» » Быстрозакаленные высоколегированные стали и сплавы циркония
18.01.2016

Применение изделий, полученных компактированием быстрозакаленных порошков (гранул) коррозионно-стойких жаропрочных сталей, сосредоточено главным образом в энергетическом машиностроении, судостроении, нефте- и газодобывающей отраслях, бумажной промышленности.
Рассматриваемые высоколегированные стали склонны к развитию ликвации при кристаллизации в процессе выплавки слитков по традиционной технологии, что делает их труднодеформируемыми в условиях горячей деформации, сопровождающейся образованием трещин.
Порошковая металлургия распыленных порошков позволяет получать однородный и изотропный материал вследствие реализации эффекта высокоскоростного затвердевания,-который обеспечивает устранение ликвации, и применения последующего горячего изостатического прессования. Металлургия гранул (ПМ ГИП-технология, PM HIP — Powder Metallurgy Hot Isostatic Pressing) представляет новую ступень в получении изделий сложной формы.
Изделия, получаемые горячим изостатическим прессованием быстрозакаленных порошков (гранул) нержавеющих сталей, с 1985 г. в промышленном масштабе начала выпускать фирма Metso Powdermet А В. Общая масса изделий составляет несколько тысяч тонн.
Производство, оснащенное специальным оборудованием, включает получение быстрозакаленных порошков сферической формы (гранулы) распылением расплава струей газа, конструирование капсул, компактирование капсул, заполненных дисперсными гранулами.
Получение изделий точной геометрии обеспечивается разработкой капсул с учетом изменения размеров в процессе ГИП, вследствие чего необходимость в механической обработке сводится к обработке сопрягаемых поверхностей.
Стимулом для перехода от обычной обработки давлением к изделиям, получаемым ПМ ГИП, в значительной степени является повышенное качество и изотропность свойств, уменьшение общего времени изготовления — от конструирования капсулы до изготовления изделия, гибкость проектирования, а также экономический эффект при получении конечного изделии.
Максимальная масса изделий, изготовленных с использованием ПМ ГИП из распыленных порошков нержавеющих сталей, достигает 14 т, а максимальные размеры составляют 2,6x1,3 м.
Горячее изостатическое прессование быстрозакаленных порошков коррозионно-стойких сталей представляет метод изготовления изделий простой и сложной формы.
Преимущества этой технологии при производстве изделий из коррозионно-стойких сталей по сравнению с традиционной технологией состоят в следующем:
— гомогенность материала, изотропность свойств;
— повышенная чистота получаемого материала, очень низкий уровень шлаковых включений (окалины);
— возможность применения гибкой технологии конструирования изделий точных размеров и формы;
— легкость выполнения ультразвукового контроля изделий сложной формы;
— низкая стоимость окончательной механической обработки и эффективность производства малых серий изделий;
— короткие сроки поставки;
— возможность изготовления составных или плакированных изделий с оптимальными свойствами.
Метод ПМ ГИП (металлургия гранул) быстрозакаленных порошков коррозионно-стойких жаропрочных сталей находит применение при изготовлении таких установок, как паровые турбины и котлы, центробежные сепараторы и др.
В изготовлении газовых и паровых турбин значительные усилия направлены на увеличение мощности и эффективности турбин, снижение стоимости их производства. Новые материалы с улучшенными свойствами и более эффективными способами производства должны обеспечить выполнение этих требований.
Показательный пример удачного использования метода ПМ ГИП представляет деталь паровой турбины (рис. 15.1) цилиндрической формы с множеством сложных внутренних полостей. Обычный способ изготовления состоит в ковке диска, последующей термообработке, значительной по объему механической обработке со сверлением отверстий, восстановлении сваркой герметичности внутренних полостей.
Быстрозакаленные высоколегированные стали и сплавы циркония

Обычный способ является дорогим и затратным по времени. Методом ПМ ГИП эта деталь может быть изготовлена целиком за одну операцию ГИП на основе разработки капсулы точных размеров и формы, обеспечивающей внутренние полости изделия. Механической обработке после окончательной термообработки подвергаются только посадочные поверхности. При переходе на технологию ПМ ГИП время изготовления продукта конечной формы без промежуточных операций значительно уменьшается по сравнению с традиционной технологией.
Роторы для паровых и газовых турбин изготовляют обычно обработкой давлением слитка или сваркой сегментов ротора. С учетом высокой рабочей температуры ротора применяют 12 %-ные хромистые стали, которые обладают необходимым пределом ползучести и другими высокими механическими свойствами. ПМ ГИП технология распыленных порошков позволяет обеспечить оптимальные свойства ротора не только по объему, но и локально, повышая износостойкость опорных поверхностей и коэффициент использования материала (рис. 15.2).
Быстрозакаленные высоколегированные стали и сплавы циркония

Лопатки для паровых турбин обычно получают из кованых или прокатанных профилей механической обработкой до окончательной формы на обрабатывающих центрах с числовым программным управлением. Время обработки значительно, а КИМ очень низкий: 10-20 %.
Альтернативный путь, основанный на ГТМ ГИП-технологии изготовления упрощенной заготовки, был разработан для 12 %-ных хромистых сталей. Заготовка лопатки предназначена для окончательной обработки на высокоскоростных фрезерных станках. Время изготовления в этом случае меньше и КИМ значительно выше (> 50 %).
Изделия, полученные методом ГИП быстрозакаленных порошков высокопрочных коррозионностойких сталей, используются в оборудовании для добычи нефти и газа.
Метод ПМ ГИП особенно целесообразен при изготовлении фланцев, фитингов, тройников, корпусов вентилей, деталей трубопроводов и насосов. Они часто представляют собой изделия сложной формы, изготавливаемые и малых сериях каждого типа к размера.
