WO2020214057A1 - Радиационно-стойкая аустенитная сталь для внутрикорпусной выгородки ввэр - Google Patents

Радиационно-стойкая аустенитная сталь для внутрикорпусной выгородки ввэр Download PDF

Info

Publication number
WO2020214057A1
WO2020214057A1 PCT/RU2019/001051 RU2019001051W WO2020214057A1 WO 2020214057 A1 WO2020214057 A1 WO 2020214057A1 RU 2019001051 W RU2019001051 W RU 2019001051W WO 2020214057 A1 WO2020214057 A1 WO 2020214057A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
content
nickel
steel
chromium
titanium
Prior art date
Application number
PCT/RU2019/001051
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Борис Захарович МАРГОЛИН
Александр Андреевич СОРОКИН
Александр Георгиевич ГУЛЕНКО
Ирина Владимировна ТЕПЛУХИНА
Олег Николаевич РОМАНОВ
Сергей Николаевич ПЕТРОВ
Максим Сергеевич МИХАЙЛОВ
Евгения Андреевна ВАСИЛЬЕВА
Владимир Александрович ПИМИНОВ
Original Assignee
Акционерное Общество "Российский Концерн По Производству Электрической И Тепловой Энергии На Атомных Станциях"
Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" Имени И.В. Горынина Национального Исследовательского Центра "Курчатовский Институт"
Акционерное общество "Ордена Трудового Красного Знамени и ордена труда ЧССР опытное конструкторское бюро "ГИДРОПРЕСС"
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Акционерное Общество "Российский Концерн По Производству Электрической И Тепловой Энергии На Атомных Станциях", Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" Имени И.В. Горынина Национального Исследовательского Центра "Курчатовский Институт", Акционерное общество "Ордена Трудового Красного Знамени и ордена труда ЧССР опытное конструкторское бюро "ГИДРОПРЕСС" filed Critical Акционерное Общество "Российский Концерн По Производству Электрической И Тепловой Энергии На Атомных Станциях"
Priority to US17/257,277 priority Critical patent/US20210269905A1/en
Priority to BR112020026858A priority patent/BR112020026858A2/pt
Priority to KR1020207037832A priority patent/KR20210154708A/ko
Priority to CA3105268A priority patent/CA3105268A1/en
Priority to EP19925353.5A priority patent/EP3957762A1/en
Priority to CN201980043944.8A priority patent/CN114207174A/zh
Priority to JP2020573544A priority patent/JP2022538196A/ja
Publication of WO2020214057A1 publication Critical patent/WO2020214057A1/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
    • Y02E30/30—Nuclear fission reactors

