Pobočku CSVTS Závodu energetického strojírenství k. p. Škoda Plzeň Vědecké kolegium nauky o materiálu ČSAV
ke 125. výročí založení
podniku
MATERIÁLOVÉ A TECHNICKÉ OTÁZKY JADERNÝCH REAKTORŮ VVER
Mariánské Lázně 9. - 12. utt&m 1984
ř A TECHNOLOGICKÉ OTÁZKY JADERNÝCH REAKTORE) VVER 1. s. Štěpánek - J. Královec - J. Bečvář - J. Sibra Základní aspekty výbárw materiáZň VVER lOOO 2. r. fícneS Koiicence chemického složení ocelí oro tlakové nádoby a jakostní charakteristiky 3. V. černý - ]. Brynda Porovnání 7ákladních, fyzikálně metalun ických charakteristik ocelí tlakových nádob VVER 44C a lOOO
Z
16
25
4. M. Kenka - ]. ]irsa - ]. Skála Metařwrnie ocelí pro tlakové nádoby jaderných reaktorů.. 4I 5. ). Skála Výroba vysoce jakostních ocelí určených pro hlavní díly cnt:rnetického strojírenství 7. hlediska vsá7kov
efe - I . Úloha a možnosti anály tické jaderných reaktorů VVCR
chemie v procesu
vvroby
57
7. }. í utírá V\voj a osvojení vvroby dílů tlakové nádoby reaktoru VVKK lOOO
66
S. ]. 1'luíař - V. Zuna - K. Macek - V. Beneš - V. Pospíšil Vliv vybraných technologicky c'- parametrů na vlastnost i oce I i na t lakovč nádoby 7S o. ]. Chvojka V\ sladký dosažené vři vývoji oceli IOGN2A/FA nro VVER Wuo ve Vítkovicíc); 10. V. Pilous Výrobní spolehlivost svařovaných konstrukcí v jaderném encr"ct i ckónt stroj írenství 11. ;. Vrbensk\ - K. Kálna Posudyovanie zvarov<>ch svojov 7 hfadiska li. V. Matula V"/vi- s f r v "a -i'ariu vraskavosT reaki orovýc' /.<. / . Hrčka - J. Reaant - E. Kowtsfev _ /. Smaha V) 711am tepelný ch, vříkonv v Procesu '-avařování tickóho návaru z pohledu eliminace vodnávarovc'I4. V. č e m v - /. Klíweň - E. Mužíkova
8g
ZOO
sr>ofa'livosti..lló ocelí
. .. . I26
auste^i tr'Iir
Ijj
struktura a creevové charakteristiky reálných podnávarovyc' oblastí ve V7tahu ke vzí-tíbu relaxačních (ííhanich) trhlin 148
.,•.•-•:• . ; - j v • •s - v c , c "'i - kcv^í<-i re.aktory :,,
,,
ÍC.ZAK
v. r : 'c
li.
- S. ' r i
:
v y j j M o l r cvú--\Cr*. o c e l í a tyv« WZR 44O a lOOO ,
s l i t i n
Kfiiečnv
i -' r r i
i ariervou
f e roe
t i k u
.
'SO
; . štdUer V-.roha a v las t -os t i voh>ě iich:c'> ccnli nro j E
kovaných
v\kovků z austeni,,,......
:
,\z le r álovĚ rr ob lemy v\roby v\kovků I j í o procra-ru . . . 2á?->v.^ t « o v é vVfeovfey -Ái.e :>- DU e^crnetiku vC.
-.
, f l 5 n
-
L.
.•'.
~.T-
a
-
~ Cr-Ni
aus teni
i-.
:' ;sv
t o l i k o
i .
-
y ] • v cžhěru v;•:z-•'•<'•>.
ických
t ických
ocelí
pro
rotriíbí
J E VVER
r»rn
í?ritidri'í
C8C
ISNlOT
>iro
vnitf'-i . . , . . 2 3 7
j e l e n
ikvichni
tyče >a v\ sledky
při zkoušení
r r o 'E
248 '..ukaš
í'"z''-cví ,IPI.' r.y faktoru i n t e n r i t y napěti " ": r*ts : Y. V C ' Áeieklv- v oceli l$Ch2NMFA .<. Ohr: lie - J. Polák r
->'v \ -. cká "lai-tici '.
>::rwbj
ta a únavová
- K. ivlác^al
- ].
životnost
a
velikost 258
oceli
I5CI-12NMFA. 168
Koutský
"CÍ- íitové a radiační zkřehnutí nízkolepovan^ch ocelí v o ňrfakiornvA tlakové nádoby , . . . . ~jc>. ,.., vccnk - íi. stoCes - P. !\ovosad - M. 3rwmovSÍ!v • r ,", . i -•/'•es :?o:'.ko7cní oceli 1 s-'''-2N\'TA a jeho ovlivnění • •'••i i a f asf rrem *7- ) . ';ru.')\ - ř'. N t v o s a r i
\'orrj.:'.\ač*\' tevelné t 'o.kjv:': nárlohy '•/". V. ! . ' . - 'ort ťiahové
zpracování
ocelí
nro
28 J
reaktorové
- L.
chování
Cajdoš
a životnost
materiálů
nádoby s návarem
V. licrfik - Z,
278
3O3
- B. Auředník
C• ' •• ' •li zné deformační 10.
2I6
IOOO. . 2 2 5
.• . -. .''•.•.i-:;: - V.
JS.
2O4
i>. N i t ka
'/• r c : í ? •vra.- '•'••ú :• >-lec' i 7 oce?' ' o . c " . •:• K C V C J Ú ; L' V V i S - J.
7 austenit
\gt
/
>':'';?T7i!?ri-í .' . .
'4.
I62
3I3
čížek
Příklady některých, projevů vovrchové 7 c'
koroze
součástí 326
-..-11J
- i-
Základní aspekty výběru materiálů VVER - 1000
Stanislav Štěpánek, Dosef Královec, Josef Bečvář, Oan šibra
V současné době je v k. p. Škoda v pokročilém stádiu technická příprava výroby a osvojovaci práce pro reaktor VVER - 1000 a probíhají Již i vlastní výrobní operace na dílech tlakové nádoby. Reaktor VVER - 1000 náleží k nové generaci tlakovodnich reaktorů, charakterizovaných velkým výkonem, otevřenou aktivní zónou, malým počten chladicích smyček velké světlosti a zvýdeným stupněm spolehlivosti a bezpečnosti. Instalovaný výkon reaktorů typu VVER v zemích RVHP do r. 1990 dosáhne 55 200 MWe v celkem 80 blocích. V ostatních zemích bude k r. 1990 v obdobných tlakovodnich reaktorech typu PWR instalováno 215 000 MWe v celkem 240 blocích. Celosvětový trend vývoje t!H
Tebulks c . l : Srovnáni p a r s s s t r f i VVFR n PY-'R
Paraaetr 1. 2. 3. 4. 5. 6. 7. 8. 9. 10. 11. 12. 13.
Rozafir. WER jedn. 440
Elektrický výkon jednoho bloku MW Hrubé účinnost bloku % Počet chladicích okruhů Čerpací výkon hl. oběh. čerpadla m /\ Tlak vody v prinárnín okruhu MPa Teplota vody na vstupu do reaktoru °C Teplota vody na výstupu z reaktoru °C Vnitřní průměr reaktor, nádoby mm Tlouštka stěny mm Vsázka paliva (U02) t Měrná hustota výkonu kW/1 Střední vyhořeni MWd/t Obohacení paliva při stač. % provozu
VVER-1000
Indian Point 3 USA 1005 33,3 4 20OO0
15,7 284 316 4390 216 89,6 94 33000 3.2
-
3 -
Srovnáni obrázků reaktorů VVER - 1000 a PWR 1000 (viz obr.2 a 3) potvrzuje rozdíly ve velikosti průměrů tlakových nádob a navíc je patrný rozdíl v provedení hrdlové části nádoby. Zatímco reaktory PWR jsou stavěny se všami hrdly v Jedné rovině, reaktory VVEK si důsledně zachovávají uspořádáni vstupních a výstupních hrdel ve dvou rovinách nad sebou. Tímto uspořádáním se za cenu určitého prodlouženi nádoby reaktoru zachovává možnost přepravy tohoto rozměrného dílu po železnici, což je základním požadavkem u věech reaktorů VVER. Uvedený požadavek se vztahuje též na ostatni komponenty reaktoru a elektrárny a významně ovlivňuje technické řešení reaktoru i celé elektrárny. Přístup po železnici dává mnohem širěi možnosti výběru staveništi elektráren a neonezuje ani lokalitu výrobce. Průměr reaktoru Je věa.k ohraničen průjezdním profilem železnice a toto omezení nádchy reaktoru pan limituje rozměry vnitřních části reaktoru, stínící vrstvu vody a průměr aktivní zóny. Výsledkem je vysoká hustota výkonu (viz tab. 1} a vysoké integrální dávky neutronů na stěnu tlakové nádoby (která má aeněí tlouštku, než ostatni reaktory stejného výkonu), což vše má za následek vysoké požadavky na vlastnosti materiálu z hlediska mechanických hodnot za zvýšené teploty, únavových vlastností a radiační stability. U reaktorů PWR, které se přepravují po vodě, taková rozměrové omezeni nejsou. Vnitřní průměry nádob se pohybují v rozmezí 4 370 - 4 4O0 mm, tlouětky stěny přes 200 mm, vstupní a výstupní hrdla Jsou v jedné rovině. Hustota výkonu je v souladu se západními bezpečnostními předpisy udržována pod 100 kw/l. Oalči konstrukční rozdíly VVER a PWR lze spatřovat ve vyvedeni vnitroreaktorových měřeni a ve způsobu kontroly tlakových nádob za provozu. Vnitroreaktorová měřeni Jsou u reaktorů PWR vyvedena spodem - průchodkami ve dně nádoby, u reaktorů VVER jsou vývody skupinové pomoci nátrubků na periférii vlka nádoby. Toto řešeni Je příznivější z hlediska bezpečnosti, neb.pt odpadají otvory pod aktivní zónou, a rovněž Je usnadněn přístup, al* periferními otvory se oslabuje víko a zvyšuje se Jeho namáháni.
r-ovczni periodické prohlídky tiskových nádob PWK Jsou pr:vyfc>' s vnitřního povrchu, tlakové nádoby VVER ee prohližey..
rj ri strany, Přito« eoučasné tendence u obou variant
B*);r . . k prohlídkám z obou povrchu. --'iZKČ1 JÍJOU rovněž patrné rozdíly v počtu dilů, z «.:. -;. . ; iJ nádoby svařeny. Výrobci PWR se snaži o minimalizaci pr.iu
svs.-fi na nádobě, což se příznivě projeví ve zvýšení
žl-
vv-.:.- n.i*..J. --"lakové nádoby, určované hlavně změnou dlouhodobých tó»-rí ,• i:.:ýcň vlastností svarových spojů a ve zkráceni doby p>
_ • :.c'<.--''zh kontrol tlakových nádob, která Je rovnéž v převáž
j.í- •••:.••• . i o ú r . a d o b o u k o n t r o l y
svarů,
.: _ ••; ~-s -néj uí integrální konstrukce tlakových nádob vel(r..
i>.
o1*:.-
;!/v.?aovýa.i svary. Díly nádoby jeou vykovány z velkých
o,-,'; J Í D U vytvořeny z pouhých tři dilů svařených
ir-^c••>.• •:• >;.Tiotno»ti až do 5OOt. Optimalizační studie fy Westinghi .•• J ' ,. .•'coéla k závěru, že při pečlivém zpracováni konstrukftn: .''• .;;.
.--: :íilů Izs snížit váhu ingotu pro integrální prstenec
• •.:-:i,c:. přírubový a hrdlový prstenec) na méně než 350t
e <-„s- ,,i;.Ifc možnosti dalšího zmenšováni ingotů. Dva obvodová r v , - ' lasu íDíBio oblast aktivní zóny a jsou dobře přístupné pro :;:>-.trolu. Hrdla Jsou k hrdlovému prstenci přivařena obvoCit ^v. :'. evdt-y zevně, nikoliv vevařena, jako t»mu bylo u dřivejSt\. -. •
-•••;"!?, t r'.ikci .
