мартенситного, мартенситно-ферритного и ферритного классов при рабочих параметрах теплоносителя первого контура водоохлаждаемых атомных реакторов имеют скорость общей коррозии не более 0,002—0,008 мм/год. Хромистые нержавеющие стали отличаются от хромоникелевых аустенитных сталей существенно более высокими характеристиками прочности. В то же время эти материалы склонны к хрупким разрушениям, а технологичность при металлургических пределах, а также при выполнении сварки обычно невелика. В связи с этим типичным является применение хромистых сталей только для изделий относительно небольших размеров, например для деталей внутриреакторных механизмов. Механические свойства хромистых мартенситных сталей с содержанием 13 и 17% хрома в значительной мере определяются фактическим химическим составом (особенно содержанием углерода) и режимом термической обработки.
Химический состав хромистых нержавеющих сталей, применяемых в отечественном атомном энергомашиностроении, представлен в табл. 3.8. Составы сходных зарубежных сталей (серия 400) приведены в табл. 3.9.
В зависимости от назначения хромистые нержавеющие стали применяются в одном из двух состояний: после закалки и высокого отпуска (с температуры 600—750° С), после закалки и низкого отпуска (с температуры 250—350° С). Первое из них используется для деталей, равномерно нагруженных по всему сечению. Второе — для изготовления пар трения, испытывающих высокую контактную нагрузку. В некоторых случаях для повышения твердости стали после закалки производится операция обработки холодом (охлаждение до температуры —70° С) для более полного протекания мартенситного превращения.

Таблица 3.7. Химический состав дисперсионно-твердеющих хромоникелевых сталей и сплавов, применяемых для основного оборудования АЭС с водоохлаждаемыми реакторами (ГОСТ 5632-72)

Таблица 3.8. Химический состав хромистых нержавеющих сталей, применяемых для основного оборудования АЭС с водоохлаждаемыми реакторами ( ГОСТ 5632-72)


Марка стали

Структурный класс стали

Химический состав, %

С

Si

Мn

Сr

Ni

S

Р

20X13

Мартенситный

0,16—0,25

<0,08

<0,08

12—14

 

<0,025

<0,030

30X13

»

0,26—0,35

<0,08

<0,08

12—14

<0,025

<0,030

14Х17Н2

Мартенситно- ферритный

0,11—0,17

<0,08

<0,08

16—18

1,5—2,5

<0,025

<0,030

08X13

Ферритный

<0,08

<0,08

<0,08

12—14

 

<0,025

<0,030

Таблица 3.9. Химический состав зарубежных коррозионно-стойких сталей, применяемых в реакторостроении [280]

Таблица 3.10. Гарантируемые механические свойства при температуре 20°C хромистых нержавеющих сталей, применяемых для основного оборудования АЭС с водоохлаждаемыми реакторами

Механические свойства хромистых сталей в состоянии после высокого или низкого отпуска представлены в табл. 3.10. Твердость до HRC>60 может быть достигнута применением высокоуглеродистых сталей типа 40X13 в низко отпущенном состоянии.
Хромистые нержавеющие стали мартенситного класса имеют относительно низкую ударную вязкость. Характерно, что ударная вязкость для сталей в низко отпущенном и высоко отпущенном состояниях различается незначительно, однако отпуск при промежуточных значениях температуры может приводить к двухкратному падению ударной вязкости стали. Установлено, что длительные нагревы при 340° С хромистых сталей 20X13 и 14X17B2, прошедших закалку с 1050° С и высокий отпуск при 650° С, не снижают заметно их ударной вязкости. Сталь 14Х17Н2 характеризуется более высоким уровнем ударной вязкости при длительных нагревах. Снижение ударной вязкости для хромистых сталей наиболее значительно происходит в первые 500 ч нагрева (рис. 3.2). Длительный нагрев при 450°С мало влияет на значения ударной вязкости стали 20X13 и резко снижает эту характеристику на сталях с никелем. Ударная вязкость стали 14Х17Н2снижается с 14Х 105Дж/м2 в исходном высоко отпущенном состоянии до 2,5· 105 Дж/м2 после нагрева в течение 500 ч (рис. 3.2). Это исключает возможность даже непродолжительных технологических нагревов стали типа 14Х17Н2 в районе температуры 450° С.
Сталь 14Х17Н2 характеризуется также сильной анизотропией свойств. Для сортового проката ударная вязкость на продольных образцах может составлять (20—25)-105 Дж/мг, а на поперечных 2- 105Дж/м2 и менее. Это ограничивает рациональную область применения стали 14Х17Н2 деталями типа валов и штоков.
Хромистые стали являются хладноломкими. Ударная вязкость снижается в интервале температуры +20ч 80° С от (6-15)· 105 Дж/м2 до значений порядка (1-5)-105 Дж/м2. Нейтронное облучение сдвигает температурный порог хрупкости хромистых сталей в сторону большей температуры и снижает уровень ударной вязкости при рабочей температуре. Сопротивление усталости при малоцикловом нагружении высоко отпущенных хромистых нержавеющих сталей и хромоникелевых аустенитных сталей типа 18-8 является сходным. В низко отпущенном состоянии при долговечности не более 103 циклов наблюдается тенденция к снижению сопротивления малоцикловой усталости.