Definitions

  • the invention relates to the metallurgy of alloy steels and alloys, which are intended for use in nuclear power engineering in the production of the main equipment of nuclear power plants that meet the requirements of the safe operation of nuclear power, namely for the manufacture of in-vessel baffle water-cooled power reactors (VVER) with a resource of at least 60- years old.
  • VVER in-vessel baffle water-cooled power reactors
  • the baffle of the VVER reactor vessel is exposed to high-dose neutron irradiation and is operated in the water medium of the primary coolant, which is a corrosive medium [5].
  • High-dose irradiation causes additional heating of the inner layers of the baffle and, as a consequence, their radiation swelling. Temperature gradients and swelling along the thickness of the baffle lead to the appearance of high tensile stresses in the surface layers of the baffle in contact with the aqueous medium. Contact of highly irradiated metal with the medium can lead to stress corrosion cracking of the baffle.
  • the main negative factor of radiation swelling is the deformation of the baffle caused by it, which can lead to contact of the inner surface of the baffle with the peripheral fuel assemblies (FA) and, as a consequence, to the difficulty of removing fuel assemblies from the core.
  • FA peripheral fuel assemblies
  • This grade is characterized by insufficient resistance to radiation swelling according to the criterion of shape change and embrittlement at damaging doses, typical for the III + generation VVER inner baffle.
  • the problem to be solved by the present invention is the creation of steel, which allows increasing the service life of VVER TOI internal parts (baffles) up to 60 years.
  • the technical result of the present invention is the creation of an austenitic chromium-nickel steel with increased resistance to swelling when exposed to neutron fluxes at doses up to 150 dpa (displacements per atom), which provides a reduction in the shape change of the inner baffle during operation, as well as higher characteristics of plasticity and crack resistance in irradiated neutrons condition while maintaining resistance to stress corrosion cracking (compared to steel 08X18H10T).
  • Such a set of properties of the new steel ensures the operability of the VVER TOI inner baffle during the design service life of at least 60 years.
  • Chromium equivalent calculated by the formula:
  • ⁇ DD ⁇ is the chromium content, wt. %; Cm about - the content of molybdenum, mass. %; Csi — silicon content, wt%; Cn - titanium content, wt. %.
  • Cm is the nickel content, wt. %; ⁇ tone - carbon content, wt. %; CMP - manganese content, wt%; CN - nitrogen content, wt. %.
  • the width of the selected ranges of the content of alloying elements is due to the metallurgical features of casting large ingots.
  • the claimed invention is illustrated by the following graphic materials.
  • Figure 1 shows the dependence of radiation swelling on the damaging dose for the prototype (forged metal JVfel) and the claimed steel with 20% nickel (forged metal No. 2).
  • FIG. 2 shows the dependence of the radiation swelling on the damaging dose for the prototype (forged metal JNbl) and metal forgings N ° 3 H N ° 4.
  • FIG. 3 shows a comparison of the deformation diagrams of the metal for forging N «3 (without REM and calcium) and forging N ° 4 (with REM and calcium) at forging temperatures.
  • Table 1 contains data on the chemical composition of materials for forging No. 2 of the claimed steel grade and forging No. 1 of the prototype.
  • Table 2 contains data on the chemical composition of materials for forgings .Nb 3 and No. 4 of the claimed steel grade.
  • Table 3 reflects data on the mechanical properties of the claimed steel grade and prototype after austenitization at a temperature of 1050 ° C with cooling in water.
  • the proposed steel like the prototype, is alloyed with carbon and titanium.
  • the lower limit of the carbon content (0.06%) is regulated and the upper limit of the carbon content is increased to 0.1%.
  • Alloying with titanium is performed in order to ensure such a guaranteed content of titanium carbides in the matrix, which affects the radiation swelling towards its decrease. Elastically distorted regions are formed on the carbide-matrix interface due to their coherence and significant positive volume mismatch of the crystal lattice parameters (+0.7 [9]), which serve as sinks for vacancies.
  • TiC carbides trap helium bubbles and make them difficult to transform into pores.
  • the titanium and carbon remaining in the solid solution make a significant contribution to the suppression of swelling both due to the positive effect of radiation-induced TiC carbides and due to the effect of individual titanium atoms in the solid solution.
  • phase transformation y -> a in the process of irradiation of austenitic steels occurs due to a significant depletion of the matrix in austenite-forming elements, primarily nickel.
  • the depletion of the austenite matrix with nickel is accompanied by increased swelling.
  • the positive effect of increased nickel concentrations on the suppression of swelling was noted both for simple ternary alloys of the Fe-Cr-Ni system, and for complex alloyed industrial compositions, and the minimum swelling is noted at a nickel content in the range of 35-45%.
  • a quantitative assessment of the degree of depletion of the austenitic matrix with nickel showed that at a swelling value of 8%, the depletion of nickel in the matrix is about 6% [12].
  • the main element giving high corrosion resistance to steels is chromium.
  • the role of chromium is to provide the passivation ability of steel.
  • a protective passivating film is formed only when the chromium content in steel is more than 12.5%.
  • the chromium content in the claimed grade is set in the range (15 - 16)%.
  • Molybdenum is an element that reduces the diffusion mobility of various elements and increases creep resistance.
  • alloying with molybdenum contributes to a decrease in the degree of segregation processes of alloying and impurity elements in the matrix during operation, as well as to an increase in the recrystallization temperature, which is important for the formation of the required grain score in the workpiece during forging.
  • a decrease in the diffusion mobility of elements contributes, among other things, to a decrease in swelling, and an increase in creep resistance provides a higher resistance to stress corrosion cracking.
  • silicon is used as one of the deoxidizers. Silicon has a diffusion mobility several orders of magnitude higher than nickel and other basic alloying elements of austenitic steel. The acceleration of diffusion in steels doped with silicon reduces the saturation with vacancies and, thus, decreases the rate of pore nucleation. Another mechanism of the influence of silicon as a sub-sized element is similar to nickel - silicon forms stable complexes with interstitial atoms and thereby increases the degree of their recombination with vacancies. However, during the formation of the g'-phase of N Si, silicon is removed from the solid solution, together with nickel, which most effectively suppresses swelling and stabilizes the g-phase. In the prototype 08X18H10T, the silicon content is limited to the top by 0.8%. Considering both the positive and negative effects of silicon, in the claimed brand, the silicon content is limited to (0.4 - 0.6)%.
  • Manganese is used to remove oxygen and sulfur from steel. It has less segregation tendency than any other alloying element. Manganese favorably influences the quality of forgings over the entire carbon content range, with the exception of steels with very low carbon content, and also reduces the risk of red brittleness. Manganese has a beneficial effect on the ductility and weldability of steels. Manganese promotes the formation of austenite and therefore expands the austenitic region of the phase diagram. A high content of manganese (more than 2%) leads to an increased tendency to cracking and warping during quenching. In the claimed steel grade, the manganese content is limited by the level (1.5 - 2.0)%.
  • the nitrogen content in the claimed steel is normalized as an impurity, since nitrogen leads to the formation of titanium nitrides and carbonitrides, on which deformation pores are formed [15].
  • nitrogen reduces the energy of packing faults (EDF), which negatively affects the resistance of steel to stress corrosion cracking.
  • EDF packing faults
  • the inventive steel is alloyed with calcium in an amount of 0.001-0.003%, which is adsorbed on the surface of growing crystals during solidification, reducing the growth rate of metal crystal faces and thereby contributes to the formation of a more dispersed structure.
  • Calcium binds sulfur into refractory compounds, sharply reducing the possibility of the formation of low-melting sulfides TiS and NiS at a super-equilibrium sulfur content.
  • rare-earth metal REM
  • Cerium and lanthanum REM additives cerium and lanthanum into the metal in a total amount of 0.001-0.005%, leads to grain refinement; cleans steel from oxygen, sulfur and neutralizes the harmful effects of non-ferrous metal impurities; improves the weldability of steel in terms of increasing resistance to the formation of "hot cracks" as a result of the binding of sulfur and oxygen to refractory compounds [16].
  • Rare earth metals reduce the resistance to deformation during forging, increasing the manufacturability of steel in the manufacture of large-sized forgings. In addition, these metals reduce radiation swelling [9].
  • Phosphorus has a high diffusion mobility and enhances the diffusion rate of the main steel elements.
  • Secretions of RegP phosphides enhance the recombination of point radiation-induced defects at the precipitate-matrix interface due to high mismatch [9, 17]. Therefore, in the declared steel grade, phosphorus should not be considered as an impurity.
  • the optimal phosphorus content in terms of reducing swelling is from 0.020% to 0.035% [12, 17].
  • the phosphorus content can be limited to 0.035% as in the prototype.
  • the sulfur content in the claimed brand is limited to 0.008%, which, in combination with microalloying with calcium, ensures almost complete absence of the formation of low-melting eutectics during the solidification of the ingot and, as a consequence, ensures its technological strength.
  • the low sulfur content provides a low volume fraction of sulfides and, as a result, a high level of fracture toughness and impact toughness [19].
  • the content of copper as an impurity, as in the prototype steel, is limited to 0.3% according to GOST 5632-72 [1] for steels not alloyed with copper.
  • the elements tin, antimony, arsenic, bismuth and lead are impurities and their content in the proposed steel should not exceed 0.001%.
  • the content of impurities in excess of the specified level negatively affects the service characteristics of the steel - impurities, when exposed to the operating temperature and radiation, which enhance diffusion, segregate at the grain boundaries and weaken their cohesive strength.
  • the metal was smelted in vacuum induction furnaces. Casting into ingots was carried out in vacuum. The resulting metal was subjected to hot working with pressure on industrial press-forging equipment.
  • the microstructure and radiation swelling of the irradiated layer of the samples were investigated by scanning and transmission electron microscopy.
  • the metal of the forging of the claimed steel with 20% nickel has a swelling 1.3 times lower than that of the prototype.
  • the claimed steel with a nickel content of 20% does not provide the required reduction of radiation swelling in comparison with the prototype by 2.4 times, and, therefore, the specified material does not ensure the guaranteed performance of the VVER TOP baffle during the design service life of 60 years.
  • Irradiation in a metal ion accelerator for forgings N ° 3 and N ° 4 was carried out according to the regime simulating the irradiation of the VKU material in VVER-type reactors.
  • the metal of the prototype (N2I forging) was irradiated in the same mode.
  • FIG. 2 it can be seen that the swelling of the metal of forging No. 3 is 2.4 times lower than that of the prototype, and the swelling of the metal of forging No. 4 is 2.7 times lower than that of the prototype.
  • FIG. 3 shows a comparison of the deformation diagrams of the metal for forging N «3 (without REM and calcium) and forging N ° 4 (with REM and calcium) at forging temperatures, and it can be seen that the resistance of steel with REM and calcium is lower.
  • alloying steel with REM improves its manufacturability (Fig. 3).
  • GOST 5632-2014 "Alloyed stainless steels and corrosion-resistant, heat-resistant and heat-resistant alloys", M., 2015, 54 p.
  • Gamer F.A. Black C.A., Edwards D.J., Factors which control the swelling of Fe-Cr-Ni ternary austenitic alloys // J. Nucl. Mater., 1997, V. 245, 124-130 pp.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Pressure Vessels And Lids Thereof (AREA)