'Í:.ÍÍ«O tlakové nádoby VVER 1OOO js vytvořeno ze 7 dilů a> •• •"•€.••;ch 6 obvodovými svary. Víko je svařeno z eliptického v -;-;_•• :.;• ř. válcového přírubového kroužku. :'•-:; ••'>:• robu dílů jeoi. použity ingoty různých velikosti, !••#•• ;VÍ.':ší ingoty mají hmotnost 2O5t. V oblasti aktivní zóny se
r:;% sejí 2 obvodové svary. Na základní materiál i na
n\ •:•"'.•• 's>~í materiály pro tuto část nádoby jsou předepsány J^ •..•"".. _ *i8né požadavky na chemicko složení a losovou houževCÍ::;:SV . Uvedené požadavky motivovaly sestaveni nádoby z pomě•••*; ./sikóho počtu dílů, nebof byl předpoklad, ž« u Menších in;/ •- Iza dosáhnout lepěi čistoty oceli a při následném ková-., e tepelném zpracováni i vyšších mechanických vlastnosti.
*
- 5-
Hrdla Os 850 na obou hrdlových prstencích jsou zhotovena kovářekým vyhrdlovánlm z prstenců za tepla. Přechod z reaktoru VVER 440 na VVER 1000 neznamená pouhé zvýšeni výkonu, ale Je provázen řadou zněn v provedení primárního okruhu, aktivní zóny, v parametrech paliva a chladivá a také v konstrukci, technologii a materiálech reaktoru. Srovnáni technicko-ekonomických charakteristik VVER 440 a VVER 1000 Je uvedeno v tabulce č. 2. Za nejzávažnější změny, které zaznamenal VVER 1000, lze považovat; - zmenšeni počtu smyček primárního okruhu a zvětiení Jejich světlosti, - vytvořeni "otevřené" aktivní zóny použitím bezobálkového palivového článku, - zvětšeni počtu palivových proutků v kazetě a zmenšeni celkového počtu palivových kazet, - změna regulačních orgánů z tandemových na klástrove (svazkové) a zvětěení jejich počtu, - použitím lineárních krokových motorů pro pohon regulačních orgánů, - dimenzováni reaktoru pro seismické zatíženi do intenzity 9° MSK-64 - vyěěi manévrovací možnosti reaktoru.dovolujicí každotýdennl sníženi výkonu na úroveň vlastni spotřeby. Na obrázcích Je provedeno srovnáni reaktorů VVER 440 a VVER 1000 (obr. 1) a jejich dilů - tlakových nádob (obr.3) a nosného systému aktivní zóny (obr. 4 ) .
- 6 -
: Hlavni parametry tlakových nádob VVER
VVER 440
VVER 1000
TěIsso nádoby: rpcínoaí / t / -áíka
/ mm /
veS/hi průměr / mm/ - v obleeti AZ - y oblasti hrdel tlouětks etěny / mm / - v oblaeti AZ - v oblasti hrdel
215
320
11 800
11 000
3 840 3 980
4 535 4 660
140 190
192,5 285
Drsc&vr.i tlak / MPa /
12,26
15,7
••ýpočtový tlak / MPa/
13,7
17,65
zk«i.«bní tlak / MPa /
19,15
24,6
výpočtové teplota stěny /°C/ ži.--'-;tr.ost nádoby
/roky/
integrální dévka2neutronů re stěnu / l / n /
325
350
40
40
3,23.10 2 4
1.10 2 4
Víkcs: hnoínoí'' / t /
50
pošrí nátrubků
37+18
90 61+ 30
- 7 -
Uvedené změny včetně řady dalších představuji výrazné kvalitativní zlepšeni reaktoru a prakticky všechny se v konečných důsledcích promítají do zvýšených požadavků na materiál jednotlivých dílů, zejména na materiál tlakové nádoby, ale i na mata rial vnitřních části reaktoru a pohonů řídících tyči. Tlaková nádoba reaktoru sestává z télesa nádoby, vlka a dílů hlavního přírubového spoje. Srovnáni nádob je na obrázku č. 3 , hlavni parametry nádob jsou uvedeny v tabulce č. 2. Nádoby VVER-440 i VVER 1OOO jsou konstrukci obdobné, nádoba VVER 1000 je relativně zkrácena zásluhou změny regulačních orgánů a přírubový spoj je zjednoduěen změnou volné příruby na pevnou, což se současně příznivě projevuje v tuhosti celého spoj o. Pro nádobu VVER 1000 (těleso i viko) byly zavedeny ingoty větěich hmotnosti a byly minimalizovány technologické přídavky ke konečným tvarům. Zatímco u VVER 440 se vystačilo s ingotem 135t, pro nádobu VVEK 1000 jsou použity dva ingoty 170t a 3 ingoty 205t (viz obr.3) Přírubový prstenec je vcelku standardní výkovek, kromě kontroly mechanických hodnot na straně svaru ee odebírají vzorky z vývrtů děr pro hlavni šrouby. Hrdlové prstence jsou silnostěnné výkovky, hrdla Os 850 Jsou zhotovena vyhrdlovánlm za tepla. Oproti VVER 440 tím byly z hrdel odstraněny dva svary z mlet vysokého namáháni a obtížného přístupu pro kontroly. Technologie vyhrdlování je velmi příznivé z pevnostního hlediska a ekonomicky výhodná, nebot nespotřebovává žádný materiál navíc. Metoda však ztěžuje možnosti strojního obráběni a automatového navařováni. Opěrný prstenec a 2 hladké prstence zasahují do oblasti aktivní zóny a vyrábějí se z nceli se zvýšeným požadavkem na chemické složení na kritickou teplotu křehkosti a na její posun vlivem ozářeni. Ono a vrchlik víka mají eliptický tvar a vyrábějí se z kovaných kruhovek lisováním v zápustkách. Lisovaná tlouštka dna je 247 mm, víka 325 mm. Prstenec víka roá největší tlouštku ze všech dílů nádoby - při tepelném zpracováni 615 mu.
rélaeo i víko tlakové nádoby VVER 1OOO jsou svařeny úzkoívými svary e meněí spotřebou přídavných svařovacích maL" a meněím tepelným ovlivněním základního materiálu v :i cveru. Ochranný nevař je dvouvrstvý o tloušťce 7 mm. j« snížení teplot ohřevu při svařování a navařováni, oproti v'VER 4 4 0 . •Mz svařovací
materiály jsou kladeny stejné požadavky, jako
r
na L.tí«j.adni materiál, 2 svarové spoje v oblasti aktivní zóny i;ui;.:.'. n.it stejnou čistotu jako základní materiál, coučinitel posuvu ".,,-, vlivem ozáření Je ještě nižší, než u základního materie ."LU . :
svaru -
20
. A F zákl. materiál *
23
[°C/( V « 2 ) 1 / 3 J .
•>a vnitřních částech reaktoru VVER 1000 byly rovněž provida.iy konstrukční změny oproti VVER 440 (viz obr. 4 ) . šachta reaktoru VVER 1000 je integrální konstrukce e přivar#nýifl ÚÍÍOÍP éachty, které bylo u VVER 440
samostatným dodávkovým
u?.!<;m. Zcela odpadl koě aktivní zóny, jehož stínící a ohraničuj,;,-.:•. finkci převzal boční plaší a nosnou funkci převzala
sousta-
va opě~ zabudovaných do dna šachty. Blok ochranných trub zůstal koncepčně nazměněn. Dvě nosné desky bloku jsou spojeny ochrannými trubkami regulačních tyči a oproti VVER 440 navíc pláětěm e vyvrtanou soustavou děr pro skrčeni a usměrnění proudu chladivá ,-rc výstup z reaktoru (viz obr. 5 ) . Vlastních ochranných trub je u VVER 1000 61 ks oproti 37 zéeluhcj zvýšeného počtu regulačních tyči. Vzhledem k svazkové koncepci těchto tyčí Jsou ochranné trubky VVER 1000 doplněny složiiýs; systémem pro vedeni jednotlivých svazků. Slok ochranných trub VVER 1000 déle nese 64 čidel měřeni nwutroncvébo roku oproti 36 čidlům u VVER 440 a 96 Jímek pro xáření
teploty oproti 216 u VVER 4 4 0 . Svazky trubek měřeni jsou
upevněny na třetí (horní) desce bloku a jsou vyvedeny průchodkami. v nátrubcích víka ven z reaktoru. ,Vové koncepce palivové kazety vyvolala změny v uloženi bloku ech ranných trub. Blok se spodní deskou opírá o odpružené hlavice palivových kazet a shora je přitlačován víkem
- 9 -
tlakové nádoby. Spodní deska je vrtána velkým počtem otvorů pro průtok chladivá. Rozměry de9ek 83 oproti VVER 440 zvětšily (tlouštky 250 a 200 mm oproti 200 u 80 mm). Blok ochranných trub je jednim z nejsložitějších a technologicky nejnáročnějších dílů reaktoru. Dimenzováni všech vnitřních části VVER 1000 bylo při srovnání e VVER 440 ovlivněno tvrdšími podmínkami při maximální projektové havárii a vyšším stupněm projektové intenzity zemětřesení. Maximální projektová havárie u obou reaktorů sice uvažuje přetrženi hlavního cirkulačního potrubí, tle poměry u VVER 1000, kde může nastat výtok průřezem o světlosti 2x 850 mm a vyřazení 1/4 chladicí kapacity, způsobuji mnohem větší namáhání vnitřních částí. Obdobné je tomu u projektové intenzity zemit řešeni, která je u VVER 1000 9° a u VVER 440 V"' resp. 5° (Mochovce) MSK64. Proto, i když jsou u obou reaktorů vnitřní části vyráběny ze stejného materiálu značky OBChlSNlOTjje pro VVER 1000 zvýšena mez kluzu při 350°C na Q>Q 2 • 167 MPa, což odpovídá hodnotě meze kluzu, předepsané u VVER 440 pro teplotu 325°C. Ostatní požadované mechanické hodnoty zůstávají stejné. Pro desky bloku ochranných trub a šachty VVER 1000 bylo nutno vyvinout ingoty z oceli 08Chl8N10T o hmotnosti 64t, ostatní díly vnitřních části jsou zhotoveny z ingotů 50t používaných již u VVER 440. Svařovací materiály vnitřních části jsou pro oba reaktory stejné. Nové požadavky na materiály přinesla nová konstrukce pohonu regulačních orgánů, t.zv. lineárního krokového motoru. U tohoto motoru byly odstraněny rotační mechanické převody. Hnací jednotkou je soustava tři elektromagnetických cívek, kolem nichž se v předepsaném pořadí budí elektromagnetické pole. Magnetické sily se přes tlakovou trubku přenáší na mechanismus motoru, který vyvozuje lineární pohyb regulačních orgánů.
- 10
-
Krokový motor proto kfomě běžných austenitických materiálů obsahuje 1 korozivzdorné materiály 86 zaručenými a otáiýtni sac;n«tickýni vlastnostmi. Tomuto požadavku vyhovuje ocel 08C.1177, u niž je věak nevýhodná vysoKá přechodová teplota kř»hv.éno losnu svarového spoje (TK£) > 100°C). Otázka je dosud řešeni a variantně je uvažován korozivzdorný natěobdobného typu, ale s nižěi T K 0 a magnetická ocel uhlíková s ochranným pokrytím chromém za tepla. Vice než dvojnásobné zvýšeni výkonu reaktoru VVER 1000 oproti W c R 440 je realizováno zařízením, .lehož celková hmotnost *a eics vyšší - 798 t oproti 536 t , ale měrná hwotnost na kW výkonu je podstatně nižši, a to 0,8 kg/W* o^rcci 1,2 kg/kw. Výsledkem je značná úspora kovů a energie pří výrobě zařízeni. Lltsreťjre ? 1. F.ú. Cvčinikov a kolektiv: Cpyt eozdanija, ekapluataciji i puti eověrěenstvovanija AES s VVERi r e ř s r é t na konferenci MAAE, Vídeň, z á ř i 1982. S
Obrázek č. 1:
Reaktory VVER 440 a VVER 1000
VVER 440
VVER 1000
• 4IM
L - . . . - _ . -<•«" 1/ 2/ 3/ 5/ •/
inlaao tlakové nédoby víko tlakové nédoby volné příruba
dno taohty kol aktivní lůny i blok oohrannyoh trub 1/ iialtvové kataty • • palivové **uula£n! fcaiaty
1/ těl.JO tlakové nédoby 2 víko tlakové nédoby 3 ěachta 4/ blok ochranných trub 6/ bocnl pléit aktivní tóny 6/ palivové kaiaty 7. palivové kaiaty
J
obrázsk
č. 2
• Tlakové nádoby reaktorft
Standardní provedeni (•Vestinghouse 1OOO MW)
-
Integrální {KWU, I30C MW)
- 2.5 -
Ctsázek č. S: Tlakové nádoby VVER 440 a VVER 1000
I
VVI W
I .', r" '"1
YHI HUK
185
T ""I
V(Kf\
VOV.NR PR\BVJB« I 4SS
t «•-
PR%1LNUC MRDlOvy PRSTCNtC HORNÍ
MHDV-OM1 P H S T C N C C IJOV N i ' HIROKV I
v.):.
l'R'.lt NU
V (I DNft'
UNO
f
I
i
i
.^rji—3 x
č «
4
•\^aný systém a k t l v n i zár.y VVE.R 10C0 ' , v l e v o ) s VVER 4 4 0 • vp r o v o )
^ i!