В соответствии с положениями конструирования сосудов давления для выпускных отверстий и насадок необходимо усиление этих мест. С использованием ПМ ГИП-технологи и возможно усиление выпускного отверстия за счет утолщения его стенки по сравнению со стенкой трубопровода Для получения аналогичного выпускного отверстия при использовании традиционной технологии экструзии требуется более толстая стенка трубы. В результате перехода к ПМ ГИП-технологии от обычной экструзии снижается расход материала, улучшается и облегчается конструкция.
Преимущество ГИП при изготовлении изделий из высококачественной легированной стали успешно реализуется в области создания установок морского бурения.
Например, тройник для трубопровода на давление 25 МПа из быстрозакаленного порошка (гранул) дуплексной нержавеющей стали, разработанный по технологии изделия точного размера и формы, имеет массу порядка двух тонн, а при изготовлении по традиционной технологии обработки давлением из-за ограничений процесса деформации имеет массу на 45 % больше. Крупные изделия сложной формы для установок морского бурения — шарнирные соединения — имеют массу соответственно 5 и 7 т в зависимости от технологии изготовления — ПМ ГИП или традиционной,
Уровень свойств деталей, полученных из быстрозакаленных порошков нержавеющих сталей, обычно соответствует свойствам изделий, полученных по традиционной технологии, или превышает их. Дисперсная структура характеризуется однородностью и изотропностью.
Дополнительным преимуществом высокодисперсной микроструктуры изделий, полученных методом порошковой металлургии быстрозакаленных порошков, является возможность ультразвукового контроля, тогда как изделия, полученные по традиционной технологии, имеют слишком грубую микроструктуру.
Осуществлена разработка по ПМ ГИП-технологии распыленных порошков конструкционного элемента для создаваемого самого большого в мире коллайдера LНС (ускорителя протонов и ионов но встречных пучках) в рамках Европейской Организации ядерных исследований, предназначенного для получения и исследования тяжелых элементарных частиц, что позволит расширить представления о строении материи.
Изготовление оболочек достаточно большого количества (1250 штук) сверхпроводящих магнитных диполей длиной 15 м каждый, создающих магнитное поле 8,36 Тл ускорителя — основного элемента коллайдера, и в особенности их торцевых элементов, является сложной проблемой.
Торцевой элемент представляет собой изделие с комплексом высоких требований к материалу и технологии изготовления. Рабочая температура изделия составляет 4,6 К, поскольку применяется охлаждение сверхпроводящих магнитов жидким гелием; необходимы также абсолютная герметичность и отсутствие дефектов. Требования по размерным и прочностным параметрам магнитных диполей очень жесткие. Это обусловлено высокой точностью направления сталкивающихся пучков ускоряемых частиц и механическим воздействием сильных магнитных полей.
По результатам предварительных испытаний образцов, полученных методом ГИП быстрозакаленных порошков аустенитной стали, было принято решение в пользу применения этой технологии.
ПМ ГИП-технология обеспечивает 100 %-ную герметичность, сводит к минимуму необходимость использования сварки. Механические свойства специальной аустенитной нержавеющей стали при изготовлении торцевых элементов по ПМ ГИП-технологии выше, чем при других возможных методах изготовления, выбор которых, кстати, чрезвычайно мал.
Важной особенностью ПМ ГИП-процесса является возможность получения композиций различных сплавов.
Разработан новый тип металломатричных композитов с использованием карбидной смеси для покрытия изделия износостойким, коррозионно-стойким слоем необходимой толщины как альтернативный методам наплавки и плазменного напыления. Карбиды в порошковой матрице из дуплекс-стали придают материалу стойкость износу и эрозии.
ГИП быстрозакаленных порошков дуплексных нержавеющих сталей обеспечивает получение изделий с высокими механическими свойствами и сопротивлением коррозии при умеренной стоимости. Однако недостатком этого процесса является возможность образования при замедленном охлаждении интерметаллидной хрупкой σ-фазы.
Современные газостаты оснащены системой ускоренного охлаждения садки, что обеспечивает достаточно быстрое охлаждение, устраняющее образование σ-фазы в этих сталях.
Перспективным направлением применения изделий из быстро закаленных порошков металлических сплавов, получаемых методами металлургии гранул, является ядерная энергетика.
Атомная техника предъявляет к конструкционным материалам сложный комплекс требований по составу, кратковременным и длительным механическим свойствам, радиационной, коррозионной и эрозионной стойкости.
В традиционной технологии при изготовлении оболочечных труб тепловыделяющих элементов ядерных реакторов используют трубные заготовки, полученные ковкой и механической обработкой слитков большого диаметра. Наличие крупного зерна и ликвация химического состава в исходном слитке приводят к нестабильности свойств и снижению качества труб.
В связи с этим технологии, использующие быстрозакаленные порошки, позволяют устранить указанные недостатки традиционной технологии, повысить качество изделий и эффективность производства.
Наиболее перспективно применение металлургии распыленных порошков в атомной технике при производстве следующих изделий:
— оболочечных труб тепловыделяющих элементов ядерных реакторов из циркониевых сплавов, нержавеющих сталей, алюминиевых сплавов с толщиной стенки от 0,3 до 1,5—2,0 мм;
— канальных труб ядерных реакторов из тех же материалов с толщиной стенки до 4—6 мм;
— концевых и комплектующих изделий для твэлов;
— оболочечных и канальных трубы из композиционных материалов на циркониевой и стальной основе;
— фильтров на основе распыленных порошков для очистки отходов промышленного производства;
— порошков для плазменного и газоплазменного напыления покрытий и наплавки деталей при их восстановлении и повышении износо- и коррозионной стойкости.