Abstract

Изобретение относится к металлургии легированных сталей и сплавов, которые предназначены для использования в атомном энергетическом машиностроении при производстве основного оборудования АЭС, а именно для изготовления внутрикорпусной выгородки водо-водяных энергетических реакторов (ВВЭР) с ресурсом не менее 60-ти лет. Техническим результатом настоящего изобретения является создание аустенитной хромоникелевой стали, обладающей повышенной стойкостью к распуханию при воздействии нейтронных потоков при дозах до 150 сна. Технический результат достигается за счет того, что в состав известной стали, содержащей углерод, кремний, марганец, хром, никель, титан и железо, дополнительно введен молибден, кальций и редкоземельные металлы (РЗМ) лантан и церий при следующем соотношении элементов, масс. %: углерод 0,06-0,10 кремний 0,40-0,60 марганец 1,50-2,00 хром 15,0-16,0 никель 24,00-26,00 молибден 0,70-1,40 титан (5 * содержание углерода + 0,10) - 0,80 кальций 0,001-0,003 лантан и церий 0,001-0,005 фосфор < 0,035 сера < 0,008 азот < 0,020 кобальт < 0,025 медь < 0,3 олово < 0,001 сурьма < 0,001 мышьяк < 0,001 висмут < 0,001 свинец < 0,001 железо остальное. При этом для наиболее полного достижения технического результата должны одновременно выполняться следующие соотношения. Хромовый эквивалент, рассчитываемый по формуле: CCr экв=CCr+CMo+1,5*CSi+0,5*CTi, не должен превышать величину Cэкв/Cr<18,0 где CCr - содержание хрома, масс. %; CMo - содержание молибдена, масс. %; CSi - содержание кремния, масс. %; CTi - содержание титана, масс. %. Никелевый эквивалент, рассчитываемый по формуле: CNi экв=CNi+30*CC+0,5*CMn+30*CN, должен быть не ниже величины Cэкв/Ni<27б5 где CNi - содержание никеля, масс. %; CC - содержание углерода, масс. %; CMn - содержание марганца, масс. %; CN - содержание азота, масс. %. Разработанная аустенитная хромоникелевая сталь с содержанием никеля 25% позволяет достичь указанный технический результат (повышенную стойкостью к распуханию при сохранении требуемых механических свойств).

