Аустенитные стали

Таблица 3

 

В реакторостроении коррозионно-стойкие аустенитные стали по существу являются основным конструкционным материалом для изготовления важнейших узлов ЯЭУ различного назначения: оболочек твэлов, парогенераторов, теплообменников, трубопроводов, циркуляционных  насосов,  различной  арматуры  активной  зоны  и других ответственных деталей первого и второго контуров. Аустенитные стали могут работать при температуре до750 °С, тогда как предельная температура применения хромистых сталей составляет 620 °С. Однако продолжительная эксплуатация сталей этого типа при 500−700 °С может привести к охрупчиванию некоторых из них из-за выделения избыточной вторичной фазы по границам и образования σ-фазы (сигматизации) типа FeСr. Выделение фаз Лавеса (типа Fe2Mo или Fe2W), коагуляция карбидных фаз  и  в  некоторых  сталях выделение в небольших количествах (1−2 %) интерметаллидов типа Ni3Ti, протекающие в зерне очень медленно,  незначительно  влияют  на  пластичность  и  жаропроч-ность.

По своим жаропрочным свойствам аустенитные коррозионно-стойкие стали приближаются к сплавам на основе Ni и в некоторых случаях служат их заменителями. Из жаропрочных сталей с интерметаллидным  упрочнением  изготовляют  компрессоры,  турбины пароперегревателей и трубопроводы установок сверхвысокого давления, роторы, диски, лопатки турбин, крепежные детали с дли-тельным сроком службы при температурах до 850 °С.

Аустенитные коррозионно-стойкие стали на сегодняшний день являются  наиболее  вероятными  конструкционными  материалами демонстрационных и опытных установок и реакторов синтеза. Так, сталь типа Х16Н11М3Т предложена в качестве конструкционного материала  разрядной  камеры  международного  опытного  термо-ядерного реактора ITER.

Аустенитные  коррозионно-стойкие  стали,  применяемые  в  активной тоне ядерных реакторов, а также предполагаемые в качестве материала первой стенки и банкета ТЯР, могут накопить за пе-риод эксплуатации большие дозы нейтронов (Фн> 1026÷1027 м-2 с Е> 0,1 МэВ). В связи с этим остро стоит проблема устойчивости их микроструктуры под облучением.

Облучение  нейтронами  аустенитных  сталей  при  температуре Т< 100 °С приводит к радиационному упрочнению – повышению предела прочности, предела текучести и понижению пластичности при нормальной температуре испытания(табл. 4). При температуре испытания до 400 °С облученная сталь также обладает более высокими прочностными характеристиками  и  меньшей  пластичностью. Начиная с 400 °С влияние облучения на упрочнение уменьшается, а при температуре 625−650°С оно практически не проявляется, что обусловлено отжигом радиационных дефектов.

Таблица 4.

 

В  аустенитных  сталях,  кроме  радиационного упрочнения,  наблюдается явление так называемого высокотемпературного радиационного охрупчивания (ВТРО), заключающееся в существенном снижении пластических свойств при температурах облучения выше 350−500 °С и значительных флюенсах (Фн> 1025 м−2).

Высокотемпературное охрупчивание проявляется при длительных испытаниях в снижении длительной прочности (рис. 11), а при кратковременных испытаниях  −  в  росте  предела  текучести (приближающееся к значениям предела прочности), а также в интенсивном уменьшении пластичности до2 % (табл. 5).

Как следует из табл. 5, при большом флюенсе (1,1⋅1027м-2) развивается тенденция к разупрочнению. Повышение температуры облучения от 370 до 460−470 °С приводит к менее интенсивному снижению пластических свойств.

Рис.11. Длительная прочность сталиXI8H10T, необлученной и облученной до Фн= (1÷3) 1024 м-2, при Тисп= 600 и700 °С: 1 −600 °С(без облучения); 2 −600 °С(облучение при Тобл= 450 °С) ; 3 −700 °С(без облучения); 4 − 700°С(облучение при Тобл= 450 °С); 5 −700 °С(облучение при Тобл= 550 °С)

 

Таблица 5.