Рис. 3.2. Влияние длительных нагревов при температуре 340 °C (a) и 450 °C (б) на ударную вязкость хромистых сталей 20X13 (1) и 14Х17Н2 (2) после закалки с 1050°С и отпуска при 650 °С в течение 2 ч
Высокое сопротивление общей коррозии хромоникелевых и хромистых сталей, рассмотренных выше, может сочетаться с низким сопротивлением локальной, особенно межкристаллитной коррозии, а также с низкой коррозионно-механической прочностью. Эти процессы, являющиеся во многих случаях причиной повреждения деталей атомных энергетических установок, рассматриваются в следующих параграфах этой главы. 
В последние годы за рубежом и в СССР наметились новые направления в разработке коррозионно-стойких сталей и сплавов для реакторостроения. Одним из них является создание коррозионно-стойких высокотехнологичных сталей с высокими характеристиками прочности для корпусов реакторов и сосудов давления без антикоррозионной наплавки на внутренней поверхности, а также для внутри реакторного оборудования.
В 60-е годы в связи с появлением нового класса коррозионно-стойких мартенситных: сталей с обратным регулируемым α→γ превращением при отпуске шведские фирмы «Авеста» и «Бофорс» предложили для корпусов реакторов коррозионно-стойкие стали переходного класса 248 SV и 2 RMo (табл. 3.11). Ряд сталей переходного класса создан в других странах и в СССР [31.

Таблица З.11. Химический состав коррозионно-стойких сталей переходного класса

Гарантиpoвaнный предел прочности сталей переходного класса при 300°С составляет Не менее 700 МПа, а предел текучести — не менее 600 МПа. Стали переходного класса обладают удовлетворительной пластичностью (относительное удлинение не менее 15%, относительное сужение не менее 50%), а также достаточно высокой вязкостью (табл. 3.12). Это достигается за счет формирования в структуре после закалки с 980—1050°  и отпуска при 580—590°С до 25% стабильного аустенита. Значения ударной вязкости при комнатной температуре близки к уровню, свойственному реакторным сталям перлитного класса, а в области низкой температуры они оказываются более высокими.

Таблица 3.12. Гарантируемые механические свойства коррозионно-стойких сталей переходного класса

Стали переходного класса обладают исключительно высоким сопротивлением хрупкому разрушению.
Критическая температура хрупкости сталей переходного класса, определенная по минимальному уровню ударной вязкости (5,25· 105Дж/м2), составляет — 170°С.
Нейтронное облучение сдвигает температурные кривые ударной вязкости в области повышенной температуры. В табл. 3.13 представлены соответствующие экспериментальные данные. За счет высокой вязкости в исходном состоянии допустимый флюенс быстрых нейтронов для сталей переходного класса может, по мнению авторов работы [31, составлять 10 20 нейтр/см2.

Таблица 3.13. Влияние нейтронного облучения на критическую температуру хрупкости сталей переходного класса