I . 1
1 - éachte, 2 - boftní plást aktivni r* ziny. 3 - Šachta, 4 - icoi aktivni f. i*r»y. 5 - tíno each ty
!
Obrázek č. 5:
Blok ochranných trub VVER ÍOOO
- Zfl :
K0.\ CivPC2 CHEMICKÉHO JLOŽENÍ Á JAKOSTNÍ CHARAKTERISTIKY ?H0 TLAKOVÉ NÁDOBY
OCELÍ
REAKTOR^.
Ing.František" Beneš, BrSc Hutní projekt Praha - závod Praha
J.iemické slovení ocelí pro tlakové nádoby a jakostní charakteristiky. Nečistoty a jejich závažnost ve vztahu k fyzikálr.é-metaiurgickým charakteristikám ocelí. Vývoj názorů na rrocňanizmue působení nečistot. Účinnost jednotlivých nečistot na kř-ehkolomové" vlastnosti a možnosti kompenzace působení nejistot .
Chemické složení ocelí pro tlakové nádoby reaktorů představuje po konstituční stránce náročný problém, vyplývající z vynokých požadavků na zpracovatelnost, pevnostní vlastnosti a odolnost proti křehkému porušení za specifických provozních poťj.iír.ek. Základním předpokladem pro rovnoměrné pevnostní vlastnosti je homogenní struktura popuštěného martenzitu nebo bainitu, zajistitelné nejen spolehlivou prokalitelností oceli, ale i přiměřenou intenzitou ochlazovacího media při kalení. Do'ore prokalitelnost, funkce obsahu C a slitinových prvků, je v zásadním rozporu s požadavky na dobrou svařitelnost. To ved« k atypickým ocelím pro zušlechťování se sníženým obsahem C v rozmezí 0,13 až 0,25. Za těchto podmínek je i nižší účinnost jednotlivých slitinových prvků na prokalitelnost, ve srovnání s klasickými ocelemi pro zušlechťování s 0,j0 až 0,40 G. Objektivní hodnocení prokalitelnosti jednotlivých základních typů savtdených MnNiMo, CrMoV a CrNiMoV ocelí nám dávají hodnoty Dj-, resp.D^ pro H = 0,4, pro stř in.' inter: Li kalící
.#
- l7 .účinnosti oleje (Tab.lKV
protikladu k požadavkům prokalitel-
noati JR svařitelnost hodnocených typů ocelí. Při hodnocení svařdtelnosti jsme vycházeli z klasického orientačního vztahu pro ehvivalenttní obsah G^: CE =
c + Mg+ 6i+ Cr±MojV + Ni+Cu
/%/
'/j pohledu protichůdných charakteristik prokalitelnosti a svuřiteliiosti jednotlivých typů a značek ocelí nám může dobře posloužit hodnota jakostního součinitele, vyjádřená poměrem D,/C r (Tab.l). Vycházíme zde z úvahy, že čím má ocel vyšší prokalitelnost D 3 a íím má nižší hodnoty Cg, tím lépe splňuje požadavky pro výrobu nádob velkých hmotností. Z tohoto hlediska zná ocel 15Ch2NMFA poměrně příznivé hodnoty jakostního součinitele. Nejvyšší hodnoty tohoto součinitele má ocel A 543. Dá se tedy předpokládat, že oba vrcholové typy vytvářejí dobré předpoklady pro dosaženi požadovaných strukturních charakteristik a zpracovatelnosti u tlakových nádob nejvyááích hmotností. U každého typu oceli jsou většinou rezervy pro optimalizaci chemického složení. Jako příklad je možno uvést 26NiGrMoV ocel, která se běžně zpracovává na výkovky velkých hmotností energetických zařízení. Vliv obsahu jednotlivých prvků daného typu oceli na přechodovou teplotu a také i na křehnutí oceli jsou zřejmé z obr^l^g
.
Přes dosavadní, polárně rozsáhlé údaje o vlivu nečistot na křehkolomové vlastnosti, zůstává řada otázek dosud nejasných. Celý problem škodlivého působení nečistot je spojen s jejich rozložením a koncentrací na hranicích původních austenitických zrn a strukturních fází. Při komplexním hodnocení je málo zanedbatelnou řada dalších činitelů, které je mož-
- is Í;Ů rozaélit do těchto základních skupin: 1. Druh a množství nečistoty (P, prvlc neželezných kovůCu, 3n, Jb ... ) a Ji. Jde tedy převážně o orvky feritotvorného charakteru 3 uzavřenou oblastí V^, s výjimkou Gu. 2. Typ oceli a obsah jednotlivých slitinových prvků . .1. Velikost původního austenitického zrna. 4. Podmínky tepelného zpracování a teplotní expozice při provozní exploataci. !?. Pevnostní hladina oceli. 6. Strukturní charakteristika, typ karbidů, jejich složení, rozložení v oceli a stabilita. Stanovení, případně posouzení přípustné hladiny nečistot je nutno hodnotit v plné šíři s posouzením stupně závažnosti jednotlivých činitelů. Úspěšné zvládnutí celé problematiky je spojeno s dokonalým pochopením a znalostí mLchiinizmu působení nečistot. Z tohoto pohledu je závažný i vývoj názorů na tuto problematiku: 2) Nejstarší teorie MeLeana a Hondroae
' vycházejí z před-
pokladu, že rozpustnost nečistot na chráničích zrn je vyšáí net v základní hmotě a je funkcí teploty a doby expozice. Guttmann
vychází ze souběžné (synergetické) segregace ne-
čistoi a slitinových prvků na hranice zrn a předpokládá jejich vzájemnou vazbu a tvorbu intermatalických sloučenin. V Max Planck Institutu došli v nedávné době k závěru, že interakce nečistot (P) a slitinových prvků mé zanedbatelný vliv.*>-" .Rozhodující význam zde mé působení interstitických prvků G a N na obsazování hranic zrn P, případně dalších nečistot a také chemická interakce mezi slitinovými prvky a C a N. Za těchto podmínek segregace nečistot na hranice nízkolegovaných ocelí je Bpojena a vlivem slitinových prvků na ^ictivitu 0 a »«.
V tu;jnovt\jůí intorkrystalické
prrtci pak Guttmann a j . se^re^ace a vycházejí
' upřesňují model
z interakcí n e č i s t o t
a :: 1J t .'nových prvkfl, včetně 0. Předloženým modelom dokazují, ž'1 (fiiH'tika Ki'^rcfucr gií
je; ovlivněna
poměrem intc?rakčnícb ener-
slitinových prvků n n e č i s t o t na hranicích zrn AMT a
v
z.-ik) iuir. í hmotě ( i ^ j - Za těchto podmínek bylo možno dokázat kompunzačni účinek néktorých slitinových ti
prvků působících pro-
r.ojTer.a.ei nu hranice zrn (Obr.3). Prokázalo se také, že Mn
n Ni nemají žridný kompenzační účinek, zatímco j i ž malé p ř í s a dy W, V a Ti mohou být vysoce e f e k t i v n í .
Na druhé straně vy-
roKíi íiCiriitn tčchLo prvku k G a N neguje j e j i c h
pozitivní
licho; no.';ti. Untinovácikov a j .
dokazují,
že karbidotvorné prvky v
tutn'm roztoku zvyšují rozpustnost n e č i s t o t . Snížením
jejich
, vyvolandho tvorbou kerbidů a j e j i c h
p r e c i p i t a c l na
e zrn so rozpustnost n e f i s t o t
a to vede k
snižuje
jejich
rliJ'uzi na hranice zvn a f á z í . U Gi-Ni oceli
se udává pořadí účinnosti a stupně zévaž-
no;;ti na křohnutí v pornoru: wh : ;;n : P = 2J : 18 : 4 Naproti dnnc pomérem:
lomu u GrMo oceli je účinnost jednotlivých 9)
prvků
V : .ib ; Sn - 10 : b : 4 Tyto údeje jednoznačně potvrzují závažnost chemického ;iložení, respektive typu oceli na účinnost nečistot. Znamená to tody, že u každóho typu a složení oceli je nezbytné, podle /.íivužnonti provozních podmínek a požadované provozní spolehl ivoíiti, předem experimentálně stanovit účinnost jednotlivých nejistot na křehnutí. Jen tak je možné zabezpečit efektivní výrobu ocelí a souběžně zajistit vysokou provozní spolehlivost
- 20 -
jjeunctlivých komponent. 1
'*. praktickému řeéení této otázky ne*".- i :;užit výpočet přechodové teploty FATT(P,G,H), nebo jeho modifikace G,H).
\0(?,
Funkce P vyjadřuje stupen obohacení hranic zrn ne-
5Í3"cta.niiř G velikost původního austenitického zrna podle A-T;Vi a K tvrdost oceli. Za těchto podmínek je možné experimentálně ověřit nejen přípustnou hranici obsahu nečistot a jejich závažnost, ale také i přípustnou velikost zrna pro dar.cu iiroven pevnosti. V souvislosti s působením nečistot neželezných kovů si zasluhuje pozornost i Cu. Předepsané nízké úroveň jejího obsahu pod OjlOCu, může být zdrojem obtíží především při aabezpečovrtní vhodného vsázkového mazfceriélu. Závažnost Cu je nutno hledat především v možném vývoji povrchových trhlin při %vá:-ep.í za tepla.
'
Na druhé straně mažeme předpokládat
omezený vliv předepsané úrovně- obsahu Cu na základní pevnostní vlastnosti a hodnotu nárazové práce.
Naopak v oblasti
teplot provozní expozice tlakových nádob při 300 až 350 °C přechází Cu částečně jako substituční prvek do tuhého roztoku, Může tak vést pouze k zanedbatelnému zvýšení pevnostních vlastností. Na druhé straně nejsou zde opominmtelné ani práce, podlí; kterých :Ju vyvolává křehnutí hranic zrn. °'i<^
Zdá se
však, že jeho účinek při dané úrovni obsahu a předepsané pevnosti bude na vývoj křehkosti zanedbatelný. Závěr. Vhodné konstituce chemického složení ocelí pro výkovky velkých hmotností je jednou ze základních podmínek ovlivňujících nejen zpracovatelnost, ale především také užitné vlastnosti a provozní spolehlivost. Z hlediska zpracovatelnosti je to dosažitelnoat optimálních struktur
J. nhPiu. ^i-atik,
-
ovlivrňiých r/ul<
2l
-
p r o k a l i t o l n o a t í a podmínkami k a l e n í
a v neposlední
i ;:pol ehl i vň svařitclno.Mt. Otevřeným problémem zustávrt
ix-jiT) firoilofinixiiŘ úroveň obsahu n e č i s t o t iír-ov.'ň, o v l i v ň u j í c í :;tr:in<- I j . nejeti
i
ekonomii Yýroby t ě c h t o o c e l í .
úMimout n e č i s t o t na k ř e h n u t í o c e l í ,
pofJmínkami
tepelného zpracování,
uLcitcn i I irkóho z r n a , skutečnými
iJ tím je
3 konstitucí
v./!ii problémem pro o b j e k t i v n í
skutečná Na druhé ovlivnňné pňvodního
charakteristi-
t a k é podmínkami
nesporně řinojena
bitli'i, k I'Tt' ve s p o j o n í
velikostí
strukturními
kami, povno:;tní úrovní a samozřejmě f!xploi:tuce.
a jejich
urovozní
i otázka . s t a b i l i t y
ocelí
jsou zřejmě
FOtf'izovanX ú č i n n o s t i
kar-
klíčo-
nečistot.