 

 

Сравнивая высокотемпературное поведение аустенитных сталей различного состава, можно заключить, что все материалы в какой-то мере подвержены высокотемпературному снижению пластичности, причем ВТРО увеличивается с ростом содержания Ni в стали.

Величина эффекта и температурная область, где ВТРО наблюдается, существенно различны для сталей с одинаковой основой, но различающихся составом легирующих  добавок. Например, на рис. 12 приведена температурная зависимость изменения относительного общего удлинения двух гомогенных сталей Х16Н15 и Х16Н15 + Mo + Nb, облученных нейтронами при разных температурах. Из рис. 23.215 видно, что у стали Х16Н15 без дополнительного легирования начиная с Т= 600 °С обнаруживается после облучения существенное снижение пластичности, в то время как пластичность стали Х16Н15 + Mo + Nb при Т ≈600 °С становится даже выше или примерно такой же, что и у необлученной стали. Только при Т> 700 °С пластичность облученной стали Х16Н15 + + Mo + Nb резко снижается.

 

Рис. 12. Температурные зависимости общего относительного удлинения сталей X16H15 (а) и Х16Н15 + Мо+ Nb (б): ○ − необлученные образцы; ● − образцы, облученные нейтронами

 

Аналогичное поведение пластичности под облучением наблюдается и у дисперсионно-твердеющих сталей. Так, сталь Х15Н35ВТ склонна к ВТРО, начиная с500 °С, показывая при больших температурах почти нулевое удлинение (δ ≈0 %), в то время как сталь Х15Н35МТЮБР даже при 750 °С еще имеет δ ≈10 %.

В целом по склонности к ВТРО различные Fe−Cr−Ni-стали и сплавы могут быть размещены по схеме, в которой склонность к ВТРО возрастает слева направо и сверху вниз. Можно видеть, что горизонтальные ряды соответствуют факту корреляции

ВТРО с составом Fe−Cr−Ni-основы (изменение содержания Ni), а вертикальные свидетельствуют о положительной или отрицательной роли разных легирующих добавок.

Образцы с ВТРО не восстанавливают своих свойств даже после высокотемпературного отжига при Т ≥1100 °С из-за происшедших необратимых изменений на границах зерен.

При больших флюенсах нейтронов наблюдается еще одно явление − радиационное распухание хромоникелевых сталей. Аустенитные коррозионно-стойкие стали, как и другие металлические сплавы, подвержены распуханию. Однако распухание существенно зависит от состава основы, легирования и исходной структуры сталей.

На  рис.13  представлены  результаты  исследования  ряда Fe−Cr−Ni-сталей и сплавов с содержанием(18±3) % Cr и различным содержанием никеля. Видно, что по основному химическому составу группа аустенитных сталей с10−18 % Ni – традиционных материалов оболочек твэлов и чехлов ТВС реакторов на быстрых нейтронах (стали  типа 304, 316, Х18Н10Т, Х16Н15М3Б и др.) − относится к классу наиболее интенсивно распухающих материалов.

Рис. 13. Зависимость распухания сплавов Fe−Cr−Ni с 18±3% Cr, облученных ионами Ni6+ (46,5 МэВ) при 600−650 °С до Фн= 40 сна, от содержания никеля.

Зависимость распухания сплавов от содержания никеля проходит через минимум при 35−60 % Ni, с увеличением содержания Cr распухание возрастает (рис. 14).

Рис. 14. Тройная диаграмма зависимости распухания сплавов Fe−Cr−Ni от содержания Ni и Cr (облучение ионами Ni2+, Е= 5 МэВ, Тобл= 675 °С, Фн= 140 сна)

 

 

По контурам изораспухания также видно (рис. 15), что для большинства сплавов, устойчивых к распуханию вплоть до140 сна (ΔV/V ≤1 %), содержание Cr не превышает20 %. В многочисленных исследованиях установлено, что от содержания Cr иNi, а также от температуры облучения скорость распухания стали зависит лишь на переходной стадии, как и длительность переходной стадии, а на установившейся стадии распухание тройных Fe−Cr−Ni-сплавов не зависит от перечисленных факторов и скорость распухания их составляет 1 %/сна.