Description

РАДИАЦИОННО-СТОЙКАЯ АУСТЕНИТНАЯ СТАЛЬ
ДЛЯ ВНУТРИКОРПУСНОЙ ВЫГОРОДКИ ВВЭР
Изобретение относится к металлургии легированных сталей и сплавов, которые предназначены для использования в атомном энергетическом машиностроении при производстве основного оборудования АЭС, отвечающего требованиям безопасной эксплуатации атомной энергетики, а именно для изготовления внутрикорпусной выгородки водо-водяных энергетических реакторов (ВВЭР) с ресурсом не менее 60-ти лет.
Известны коррозионно-стойкие стали типа 08Х18Н10Т и 08X18Н9, применяемые для изготовления внутрикорпусной выгородки в России [1-3] и за рубежом [4] соответственно.
Выгородка корпуса реактора ВВЭР подвергается высокодозному нейтронному облучению и эксплуатируется в водной среде теплоносителя первого контура, являющейся коррозионной средой [5]. Высоко дозное облучение вызывает дополнительный разогрев внутренних слоев выгородки и, как следствие, их радиационное распухание. Градиенты температуры и распухания по толщине выгородки приводят к возникновению высоких растягивающих напряжений в поверхностных слоях выгородки, контактирующих с водной средой. Контакт высокооблученного металла со средой может приводить к коррозионному растрескиванию выгородки. Кроме того, радиационное распухание стали 08Х18Н10Т, превышающее 7%, приводит к g— ^-превращению и возникновению хрупко-вязкого перехода, что обусловливает резкое падение пластичности, т.е. охрупчивание стали.
При распухании, превышающем 5%, трещиностойкость стали становится близка к нулю.
Основным негативным фактором радиационного распухания является вызываемое им формоизменение выгородки, которое может привести к контакту внутренней поверхности выгородки с периферийными тепловыделяющими сборками (ТВС) и, как следствие, к затруднению извлечения ТВС из активной зоны.
Согласно оценкам, представленным в работах [6, 7], в случае изготовления выгородки реактора ВВЭР ТОЙ из используемой в настоящее время стали 08Х18Н10Т, при консервативной оценке её радиационного распухания проектный срок службы выгородки 60 лет может быть не обеспечен. При этом будут реализованы вышеперечисленные механизмы охрупчивания, а формоизменение выгородки приведет к ее контакту с ТВС. Выполненные материаловедческие исследования [6] показывают, что для гарантированного обеспечения работоспособности выгородки реактора типа ВВЭР ТОЙ в течение проектного срока службы 60 лет необходимо снизить распухание материала выгородки в 2,4 раза по сравнению со сталью 08Х18Н10Т.
Распухание стали типа 08X18Н9, при одних и тех же условиях, выше, чем у стали 08Х18Н10Т [8], поэтому выгородка из стали 08X18Н9 будет иметь еще меньший ресурс, чем выгородка из стали 08Х18Н10Т.
Наиболее близкой по назначению, условиям эксплуатации и механическим характеристикам к предлагаемой стали является сталь марки 08Х18Н10Т-У по ГОСТ 5632-72 [1], применяемая в настоящее время для изготовления внутрикорпусной выгородки ВВЭР и содержащая компоненты в масс. %:
углерод <0,08
кремний < 0,8
марганец < 2,00
хром 17,00 - 19,00
никель 9,00- 11,00
титан 5*С - 0,70
сера < 0,02
фосфор <0,035 кобальт <0,025
медь <0,3
железо остальное.
Данная марка характеризуется недостаточным сопротивлением радиационному распуханию по критерию формоизменения и охрупчивания при повреждающих дозах, характерных для внутрикорпусной выгородки ВВЭР поколения III+.
Задачей, на решение которой направлено предлагаемое изобретение, является создание стали, позволяющей повысить срок службы внутрикорпусных деталей (выгородок) ВВЭР ТОЙ до 60 лет.
Техническим результатом настоящего изобретения является создание аустенитной хромоникелевой стали, обладающей повышенной стойкостью к распуханию при воздействии нейтронных потоков при дозах до 150 сна (смещений на атом), что обеспечивает снижение формоизменения внутрикорпусной выгородки при эксплуатации, а также более высокие характеристики пластичности и трещиностойкости в облученном нейтронами состоянии при сохранении сопротивления коррозионному растрескиванию (по сравнению со сталью 08Х18Н10Т).
Такой комплекс свойств новой стали обеспечивает работоспособность внутрикорпусной выгородки ВВЭР ТОЙ в течение проектного срока службы, составляющего не менее 60 лет.
Технический результат достигается за счет того, что в состав известной стали, содержащей углерод, кремний, марганец, хром, никель, титан и железо, дополнительно введен молибден, кальций и редкоземельные металлы (РЗМ) лантан и церий при следующем соотношении элементов, масс. %:
углерод 0,06 - 0,10
кремний 0,40 - 0,60
марганец 1,50 - 2,00
хром 15,0 - 16,0 никель 24,00 - 26,00
молибден 0,70 - 1,40
титан (5 Содержание углерода+0,10) - 0,80
кальций 0,001-0,003
лантан и церий 0,001-0,005
фосфор <0,035
сера <0,008
азот <0,020
кобальт <0,025
медь <0,3
олово <0,001
сурьма <0,001
мышьяк <0,001
висмут <0,001
свинец <0,001
железо остальное.
При этом для наиболее полного достижения технического результата должны одновременно выполняться следующие соотношения.
Хромовый эквивалент, рассчитываемый по формуле:
Ссгэкв = Ссг + Смо+ l,5*Csi + 0,5* On,
не должен превышать величину С^в <18,0;
где Ссг - содержание хрома, масс. %; Смо - содержание молибдена, масс. %; Csi - содержание кремния, масс.%; Сп - содержание титана, масс. %.
Никелевый эквивалент, рассчитываемый по формуле:
Figure imgf000006_0001
должен быть не ниже величины С^кв >27,5,
где См - содержание никеля, масс. %; Сс - содержание углерода, масс. %; Смп - содержание марганца, масс.%; CN - содержание азота, масс. %. Ширина выбранных диапазонов содержания легирующих элементов обусловлена металлургическими особенностями литья крупных слитков.
Заявляемое изобретение проиллюстрировано следующими графическими материалами.
На фиг.1 представлены зависимости радиационного распухания от повреждающей дозы для прототипа (металл поковки JVfel) и заявляемой стали с 20% никеля (металл поковки N°2).
На фиг. 2 представлены зависимости радиационного распухания от повреждающей дозы для прототипа (металл поковки JNbl) и металла поковок N°3 H N°4.
На фиг. 3 показано сопоставление диаграмм деформирования металла поковки N«3 (без РЗМ и кальция) и поковки N°4 (с РЗМ и кальцием) при температурах ковки.
Таблица 1 содержит данные по химическому составу материалов поковки N°2 заявляемой марки стали и поковки N° 1 прототипа.
Таблица 2 содержит данные по химическому составу материалов поковок .Nb 3 и No 4 заявляемой марки стали.
Таблица 3 отражает данные по механическим свойствам заявляемой марки стали и прототипа после аустенизации при температуре 1050°С с охлаждением в воде.
Выполнение этих соотношений обеспечивает сохранение аустенитной структуры в течение всего срока эксплуатации внутрикорпусной выгородки (отсутствие g— нх превращения), сохранение стойкости к межкристаллитному коррозионному растрескиванию и максимальный уровень распухания материала выгородки не более 6 % на конец срока эксплуатации реактора.
Соотношение указанных элементов, в том числе легирующих, и принятые ограничения суммарного содержания некоторых из них выбраны таким образом, чтобы сталь обеспечивала требуемый уровень механических характеристик и радиационного распухания (не более 6 %) после облучения дозой до 150 сна при максимальной температуре облучения Гобл = 370°С.
Предлагаемая сталь, как и прототип, легирована углеродом и титаном. В предлагаемой стали регламентирован нижний предел содержания углерода (0,06%) и увеличен верхний предел содержания углерода до 0,1%. Легирование титаном производится с расчетом, чтобы обеспечить такое гарантированное содержание карбидов титана в матрице, которое оказывает влияние на радиационное распухание в сторону его уменьшения. На поверхности раздела карбид-матрица в силу их когерентности и значительного положительного объемного несоответствия параметров кристаллической решетки (+0,7 [9]) образуются упругоискаженные области, которые служат стоками для вакансий. Кроме того, карбиды TiC задерживают гелиевые пузырьки и затрудняют их преобразование в поры. Как показано в работе [10], введение в сталь Х16Н15МЗ всего ~0,1 % титана снижает распухание с 15 до 2% после повреждающей дозы 70 сна (Т0бл= 500°С). Содержание углерода в количестве С=(0,06-0,10)% в предлагаемой стали в комплексе с легированием титаном в количестве ((5С+0,1)-0,8)% обеспечивает предотвращение образования карбидов СггзСб по границам зерен, приводящих к обеднению хромом приграничных участков и увеличению склонности стали к межкристаллитному коррозионному растрескиванию. Оставшиеся в твердом растворе титан и углерод вносят заметный вклад в подавление распухания как за счет положительного влияния радиационно-индуцированных карбидов TiC, так и за счет влияния отдельных атомов титана в твердом растворе. Атомный радиус титана составляет Кп= 0,145 нм (надразмерный элемент), что обусловливает образование комплекса атом титана-вакансия железа (с энергией связи 0,3 эВ [11]) и, тем самым, образует дополнительные центры рекомбинации для межузельных атомов.
При содержании титана, превышающем 0,8- 1,0%, в стали под облучением образуются высокая концентрация дисперсных частиц NbTi (g'- фаза). Выделение g'-фазы оказывает двоякое воздействие на радиационное распухание. Собственно мелкодисперсная g'-фаза подавляет распухание по механизму, подобному влиянию карбидов TiC [10]. С другой стороны, /-фаза выводит из твердого раствора заметное количество никеля, что может стимулировать у— »а превращение и рост распухания.