Возможны различные схемы распылении расплава и компактирования порошков в инертной атмосфере и высоком вакууме:
— распыление расплава с оплавлением торца вертикально опускаемого расходуемого вращающегося электрода действием электрической дуги и высокочастотным ВЧ-нагревом;
— распыление из вращающегося гарнисажного тигля с электродугоным плавлением расходуемого электрода;
— распыление расплава в высоком вакууме при электронно-лучевом оплавлении торца вращающейся цилиндрической заготовки с получением быстрозакаленных порошков;
— горячее прессование распыленных порошков в высоком вакууме и режиме сверхпластического деформирования.
При получении труб и изделий из распыленных порошков нержавеющих сталей и циркониевых сплавов подтверждены высокие свойства металла труб, часто превышающие тс, которые достигаются по традиционной схеме изготовления. Высокий уровень свойств металла, полученного из распыленных порошков, определяется однородной высокодисперсной микроструктурой. Содержание газовых примесей кислорода, азота, водорода при получении порошков распылением стержней исходного материала в инертной атмосфере или в вакууме находятся на уровне содержания их в исходном материале,
При получении быстрозакаленных порошков нержавеющих сталей и циркониевых сплавов достигаются эффекты высокоскоростной кристаллизации. В аустенитной стали с добавкой бора наблюдается значительное измельчение боридной эвтектики, которая в слитке, полученном по традиционной технологии, содержит продолговатые частицы боридной фазы размером до 20 мкм, а в распыленном порошке — высокодисперсные бориды диаметром 80 нм. Сплав циркония, содержащий 1% Nb и 0,5% Ре, характеризуется образованием аномально пересыщенного твердого раствора, поскольку оба легирующих компонента находятся в твердом растворе.
Применение быстрозакаленных порошков сплавов циркония для изготовления оболочек твэлов по гранульной технологии открывает возможности создания композиционных материалов со способностью к избирательному выделению гидридов, что обеспечивает пластичность матрицы при насыщении водородом в условиях работы в паро-водяной среде. На сплавах циркония с 1 % N6 и сплавах, легированных железом, ниобием в сумме до 1,5 %, экспериментально проверена закономерность изменения механических свойств при переменном соотношении гранул разных составов, установлена хорошая коррозионная стойкость, свариваемость, способность к избирательному выделению гидридов.
На основе распыленных сферических порошков коррозионно-стойких сталей ЭП943 и ЭП630 изготовлены фильтры, вмещающие до 200 кг сферического распыленного порошка.
Значительный интерес представляет также использование распыленных порошков, в том числе с чешуйчатой формой частиц, в качестве абразивного материала для магнитно-абразивной обработки тонкостенных труб из циркониевых сплавов и нержавеющих сталей. Это открывает возможность перехода на бескислотные и бесщелочные схемы обработки труб и твэлов.
Перспективно применение методов плазменного нанесения покрытий для повышения износостойкости деталей реакторов, транспортной, рудодобывающей техники с использованием в качестве исходных материалов для напыления покрытий распыленных сферических порошков — сплавов на никель-хромовой основе с боридной эвтектикой, сферического рэлита — на основе карбида вольфрама.
Наиболее широко применяемые при получении изделий по ПМ ГИ 17-технологии коррозионно-стойкие дуплексные стали представляют собой класс сталей, в структуре которых основными фазами являются аустенит и феррит, причем содержание аустенита составляет 45—60 % об. Эти стали обладают высокими прочностью, ударной вязкостью, сопротивлением коррозионному растрескиванию в хлоридных средах, имеют высокую стойкость к питтинговой коррозии и занимают по служебным характеристикам промежуточное положение между аустенитными нержавеющими сталями и никелевыми суперсплавами.
По традиционной технологии изделия из дуплексных нержавеющих сталей изготовляют выплавкой слитка и последующей обработкой давлением. Применение ПМ ГИП-технологии обеспечивает существенные преимущества. При горячем изостатическом прессовании быстрозакаленных порошков дуплексных нержавеющих сталей формируется высокодисперсная, равноосная микроструктура.
Материал, полученный методом ПМ ГИП, демонстрирует изотропность свойств, которые могут превышать свойства литого или деформированного металла. Использование ПМ ГИП позволяет разработать технологию и изготовить изделия сложной формы в более короткие сроки.
Обычно изделия из дуплексных нержавеющих сталей перед использованием должны быть подвергнуты штатной термической обработке. Замедленное охлаждение металла в соответствии с равно весной диаграммой состояний приводит к образованию хрупких интерметаллидов.
Интерметаллидная σ-фаза, обогащенная Fе и Сr, представляет наибольшую проблему. Термическая обработка, заключающаяся в получении твердого раствора при нагреве и последующей закалке с достаточно быстрым охлаждением, устраняет образование σ-фазы. Следует отметить, что присутствие даже малого количества σ-фазы строго ограничивает ударную вязкость и увеличивает склонность к межкристаллитной коррозии вследствие снижения содержанки хрома в прилегающих областях металла.
Содержание σ-фазы, которая может присутствовать при сохранении приемлемых механических свойств, зависит от системы легирования.
На различных дуплексных нержавеющих сталях установлено, что присутствие 1—2 % об. σ-фазы приводит к нелопустимому снижению ударной вязкости.
Скорость охлаждения компактной заготовки из нержавеющей стали Duplok 27 влияет на образование σ-фазы и, соответственно, на механические свойства и характер разрушения при испытании на ударную вязкость.
По данным микрорентгеноспектрального анализа, аустенит характеризуется повышенным содержанием никеля, феррит обогащен хромом, а σ-фаза обогащена хромом и молибденом.