Li t o r a t u r i i : 1/
I'i«hl
K.H.: S t á h l u . E i s e n 95(1975),
M/,(. - ; ' / OleTjonl «/• It J - i/ 4/
I.:
Intern.Metals
Krhnrt li. a j . .-Archiv
7/ ll.:!ÍNOv.V'ikov
Sci
Met .Trans.13A(1982) , č . 1 0 , 3 t r . 1 6 9 3
až 1711-
. l u . i . n j . .-ťizika M e t . i M e t a l l o v . 5 4 ( 1 9 8 2 ) , č . 6 ,
č.i.,:it I-.434 ní. 441
líriant O . L . a j . :
Intern.Mot .Rew. 232 ,1978, 22(1982),
- 10/ Takayama S . a j . :Met.Trans.11A(.1980,
f ,9,:it r . I 5J J nž. l'pjO - 1 1 / I-teneš F, .-Oceli-výrobní niotod.y a j a k o s t n í ^chonewolf
charakteristiky,
progrsun,
TGVUH Praha,1979,
G.a j . : Neue Hiitte 24(1979), č . 1 2 , s t r . 462
n:-. 4
227-
až 408 -
»?. MuO - fV
- IV
až
15(1981) , č . 9 , s t r . 4 0 1
ř . 4,.'it r. 164 aň 199 - 9/ Tafcamtau T . a j . .-Trans.JJ1J
;' :iv.
až
Eisenhiittw. 52(1981) ,&. 11 , s t r . 451 až
H. aj.-flfletal
(>/ tiuttmunri M . a j . :
I .'/kuši-bní
str.837
GLitt.ma.nn M . : o u r r . S c i 5J(1975) „ č . 3 , s t r . 2 1 3
A'n> - '>/ lirtinft
iitr.UVj
č.18,
Kew.231,1978,č.4,str.l49
M e t a l s Technology 5(1978) , č . 1 1 ,
a-?. 390 - 14/ Hasegawo M . a j . : Tetsu t o Hag.60(1974),
c.M.í-.w-.IO1) ní- 110 -
J a k o s t n í charakteristiky_oeeljC_gro_tlakové_nádobj
i ?oř« typ oceli 1 . ' 8. i
1
i.
-
USA
i
i
stét
2
r -
' značka oceli ' použití' ca max-
'
1
' A 508 • třída 3
USA Francie
lánNiMo
1
třída 1
NSR • Jap, _
_
_
r
_
_
_
'
22NiMoCr37
i
15Gh2MFA i <
:
CrííoV
\ 1
i
f
i
i
| 132,5
- , -
18Gh2MFA
-
-
-
i
-
-
' 75,0
i
i
výkovky ~ ~
~
i výkovky
GrNiMoV
i
1
-
18 ,o
i
_,
'výkovky
i i
i
1
15Ch2NMFA i
USA
25GhMFA
15Gh2NMFAA
- r A 543 t
x/ Mn max./S jnax.
,výkovky_ ivýkovky (
výkovky
J
18,0
(
, -
i i
107,2
58,0 ,
0,65
108,0 J
59,0 j
0,64 ,' 168,7
113,0
60,0 '
0,65 • 174,3 '
203,0 226 , 1
_ iL
——
18 ,o
304 , 0
_22A5
260 ,6
45 ,0 40 ,o
x/
• i
0,60
i
145,0
(
i~
i
i j
55,0 i
161,3 i
,
i
164,9 ,
-
'výkovky (
96,7
i
i
_
i
1
r.LO
r
jvýkovky
~ i~
i i
7
0
SSSR
i
(Výkovky , 54,0 ,
1
Ndfi Jap
i
I
/mm/
plech afi R vývalky ' 8 8 ' 5 ' .!_.. _ _ ! - _ _ _ _
A 533 ~
' Francie 1
Tab.
i
260 ,6
,
453 ,4
i i i i
t i
i
1,04
(
• i~
165 ,0
i
245 ,0
i
205 ,0 205 »9 340
,o
i
1
. i
i
!
l 9 5
'
2
i
213 ,3
_• _
i ,18 0 ,93 0 ,93 0 ,97
I
i
~i ~
i ,06
KS
i
i
u i
! j
257 ,7
1
280 ,2 280 ,2
467 ,4
i
i i
*« — 1*_ n *s
MAiNír
S0
1
-T T
0
i
\
•i
•»
/
m \
f
V\
{~
-
--
s
s
*
m
•
^^ s, •
;
1J
1
i
,'r,Ni,Mo a r.truktury
u CrNiMoV o c e l i
V 41
v> tm%
•MAM* I
VI jv
-
i \
/ •
it
j
n
na přechodovou
4*
t e p l o t u FATT
s j,í>Ni - 0, ?5 až O,3C3i - 0,015P -
0,007;Jn^^Hp
0,?
- 700 MPa.
KATT - f/W/
při
3,4Ni - FATT = f/Ni/ oři
l,80r
H'AT'1' - f/Mo/ p ř i l,85Cr a 3,ó5Ní.
t
9 .;
U 4/
#
*š4Air i
4f
4*
u
Ola-.,' - Vliv Gr,Ni,Mo na popouátěci křehkost CrNiMoV oceli A FATT = FATT(stup.ochlaz.) - FATT (6OO°C/voda).
ó 32
MÍT
E
oblast
kompenzace
* 26 §>
Íi e f
-J 120
bez kompenzace 2 i* 6 e 10 12 Obsah N viikladní bmotř x ^ (at%)
O b r . j - Vztah mezi k r i t i c k ý m i
hodnotami i n t e r a k č n í
energie
v základní hmotě |^>^ p a rozpuátěnéhc M o obsahu X?" s kompenzačním účinkem M n a P. r o z p u s t n o s t i O,O1P p ř i 500 °G.
Křivka
odpovídá
s'OliOVtlíiNÍ z/iKLADNÍCH FYZIK/ILNÍ ÍI^T^LURGICKÍCH CHARAKTERISTIK OCiiLÍ TIJAKO\T^Cřl NA"D0I3 VVliK 440 Á 1000 ln,.".. VlníJiiuír Černý, C J C . - I n g , J i ř í Brynda Zt:; k . p . SKOÍM P l z e ň V přífjpíjvku je uvedeno porovnáni základních v l a s t n o s t í u c e l í pro t r i k o v é nádoby r e a k t o r ů WER 440 a 1000. Z v ý s l e d ků l z e iioudit, že o c e l 15Ch2Nl.Ii^ (VVE1Í 1000) má ve srovnání ÍJ o c e l í 15Chl'i".I''A (WKH 440) vyaaí p r o k a l i t e l n o a t a tím i lop.ií M rovnoinr:rnojDí mechanické v l a s t n o s t i , a l e zároveň má z h o ř k n o u odolnost p r o t i d e g r a d a c i mechanických v l a s t nowtí vlivem t e p l o t n í h o s r a d i a č n í h o z k ř e h n u t í . Tuto s k u t e č nou t ji; nutno kompenzovat vysokými požadavky n'i č i 3 t o t u o c e l i lt>Chí'WMFA především z h l e d i s k a povrchovo a k t i v n í c h nýf.h prvků. l.JJvou TocJinolo/^io výroby tlakových nádob (TN) jaderných r e a k Loi'ú musí 3 d o s t a t e č n o u r e p r o d u k o v a t e l n o s t í zaručovat požailovinc hodnoty mechanických v l a s t n o s t í ve značnč velkých prořezech po dobu j e j i c h předpokládané ž i v o t n o s t i , t j . po dobu iO až 40 l e t . P o u ž i t á o c e l 3e p r o t o musí vyznačovat co nojvy;'::-.í o d o l n o s t í p r o t i radiačnímu a t e p l o t n í m u z k ř e h n u t í , ěohoij, l z e dosáhnout jen p ř i d o s t a t e č n ě nízké k o n c e n t r a c i povrchově a k t i v n í c h n e č i s t o t P, ob, Sn, As a Cu. Rovnož .Jíry musí být co n e j n i ž š í , neboí s i r n í k o v é vměstky ve vycezeninách - výraznů z v y š u j í a n i z o t r o p i i mechaniok.voh v l a u t n o a t í , s n i ž u j í h o u ž e v n a t o s t o ? c l i p ř i provozních toplot.i'ch ÍJ způsobují vážné problémy p ř í svařování č i n e v a ř o v«n:C. Uvázíiuc-11, i;c metalurgickou č i s t o t u o c e l i j e dnes t ř e l>n tlodriíet p ř i hmotnostech i n g o t ů a l e s p o ň do 200 t j s o u vysoké n/irolcy n-i k v a l i t u výroby a l i t í o c e l i v í c e než zřejmé. Nezbytný požadavek na rovnoměrné mechanické v l a s t n o s t i ve velkých průi^ozoch (n?»př. u TN VViJK 1000 v průřezech p o l o t o v r i . o tlou"rlkúch s ť m y 240 aií 680 mm) může s p l n i t j e n o c e l
- 26 -
•/vznačující se vyuokou prokalite.lností. Jetenainujícím ťuktoi-em vyberu vhodného typu oceli je vsak avaí-itelnost / I / . 'i'u v.'jfak je třebs chápat nejen jako citlivost ke vzniku trhlin během uvarování bez mimořádných technologických opat: roní, ale tu];ó j:.ko citlivost k metalurgickému poškození, Atoré může véut ke vzniku trhlin až při dalších technologických operacích. Typickým příkladem jsou tzv. žíhací trhliny, které vznikají v tepelně ovlivněných oblastech svarových Dyojů a név;.-rů až v pi^ůběhu žíhání na odstranění pnutí. Kízkouhlíková bi.initická CrWiMoV ocel 15Ch2NMPA, určená J: výrob? TN luhkovo-lních reaktorů WKlt 1000, byla odvozouy. z CrMoV oceli l^Ch2í»IFA (oceli TN VYuK 440) přilegovóuíi.i ziir'uba 1 v. Ni a aniženiin. maximální koncentrace vanadu z 0,J n^i 0,1 %. Podrobněji je chemické složení obou ocelí jxi';ci;.'ikováno v Tab. 1. I.íimo to je v tabulce specifikováno základní tepulné zpracování (zuálechíování jednotlivých polotovarů) fa auiiíární re2imy doplňkových tepelných zpracování, vyplývá jící cli z technologie výroby TN (svařování dílů a G O K C Í a navařování vnitřního povrchu nerezavějící ocelí). loaudme dále, do jaké míry vyhovují zmíněné ocele vyrábonú v koncernu SliODA některým základním požadavkům, kladeným na tyto materiály.
Na ocel 15>CII2K;.ÍÍ
(LMO oproti 190 mm) zjevně vyáSí hodnoty H g 2 a R^ při arovnwtclných hodnotách A5 n Z, & to zejména při zvýšené teplotě J50°C. Také hodnoty vrubových houževnatostí KCV v intervalu teplot -20 až +20 °C jsou v případě oceli 1'jCh'tlUiiiFh zřetelně vyá:ií, čemuž odpovídají nižší hodnoty přechodových teplot T, . zku;;enoati z výroby TN TVER 440 však ukazují, obr. 1, že 3e vzrůstající tlouštkou stěny se maximální hodnoty vrubové houževnatosti (horní plato) ve středových partiích pratenců poněkud snižují a přechodová teplota T k o mírně vzrůstá. Vysvětlení lze nalézt ve struktuře. Zatímco prstence o tlouáíce stěny 190 mm, obr. l(a), měl ve středové partii strukturu popouštěného bainitu, u hrdlového prstence :) tloušťkou stony 380 mm se ve středové partii vedle popouštěného bainitu vyskytovalo asi 24 obj. % prceutektoidního i'eritu» Podrobnější atudium ukázalo, že při nízkých koncentracích uhlíku může v takových případech podíl proautektoidního raritu ve struktuře oceli 15Ch2MFA případně i přesahovat 40 % ~ a odpovídajícím negativním projevem v hodnotách vrubovť; houževnatosti. Metalografické hodnocení charakteru lomu T strulítury v blízkosti lomové plochy po rázové zkouáce ohybem ukázalo, 2e příčina spočívá v nízké odolnosti feritu proti křehkému štěpnému porušení, četné transkrystalické mikrotrhliny v zrnech proeutektoidního feritu v blízkosti lomoví; plochy, obr. 2 (a,b), a absence podobných trhlin v biinitu to jednoznačně prokazuje. Detailní. 3tudium struktury feritu technikou elektronové mikroskopie tenkých folií dále ukázalo, že v proeutektoidním feritu oe vyskytuje vysoká hustota překvapivé jemných karbidických částic, často uspořádaných v řádcích nebo pásech paralelních se stopami rovin {lOO} , obr. 2(c,d). Tak např. velikost čá3tic (patrně V.C,) na obr. 2(c) činí asi 25 nm při vzdálenosti moai řádky 80 až 100 nm, přestože ocel byla popuštěna při 680 °C po dobu 31 h a poté žíhána (technologické režimy) při 665 °G s celkovou prodlevou 90 h.