Фазовое превращение у— >а в процессе облучения аустенитных сталей происходит из-за значительного обеднения матрицы аустенитобразующими элементами, прежде всего, никелем. При этом обеднение аустенитной матрицы никелем сопровождается усилением распухания. Положительное влияние повышенных концентраций никеля на подавление распухания отмечалось как для простых тройных сплавов системы Fe-Cr-Ni, так и для сложнолегированных промышленных составов, причем минимум распухания отмечается при содержании никеля в интервале 35-45%. Количественная оценка степени обеднения аустенитной матрицы никелем показала, что при величине распухания, равной 8%, обеднение никелем матрицы составляет около 6% [12].
Основным элементом, дающим сталям высокую коррозионную стойкость, является хром. Роль хрома заключаются в том, что он обеспечивает способность стали к пассивации. Защитная пассивирующая пленка образуется только при содержании хрома в стали более 12,5%. В целях гарантированного обеспечения однофазной аустенитной микроструктуры стали с учетом обеднения матрицы никелем под облучением содержание хрома в заявляемой марке задается в диапазоне (15 - 16)%.
Оценка степени предрасположенности различных сталей к фазовому у— »а-превращению, выполненная с применением диаграммы Шеффлера, показала, что для гарантированного отсутствия у— »а превращения в аустенитных сталях, содержащих (16-19) % эквивалента хрома Ссгэкв, с учетом обеднения матрицы стали никелем в процессе облучения в течение 60 лет, содержание никеля в стали должно быть увеличено по сравнению с прототипом с (9,00 - 11,00)% как минимум до 20%. Такое увеличение никеля будет компенсировать обеднение матрицы материала никелем за счет радиационного распухания, образования радиационно-индуцированных фаз и сегрегаций, и гарантировано обеспечит полностью аустенитную структуру при распухании до 8%. Увеличение содержания никеля по сравнению с прототипом также способствует снижению радиационного распухания при нейтронном облучении [12]. В то же время, 20% содержания никеля может быть недостаточно для необходимого снижения радиационного распухания по сравнению с прототипом. Учитывая некоторые результаты исследований [13], показывающих отсутствие снижения распухания при повышении никеля до 20% при содержании хрома 16%, при выборе химического состава рассматривалось два варианта содержания никеля: 20% и 25%.
Кроме того, увеличение никеля до 25% гарантирует отсутствие g— >а превращения даже при возможном обогащении матрицы хромом, эквивалентном обеднению никелем.
Молибден является элементом, снижающим диффузионную подвижность различных элементов и повышающим сопротивление ползучести. Кроме того, легирование молибденом способствует уменьшению степени сегрегационных процессов легирующих и примесных элементов в матрице при эксплуатации, а также повышению температуры рекристаллизации, что важно для формирования требуемого балла зерна в заготовке при ковке. Снижение диффузионной подвижности элементов способствует, в том числе, снижению распухания, а повышение сопротивления ползучести обеспечивает более высокое сопротивление коррозионному растрескиванию.
В то же время одновременное легирование титаном и молибденом приводит к образованию в стали крупных карбидов типа (Ti, Мо)С, которые могут приводить к снижению трещиностойкости и ударной вязкости. Согласно выполненным в работе [14] исследованиям формирование крупных карбидов (Ti, Mo)C происходит даже при снижении содержания молибдена до 1,5%. В связи с этим в новой стали установлено содержание Мо в диапазоне (0,7 - 1,4)%.
В заявленной марке стали в качестве одного из раскислителей применяют кремний. Кремний имеет диффузионную подвижность на несколько порядков выше по сравнению с никелем и другими основными легирующими элементами аустенитной стали. Ускорение диффузии в сталях, легированных кремнием, снижает пресыщение вакансиями и тем самым уменьшает скорость зарождения пор. Другой механизм влияния кремния как подразмерного элемента аналогичен никелю - кремний образует стабильные комплексы с межузельными атомами и тем самым увеличивает степень их рекомбинации с вакансиями. Однако в процессе образования g'-фазы N Si происходит удаление кремния из твердого раствора, причем совместно с никелем, наиболее эффективно подавляющим распухание и стабилизирующим g-фазу. В прототипе 08Х18Н10Т содержание кремния ограничено сверху уровнем 0,8%. Учитывая как положительное, так и отрицательное влияние кремния, в заявленной марке содержание кремния ограничено уровнем (0,4 - 0,6)%.
Марганец применяют для удаления из стали кислорода и серы. Он имеет меньшую тенденцию к сегрегации, чем любой другой легирующий элемент. Марганец благоприятно влияет на качество поковки во всем диапазоне содержания углерода, за исключением сталей с очень низким содержанием углерода, а также снижает риск красноломкости. Марганец благоприятно влияет на ковкость и свариваемость сталей. Марганец способствует образованию аустенита и поэтому расширяет аустенитную область диаграммы состояния. Большое содержание марганца (более 2%) приводит к возрастанию тенденции к растрескиванию и короблению при закалке. В заявляемой марке стали содержание марганца ограничено уровнем (1,5 - 2,0)%. Содержание азота в заявляемой стали нормировано как примесь, так как азот приводит к образованию нитридов и карбонитридов титана, на которых образуются деформационные поры [15]. Кроме того, азот снижает энергию дефектов упаковки (ЭДУ), что отрицательно сказывается на сопротивлении стали коррозионному растрескиванию. Исходя из вышеизложенного, а также учитывая современные возможности металлургического производства, содержание азота не должно превышать 0,02 %, т.е. CN < 0,02 % .
Заявляемая сталь легирована кальцием в количестве 0,001-0,003%, который процессе затвердевания адсорбируется на поверхности растущих кристаллов, понижая скорость роста граней кристаллов металла и тем самым, способствует формированию более дисперсной структуры. Кальций связывает серу в тугоплавкие соединения, резко снижая возможность образования легкоплавких сульфидов TiS и NiS при сверхравновесном содержании серы.
Введение в металл добавок редкоземельных металлов (РЗМ) церия и лантана в суммарном количестве 0,001-0,005%, приводит к измельчению зерна; очищает стали от кислорода, серы и нейтрализует вредное влияния примесей цветных металлов; улучшает свариваемость стали с точки зрения повышения сопротивления образованию «горячих трещин» в результате связывания серы и кислорода в тугоплавкие соединения [16]. Редкоземельные металлы снижают сопротивление деформированию при ковке увеличивая технологичность стали при изготовлении крупногабаритных поковок. Кроме того, эти металлы снижают радиационное распухание [9].
Фосфор имеет высокую диффузионную подвижность и усиливает скорость диффузии основных элементов стали. Выделения фосфидов РегР усиливают рекомбинацию точечных радиационно-индуцированных дефектов на поверхности раздела выделение-матрица из-за высокого несоответствия [9, 17]. Поэтому в заявленной марке стали фосфор не следует рассматривать как примесь. Оптимальное содержание фосфора с точки зрения снижения распухания составляет от 0,020% до 0,035% [12, 17].
В то же время следует отметить, что фосфор может образовывать межзеренные сегрегации и снижать коррозионную стойкость стали [18].
Учитывая, что в современной металлургии без введения специальных требований по чистоте аустенитных хромо-никелевых сталей по содержанию фосфора используется шихта, при которой содержание фосфора варьируется от 0,01% до 0,035%, содержание фосфора может быть ограничено 0,035% как и в прототипе.
Содержание серы в заявленной марке ограничивается 0,008%, что в сочетании с микролегированием кальцием обеспечивает практически полное отсутствие формирования легкоплавких эвтектик при затвердевании слитка и, как следствие, обеспечивает его технологическую прочность. Кроме того, низкое содержание серы обеспечивает низкую объёмную долю сульфидов и, как следствие, высокий уровень трещиностойкости и ударной вязкости [19].
Содержание меди как примеси, как и в стали прототипе, ограничено 0,3% согласно ГОСТ 5632-72 [1] для сталей, не легированных медью.
Элементы олово, сурьма, мышьяк, висмут и свинец относятся к примесям и их содержание в предлагаемой стали не должно превышать 0,001%. Содержание примесей сверх указанного уровня отрицательно влияет на служебные характеристики стали - примеси при воздействии рабочей температуры и облучения, усиливающих диффузию, сегрегируют на границы зерен и ослабляют их когезивную прочность.
Кобальт образует при облучении долгоживущие изотопы, поэтому его содержание в стали также ограничено минимальным уровнем, который можно обеспечить в стали предлагаемого состава при выплавке - не более 0,025%. На первом этапе из принципа экономного легирования стали никелем в результате экспериментальных исследований был выбран состав заявляемой стали с содержанием легирующих и примесных элементов в пределах патентуемого состава за исключением никеля, содержание которого составило 20%, и без введения РЗМ и кальция. Были изготовлены 2 опытные поковки весом по 500 кг - поковка JVbl прототипа (сталь марки 08Х18Н10Т) и поковка N°2 заявляемой стали.