Высокая коррозионная стойкость стали достигается в условиях охлаждения со скоростью 15—25 К/мин и составляет (1—4)*10в2 мг/см2 в сутки, тогда как согласно стандарту для коррозионной стойкости в хлорид ном растворе приемлемой является скорость коррозии 10в-1 мг/см2 в сутки.
На рис. 15.3, а представлена микроструктура в области разрушения образца после испытания на ударную вязкость, который охлаждался с температуры прессования 1162 °С со скоростью 2 К/мин. Распространение трещин происходит в основном по выделениям σ-фазы, содержание которой составляет 14 %.
В металле, охлаждение которого с температуры прессования 1162 °С осуществлялось со скоростью 25 К/мин, содержание σ-фазы достаточно мало: -0,1 %. При исследовании микроструктуры образца после испытания на ударную вязкость σ-фаза не выявляется и развитие трещины происходит в основном по зернам феррита (рис. 15.3, б). Ударная вязкость невысокая (8,5 против стандартной 113 Дж), что свидетельствует о невысокой пластичности ферритной фазы в этом состоянии.
Быстрозакаленные высоколегированные стали и сплавы циркония

Разрушение образца, подвергнутого стандартной термообработке (скорость охлаждения выше 25 К/мин до 1000 К/мин при закалке), происходит при развитии трещины без какой-либо избирательности и отношении ферритной или аустенитной фаз (рис. 15.3. в).
Микроструктура быстрозакаленных волокон сплавов системы Fe—О—Ni, подученных методом экстракции висящей капли расплава (РОМЕ), представлена на рис. 15.4.
Быстрозакаленные высоколегированные стали и сплавы циркония

Для всех с планов этой системы характерны два структурных типа. В областях, контактирующих слитком, образуются радиальные дендриты с расстоянием между вторичными осями 0,3 мкм (скорость охлаждения 106 К/с) (рис. 15.4, а, сплав Fе — 20 % Сr — 25 % Ni, полученный в атмосфере ар юна при давлением 6.7*10в4 Па). Вблизи поверхности, не контактирующей с экстрагирующим диском, обычно формируется равноосная структура. В поперечном сечении быстрозакаленного волокна сплава инкалой 825 проявляется граница между двумя зонами (рис. 15.4, б). На большинстве поперечных сечений быстрозакаленных волокон выявляется ячеистая структура (рис. 15.4, в), При большом размере зерен, которые формируются в случае применения метода PDME при пониженном давлении аргона, в междендритных областях присутствуют высокодисперсные частицы карбидной фазы Ме23С6.
Влияние высокоскоростного охлаждения расплава при использовании сплэттинга (росплющивания капли росплава) на формирование мартенситной структуры наблюдали в низкоуглеродистой стали (Fe — 0,052 %JC); железе с содержанием углерода 0,012 %; электролитическом железе с 0,0072 % С и рафинированном железе с 0,005 % С. Эффективная скорость охлаждения полученных образцов в виде фольги толщиной 75 мкм и диаметром 25 мм составляла 10в5-10в6 К/с.
Микроструктура быстрозакаленных образцов железа, выявленная по результатам сканирующей электронной микроскопии, изменяется от ферритной (рис. 15.5, а) до мартенситной (рис. 15.5, в), с промежуточными смешанными типами структур с ферритной и мартенситной фазами (рис. 15.5, б).
Быстрозакаленные высоколегированные стали и сплавы циркония

Области мартенсита обычно состоят из параллельных мартенситных пластин в виде пакетов (рис. 15.5, б, в). Это согласуется с представлениями о преимущественном образовании пакетного мартенсита в малолегированных сталях при повышении температуры начала мартенситного превращения, обусловленного очень высокими скоростями охлаждения.
Характерный размер ферритного зерна и мартенситного пакета ~ 4 мкм. а толщина мартенситной пластины обычно составляет -0,3 мкм. С увеличением доли мартенситной фазы изменения в морфологии мартенсита связаны с уменьшением протяженности мартенситной пластины.
Существует строгая зависимость между количеством мартенсита в микроструктуре после сплэттинга (расплющивания капли расплава) и микротвердостью образца. Образцы с ферритной структурой имеют твердость -2,5 ГПа, возрастание содержания мартенсита сопровождается увеличением твердости до 7 ГПа.
Наличие равноосных зерен в структуре быстрозакаленных образцов свидетельствует о том, что это α-феррит, образованный в результате массивного превращения из аустенита. Последовательность фазовых превращений при быстрой закалке расплава (сплэттинг расплава) может быть представлена в виде L — δ-феррит — аустенит — мартенсит+массивный α-феррит или в виде L — аустенит — мартенсит + массивный α-феррит.
Количество мартенсита в железе после сплэттинга может меняться от 0 до 100 %, обусловливая большие изменении и микротвердости: от 2,5 до 7 ГПа.
Соотношение ферритной и мартенситной фаз меняется в широких пределах при переходе от одного образца к другому, что связано с возможной вариацией содержания углерода и скорости охлаждения.
Таким образом, быстрозакаленные образцы железа высокой чистоты, содержащие микродобавки углерода, полученные сплэттингом расплава, имеют ферритную, мартенситную или смешанную структуру. В любом из этих случаев микротвердость значительно выше, чем твердость железа после обычной закалки в твердом состоянии.
Высокая твердость мартенситного и ферритного железа после сплэттинга определяется существенно меньшим размером зерен по сравнению с закалкой в твердом состоянии.
Стабильность фаз в хромоникелевых коррозионно-стойких сталях отображается структурной диаграммой Шеффлеро (рис. 15.6), показывающей размещение фазовых областей как функцию концентрации никеля и хрома.