Рис. 15. Контуры изораспухания для лабораторных и промышленных сплавов Fe−Cr−Ni (облучение ионами Ni2+, Е= 5 МэВ, Тобл= 675 °С, Фн= 140 сна)

 

Среди  аустенитных коррозионно-стойких  сталей  наибольший переходный (инкубационный) период имеют стали с содержанием 35−40 % Ni (рис. 23.220).

Рис. 16. Влияние Ni на длительность переходного периода распухания Fe−Cr−Ni-сталей при облучении ионами Ni1+ при 675 °С: 1 −20; 2 −25; 3 − 35; 4 − 45 % Ni

 

Полагают, что, кроме упомянутых механизмов влияния состава сплавов, на склонность сталей к радиационному распуханию влияет их фазовое состояние в процессе облучения: наиболее устойчивы к распуханию однофазные стали (например, чисто ферритные, чисто аустенитные), с увеличением числа фаз[(γ+ σ), (α+ γ+ σ) и др.] склонность к радиационному распуханию увеличивается (см. рис. 13 и 15). Это проиллюстрировано на рис. 17, на котором показана зависимость величины распухания от разности свободных энергий ферритного и аустенитного состояния сплава при  температуре  облучения  δ(ΔF),  являющейся  характеристикой состояния сплава в течение облучения. Видно, что с увеличением δ(ΔF) распухание сплава уменьшается, следовательно, повышение термодинамической  устойчивости  однофазного(в  рассматриваемом случае аустенитного) состояния сопровождается повышением устойчивости сплавов к радиационному распуханию.

Рис. 17. Зависимость относительного удлинения образцов Fe−Cr−Ni-сталей и сплавов, вызванного распуханием при облучении в реакторе DFR (D= 30 СНА, Тобл = 600 °С), от различия свободной энергии в аустенитном и ферритном состояниях: 1 − FV548 (основа −X17H12); 2 −347 (X18H9); 3 − 316L (X16H14); 4 −316 (X18H12); 5 − М316 (X17H14); 6 −321 (X18H10); 7 − G68 (X14H25); 8 − РЕ16 (Х17Н43); 9 −GAB (X16H43) 10 − РЕ16 (Х17Н43); 11 − РЕ16 (Х16Н40)

 

Другой путь влияния на склонность аустенитных сталей к радиационному распуханию − легирование и разумное варьирование концентрацией примесей внедрения. Многие исследователи отмечают, что легирующие элементы (и примеси) сдерживают развитие пористости только тогда, когда  находятся  в  твердом  растворе.

Распад твердого раствора с формированием вторичных фаз, следовательно, обеднением матрицы легирующими элементами как до, так и в процессе облучения сопровождается ускорением распухания (табл. 6).

Таблица 6

 

Рис. 18. Температурная зависимость распухания отожженной стали316, облученной в реакторе до флюенсов Фн= 8⋅1026(1) и 1,3⋅1027(2) м−2 (Е >0,1 МэВ)

 

В состаренных  сталях  с Ti и Nb обнаружены  многочисленные  карбиды  титана  и  ниобия,  которые  являлись местами интенсивного зарождения пор. Полагают, что второй высокотемпературный максимум распухания многих аустенитных сталей (рис. 18) связан с образованием в процессе облучения карбидов, так как температура облучения в пике распухания совпадает с интервалом интенсивного образования карбидов (примерно 550−600 °С). О связи процесса распада твердого раствора и порообразования свидетельствует и тот факт, что для стали, легированной кремнием, температурнодозные интервалы образования интерметаллидной  γ′-фазы Ni3Si и  развития  пористости  совпадают,  хотя  в  γ-твердом растворе Si существенно подавляет распухание.