Металл выплавлялся в вакуумных индукционных печах. Разливка в слитки производилась в вакууме. Полученный металл подвергался горячей обработке давлением на промышленном кузнечно-прессовом оборудовании.
Химический состав материалов представлен в таблице 1.
Для сравнительной оценки склонности к радиационному распуханию при больших дозах облучения заявляемой стали с 20% никеля и прототипа было проведено облучение тяжелыми ионами в ионном ускорителе. Облучение проводилось при различных температурах и различном уровне прединжектированного гелия, имитирующего его генерацию в материале в результате ядерных реакций при облучении нейтронами.
После облучения проводилось исследование микроструктуры и радиационного распухания облученного слоя образцов методами сканирующей и просвечивающей электронной микроскопии.
Как видно из фиг. 1, металл поковки заявляемой стали с 20% никеля имеет распухание в 1,3 раза ниже, чем у прототипа.
Таким образом, заявляемая сталь с содержанием никеля 20% не обеспечивает требуемое снижение радиационного распухания по сравнению с прототипом в 2,4 раза, а, следовательно, указанный материал не обеспечивает гарантированную работоспособность выгородки ВВЭР ТОП в течение проектного срока эксплуатации 60 лет.
Исходя из полученного результата дополнительно были изготовлены 2 опытных поковки N«3 и N°4 заявляемой стали по 500 кг каждая. Содержание легирующих и примесных элементов в металле поковки N°3 соответствовало патентуемому составу без введения РЗМ и кальция, а в поковке N°4 - полностью соответствовало патентуемому составу.
Химический состав поковок Ns3 и N°4 представлен в таблице 2.
Облучение в ионном ускорителе металла поковок N°3 и N°4 проводилось по режиму, моделирующему облучение материала ВКУ в реакторах типа ВВЭР. По этому же режиму был облучен металл прототипа (поковка N2I).
На фиг. 2 видно, что распухание металла поковки N°3 в 2,4 раза ниже, чем у прототипа, а распухание металла поковки N°4 в 2,7 раза ниже, чем у прототипа.
Полученные данные показывают явное преимущество заявляемой стали с 25% никеля по сравнению со сталью с 20% никеля (металл поковки N°2). Кроме того, видно, что введение редкоземельных металлов и кальция подавляет в некоторой степени радиационное распухание.
Кроме указанного положительного влияния РЗМ и кальция на подавление распухания было подтверждено положительное влияние этих элементов на технологичность стали при ковке.
На фиг. 3 показано сопоставление диаграмм деформирования металла поковки N«3 (без РЗМ и кальция) и поковки N°4 (с РЗМ и кальцием) при температурах ковки, и видно, что сопротивление стали с РЗМ и кальцием ниже.
Исследования механических свойств металла поковки прототипа N°1 и поковки N°4 заявляемой стали проводилось на образцах, изготовленных из термически обработанного после ковки металла: гомогенизационный отжиг (аустенизация) при 1050°С с охлаждением в воде. Выдержка при температуре аустенитизации назначалась из расчетиа 2 мин/мм сечения. Из термически обработанного материала были изготовлены заготовки, а затем образцы на статическое растяжение при температурах +20°С и 350°С. Результаты определения механических свойств представлены в таблице 3. В этой же таблице приведены требования к величине механических свойств для стали прототипа 08Х18Н10Т согласно ОСТ 108.109.01-92, которые используются при расчете статической прочности элементов внутрикорпусных устройств реакторов и, в частности, выгородки. Результаты механических испытаний усреднены по 2-м образцам на точку.
Из представленных в таблице 3 данных видно, что металл обеих поковок обеспечивает требования ОСТ 108.109.01-92, предъявляемые к механическим свойствам стали прототипа, а значит, обеспечивают прочностные характеристики выгородки реактора типа ВВЭР ТОЙ.
Исходя из того, что механические свойства заявляемой стали с 25% никеля, добавлением РЗМ и кальция, обеспечивают требования ОСТ 108.109.01-92, предъявляемые к механическим свойствам стали прототипа (Таблица 3), а радиационное распухание в 2,7 раза ниже, чему у прототипа (фиг. 2), предлагается использовать указанную сталь для ВКУ перспективных ВВЭР.
Кроме того, следует отметить, что легирование стали РЗМ улучшает её технологичность (фиг. 3).
Учитывая варьирование основных легирующих элементов, влияющих на ее структурное состояние, в пределах патентуемого состава, а также учитывая процессы, приводящие к обеднению никелем и обогащении хромом матрицы при облучении, для обеспечения аустенитной структуры в течение всего срока эксплуатации для заявляемого состава должны выполняться следующие соотношения: хромовый эквивалент, рассчитываемый по формуле Ссгэкв = Ссг + См0+ l,5*Csi + 0,5*Сп, должен не превышать величину С^в <18,0; никелевый эквивалент, рассчитываемый по формуле: Смэкв = См + 30*Сс + 0,5*Смп + 30*CN, должен быть не ниже величины С^в >27,5. Результаты проведенных испытаний свидетельствуют о том, что разработанная аустенитная хромоникелевая сталь с содержанием никеля 25% позволяет достичь указанный в описании технический результат (повышенную стойкостью к распуханию при сохранении требуемых механических свойств), а в отношении сплава-прототипа подтверждены его недостатки.
Источники информации:
1. ГОСТ 5632-2014 «Легированные нержавеющие стали и сплавы коррозионно-стойкие, жаростойкие и жаропрочные», М., 2015, 54 с.
2. ОСТ 108.109.01-92 «Заготовки корпусных деталей из коррозионностойких сталей аустенитного класса. Технические условия».
3. Патент РФ ЛЬ 2293787 от 20.02.2007, Бюллетень ЛЬ 5.
4. Стандарт ASTM А- 182.
5. Погодин В.П., Богоявленский В.Л., Сентюрев В.П. Межкристаллитная коррозия и коррозионное растрескивание нержавеющих сталей в водных средах - М., «Атомиздат», 1970, с. 422.
6. Карзов Г.П., Марголин Б.З. Основные механизмы радиационного повреждения материалов ВКУ и материаловедческие проблемы их длительной эксплуатации. Журнал «РЭА», 2015, ЛЬ 2, с. 8-15.
7. Пиминов В.А., Евдокименко В.В. Оценка прочности и ресурса ВКУ действующих и сооружаемых реакторов типа ВВЭР: реалистический и консервативный прогнозы. Журнал «РЭА», 2015, Л 2, с. 16-19.
8. Васина Н.К, Марголин Б.З., Гуленко А.Г, Курсевич И.П. Радиационное распухание нержавеющих сталей: влияние различных факторов. Обработка экспериментальных данных и формулировка определяющих уравнений. Журнал «Вопросы материаловедения», 2006, Л 4(48), с. 69-89. 9. Воеводин B.H., Неклюдов И.М. Эволюция структурно-фазового состояния и радиационная стойкость конструкционных материалов. Киев, «Наукова думка», 2006, с. 376.
10. Налесник В.М., Сагарадзе В.В. и др. Исследование процессов, определяющих формоизменение аустенитных нержавеющих сталей типа 16- 15 с различными вариантами легирования в условиях облучения БН-600. «Вопросы атомной науки и техники». Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение, 1991, вып. 2(56).
11. Johnston Р.А., Lam N.Q. Solute segregation under irradiation// Journal of Nuclear Materials, 1973, 69-70, p. 424.
12. Курсевич И.П., Карзов Г. П., Марголин Б.З. и др. Принципы легирования новой радиационностойкой аустенитной стали для ВКУ ВВЭР- 1200, обеспечивающей их безопасную эксплуатацию не менее 60 лет. Журнал «Вопросы материаловедения», 2012, N° 3(71), с. 140-154.
13. Gamer F.A., Black С. A., Edwards D.J., Factors which control the swelling of Fe-Cr-Ni ternary austenitic alloys // J. Nucl. Mater., 1997, V. 245, 124- 130 pp.
14. B. Rouxel, C. Bisor, Y. De Carlan et al. Influence of austenitic stainless steel microstructure on the void swelling under ion irradiation // EPJ Nuclear Sci. Technol., 2016, V.2.
15. Сорокин A. A. , Марголин Б.З. , Курсевич И.П. , Минкин А.И. , Неустроев В.С. , Белозеров С.В. Влияние нейтронного облучения на механические свойства материалов внутрикорпусных устройств реакторов типа ВВЭР. «Вопросы материаловедения», 2011, J e 2 (66), с. 131-152.
16. Технология электрической дуговой сварки. Под ред. Деменцевича В.П., Думова С.И. М., «Машиностроение», 1959, с. 358.
17. Maziasz Р. J. Overview of microstructural evolution in neutron- irradiated austenitic stainless steels // Journal of Nuclear Materials. - 1993. - V. 205. - P. 118-145. 18. Металловедение и термическая обработка стали. Справочник. Под ред. Бернштейна М.Л., Рахштадта А.Г. М., «Металлургия», 1983, т. II, с. 365.
19. Херцберг Р. В. Деформация и механика разрушения конструкционных материалов. Пер. с англ. Бернштейна А. М., под ред. Бернштейна М. Л., Ефименко С. П. М., «Металлургия», 1989, с. 575, ил.21.
Радиационно-стойкая аустенитная сталь для внутрикорпусной выгородки ВВЭР
Таблица 1
Химический состав поковки N°2 заявляемой марки стали и прототипа
Figure imgf000020_0001
Продолжение таблицы 1
Figure imgf000020_0002
Таблица 2
Химический состав поковок N°3 и N°4 заявляемой марки стали
Figure imgf000020_0003
Продолжение таблицы 2
Figure imgf000020_0004
Таблица 3
Механические свойства заявляемой марки стали и прототипа после аустенизации при температуре 1050°С с охлаждением в воде.
Figure imgf000021_0001