Быстрозакаленные высоколегированные стали и сплавы циркония

Влияние различных феррито- и аустенитостабилизирующих элементов на структурно-фазовое состояние легированных сталей обычно определяют по диаграмме Шеффлера с использованием Сr- и Ni-эквивалентов.
Первоначально диаграмма была получена для сталей, применяемых при сварке, т.е. подвергающихся относительно быстрому затвердеванию при высоких скоростях охлаждения.
Она также с хорошим приближением дает представление о фазовых областях в нержавеющих сталях, полученных при высокоскоростном затвердевании. В целом высокоскоростная кристаллизация приводит к расширению аустенитной области на диаграмме Шеффлера в сторону пониженной концентрации никеля и повышенной концентрации хрома.
В быстрозакаленных хромоникелевых сталях происходит снижение температуры начала мартенситного превращения и торможение диффузионно-стимулированного образования феррита.
На основании исследования быстрозакаленных сталей с переменным содержанием хрома состава Fе—nСr—8Ni—0,05С было установлено снижение температуры начала мартенситного превращения при содержании хрома ниже 20—22 %. Стали с более высоким содержанием хрома характеризуются подавлением диффузионно-стимулированного образования феррита.
Так, микроструктура быстрозакаленной ленты нержавеющей стали Fе—20Сr—8Ni—0,05С имеет ячеистую и столбчатую аустенитную структуру.
Микротвердость сталей Fе—nСr—8Ni—0,05С определяется характером микроструктуры: минимальные значения соответствуют максимальному содержанию аустенита (сталь Fе—20Сr—8Ni— 0,05С). Мартенситные и ферритные стали имеют более высокую твердость.
При высоких концентрациях хрома, когда γ→α-превращение с образованием феррита происходит как диффузионно-контролируемый процесс, основной эффект быстрой закалки расплава заключается в существенном торможении процесса диффузии.
Применение диаграммы Шеффлера (см. рис. 15.6) к анализу структуры быстрозакаленных сталей приводит к необходимости внесения изменений, которые в наибольшей степени зависят от содержания хрома.
При низких концентрациях хрома происходит сужение двухфазной области аустенит + мартенсит в результате понижения температуры начала мартенситного превращения. При высоких концентрациях хрома, где имеет место диффузионно-контролируемое образование феррита, граница двухфазной области аустенит+феррит также значительно снижается. Таким образом, для быстрозакаленных сталей имеет место смещение границ фазовых областей в сторону понижения содержания никеля, происходит также сдвиг угловой точки аустенитной области от 18 до 20—22 % Сr.
Структура экспериментальных изделий из коррозионно-стойких жаропрочных сталей в виде тонкостенных труб — оболочек твэлов для ядерных реакторов, полученных с использованием метода компактирования быстрозакаленных гранул, характеризуется более однородным распределением легирующих элементов, углерода, бора, высокой дисперсностью по сравнению с трубами, изготовленными по традиционной технологии. При этом полностью подавлено формирование строчечной структуры выделений фаз внедрения, присущей оболочечным трубам, полученным по традиционной технологии.
Твэльные трубы из стали аустенитного класса ЭП172 (07Х16Н15МЗБР) при традиционной технологии выплавки слитка с последующим изготовлением трубной заготовки и прокаткой трубы характеризуются неоднородным распределением: углерода и бора, строчечной, волокнистой структурой выделения фаз внедрения. Увеличение содержания элементов внедрения (углерода и бора) в экспериментальной стали ЭП168 (15Х18Н15Р26) сопровождается более интенсивным проявлением строчечной структуры, обнаруженным при авторадиографическом исследовании, а также наличием большого количества довольно крупных выделений, наблюдаемых при металлографическом анализе (рис. 15.7, а).
Быстрозакаленные высоколегированные стали и сплавы циркония

Строчечный, волокнистый характер расположения частиц фаз внедрения, выделившихся при выплавке слитка, формируется при деформации в процессе изготовления трубы.
Структура быстрозакаленных аустенитных сталей имеет более однородное распределение углерода и бора, более высокую дисперсность выделений фаз внедрения. Для образцов труб из быстрозакаленной стали ЭП168 согласно результатам авторадиографического и металлографического исследования (рис. 15.7, б, в, г) характерно существенно более однородное распределение элементов внедрения углерода и бора, чем в образцах, полученных по традиционной технологии. Однако на авторадиограммах образцов стали ЭП168 обнаружены области, соизмеримые с размерами микрослитков-гранул с различным содержанием углерода и бора (рис. 15.7, б). Распределение углерода к этих областях практически однородно. Вытянутость указанных областей вдоль направления прокатки обусловлена деформацией гранул в процессе прокатки трубы. Исходные гранулы характеризуются однородным в пределах разрешения метода авторадиографии распределением углерода в объеме гранул и различным его содержанием в отдельных гранулах (рис. 15.7, в). Это связано с тем, что повышенное содержание углерода и бора в стали ЭП168 сопровождается весьма интенсивной ликвацией при выплавке слитка, из которого по традиционной технологии изготавливают электрод, подвергающийся распылению для получения быстрозакаленных микрослитков-гранул. При использовании метода центробежного распыления быстровращающегося электрода в расплавленном состоянии находится весьма тонкий слой металла, и время его "перемешивания" недостаточно для гомогенизации состава, поэтому в процессе распыления электрода из стали ЭП168 формируются гранулы с повышенным содержанием углерода и бора.
Активационная авторадиограмма исходного образца твэльной трубы из быстрозакаленной аустенитной стали ЭП172 имеет равномерную плотность почернения, свидетельствующую об однородном распределении углерода.
При металлографическом исследовании структуры твэльных труб из быстрозакаленных аустенитных сталей установлено формирование мелкозернистой структуры. При этом сталь ЭП168, содержащая повышенное количество углерода и бора, характеризуется наличием дисперсных и равномерно распределенных выделений фаз внедрения на порядок меньшего размера по сравнению с металлом, полученным по традиционной технологии (рис. 15.7, г).