•.
Vy:i.;ií prokalitelnost a lepší technologičnoot oceli •J .>0.hi!Nki!'*i vcj srovnání 3 ocelí l!?Ch2LII'1A vyplývá i ze srovnání Mul diegrr.mů obou ocelí, obr. 3« Je zíejmé, že všechny tr-.nai/oriaační teplu Ly oceli lýCh2NUFA jsou posunuty približnc o 100 °C směrem k nižáím hounotám a feritický "nos11 je výr-"znii posunut nuiěrem k delúím íasům. Proto má ocel určená pro TN VViili 1000 vetáí předpoklady dosáhnout rovnoměrnějších (b'dtiitickych) struktur a vyrovnanějších Mechanických vlastností vc> včtších průřezech* Nižší teplota M pak umožňuje výrazně sníiiit teplotu předehřevu px'"i svařování na 150 - 25°C (oproti 350 - 50 °C u ooeli 15Ch2MPA), což výrazně zlepšuje pracovní poumínky a usnadňuje nezbytná technologická
J'ri pomalém ochlazování z teplot vytích než 600 °G acl)c pi-± dlouhodobá expozici v intervalu 350 &'Ý, G00 °C může u uíakolcgovsných ocelí dojít k výraznému zvýšení přechodové Icploty T, v souvislosti o rozvojem tzv. vratné popouštecí křehkosti. U ocelí TN jaderných reaktorů mů2e tedy dojít ke zkřehnutí tohoto typu jednak již v procesu výroby (rychloat ochlazování při konečném žíhání na odstranění pnutí ncomí převyšovat 50°G/h) a jednak při e:a)loataci nádoby, k([>. r.'iai*ice imiže (i při nižších teplotách) rozvoj vratné lCh2NlílFA e pro Mi-nvnání i :;ilnÍ! prokalitelné anerické oceli A 543, jejichž i.:lM:i.iickc o ložení s\ aplikovsné tepelné zpracování je uvedeno v T-ib. .), lze; posoudit podle zmihi teplotních závislostí nárazo-vc' práce 1CV vo čtyřech základních stavech : -
[>o po po po
ochlazení z poslední popou.otčcí teploty do vody; tzv. a i.uj)ňovitém ochlazení (viz. Tab. 3) ^ této teploty; ochlazení v peci rychlostí asi 30°C/h; ochlazení v peci a následující expozici 500 h při 500°C.
Oc«li byly vyroben^' jako zkušební průmyslové tavby apetechnologií vyvinutou v k.p. SKODA Plzeň pro účely ; onorcotiky /9/. Experimentální materiál ocelí .l'.;C'h;'i..i.''!k n a 54J byl odebrán z desek o tlouiííce 200 mm (inyot 1
UoiJiienó výsledky ukr.zují, o b r . 4, že mimořádně vysokou oui l n o u t i p r o t i zkřehnutí se vyznačuje ocel 15Ch2MFA, k t e r á v • v.:och oť věch vykazuje přechodovou t e p l o t u 1VO(47 J\= -tJ0oC« Oc<:l 1'jCHí'NI.lKi. ;JG tni pfi ni23í koncentraci nečistot jíž tai:»vi'ii odolností nevysnačuje. Ve stavu stupňovité ochlazovaném u l.' to oceli dobilo k posuvu přechodové teploty oproti stavu tLiu ve vodě o & T, = 20°C. Ocel A 543, která po vt; vod."- mola přechodovou teplotu nejniž&í (T, /«,-, j> -1OUU»J), lžu hodnotit jsko mimoi'alnu náchylnou ke zkřehnutí. .Již ;)o ochl- iic-ní v peci vykazuje ^ T . = 110°C a stejný otu,'oň :-,!: ohnutí vyvolává dodatečná expozice ^00 h při 500 °C. .. Li:,>íiovitú oohl'izuni vedlo ke zvýšení T. oproti ochlazení i£O i.io vod.y doJúonce o 26^ °C (T k o = +165 C ) . V t é t o s o u v i s l o s t i :•• Loji z\ ziaínku, :
: .>.iii,: /? . . ' / :
ii-,. •• O,.:lWCu) ;• 0,/|4l'^J) •
h
KV-ť) + l , 0 ( ^ A s ) -i-
].,;•(•,. ^ n ) + i ! , 7 (/'••• J b ) ,
('lni r. Í I K . liouflt; L /
.•-/ ..-. U>i- : '-I-
:
ÍOU L^O'JU
aji-U-'ii 70 0,038
.. 5 4 3 li!4 0,085
Jo i;rc,)M-f /->• o c e l n 5-'i.i md 3ice nejvya.;i Iconcentraci rii;i-i;: Lot, v n k por.'id j c j t L v r.-.imoi s p e c i f i k a c e udávané prc l ucf.IL Til (J-i: kl,i.r < 1 5 0 ) . lí-ipruti tomu o c e l l^Ch2K;.IF
- 3l -
Jo jiroJrázúno /"I,o/, ae nik! odobnu jako i-in a .31) ijti/'ifi-v-iuje ne. hranicích zrn společně s atomy nečistot (P, 3b, • in) • v,ýrny.n>i zvyšuje dooaiiený utupcň zkřehnutí. Přítomnost i:hr-cTi.. pMk n'.'vie proces zkřehnutí muchluje & bývá mu proto p. j-iii;iovrtn'> I'ole k-.itíiljzátoru. Naproti tomu molybden, zvláái. • v l-.oi.ibinici a VI, Nb nebo V / l j / rozvoj vratné popouátccí l:rohLo,;Li inhibuje. Tím lze v y s v ě t l i t , žie ocel liChZNiili'A, kinrá oproti ocoli l'jCh2LÍF*i obsahuje asi 1 S> Ki (při yýraznS iinlii'inc koncoiiLrnci v m.'-idu) vylezuje i p ř i nižuí koncentraci iujii.vLot ji.-;ty o.:lon ke zkřehnutí a ocel A 543, která obsahuje ji-.:. t(':ia> i- -i;. J-íi a nuní ledován.-- V, Ti ani Nb, je ke :iit.-olinutí vclui ^iln^ náchylná, přestože obsahuje *** 0f6',í: I.ío. Vliv molybdenu, zvldatě v souvislosti se zkřehnutím vyuým ae/jro/^cí :"ooi'oru u ocelí typu 2,'J.'j Cr - 1 Uo, byla v ijoalcánl Uobč věnována velká pozornost /13-16/. Bylo ukázánu, i'.o molybdon přítomni? v tuhém roztoku úoinne brání uc.ť.ruť.HCÍ J'ooi'oru n- hi'-.i'icich zx^n a tím značně omezuje n.ojcflatčjdí pi-íčinu rozvoje vratné popouátěcí křehkosti v komerčních ocelích. Uvedeny v l i v vnak může byt zne.čntí oslaben prcci|iitMcí molybdenem bohatých karbidů (zvláátž MgG a lá^C). Tomu lze zabránit sníiicnim poměru I,Io:Cr v oceli nebo přísalývá z toho vííak i jiní? důležitý závěr, t o t i ž zdúvo'.n -ní vy;;;ích požiniavků nn čistotu oceli 150h2íJMí'A ve arovii ui£ .- ocelí l'^ChtlLll'Vi. ZCJI.V. analogicky vyplývá 3tejný poža(!.'ivt.-lt i z porovnání c i t l i v o a t i obou ocelí k radiačnímu zkřehnut/, nobol j.'-ilc iilcía-ili Nikolsjov ^ JJsdauin /i>/, atupeň likj'olmul.i vyvol ný ozářením p ř i teplotě 300 až J50°C se s p/í.i.-idou niklu (do lt6%) k oceli 15Ch2MFÁ zvyňuje stejnou librou j'iko iJtupoň zkřehnutí po izotr-rmické expozici p ř i
loi'.Loť' L)OU'C (v obou px'ip'ridech ve spojení se zkřehnutím 1'f.nic zrn). ÍTotoiíe v obou případech j e p ř í č i n o u z k ř e h n u t í ! ) ' í Lomno^t ;;íiociri,vch n e č i s t o t (P, J b , '^n, As, Cu), l z e s o u d i t />/, VA: «lcwpoň uo j i : J t ú míry j e ze z k ř e h n u t í odpovědný :;luj.in,y mcch-mizmu3 vedoucí k sc^regr-ici n e č i s t o t na h r a n i c í c h v, cn.
U oceli 15Ch2UI,lFA určené pro výrobu TN VViiR 1000 lze 1 ;;;ihnout ví- srovnání s ocelí l^Ch2MFA vyňí^ích a rovnoměrn •,i.-'ií0.11 hodnot mechanických v l a s t n o s t í , coň souvisí s j e j í vy '; í prok. r :litelno3tí. Nepříznivý v l i v výskytu proeutektoidiiíli^ feritu n". dofJ^hované hodnoty vrubové houževnatosti je n oculi l^Ch^ílwFA do tloušťky atony 330 mm zcola eliminován •t p.'i v;. tiJích tluuiiiJcách výřasní omezen. Velmi významnou vjhodou tčto oceli je také to, že z hlediska svařování je l.'.?chno l.o.^ičt [!c\ druhů .'Jtrane1 je ocel VjChZMlFii náchylnější k t e p l o t nímu 1 r«tJin.i':nímu zkřehnutí neZ ocel 15Ch2i.IFA, z čehoíí vyplývají zvýr-cnó poi.mlavlcy na č i s t o t u , zvluStě pokud jde o koni.r'ici ~>b, .in, us a Cu u r a d i a č n ě exponovaných d í l ů .
/ ,'/ /
;/
/ /|/ / '•/
CK,.i.C. - :;iJJAKDJ,ll.C. : Mucl. i^nerf^', 19 (iyOO),J4 tlOilúYCO..lú,,u..,.li. - PICICliiiINGjP.a. : Met. T r a n s . JA (1V72), 1099. IJ .'i'Ti'lj.i.j;. - IIONJÍZCULIDUJ!, li.Vi.K. : J . I r o n o t e e l I n a t . , :•!! (1973), cB4. i::ihň01W,.,u.\l. : í.let. T r a n s . , U (1973), c'/Ál. liXi.OL.l,////>V.... - ;j.iJ}/JJIi;, V . I . : I z v . Aj:k«d. Nauk "Lle-
tftll./", Ho. 2 (1975), 126. / (>/ 11.L.^tl.V.,il#li. - K A K ^ J I M U , ! ! . - KTJJUNOKIjN. - JUZUKI,K. : 'j.'rnnri. J.nn. I n c t . Iviet., l ó (1975), 5 4 1 . / •{/ ..,c.;.i/i[10i:,C..l. : Untcp. J c i . Jin^n., _J_ (1976), I2J„.
-
/
;;/
:u;TAÍÍT,C.L. - UAlJĽiťJI,J.K. No.4
/
'J/
33 -
(1978),
: I n t e r . iíetHls Reviews, 164.
UOCiiKjJ. - iú'.'i'Ka,:.;. - JííiÍLiifJ. - Jlii.iiijJ. a slitiny
,iuJľll f .i. - PALĽulĽiiíGjŕ.V. CA j (1975),
/I.]/
3.21.
- oTKINjJJ.i1'. : Lietali. Tr'-ns.,
2161.
:
/!;•/
3b."Oceli
pro jadernou e n e r ^ o t i k u " , P l z e ň ,
1979, tíVZIJ ľJkoda, /1O/
:
liiuwih,J.bl.
Jteelv/orks,
: Unpublisned r e s e a r c h ,
Aiurorsv/, Japan,
- KING,B. : " o t r e o s r e l i e f
1974.
embrittleiaent
in Mri-lii-íio prosBure v e s s e l
steelc",
ConJ.'. on Grain J3oundaries, J e r s e y ,
April,
1976. /.IV
WUjiJ. - i:c.Ml)OUtU.J. : H e t a l l . T r a n a . , 1 4 - (1983),
/14/
YU,J. - fcldiiJlON.C.J. : l i e t a l i .
T r e n s . , 11A
(1980),
277.
/Vj/
1b,J.
Trans., llú
(1900),
291.
/lij/
McUAHONjC.J. - IiÄJftZ/v,J.C. - GtíNTNiR.H.H.: J .
- McimllONjO.J. : L i e t r l l .
i i a t e r . and Technol., 104
(1902),
£ngn. 241.