Вместе с тем встречаются и диаметрально противоположные результаты − в ряде систем в температурнодозном интервале формирования вторичных фаз распухание подавлено.

Неоднозначность  результатов  исключает  выработку  универсальных для всех систем рекомендаций принципов легирования и создания структур, которые могут быть положены в основу разработки радиационно-стойких материалов. Такие рекомендации могут быть  выработаны  только  для  конкретных  систем.  Для аустенитных коррозионно-стойких сталей и сплавов многие исследователи с целью подавления распухания рекомендуют обеспечение опре-деленным легированием непрерывно однородного  распада  твердого  раствора с сильно выраженным инкубационным периодом и определенной величиной  объемной  дилатации, создание  структур  с  высокой  концентрацией мелкодисперсных выделений и т.д.

Весьма эффективным  с  точки зрения  подавления  распухания  аустенитных  сталей  является  легирование их Mo, Zr, Al, Ti, Si, Nb и другими элементами замещения, имеющими атомный радиус, сильно отличающийся от радиуса атома основы твердого раствора (рис. 19). Часто действие легирующих элементов взаимно усиливают  влияние  друг друга. Так, Si эффективно сдерживает распухание аустенитной стали при наличии в ней Ti, V, Zr и Сu, причем существует оптимальная концентрация для наиболее интенсивного подавления распухания −0,5 % Si; совместное легирование Si иTi сдерживает распухание более эффективно, чем каждым элементом в отдельности в том же количестве.

Рис. 19. Влияние легирования на распухание аустенитной стали Х15Н20, облученной ионами Ni 2+ (Е= 5 МэВ, Тобл= 675 °С, Фн= 140 сна)

 

Многие легирующие элементы подавляют распухание аустенитной стали столь  же  эффективно,  как  и  оптимизация Fe−Cr−Ni-основы. Легирование влияет на скорость распухания на переходной стадии, длительность инкубационного периода, но, как правило, не влияет на скорость распухания на установившейся стадии. Более того, те же элементы, эффективно сдерживающие распухание на переходной стадии, могут ускорить развитие пористости на установившейся стадии. В частности, это относится к элементам, интенсифицирующим распад твердого раствора и способствующим выходу из твердого раствора элементов, сдерживающих порообразование.

Таким образом, несмотря на то, что наиболее широко используемые в настоящее время реакторные коррозионно-стойкие стали аустенитного класса подвержены интенсивному распуханию при облучении, это не исключает перспективу их использования в качестве  материалов  основы  для  разработки  радиационно-стойких материалов путем оптимизации состава сплава и количества легирующих элементов и примесей.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

7.Структурные  изменения в аустенитных сталях после облучения нейтронами

 

Ядерная энергетика предъявляет повышенные требования к используемым конструкционным материалам, технологии их производства и контролю работоспособности. Конструкционные материалы под действием облучения испытывают структурные превращения, оказывающие отрицательное влияние в первую очередь на механические свойства и коррозионную стойкость. Из всех видов облучения (нейтроны, α- и β-частицы, γ-излучение) наиболее сильное влияние оказывает нейтронное облучение.

Радиационно-стойкими материалами называются материалы, сохраняющие стабильность структуры и свойств в условиях нейтронного облучения.

 

 

Рис.20. Модель радиационных повреждений, возникающих при соударении нейтронов с атомами кристаллической решетки (модель Зеегера)

 

На рис. 20 представлена модель радиационных повреждений, возникающих при соударении высокоэнергетических нейтронов с атомами кристаллической решетки. Соударения вызывают смещения атомов или каскад смещений в решетке в зависимости от количества энергии, передаваемой нейтроном атому металла. Повергшийся удару нейтроном первый атом, подобно биллиардному шару, ударяя по другим атомам, вызывает в решетке дополнительные смещения. В результате развития каскада образуются объемы с высокой концентрацией вакансий, по периферии окруженные зонами с повышенной плотностью межузельных атомов.