Результаты исследования структурно-фазового состояния, распределения углерода и бора в исходных быстрозакаленных микрослитках-гранулах, полуфабрикатах, компактированных горячим изостатическим прессованием, и готовых изделиях — твэльных трубах — свидетельствуют о заторможенности распада твердого раствора и коагуляции частиц фаз внедрения, т.е. о весьма высокой термической стабильности исследованных быстрозакаленных сталей типа ЭП172.
Структура компактированного полуфабриката (заготовки для прокатки твэльных труб) из быстрозакаленных гранул ферритно-мартенситной стали ЭП450 (12Х13М2БФР), полученного горячим изостатическим прессованием, имеет микроструктуру, характеризующуюся отсутствием четко выраженного разделения на две структурные составляющие, как в случае стали ЭП450, полученной по традиционной технологии (феррит и сорбит). В компактном полуфабрикате установлено преимущественное выделение частиц карбида тина Ме23С6, обогащенного хромом, по границам зерен, субзерен, наследственным границам гранул.
По результатам механических испытаний кольцевых образцов из твэльных труб при комнатной температуре выявлен более высокий уровень прочности трубы из быстрозакаленных гранул стали ЭП172 (σв = 730 МПа, σ0,2 = 630 МПа), чем из стали традиционной технологии. Пластичность труб из быстрозакаленных гранул стали ЭП172 несколько ниже (равномерное удлинение δр = 11 %, общее удлинение до разрушения δ = 29 % против δр = 22 %, δ = 42 % для образцов, полученных по традиционной технологии).
Для стали ЭП450 ферритно-мартенситного класса, имеющей по сравнению со сталью ЭП172 при использовании традиционной технологии более высокую прочность при комнатной температуре (σв = 750 МПа) и более низкую пластичность, эффект перехода к технологии закалки расплава проявляется в повышении пластичности при практически одинаковом уровне прочности.
После длительных испытаний в инертной атмосфере при температурах 600 и 700 °С (с выдержками в течение 1400 и 1000 ч соответственно) твэльные трубы из быстрозакаленных гранул характеризуются более однородным распределением выделений фаз внедрения: частицы наблюдаются как в объеме зерен, так и по границам, тогда как для образцов стали, полученной по традиционной технологии, характерно интенсивное растравливание границ зерен и преимущественное выделение частиц фаз внедрения непосредственно по границам.
Более однородный характер распределения частиц фаз внедрения, их более высокая дисперсность обеспечивают повышенный уровень прочностных свойств оболочечных труб из быстрозакаленных гранул стали ЭП172 по сравнению со сталью, полученной по традиционной технологии после длительного отжига.
При 600 °С (с выдержкой 1400 ч) изделия из быстрозакален ной стали ЭП172 проявляют высокую термическую устойчивость, сохраняют более высокий уровень прочности (σв = 740 МПа, σ0,2 = 590 МПа) при некотором повышении пластичности (δр = 18 %, δ = 30 %), Тогда как для традиционной стали ЭП172 установлено некоторое повышение прочности при существенном снижении пластичности до значений δр = 15 %, δ = 23 %.
При испытаниях в этих же условиях менее жаропрочной ферритно-мартенситной стали ЭП450 выявлено примерно одинаковое снижение предела прочности и предела текучести изделий, полученных по технологии распыленных порошков-гранул и по традиционной технологии, до значений σв = 600 МПа, σ0,2 = 430 МПа. Эффект повышенной пластичности изделий из быстрозакаленной стали ЭП450 по сравнению с традиционной промышленной сталью при этом сохраняется (δр = 16 %, δ = 25 % против δр = 8 %, δ = 15 %).
Испытания при 700 °С с выдержкой 1000 ч аустенитной стали ЭП172 позволили установить существенное снижение предела прочности и предела текучести как быстрозакаленой стали, так и традиционной стали примерно на один уровень (обычно формируется равноосная структура σв = 590 МПа, σ0,2 = 300 МПа) при более высокой пластичности быстрозакаленной стали δр = 47 %, δ = 66 % против δр = 35 %, δ = 45 % для традиционной.
Испытания в этих условиях ферритно-мартенситной стали ЭП450 привели к одинаковому снижению прочности и повышению пластичности (σв = 450 МПа, σ0,2 = 280 МПа, δр = 24 %, δ = 45 %) для обеих технологий.
По уровню характеристик прочности твэльные трубы из быстрозакаленных гранул стали ЭП450 не уступают металлу, а по пластичности превышают металл, полученный по традиционной технологии как в исходном состоянии, так и после термических испытаний, проявляя высокую термостойкость.
Более высокая пластичность оболочечной трубы из быстрозакаленной ферритно-мартенситной стали ЭП450 по сравнению со сталью аналогичного состава, полученной по традиционной технологии, согласуется с результатами фрактографического исследования поверхности разрушения кольцевых образцов (рис. 15.8). На поверхности разрушения быстрозакаленной стали фасетки имеют чашеобразный вид, характерный для излома, формирующегося в условиях значительных затрат энергии на образование развитой поверхности разрушения.
Быстрозакаленные высоколегированные стали и сплавы циркония

Важной характеристикой нержавеющих сталей является их коррозионная стойкость.
Влияние коррозионного воздействия жидкометаллической среды (лития) при 600 °С (с выдержкой 1400 ч) на твэльную трубу из быстрозакаленной стали ЭП172 проявляется в меньшей степени, чем влияние на трубу, полученную по традиционной технологии. Наблюдается снижение σ0,2 до 610 МПа при некотором возрастании до 760 МПа. При 700 °С указанные различия сглаживаются.