1101.
C
Cr
C,Ij
1: Cjií-.i'.--
L |
iO
C,lj
-
C, ^0 0,60
0,17 0...7
C..SC -
0,17 0, J 7
C,15 Základní tepelné spr^ccváni
2 ,9 0
o,Co
c, c _;
j
.. I. -
0,5C
C,02C
j -- '^
2,3
ckí raži-:y iííliání p.-i vý^-cbC. 3:
1000 °C/olsj - 680 - 720 °C/vsCuch 6óp ^C/31 - 90 h/cchl&zování v psci
S'20 °C/voa£ + 650 °G/vzduch 520 °G/2^ h + (1^0 CC/LG h/ochlaacvání v nec:
-
:,;o i,c -
0,02C
—c
C,pC 0,70
C,
J;
-
0,10
2Íbulks č. 2 v -arcvuání z=ohanicl^ oh vlastností ocelí l?ChíL-ľ^ s ibChZlľlL?.-. ->z celkové- ts^řlaé-u. zpracování (.včetně teshnolc rickych režiaú pcpoustšní ?c svařcvání Tli).
Ť., - /uPe/
2O°C Ha /ĽPa/
*5 A/
35O°C A5 A /
Z A-/
2 A/
15Ch2ĽFÁ hlsike prstene* s I 135;střední 638,3-13,0 22,4-1,9 74,2^0,8 456-20 532-15,9 17,1-0,8 72,5-1,2 hodnoty a s t r . 521,2-13,3 kvadratické odchylky 1) 150h2Ul&Á hladké p r s t e n c e 70,9 601,3 17,7 698,0 522,7 z I 135;střední 532,6 75,9 22,3 hodnoty 2) 1) Statistické vyhodnocení výsledků z přejímek 30ti polotovarů pro tiskové nádoby reaktorů W E H 440. 2) Střední hodnoty z výsledků přejímek polotovarů pro atestační a osvojovací práce k TI,T reaktoru W E R 1000. KOV / J . c m " 2 /
1) 15Ch2NLIFÁ 2)
^ 50% HL
+ 20
59 J . c n " ^
122^40
232Í34
-42-11
-23-15
253,2
261,1
-71,3
-41,3
-20 15Ch2MFA
%O
Ol
- 36 -
i
o
15Ch2MFA OBALOVÍ KftlVKY NAMÉŘtNYCH MODNO1 KV V PBÚBřuj TIPIOTNHO STÁHNUTÍ o
VYC.Hiyi '.TAV
• A
.fO 1 1 3 0 0 0 h ISOTdOOOOn
n - roxnoooh
" •
1
1
TtPlOTA
' ' 1 ' 'JVi
. i • ?00 1
óJ o n . .li:.-•
15Ch2MFA
OBALOVÍ KMVKY NAMĚŘENÝCH HOONOT KV VPRÚBČHU TEPLOTNÍHO STÁHNUii O VÝCHOZÍ STAV A 3bďCM000h • 350*C/3000h A IWC'lOOOOh
•2CM
I _ .. L. •300
TM'IOfA ( "(. J
1----11-1 tlnu..l!:'-: j_;o ana (i/;- i1 •• ' , 4'/.. lU'ooutoki.oii'.niho i ' o r i tu
- 37 -
(b)
(d)
Obr. 2
Tranflki^stalické štěpné tr! ,
jroeutektoid-
ním feritu po rázové zkouš-.o , . . OÚU (a,b) zřejmě souvisí 8 vysokou hustotou jemných karbidick^ch částic (c,d) - ocel 15Ch;';'.!.PA.
1000
Q_ UJ
»-- 300
200
OCEL i5Ch2NMFA
100
15Ch2MFA
0
i i . ..i
101 CAS
104 [s]
101
i
i
i
2
A 6 10 20 40 6C 500
I
J
1
Obr. J
2
i
A 6 10
Porovnání uRA diagramů ocelí pro TN reaktorů VVEH 440 a 1000.
ínr.in]
f h j
~hezLz.:é složení slzccianvch ocelí. Csel ^ —
:_n
3i
C,6C
• ~ -— i
P
o
C, J l ^ C,015
Cr 2,50
Co
:ii
Líc
o,:c~
0,71 0,25 0,0073 0,10 0,003 0,001 C,0C5
15-h2IÍI^.?.T.
0,14
0,45
0,25
0,003 C, 007 1,53
_ , - _ •
0,55
•-Ó43
0,15
0,40
0,22
0,010
3,75
0,53 0.01 0,01
G,020 1,73
0,003
Gu
on
ib
0,04 0,002 0,C01 0,10 0,010
o,:o2
C,C12
Tepelné zpracování: 15Ch2^P*
:
1000°G/olej - 530 °C/vzduch - 610 °C/30 h + 6ó5 °C/45 h/pec
ljChZlHjFi :
920°C/vois + 650 cC/vzduch + 620 °C/25 h + 550 °C/20 h/pec
~543
900°C/voda + 640 °C/vzaueh + 610 °C/30 h + 630 °C/45 h/pec
:
Režim stupňovitého ochlazování : Z poslední popoustěcí teploty se provádí ochlazování v peci s prodléváni při následujících teplotách : 1 h při y9'J> °C, 15 h při 533 °C, 24 h při 524 °C, 43 h pri ^95 °C a 72 h při 468 °C. Po dosažení teploty nižší jak 315 °0 lze vzorky z pece vyjmout.
i
300
I
I
1SCH2NMFA 200
o 100
ň
200
701)
i OP , OP*500D500h
100
100
-100 IfPLUTA
O
-100
.200
•300
TEPLOTA T CCJ
T [CJ
(a)
(b) 300
re
201)
O
-100
'200
>300
TEPLOTA T K ]
(c) Obr. 4: Porovnání teplotních závislosti nárazové práce studovaných ocelí. (Způsob ochlazení z poslední popouštěcí teploty : O.V. - ochlazení ve vodě, O.S. - ochlazeni stupňovité, O.P. - ochlazení v peci).
M3TA1URGIE OCELÍ PRO TLAKOVÉ NÁDOBY JADERNÝCH REAKTORŮ lag.Miloslav Kepka.CSc, Škoda k.p. Plzeň, ÚVZÚ leg.Jan Jiraa, li),:.Josef Skála,C3c, Škoda k.p* Plzeň, závod Hutě Oceli používané pro tlakové nádoby jaderných reaktorů. Požadavky na obaah škodlivých a stopových prvků. Technologické postupy výroby kovářských ingotů o velké hmotnosti. Vakuování oceli, zajištění výroby oceli ve vhodných pecních agregátech, vývoj nejvhodnější technologie, zajištění vhodného tvaru kokil a způsobu odlévání* Metalurgický postup slévané technologie pro 200 tunové ingoty určené pro výkovky jaderného reaktoru W E R 1000* Hodnocení čistoty a mechanických hodnot oceli u prvých šesti ingotů určených pro osvojovací práce tlakové nádoby reaktoru W E R 1000. 1. iJyod Výroba konstrukčních dílů jaderného reaktoru přináší pro metalurgii požadavek na zajištění řady nových, vyšších nároků na materiálové a technologické vlastnosti používaných ocelí. Záruka bezpečného provozu jaderného reaktoru je podmíněna dosažením potřebných pevnostních vlastností ocelí při provozních tlacích a teplotách i pro tlouštky 600 mm, dostatečnou houževnatostí, tj. odolností proti křehkému lomu a nízkocyklovámu porušení, proti růstu vad a trhlin a proti radiačnímu zkřehnutí. K docílení těchto vysokých požadavků je nutno vytavit ocel o vjsoké čistotě, s co nejmenším výskytem metalurgických vad a s velmi nízkými obsahy škodlivých a stopových prvků. Tyto mohou právě vyvolat sekundární radioaktivitu a tím způsobit radiační poškození - zkřehnutí, snížení vrubové houževnatosti, případně dalúí zhoršení materiálových a konstrukčních vlastností /1,2/. 2
•9
V počáteční fázi vývoje tlakových nádob (TN) byly používány uhlíkové oceli, které však s postupujícími vyššími nárokv na výkon reaktorů, a tím i na velikost tlakových nádob, byly nahrazeny nízko- a střednělegovánými ocelemi / 3 / . Pro výrobu TN lehkovodních reaktorů se v současná době používá celá řada různých typů ocelí / I / , při čemž převažují tři skupiny
oealí, které jaou uvedeny v tabulce I. Sovětská metalurgie dává přednost ocelím CrNiV pro reaktory typu VYtSR 440 a CrNiMo pro reaktory W E R 1000. Společným znakem váech uvedených ocelí je vuak jednoznačný požadavek velmi nízkých obsahů síry a foaforu, max. 0,010%. Tento požadavek je vyvolán nutností zabezpečit požadované mechanické vlastnosti, především vrubovou houževnatost a dále technologické vlastnosti - dobrou svařitelnost výkovků prstenců TN, resp. navařitelnost nerez výstelky bez nebezpečí vzniku sekundárních podnávarových trhlin* K omezení nežádoucí sekundární radioaktivity je velmi přísně omezen obsah kobaltu a k zabezpečení radiační stability, tj. k zajištění maximální odolnosti proti radiačnímu poškození?, a tím i proti zkřehnutí, je dále stanovena mezní hodnota obsahu dalších škodlivých prvků jako je např. měď, arzén, cín a antimon (tabulka II.) Pochopitelně u ocelí pro TN je požadován co nejnižší obsah plynů a oxidických vměstků. Uvedené požadavky se logicky zpřísňují se zvyšováním jaderných reaktorů. 3. Metalurgická ogatření £ři_vý_robě kovářských_injjotů_o_velké hmotnosti Proces tuhnutí je nepříznivě ovlivnpván rostoucí velikostí ingotu. To vede ke vzniku výrazné pásmové segregace a typických "A" a " V vycezenin. Zdroje segregací lze omezit zvýšením teplotního spádu v tuhnoucích vrstvách a zrychlením procesu krystalizace. Zásadním řešením této problematiky je nepř. výroba ingotú pochodem JSSP nebo vakuovým obloukovým přetavováním, kde se jedná o tuhnutí ve vodou chlazeném krystalizátoru s velmi malou vrstvou roztaveného kovu na předchozí utuhlou vrstvu chráněnou roztavenou struskou nebo vakuem. S rostoucí hmotností ingotů však ekonomické (vysoké náklady) i technické důvody nedovolují aplikovat JáSP, i když pro některé typy ocelí je použití této technologie žádoucí a nenahraditelné. Aby se vyhovělo výrobcům velkých energetických oelkú, především v oblasti jakostních in^r-tů o velké hmotnosti, bylo nutné zaměřit pozornost technologie výroby na oblasti, které jakost těchto ingotů především příznivě ovlivňují. Jedná se o vakuování oceli, výrobu oceli ve vhodných pecních agregátech, vývoj n e j -
- 4.? -
vhodnější technologie a zajištění vhodného tvaru kokil a zpúOÍ.IIU odlévání.
3.1. Vakuování oceli Při hodnocení vnitřní jakosti ingotů o velké hmotnosti do urřité míry splňuje požadavky jejich vakuování. Ovšem pouhé vakuování oceli při odlévání do kesonu nezajištuje vždy a za váech okolností požadované zvýšení jakosti a čistoty vyráboných ocelí. Částečně se potlačí "V" segregace, "A" segregace se protáhne od půdy k hlavě ingotu. Segregace chemických prvků se zdá být mírně příznivější u vakuově odlévaných in;.;otu. 3.2. Zajištění vý_roby^ve_yhodný_chj2ecních_agregátech V podstatě lze konstatovat, že výroba ingotů o velké hmotnosti se uskutečňuje převážně v elektrických obloukových pecích, případně kyslíkových konvertorech. Tavby Jsou dohotovovány v rafinačních nebo udržovacích pánvích. Tak například výroba 57Ot ingotu v ocelárně JSW v Japonsku se provádí výhradné z elektrických obloukových pecí a dvě až tři tavby jsou podle potřeby udržovány a průběžně rafinovány, vakuovány a ohřívány ve dvou udržovacích pánvích po celou dobu, než se nataví daiáí ocel ze dvou elektrických obloukových peoí včetně provedené rafinace. Pirraa ATH v Hattingenu v NSR vyrábí ocel v elektrických obloukových pecích a kyslíkovém konvertoru s možností odlévat max. 400 t ingoty. Během odlévání se dohotovuje následující tavba v konvertoru, všechny tavby se vakuují způsobem RH a Ingoty se odlévají výhradně spodem. Firma Kobe Steel v Japonsku vyrobí 500 t ingoty z jedné 100 t elektrické obloukové pece a tří menších obloukových pecí, přičemž bohem výroby využívá udržovacích a rafinačních pánví. firma River Don v Anglii vyrábí 200 t ingoty sléváním taveb z elektrických obloukových pecí s udržováním a rafinací v udržovací a rafinační pánvi (PINKL-MOHR) s možností úpravy chemického složení. Firma Kawasaki Steel-Mizushima Works v Japonsku používá k výrobě 200 t ingotů pouze kyslíkových konvertorů s následným vakuováním, všechny ingoty jsou odlévány spodem.