Claims

ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ
1. Радиационно-стойкая аустенитная сталь для внутрикорпусной выгородки ВВЭР, содержащая углерод, кремний, марганец, хром, никель, титан и железо, отличающаяся тем, что она дополнительно содержит молибден, кальций, лантан и церий при следующем соотношении элементов, масс.'%:
углерод 0,06 - 0,10
кремний 0,40 - 0,60
марганец 1,50 - 2,00
хром 15,0 - 16,0
никель 24,00 - 26,00
молибден 0,70 - 1,40
титан (5 Содержание углерода+0,10) - 0,80
кальций 0,001-0,003
лантан и церий 0,001-0,005
фосфор <0,035
сера <0,008
азот <0,020
кобальт <0,025
медь <0,3
олово <0,001
сурьма <0,001
мышьяк <0,001
висмут <0,001
свинец <0,001
железо остальное.
20
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26)
2. Радиационно-стойкая аустенитная сталь для внутрикорпусной выгородки ВВЭР по п. 1 , отличающаяся тем, что одновременно выполняются следующие соотношения:
хромовый эквивалент Ссг экв, рассчитываемый по формуле:
ССг экв = Ссг + Смо+ l,5*CSi + 0,5*Сть
не должен превышать величину C B <18,0,
.где Ссг - содержание хрома, масс. %; Смо - содержание молибдена, масс. %; Csi - содержание кремния, масс.%; С-п - содержание титана, масс. %. никелевый эквивалент, рассчитываемый по формуле:
CNi 3KB = CNi + 30*Сс+ 0,5*Смп + 30*CN,
должен быть не ниже величины С^кв >27,5,
где CNi - содержание никеля, масс. %; Сс - содержание углерода, масс. %; СМп - содержание марганца, масс.%; CN - содержание азота, масс. %.
21
ЗАМЕНЯЮЩИЙ ЛИСТ (ПРАВИЛО 26)
PCT/RU2019/001051 2019-04-15 2019-12-31 Радиационно-стойкая аустенитная сталь для внутрикорпусной выгородки ввэр WO2020214057A1 (ru)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US17/257,277 US20210269905A1 (en) 2019-04-15 2019-12-31 Radiation-Resistant Austenitic Steel for an Internal Baffle for Pressurized Water Reactors
BR112020026858A BR112020026858A2 (pt) 2019-04-15 2019-12-31 Aço austenítico resistente à radiação para revestimento interno para reatores de água pressurizada
KR1020207037832A KR20210154708A (ko) 2019-04-15 2019-12-31 가압수형 원자로(vver) 내부 구조물의 배플용 내방사선성 오스테나이트 스틸
CA3105268A CA3105268A1 (en) 2019-04-15 2019-12-31 Radiation-resistant austenite steel for in-vessel baffle
EP19925353.5A EP3957762A1 (en) 2019-04-15 2019-12-31 Radiation-resistant austenitic steel for an internal baffle for pressurized water reactors
CN201980043944.8A CN114207174A (zh) 2019-04-15 2019-12-31 用于水-水动力反应堆内围壁的耐辐射奥氏体钢
JP2020573544A JP2022538196A (ja) 2019-04-15 2019-12-31 原子炉容器内バッフル用の耐放射線性オーステナイト鋼

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2019111240A RU2703318C1 (ru) 2019-04-15 2019-04-15 Радиационно-стойкая аустенитная сталь для внутрикорпусной выгородки ввэр
RU2019111240 2019-04-15

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020214057A1 true WO2020214057A1 (ru) 2020-10-22

Family

ID=68280245

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/RU2019/001051 WO2020214057A1 (ru) 2019-04-15 2019-12-31 Радиационно-стойкая аустенитная сталь для внутрикорпусной выгородки ввэр

Country Status (9)

Country Link
US (1) US20210269905A1 (ru)
EP (1) EP3957762A1 (ru)
JP (1) JP2022538196A (ru)
KR (1) KR20210154708A (ru)
CN (1) CN114207174A (ru)
BR (1) BR112020026858A2 (ru)
CA (1) CA3105268A1 (ru)
RU (1) RU2703318C1 (ru)
WO (1) WO2020214057A1 (ru)

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2068022C1 (ru) * 1994-06-17 1996-10-20 Всероссийский научно-исследовательский институт неорганических материалов им.акад.А.А.Бочвара Аустенитная сталь
RU2233906C1 (ru) * 2003-04-03 2004-08-10 Открытое акционерное общество "Машиностроительный завод" Аустенитная сталь
RU2420600C1 (ru) * 2009-09-24 2011-06-10 Открытое акционерное общество "Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов имени академика А.А. Бочвара" Особотонкостенная труба из аустенитной боросодержащей стали для оболочки твэла и способ ее получения
US9347121B2 (en) * 2011-12-20 2016-05-24 Ati Properties, Inc. High strength, corrosion resistant austenitic alloys

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE419102C (sv) * 1974-08-26 1985-12-05 Avesta Ab Anvendning av ett kromnickelstal med austenitisk struktur till konstruktioner som erfordrar hog extrem krypbestendighet vid konstant temperatur upp till 1200?59c
JPH08337853A (ja) * 1995-06-09 1996-12-24 Hitachi Ltd 高耐食性高強度オーステナイト焼結鋼とその製造方法及びその用途
JP2897694B2 (ja) * 1995-08-07 1999-05-31 株式会社日立製作所 耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト鋼及びその用途
JP2000034545A (ja) * 1998-07-14 2000-02-02 Daido Steel Co Ltd 熱間加工性の改善されたオーステナイト系耐熱鋼およびその製造方法
AT410550B (de) * 2002-01-23 2003-05-26 Boehler Edelstahl Reaktionsträger werkstoff mit erhöhter härte für thermisch beanspruchte bauteile
RU2241266C1 (ru) * 2003-04-03 2004-11-27 Открытое акционерное общество "Машиностроительный завод" Тепловыделяющий элемент ядерного реактора на быстрых нейтронах
RU2293787C2 (ru) * 2005-04-18 2007-02-20 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Коррозионно-стойкая сталь для внутрикорпусных устройств и теплообменного оборудования аэс
AU2012234641B2 (en) * 2011-03-28 2015-01-29 Nippon Steel Corporation High-strength austenitic stainless steel for high-pressure hydrogen gas
US10519533B2 (en) * 2015-06-15 2019-12-31 Nippon Steel Corporation High Cr-based austenitic stainless steel
JP2019218621A (ja) 2018-06-22 2019-12-26 東京エレクトロン株式会社 基板載置台及び成膜装置
CN109576599A (zh) * 2018-12-31 2019-04-05 兴化市广福金属制品有限公司 抗晶间腐蚀高强度奥氏体不锈钢