Твэльная труба из быстрозакаленных гранул стали ЭП450 после коррозионных испытаний и жидкометаллической среде (лития) при температурах 600 и 700 °С при практически одинаковой с традиционной трубой прочности сохраняет более высокий уровень пластичности.
Таким образом, однородная, высокодисперсная структура твэльных труб, полученных из быстрозакаленных порошков (гранул) нержавеющих сталей, характеризуется высокой термической устойчивостью, коррозионной стойкостью и обеспечивает высокий уровень механических свойств.
Следует отметить, что при центробежном распылении вращающегося электрода малый объем расплава и недостаточная его гомогенизация обусловливают наличие некоторой химической неоднородности гранул в пределах одной партии. Переход к методу центробежного распыления расплава устраняет отмеченную неоднородность состава гранул.
Особенности структуры быстрозакаленных порошков аустенитных нержавеющих сталей типа 17—14, содержащих в своем составе до 4,0 % мас. В, полученных электродуговым распылением вращающейся заготовки в атмосфере гелия, определяются безградиентным охлаждением капли расплава с высокими скоростями охлаждения в диапазоне температур кристаллизации. Это обеспечивает однородность структуры быстрозакаленных частиц порошка. Микроструктура отдельной частицы порошка доэвтектического состава по всему объему представляет собой чередование тонких ветвей дендритов, между которыми располагается боридная эвтектика (Сr, Fе)2В + аустенит. Размер боридов в этой эвтектике не превышает 80 нм. Дисперсность дендритов увеличивается с уменьшением размера частиц (с ростом скорости охлаждения). Размер дендритной ячейки изменяется от 10—12 мкм для частиц - 600 мкм до 3 мкм для частиц 200 мкм.
В структуре отдельных частиц, полученных из сталей заэвтектического состава по бору, наблюдаются частично оплавленные первичные бориды, переходящие из исходной заготовки. Это связано с кратким (порядка 10в-2 с) временем пребывания материала в жидкой фазе, в течение которого достаточно крупные бориды исходной заготовки размером 100—150 мкм не успевают полностью раствориться.
В распыленных частицах при затвердевании фиксируется состояние частично распавшегося пересыщенного твердого раствора аустенита с повышенным параметром решетки аустенита: 0,35878— 0,35882 нм. При последующем отжиге (1100 °С, более 30 мин) из твердого раствора выделяются мелкодисперсные бориды округлой формы, обусловливающие снижение параметра решетки аустенита до значения 0,35860 нм, характерного для равновесного состояния.
Контактирование порошков проводили горячим изостатическим прессованием капсул с предварительно дегазированным в вакууме порошком. Компактный материал после ГИП подвергали выдавливанию на прутки и горячепрессованные трубы и изготавливали из них тонкостенных труб последующей холодной прокаткой по действующей технологии. Установлено, что ГИП порошков аустенитной стали с 0,3 % В при 1150 и 1200 °С, давлении 130 МПа, времени выдержки 2—3 ч обеспечивает уровень свойств порошкового материала при испытаниях на растяжение, сравнимый со свойствами литой кованой стали при недостаточно высоких значениях ударной вязкости.
Последующая экструзия порошковых заготовок с коэффициентом вытяжки не менее 5 приводит к достижению высоких механических характеристик, превосходящих свойства литого кованого металла. Выдавливание капсул со свободно насыпанным сферическим порошком позволяет достигнуть таких значений при коэффициенте вытяжки более 9.
Определяющим фактором повышения свойств изделий из быстрозакаленных сталей при значительном легировании бором является структура с мелкодисперсными и равномерно распределенными выделениями боридов. Вместо строчек или грубых выделений боридов в литом кованом или литом прессованном металле структура полуфабриката из быстрозакаленных порой) ков после выдавливания характеризуется равномерным распределением мелкодисперсных боридов размером - 5—10 мкм по всему объему материала без преимущественной их ориентации в направлении выдавливания. Независимо от содержания бора форма всех боридных включений округлая, в отличие от продолговатой формы в исходном материале. По действующей технологии с использованием горяче-прессованных труб стали с содержанием 0,3 % В холодной прокаткой были получены тонкостенные трубы с высокими механическими свойствами. Структура груб мелкозернистая с однородным размером зерна, соответствующим 9-10-му баллу, по сечению трубы ранномерно распределены выделения мелкодисперсных боридов.
Проведенные по стандартной методике испытания не выявили склонности к межкристаллитной коррозии у металла труб, полученных из быстрозакаленных гранул.
Сплав циркония с 1 % Nb широко применяют в реакторостроении для производства оболочек твэлов и канальных труб реакторов на тепловых нейтронах, В традиционной технологии изготовления оболочечных труб твэлов используют трубные заготовки, получаемые ковкой и механической обработкой слитков большого диаметра. При этом велики трудозатраты и потери металла. Кроме того, наличие крупного зерна и ликвационной неоднородности в исходном слитке приводит к нестабильности свойств и снижению качества труб. Методы металлургии гранул позволяют устранить многие недостатки существующей технологии получения трубных заготовок, повысить качество труб и эффективность производства.
Для оценки возможности использовании металлургии гранул при изготовлении твэльных труб проведены сравнительные исследования труб, полученных из стандартных и порошковых трубных заготовок. Гранулы сплава циркония с 1 % N6 изготавливали оплавлением электрической дугой в атмосфере гелия торца вращающейся литой заготовки с применением нерасходуемого вольфрамового или циркониевого катода, а также распылением расходуемой заготовки способом оплавления се во вращающийся гарнисажный тигель. Гранулы подвергали рассеву на фракции, магнитной сепарации и обработке на вибростоле для отделения частиц неправильной формы. Для производства трубных заготовок использовали гранулы непосредственно после распыления, а также подвергнутые дополнительной обработке с целью удаления инородных включений.