- 44 -
U váeoh světových výrobcůt kteří ryrábějí ingoty o velké hmotnosti, se jedná při výrobě o několik zásadních zásahů do táto technologie. Společným znakem technologie zůstává maximální obsah fosforu a síry včetně daláíeh stopových prvků (Sn, Co, Cu, As a Sb.) Obsah fosforu a síry již není určován hranloí 0,010%, ale hluboko pod touto hladinou, např* 0,005$ nebo dokonoe 0,002%, především u obsahu síry. Bude-li tento obsah síry zajištěn, potom její segregace budoiá minimalizovány, což přináší blahodárný vliv na snížení vnitřní nehomogenity, stejnoměrná mechanické vlastnosti v celém těle výkovku včetně středových částí a zkoušeic v podélném a příčném směru. 3,3Dalším společným znakem ingotů o velké hmotnosti je skutečnost, že ve všech případech jsou tavby pro hmotné ingoty slévané z několika taveb s upraveným chemickým složením, především s ohledem na omezení segregací nejdůležitějších prvků jako je uhlík, fosfor, síra, molybden a pod. Zatímco s uvedenou technologickou změnou bylo započato před řadou let u firánví, zajištěním UP procesu a VCD při vakuování, lse zajistit •/ýrobu hmotných ingotů s minimální chemickou heterogenitou.
- 45 -
3.4. Vhodnjř_tvar_kokil Vzhledem k tomu, že vnitřní vady ocelových ingotů o velké hmotnosti narůstají se zvětšováním jejich rozměrů, vyvstal v m č ě oceliren vyrábějících ingoty o velké hmotnosti problém navržení optimálního účelného tvaru ingotu, který by zajistil co nejvyusí jakost in^otů. Změny se prováděly na základě zjištění, že se osová "V" vycezenina dá podstatně snížit, případně zcelu odstranit zmenšením poměru H/D ingotu a zvýšením úkosu těla. Proto v současné době se pohybuje štíhlost ingotu kolem 6-8% a poměr H/D se pohybuje kolem 1. Rovněž i velikost hlavovó části kolem 20$ se u ingotu kolem 150 tun ukázal již JBKO nedostačující a v současné době ae velikost hlavy pohybuje u in;.;otů nad 100 tun kolem 25-28$ v návaznosti na nižší poměr H/D. 4. Osvojení metalurgie 5_vakuového_odlévání_ingotů_o velké hmotnosti Technologický postup, osvojený v ocelárně k.p. Škoda Plzeň, k výrobě kovářských ingotu až do hmotnosti kolem 200 tun spočívá v účelném využití metalurgických možností SM pecí a elektrických obloukových pecí a dále technologických předností odlévání oceli ve vakuu. V EOP se připraví legovaná předelitina, která se odpíchne i s redukční etruskou do velké pánve, do níž se odlévá uhlíková neuklidněná ocel ze zásadité SM pece. Při slévání oceli dochází k de2oxidaci neuklidněná martinské oceli redukční etruskou z EOP s následným odlitím inť.otu přes mezipánev do vakua. K omezení segregace uhlíku se Jeho obsah u posledních taveb usměrňuje na spodní hranici předpinu. Při vakuování působí na snižování koncentrace kyslíku míchuoí efekt, podporující koalescenci a koagulaci vměstků, které představují hlavní zdroj snižování obsahu kyslíku ve vakuu /4/» Vysoká čistota oceli pro výkovky dílů tlakové" nádoby váak vyžaduje důkladnou přípravu kovové vsázky a ostatních přísad. Nedostatek vhodných základních surovin o vysoké čistotě a v potřebném množství je při slévané technologii operativně řeuen přípravou nelegované vsázky martinským pochodem a dále použitím FVKvlitiny. Cílem přípravné fáze výroby je zajistit vhodnou základní vsázku s co nejnižšími obsahy fosforu a síry a zároveň i s co nejnižšími obsahy stopových prvků. X omezení segregace uhlíku se u posledních slévaných ta-
veb obsahy uhlíku usměrňovaly na spodní hranici předpisu* U všech slévaných taveb, určených pro výrobu prvých šesti 200tunových lngotů. se dosáhlo předepsaných hodnot. Rovněž u stopových prvků nedošlo k překročení maximálních obsahu (tab.III). Z výkovku prstence víka tlakové nádoby se odebraly vzorky pro stanovení obsahu kyslíku a mechanických hodnot* Získané výsledky potvrdily, že rafinací oceli redukční struskou z BOP a následným vakuováním se obsah kyslíku snížil na hodnoty 3O-4Oppm a v plné míře se dosáhlo u oceli požadovaných mechanických hodnot, (tabulka IV) 5. Závěr Pro výrobu tlakových nádob jaderného reaktoru se vyžaduje vysoká čistota oceli s velmi nízkým obsahem škodlivých (P t S) a stopových prvků (Cu.Co.As, Sn a S b ) , plynů a nekovových vměs-fcků. K zajištění vysoké čistoty je proto žádoucí uplatnění mimopecní rafinaoe, použití čistých vsázkových surovin včetně úpravy chemického složení u taveb za sebou jdoucích a tvaru kotil. Ke zvýšení Jakostních vlastností oceli se u některých značek ooelí využívá vhodně vakuové uhlíkové dezoxidace* V rámci zavádění jaderného programu k.p. Škoda Plzeň byla osvojena slévaná technologie pro výrobu ingotů až do hmotnosti 200 tun. Hodnocení chemického složení, čistoty a mechanických vlastností dává předpoklady k úspěšnému zvládnutí výroby náročných výkovků pro tlakové nádoby jaderného reaktoru W B R 1000. Literatura .'1/ Kolektiv autorů: Oceli pro jadernou energetiku, TEVUH Praha 1976, Č.17 / 2 / Brynda,J.a Brumovský.M.: §boraík ze semináře Z? ČSVTS ÚVZÚ, Skoda Plzeň, 1979 '}/ Onoáero, S. aj.» Materials for Power Engineering in Japan, čs.-japonské symposium, Tokyo, 1977 / 4/ Skála,J.Í Hutnice listy, 1975, o.5, s. 338-341
ádoby ; % h a . )
druh oceli
USA, Francie MnHilío
CrfioV
CrHiHe
Si
stát
USA, Francie HSB, Japonsko HSR, Japonsko SSSR
lán
max. 0,25 0,? 0,25 0,17 0,25 0,17 0,25 0,13 0,18 0,16 0,21 0,22 0,27
0,15 0,30
.5 1,50
0,15 0,35
1,20 1,50
0,15 0,30 0,15 0,35
1,15 1,50
0,13 0,18
0,17 0,37
SSSB
0,13 0,18
USA
max 0,23
0,17 0,37
0,17 0,38 0,20 0,35
0,50 1,00 0,30 0,60
0,30 0,60 0,30 0,60 max 0,40
Mo
Cr
max 0,012
Max 0,015
0,025 max
0,025 218JE
0,010
0,010
max
max
max 0,025
0,025
0,010
0,010
max 0,020
max 0,020 max max 0,015: 0,010 max
max
0 r 010
0,010
0,20 0,30 0,50 2,50 3,00
2,80 3,30 1,70 2,40 1,70 2,40 1,50 2,00
0,40 0,70 0,40 0,80 0,40 0,70
0,50 1,00 mas 0,40
1,00 1,00 1,50 3,00 4,00
0,45 0,60 0,45 0,60 0,40 0,60 0,60 0,80 0,60 0,00
0,50 0,70 0,50 0,70
0,45 0,60
V
Cu
J max 0,05 max 0,03 maz 0,05 0,25 0,35
mas 0,10 0,10 max 0,10
0.15 i ! _ „„ I
max
0,12
max 0,12 0,03
maz 0,10 max 0,10
Tab. II. Mezní obsah škodlivých a doprovodných prvků u oceli pro tlakové nádoby /£ hm,/
s
Výrobek
Cu
As
Co
Tlaková nádoba
0,025
0,025
o, 15
0 ,020
0,050
Aktivní zóna
0,010
0,012
o, 10
0 ,020
0,010
Sb
0,005
•
Sn
0,005 09
I
Poznámka : Součet P + Sn + Sb nemá překročit hodnotu 0,015
Srcvr.ání dosažených a ~ez r.ícr. cesehů = >cdliv;'cr. a s-cp pře tlakov4 r.ádcby Oi^ačení
ir.jctu
o <;
Slévar.íi tavbv (pece)
?
SM IV •t- ZOP 2
c,0C9
SU III * 50P 3 SOP 4 f 30? 1 Sid IV + EOF 2 SK III + SC? 3 SO? 1 + se? 4
0,005 0,010 0 010 0 010
I •
'\
s 0 009 0 010 c 009
009
0 ,008 0 ,009 0 ,008
0 010
SM IV + EOP 2 SM III + EOP 3 EOP 4 + EOP 1 SM IV + EOP 2 SM III + EOP 3
EOP' 4 + KOP 1 o SM IV + EOP 2 OJ SM III + EOP 3 < EOP 4 + EOP 1 SM IV + EOP 2 o •>* SM III + EO? 3 < 20P 4 + EOP 1
o • ^ -
Ol <
Mezní obsah pro aktivní zónu
o
00 .OJ
<
o o <
Mezní obsah pro tlakovou nádobu
Jo
Obsah St.
c,CO 9 o,007 o,009 c,007 c,007 í 01C 0 008 -9-.005 o 009 c,0C6
Sn" ~
i
o,CC2 o,002 c,CC3
c
0 ,008
_Cj 003
0 ,001 0 001 0 ,001
0 ,012
0 ,030
o,01C
0 ,005
0 ,011 0 ,009 c ,012 0 .010 0 ,011
0 ,016 0 ,014 0 ,013 0 .015 0 ,012
0 ,010 007 0 ,010 -OJ 007 0 ,009 _2J 007 0 ,010 -9-1 006 0 .009 c 005
0 .010 0 ,009 0 ,012 0 ,012 0 ,011 0 ,010 0,010
0 .016 0 ,015 0 ,015 0 ,014 0 ,013 0 ,011 0 ,014
0 P 010 0 ,012 0 .013 0 ,016 0 ,010 0 ,010 0 ,009
0.003 JL 004 0 .002 0 .006 0 ,009 0 .010 0 ,009
0 ,003 0 ,004 0 ,004 0 .002 0 .003 0 ,003 0 ,003 0 f003 0,003 0 ,003 0 .003 0 ,003
0 ,020
0 ,020
0 ,030
0 ,040
-
:
:
C03 0, 0C3 0,003
°f
0, 005 -OJ
009 008
-OJ 013 o,005 , 0 0C6
009 -PJ 008 0 .006 0.012 0 ,008 0 ,006 0 ,007 -
"O I
. TV. Mechanické hodnoty dosažer.f z výkovku prstence víka tlekové r.áčo': (tepelné zpracování :kalení 92O°C/voda - popouštění 65C°/vzduch) Zkušební teplota
V'
Označení vzorků
\
/MPa/
/MPa/
441
I. II.
/°C/
A
5
Z
/5S/
/£/
549
15
55
569 569
666 664
23,0 23,6
76,6 76,6
569 575
667 *.67O
23,0 22,3
76,6 76,6
392
490
12 .
45
I.
484 487
554 553
18,3 17,6
76,6
II.
496 491
561 566
18,6
74,9 74,9
Předpis + 20
2
Předpis
+ 350
18,3
74,9
Ol
O
- 5l -
V Y S O K O J A K O S T N Í C H OCELÍ, UKČENÍCH PRO HLAVNÍ DÍLY ZAŘÍZENÍ, Z HLEDISKA VSAZKOVÍCH SUROVIN J li-.-.. ..Joimí' Jkrilu, Ci>c. V
: ;KOIM, k. p., I Izon, závod Hutě V ntl*«rátu jsou uvedeny dlouhodobé poznatky autora o m o ž nr>:'t.<;oh v zu j i iíovikií čisté kovová substance v CSSti pro výrobu vysokojakostních ocelí, určených pro hlavní díly energetického 3trojínmstvít
a přihlédnutím nu koncentraci fosforu, síry, cí-
nu, .'JMlimonu, mědi, arzénu a kobaltu. Problémy při zpracování technologických odpadů a třísek z těchto zdrojů.