Наличие аустенита в структуре обеспечивает хорошие сварочнотехнологические свойства стали переходного класса. Сварка заготовок толщиной 100—150 мм может производиться без подогрева, но после сварки требуется высокий отпуск. Масса заготовок, получаемых фасонным литьем или горячей пластической обработкой из слитков сталей переходного класса, достигает десятков тонн.
Последующие исследования за рубежом показали недостаточную надежность реакторных конструкций при изготовлении их из рассматриваемых сталей. Это в первую очередь определяется склонностью сталей к коррозионному растрескиванию в воде при повышенной температуре. Имеются основания полагать, что доработка сталей переходного класса и всесторонние исследования их коррозионно-механической прочности позволят использовать их как один из конструкционных материалов, перспективных для реакторостроения.
Выполненные в СССР исследования но разработке коррозионностойкой стали с пределом текучести σ0,2≥650 МПа привели к созданию стали типа Х16Н4Б. Этот материал обладает достаточно высокой структурной стабильностью, стойкостью против коррозионного растрескивания и теплового охрупчивания, сочетает в себе высокий уровень механических свойств и необходимую коррозионно-механическую прочность [31. Сталь типа Х16Н4Б может применяться для изготовления корпусных конструкций (корпуса насосов, арматуры), высоко нагруженных деталей (валов, штоков, крепежа), а в ряде случаев и для пар трения. Данная сталь рекомендуется к использованию в двух состояниях:_1) после закалки и высокотемпературного отпуска с 650° С, обеспечивающих уровень прочности σ0,2 ≥750 МПа (КП75); 2) после закалки и низкотемпературного отпуска с 300° С, обеспечивающих уровень прочности 00,2 > 1000 МПа и твердость HRC 33—38.
Первое состояние стали является наиболее предпочтительным. В высоко отпущенном состоянии сталь типа Х16Н4Б имеет наилучшее сочетание механических свойств и рекомендуется для изготовления корпусных конструкций и высоко нагруженных деталей, работающих в контакте с водой и паром при температуре до 350° С. Второе состояние является менее предпочтительным с точки зрения коррозионно-механической прочности, но в отдельных случаях до температуры, не превышающей 300° С, может быть рекомендовано. Соответствующими узлами могут быть пары трения (шестерни, рейки, оси), не несущие значительных силовых нагрузок, для которых определяющим является износостойкость материала. После оптимальной термической обработки (закалка при 1050° С + отпуск с 650° С или двойной отпуск) сталь имеет высокое сопротивление хрупкому разрушению и коррозионному растрескиванию. Электрошлаковая выплавка стали способствует увеличению сопротивления хрупкому разрушению.
Было установлено, что сталь технологична, сваривается при толщине до 150 мм без подогрева, сварные соединения после высокого отпуска равнопрочны основному металлу и практически не уступают ему по стойкости к коррозионному растрескиванию и межкристаллитной коррозии. Освоено промышленное изготовление поковок из слитков массой до 15 т.
Сталь типа Х16Н4Б после оптимальной термической обработки в толщинах до 150 мм обеспечивает следующие механические свойства: σΒ ≥9 900 МПа, σ0,2 ≥750 МПа, σ0,2 ≥650 МПа, δ= 13%, φ ≥ 50%, KCU ≥9· 105 Дж/м2, KCV ≥ 6-106 Дж/м2, tк ≥ — 60° С.
Существенно более высокую прочность для деталей внутри реакторного насыщения можно получить, применяя мартенситостареющие стали, при термообработке которых используется эффект вторичного твердения (старение при температуре 400—500° С).
Мартенситостареющие стали характеризуются высоким сопротивлением хрупкому разрушению, в особенности сопротивлением распространению трещин. Стали этого класса технологичны — хорошо деформируются, механически обрабатываются и свариваются. Для атомного энергомашиностроения наибольший интерес представляет бескобальтовая мартенситостареющая сталь типа Х5Н12МЗ, имеющая после стандартной термической обработки предел текучести до 1200—1300 МПа, достаточно высокую пластичность (относительное удлинение около 15%) и ударную вязкость (5-11) · 105 Дж/м2. Имеются предложения применять для отдельных деталей атомных энергетических установок мартенситостареющие стали с пределом текучести свыше 1400 МПа. Основным препятствием применения мартенситостареющих сталей в реакторостроении является склонность их к коррозионному растрескиванию и значительное охрупчивание при температуре выше 300° С.
В последние годы в связи с широким размахом строительства АЭС все более актуальным становится вопрос замены дорогостоящей аустенитной стали 08Х18Н10Т более экономичными сталями. Например, в условиЯх АЭС с аппаратами канального типа замена стали 08Х18Н10Т технически и экономически оправдана при изготовлении паропроводов и конденсатопроводов отборного пара, сепараторов-пароперегревателей и других систем из сталей с меньшим содержанием никеля.
С целью замены обычных аустенитных хромоникелевых сталей в (ССР и за рубежом разработано большое число экономнолегированных коррозионно-стойких сталей с пониженным содержанием никеля (до 6%) или безникелевых сталей с повышенным содержанием марганца (до 16%) и добавками азота, а также аустенитно-ферритных сталей типа Х22Н6 с добавками других элементов, например титана, молибдена и др. Эти материалы по сравнению с хромоникелевыми аустенитными сталями простых составов имеют более высокий уровень прочности.
Общим недостатком безникелевых сталей и сталей с пониженным содержанием никеля ферритного и аустенитно-ферритного класса является пониженная технологичность, особенно при выполнении сварки. В частности, может наблюдаться резкое снижение ударной вязкости зоны термического влияния сварных соединений, а также пониженная коррозионная стойкость. Корректировка состава в направлении резкого ограничения содержания углерода и азота (не более 0,02 %), а также строгое соблюдение технологии производства при металлургических переделах и сварке может обеспечить расширение области возможного применения экономнолегированных ферритных и аустенитно-ферритных сталей. Для улучшения свойств сварных соединений перспективен метод термоциклической обработки.
Для обеспечения высокой коррозионно-механической прочности отдельных элементов атомных энергетических установок приходится разрабатывать хромоникелевые стали с содержанием никеля до 30%. Находят применение и сплавы на основе никеля. При вынужденном применении этих материалов следует учитывать не только их более высокую стоимость по сравнению со сталями, рассмотренными выше, но и пониженную технологичность. Из этого класса материалов наиболее широкое распространение получили сталь Х20Н32М3Б и сплав Х20Н45Б.