Структура гранул представляет собой α'-фазу (пересыщенный твердый раствор ниобия в цирконии), характерную для быстрозакаленного состояния сплава. Гранулы имеют рассеянную или сосредоточенную пористость. Объем и количество пор возрастают с увеличением диаметра гранул. В гранулах диаметром менее 300—400 мкм крупные поры практически отсутствуют (пористость < 0,1 %), а гранулы диаметром 1,0—0,5 мм имеют пористость около 1,5 %. Пористость в гранулах зависит от схемы распыления и значительно возрастает в случае, когда распыляемая заготовка является катодом, что, вероятно, связано с насыщением расплава ионами гелия в дуговом разряде.
Микроструктура трубных заготовок состоит из пластин α-циркония с мелкодисперсными выделениями по границам частиц фазы βNb (твердого раствора циркония а ниобии). При нагреве в вакууме под горячее прессование происходит самоочистка поверхности гранул от оксидных пленок и адсорбированных газов в основном за счет их растворения в металле, что способствует образованию однородной плотной структуры.
Механические свойства труб при комнатной температуре и при 380 °С в осевом направлении находятся на уровне свойств штатных труб. В поперечном направлении прочностные характеристики труб из быстрозакаленных гранул выше, чем у штатных труб, как при комнатной температуре, так и при 380 °С, пластические свойства их несколько ниже. Изломы штатных труб и труб из сферических порошков однотипны и соответствуют изломам при вязком разрушении. При испытании на ползучесть внутренним давлением за 3000 ч при 380 °С диаметральная деформация порошковых труб составила ε = 0,6*1,7 %, а скорость деформации ε = (4—10)*10в-5 %/ч, что соответствует скорости деформации штатных труб. При осевом нагружении ε = 2*10в-3 + 2*10в-4 %/ч, что ниже скорости ползучести штатных труб (1—1*10в-3 %/ч).
Трубы, полученные из быстрозакаленных сферических порошков сплава циркония с 1 % Nb, имеют высокую коррозионную стойкость. После испытания в паре при 380 °С и давлении 20 МПа в течение 72 ч образцы покрылись плотной черной блестящей пленкой, аналогичной по внешнему виду пленке на штатных трубах, а привесы не превышали допустимых значений (16—18 мг/дм2). При ультразвуковом контроле труб, изготовленных из быстрозакаленных сферических порошков, выявлены дефекты, связанные с наличием в металле инородных включений и несплошностей. В трубах из порошков, полученных распылением вращающегося электрода с использованием вольфрамового катода, основной вид дефекта — сферические частицы сплава вольфрама с цирконием.
При производстве быстрозакаленных порошков (гранул) с предварительным плавлением электрода, являющегося катодом, во вращающийся медный водоохлаждаемый тигель загрязнение вольфрамом устраняется. Однако порошки, полученные по этой схеме, обладают повышенной пористостью, вызванной наличием гелия в металле. Кроме того, происходит значительный перегрев и испарение металла с образованием мелкодисперсных возгонов, попадающих в порошок со стенок камеры. Наличие мелкодисперсных, окисленных при контакте с воздухом возгонов и гелиевой пористости в гранулах приводит к образованию несплошностей в трубах. Высокотемпературный нагрев в вакууме при 1500 °С в течение 1—2 ч выявляет места скопления гелия в виде цепочек пузырей, располагающихся вдоль оси трубы.
Газовая пористость в быстрозакаленных гранулах значительно уменьшается при изменении полярности дуги, оплавляющей распыляемую заготовку. В трубках, изготовленных из порошков диаметром 160—1000 мкм, полученных распылением вращающейся заготовки с использованием циркониевого катода, не выявляются дефекты, связанные с наличием гелия в металле.
Кроме дефектов в виде включений вольфрама и гелиевой пористости, в трубах обнаружены дефекты, вызванные попаданием в порошок инородных металлических частиц в результате износа трущихся частей установки, пыли и т.п. При отсеве мелких фракций, удалении частиц неправильной формы и магнитной сепарации гранул можно убрать основную массу этих инородных включений.
Особенности основной технологической схемы металлургии быстрозакаленных сферических порошков (металлургии гранул, ПМ ГИП) не умаляют ее достоинств при получении высококачественных заготовок и изделий, но ограничивают масштабы применения металлургии распыленных порошков.
Расширение объемов применения металлургии распыленных порошков в результате разработки новых технологических схем, исключающих использование инертных газов, капсул -контейнеров, сопутствующих материалов, основано на использовании в большей степени элементов традиционной порошковой металлургии: холодного прессовании порошков с последующей горячей обработкой давлением (ковка, штамповка).
Одна из таких возможных технологических схем — РИБЗ-технология (распыление и быстрая закалка расплава) — включает следующие основные операции:
— получение порошков распылением расплава в вакууме с использованием электронно-лучевого нагрева и экрана-отражателя, придающего частицам порошка форму чешуек (РИБЗ-порошки);
— холодное прессование РИБЗ-порошков в заготовки требуемой конфигурации;
— горячее прессование или штамповка в вакууме заготовок, полученных предварительным холодным прессованием.
Высокая скорость охлаждения 10в5—10в7 К/с при затвердевании чешуек на поверхности экрана-отражателя в условиях интенсивного теплоотвода обусловливает формирование высокодисперсной структуры с большой дефектностью кристаллической решетки. Эти особенности быстрозакаленных микрослитков в виде чешуек определяют возможность холодного прессования порошков при получении заготовок и последующей деформации компактированных заготовок в условиях сверхпластичности.