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2068022C1 (ru) * 1994-06-17 1996-10-20 Всероссийский научно-исследовательский институт неорганических материалов им.акад.А.А.Бочвара Аустенитная сталь
RU2233906C1 (ru) * 2003-04-03 2004-08-10 Открытое акционерное общество "Машиностроительный завод" Аустенитная сталь
RU2420600C1 (ru) * 2009-09-24 2011-06-10 Открытое акционерное общество "Высокотехнологический научно-исследовательский институт неорганических материалов имени академика А.А. Бочвара" Особотонкостенная труба из аустенитной боросодержащей стали для оболочки твэла и способ ее получения
US9347121B2 (en) * 2011-12-20 2016-05-24 Ati Properties, Inc. High strength, corrosion resistant austenitic alloys

Non-Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
A.A. SOROKINB.Z. MARGOLINI.P. KURSEVICHA.I. MINKINV.S. NEUSTROEVS.V. BELOZEROV: "Impact of neutron irradiation on the mechanical properties of materials of VVER type reactor internals", MATERIALS SCIENCE ISSUES, vol. 66, no. 2, 2011, pages 131 - 152
B. ROUXELC. BISORY. DE CARLAN ET AL.: "Influence of austenitic stainless steel microstructure on the void swelling under ion irradiation", EPJ NUCLEAR SCI. TECHNOL., no. 2, 2016
G.P. KARZOVB.Z. MARGOLIN: "Essential radiation damage of internals materials and materials science issues of their long-duration operation", REA JOURNAL, 2015, pages 8 - 15
GARNER F.A.BLACK C.A.EDWARDS D.J.: "Factors which control the swelling of Fe-Cr-Ni ternary austenitic alloys", J. NUCL. MATER., vol. 245, 1997, pages 124 - 130
I.P. KURSEVICHG.P. KARZOVB.Z. MARGOLIN: "Alloying principles of new radiation-resistant austenitic steel for the internals of VVER-1200 ensuring their safe operation for minimum 60 years", JOURNAL ''MATERIAL SCIENCE ISSUES, vol. 71, no. 3, 2012, pages 140 - 154
JOHNSTON P.A.LAM N.Q.: "Solute segregation under irradiation", JOURNAL OF NUCLEAR MATERIALS, vol. 69-70, 1973, pages 424
MAZIASZ P. J.: "Overview of microstructural evolution in neutron-irradiated austenitic stainless steels", JOURNAL OF NUCLEAR MATERIALS, vol. 205, 1993, pages 118 - 145
N.K. VASINAB.Z. MARGOLINA.G. GULENKOI.P. KURSEVICH: "Void swelling of stainless steels: effects. Processing of experimental data and formulation of determining equations", JOURNAL ''MATERIAL SCIENCE ISSUES, vol. 4, no. 48, 2006, pages 69 - 89
V.A. PIMINOVV.V. EVDOKIMENKO: "Strength and life assessment of the internals of operating and constructed VVER type reactors: realistic and conservative forecasts", REA JOURNAL, 2015, pages 16 - 19
V.M. NALESNIKV.V. SAGARADZE: "Questions of atomic science and engineering", SERIES: PHYSICS OF IRRADIATION DAMAGES AND RADIATION MATERIAL SCIENCE, no. 56
V.P. POGODINV.L. BOGOYAVLENSKIYV.P. SENTYUREV: "Intracrystalline corrosion and stress-corrosion cracking of stainless steels in aquatic environment - Moscow", ATOMIZDAT, 1970, pages 422

Also Published As

Publication number Publication date
CN114207174A (zh) 2022-03-18
US20210269905A1 (en) 2021-09-02
CA3105268A1 (en) 2020-10-22
BR112020026858A2 (pt) 2022-02-15
JP2022538196A (ja) 2022-09-01
EP3957762A1 (en) 2022-02-23
RU2703318C1 (ru) 2019-10-16
KR20210154708A (ko) 2021-12-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5756935B2 (ja) 耐粒界腐食性および耐応力腐食割れ性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP4995111B2 (ja) 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体
EP2647732A1 (en) Precipitation-strengthened ni-based heat-resistant alloy and method for producing the same
CN110565010B (zh) 一种高放废物玻璃固化体产品容器用奥氏体耐热钢
JP4995131B2 (ja) 溶接熱影響部のクリープ特性に優れたフェライト系耐熱鋼材及び耐熱構造体
CN111394663A (zh) 耐热铁基合金及其制备方法
US4273838A (en) Weld metal resistant to neutron-bombardment embrittlement
CN111621702B (zh) 用于高放废料玻璃固化容器的核级不锈钢
CN115478220A (zh) 一种铅铋堆用铁素体/马氏体耐热钢及其制备方法
RU2703318C1 (ru) Радиационно-стойкая аустенитная сталь для внутрикорпусной выгородки ввэр
JP6321062B2 (ja) 耐粒界腐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼
KR102277730B1 (ko) 열간가공성 및 인장 특성이 우수한 보론 함유 스테인리스강 및 그 제조 방법
Kursevich et al. Principles of alloying a novel radiation-resistant austenitic steel for the VVER-1200 reactor internals guaranteeing their safe operation for at least 60 years
RU2773227C1 (ru) Теплостойкая и радиационностойкая сталь
RU2777681C1 (ru) Высокопрочная теплостойкая и радиационностойкая сталь
JPH03138334A (ja) 耐粒界腐食性Ｆｅ―Ｃｒ―Ｍｎ系合金及びその用途
EP4029963A1 (en) Reduced-activation austenitic stainless steel containing tantalum and manufacturing method therefor
JP4953371B2 (ja) 耐硝酸腐食性に優れたＮｉ基合金及びその製造方法
RU2633408C1 (ru) Теплостойкая и радиационно-стойкая сталь
RU2259419C1 (ru) Хладостойкая сталь для силовых элементов металлобетонных контейнеров атомной энергетики
RU2634867C1 (ru) Теплостойкая и радиационно-стойкая сталь
CN115612924A (zh) 一种铅铋堆用铁素体/马氏体耐热钢及其制备方法
EP4347908A1 (en) Alumina forming austenite-ferrite stainless steel alloy
CN113913680A (zh) 一种具有优良中子吸收性能的含Gd双相不锈钢及其制备方法
CN115491600A (zh) 一种铅铋堆用铁素体/马氏体耐热钢及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 19925353

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3105268

Country of ref document: CA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020573544

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112020026858

Country of ref document: BR

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019925353

Country of ref document: EP

Effective date: 20211115

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112020026858

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20201228