Vý.stuvba tCížkých energetických soustav pro výrobu elektřiny k I míti vysoké nároky nu čistotu oceli, která je určena na hlavní díly at již jader, ých reaktoru, či turbinových hřídelů, tívt>rit.uí'ilnč> jiných 3oučristí • těchto zařízení. Jestliže před dvaceti
J o t.y si; rozuměla vysokou čistotou oceJ i koncentrace fos-
foru, a Cry u mědi, pak nejnovější požadavky se soustřeSují ješt.i'1 ri.M minimální koncentraci arzénu, cínu, antimonu a kobaltu, T,y'..í> po/.adavky jaou tak přísné, že ocelář je může zajišíovat jun :->l)i. f ?.nř. Tťadn konstruktérů požaduje u ocelí namáhaných ra'! i uřn tni zdřeníra kromě maximální koncentrace
těchto stopových
prvku jt?:'ite jo jich maximální součet, čímž se tento požadavek ilíUi: i-.príaňuje. Mapř. pro reaktor VVEit 1000 / I / ocel v jakosti /iA ji; pf-odpia fosforu max. 0,010 -.•6, cínu max. 0,005 * a antimonu
také 0,0U!> M. Jejich aoučet j uk fosfor + cín + antimon =
0,010 *>. V praxi tento požadavek znamená, že koncentrace antimonu ,)(.• mo/.n/V kolem 0,001 vb a koncentrace cínu 0,002 *, proto•;•.<; vyrobit ocel s maximální koncentrací fosforu 0,007 % je velmi obtížné. Jiní výrobci / 2 / požadují koncentraci cínu max. 0,01
.. a antimonu 0,0015 •£. Tyto stopové prvky, s výjimkou
fo;ii'oru :t síry, nulze metalurgickými procesy při výrobě oceli zmť-fiit /anížrtřií.m jejich koncentrace/.
Jrotožii tato skutečnost jo dána neměnnými požadavky konstruktéra, je nutno hledat v podmínkách výroby oceli v čolJH tukové suroviny, které tyto požadavky splňují a dávají oceláři potřebnou jistotu, aby mohl vyrábět ocel žádaných vlastností bez velkých rizik. Mfio", cín, arzén a antimon, jak ukazují jejich hodnoty volné entalpie, nelze při běžných ocelářských procesech okysličit a jejich kysličníky převést do strusky. Navíc se tyto prvky při tuhnutí oceli vylučuji jako precipitéty po hranicích zrn a vykazují velmi škodlivé vlastnosti, zvláště u součástí dlouhodobě namáhaných radiačním zářením, pulaujíoím namáháním, odstředivými silami a střídáním teplot. Pro oceláře zbývá tedy jediná cesta, jak zajistit nízkou koncentraci těchto prvků, tj. použíti základní vsázky boz těchto prvků, respektive s co nejnižší jejich koncentrací. V přiložené tabulce jsou uvedeny koncentrace mědi, cínu, antimonu, arzénu a kobaltu za poslední léta z dostupných surovin v Č3SH. Sledujeme tyto suroviny více než 15 let a tabulku ukazuje dlouholetý průměr. Z údajů, na tabulce je možno vyčíst, že nejdostupnější a nejkvalitnější jsou surová železa sovětské provenience podle Gost PVK a M2. Některé dodávky těchto surových želez obsahují, cín, antimon a měá ve stopách procentu. Proto, abychom měli jistotu, že vyráběná.ocel v jakost. L AA, eventuálně v jakostech s nízkou koncentrací antimonu, cínu a mědi, volíme formu predtavení surových želez PVK na surovinu, která mé pro nás danou optimální koncentraci fosforu, aíry, arzénu, cínu, antimonu, kobaltu a mědi, ze které lze bezpečně vyrábět jakoukoliv značku oceli, u niž ji předepsána maximální koncentrace dříve uvedených prvků. Jak je vidět z tabulky, není mnoho možností nahradit tuto vsázku, fiada zahraničních výrobců vyrábí podobnou vsázku jako polotovar, který pak slouží pro tyto účely. Ovšem tato vsázka je cca 5krát družší, než jsou nejkvalitnější surová Je to nejen čistá surovina, ale + iké velmi draié,
- 53 -
Sf. k tórou je nutno rádně hospodařit. Bohužel, v podmínkách v.ymti.y oceli v ČUSK tomu tak dosud není. Máme zejména rezervy vtí využívání vratného technologického odpadu a třísek, který nunadne z této výroby. Materiálové bilance pro zhotovení hlavních dílů určených pro energetiku a ostatní strojírenské výrobky to dokazuje. Z výrobních podkladů lze doložit, že čiatě opracovaná součást aí již prstenců, desek, rotorů atd., dosahuje sotva 45 v6 hmotnosti výchozího materiálu. U tvarově složitějších aoučéstí je to jeStě méně než 35 # výchozí hmotnosti nateriálu. Je třeba kriticky posoudit, jak se s technologickými odpady a t>fskumi hospodaří při výrobě tohoto náročného sortimentu výkovků. Musíme, bohužel, konstatovat, se hospodaření s tímto cenným odpadem i třískami není dobré. Prakticky nelze tento odpad vyutfívut na výrobu těchže značek ocelí. Nehledě na legující prvky, chróm, nikl a molybden, je základní kovová substance tčchto odpadů 3 - 4krét cennější, než je běžné vsázka pro výrobu vysokojakostních ocelí. Právě nízké koncentrace mědi, cínu, antimonu a kobaltu je velkou vzácností, pochopitelně oceněnou přísluňnou peněžní hodnotou, iiy tuto vzácnou vsázku nenftvratně ztrácíme pomícháním mezi ostatní odpady, kde je pro výrobu oceli na jaderný program nevyužitelné. Ještě horší situace je v možnostech zpracovávat třísky z těchto ocelí. Je jich tuké pěkné množství, minimálně 25 * hmotnosti výchozí VBAZXJ, Zatím nejsme technicky schopni tyto třísky vytřídit, skladovat, dopravovat a zpracovat. Podobné problematika ve zprucování třísek je i u součástí vnitřní vestavby reaktoru, které jsou vyráběny z nerezavějících austenitických ocelí. Je nutno si uvědomit, že součásti pro jadernou energetiku se vyrábějí jen z drahých ocelí, Ekonomický úspěch celé této výrob.v je přímo úměrný úrovni zpracování a využití kovové subsu>nce vůbec.
- 54 -
Helze ničím ekonomicky nahradit ztráty vzniklé pomícháním a jiným znehodnocováním odpadů a třísek jednotlivých značek ocelí užívaných pro výrobu jaderných zařízeni. Myslím, že b,y každý, kdo organizuje tuto složitou výrobu, měl mít toto na zřeteli a vytvářet podmínky pro to, aby se tyto odpadové kovové hmoty daly vytřídit podle značek, upravovat na vhodný tvar pro opětné hutnické zpracování, skladovat a použít opět pro výrobu vysoca náročných oceli určených pro energetická zařízení. To je jedna z cest, jak zvýšit ekonomickou účinnost celé výroby energetického strojírenství. Je to cesta zdánlivě jednoduchá, ale velice účinná a hlavně málo nákladná, i když je možno konstatovat, že se jí dostalo až dosud velmi málo pozornosti. Pracovníci výrobny oceli závodu Hutě k. p. ŠKOi/A vyvinuli a osvojili si řadu technologických metod, jak tyto odpady a třísky hospodárně zpracovávat na výrobu vysokokvalitních ocelí. Musí se však vytvořit podmínky M úpravě, skladování a dopravě tohoto materiálu, aby nedocházelo k jeho pomíchání. Bez těchto opatření není využití této cenné suroviny možné. Je pravda, že tato opatření nepředstavují žádný vědecký problém, ale jsou základnou pro ekonomickou účinnost výroby těohto zařízení a mstatnich náročných výrob vůbec. Ve svém krátkém referáte jsem chtěl poukázat na důležitost hospodařeni s kovovou substancí, které začíná u projektanta a končí v možnostech zpracování technologických odpalů a třísek. Jedině takto organizovaný a vytvořený systém výroby náročných strojírenských výrobků dává společnosti maximální efekt a zhodnocuje základní práci metalurgů, které spočívá v tom, že jednou vyrobený kov slouží nejprve jako užitný předmět a pak jako surovina pro další výrobu.
- 55 -
Sb
P
s
0 ,007
0 ,003
0 ,090
0 ,020
o,005
0 ,002
0 ,001
0 ,070
0 ,025
o,003
0 ,03
0 ,00i 0 ,001
0 ,001
0 ,020
0 ,016
o,002
ocel. Šrot 1. tuvení Vítkovice
0 ,09
0 ,010
0 ,008
0 ,001
0 ,050
0 ,025
Oj 009
odp«d 001 *'">N 420030
0
0 ,015
0 ,025
0 ,005
0 ,060
0 ,050
o,015
odpad 002 Č:;N 4^0030
0 20
0 ,012
0 ,015
0 ,005
0 ,040
o
o,012
Cu
As
tuž.aur.železo WJ i KG Ostrava
0 ,09
0 ,008
aur.železo M2 podie Goet
0 ,05
0 ,004
sur.želei-j PVK podlá Gost
i
Sn
035
Co
loužitň literatura /I/ Technic-lc^ podmínky pro výrobu oceli na tlakovou nádobu VVUK 1000 :*K0DAf k.p., Plzeň 2JK 1977 /2/ Cestovní zpráva; QZTP 078tí ze služební cesty do Francie k firmě "alsthoin Atlantique" 1983 S , k.p., Plzeň ZJSS
- 57 -
GLOtíA A MOŽNOSTI ANALYTICKÉ CHEMIE V PROCESU VÝROBY JADERNÝCH REAKTORU WEií 1000 li>|.\. Zdeněk čížek, Cfcic, RNDr. Ivan Janoušek, CSc. Oetřední výzkumný ústav, k.p. Skoda Plzeň
Atmtrakt; Příspěvek se zabývá hlavními okruhy využití analytické chemie v procesu výroby jadernách reaktorů. Uváděny jsou obecné možnosti analytiky při hodnocení chemického složení, materiálů, sledování jejich čistoty a při řešení různých speciálních problémů. V dané oblasti jsou specifikovány stávající technické možnosti podniku, zejména Chemických laboratoří ÚVZÚ.
Výroba zařízeni pro jadernou energetiku, jeden z nejnáročnějších strojírenských oborů současnosti, představuje pro analytickou chemii - stejně jako p±'o celou řadu dalších vědních disciplin - nepřeberný zdroj technických problémů. Vysoké množství různých výrobních operaci a běžných i unikátních technologií v procesu výroby jaderných reaktorů, rozsáhlý sortiment vyráběných, používaných a zpracovávaných materiálů a extrémně vysoké nároky na kvalitu a spolehlivost jednotlivých dílu i celků stavějí před dnešní analytickou chemii široké spektrum kvalitativně a kvantitativně velmi náročnýcn požadavků a úkolů, jejichž úspušné či naopak méně úspěšné plnění je spojeno s přímými pozitivními nebo negativními technickými a ekonomickými dopedy do výroby a provozu energetických zařízení. ?ři hodnocení současného stavu vývoje analytické chemie a Jejich technických možností je možné konstatovat, že z obecnéhu hlediska dnešní analytika je schopna s úspěchem a na vysoké úrovni řešit naprostou většinu existujících problémů a potřeb jaderného strojírenství. V praxi, *.ciy je třeba retpektovat vedle technických i ekonomické rektory (,vysoká cena přístrojové leenniky, její obtížná dostupnost, potřeba maxinólniho využití přístrojů a zařízení apod.J, je však nutno počítat i s existenci takových případů, ve kterých problém nebo požadavek výrazné přesáhne možnosti reálného pracoviště.
Wásledujicí příspěvek je pokusem o souhrnný pohled na hlavní uvažované oblasti využiti analytické chemie v procesu výroby reaktorů W E K 1000 a na stávající technické možnosti k.p. Skoda, a to zejména Chemických laboratoří 1ÍVZIÍ. Vychází při tom ze známých či předpokláaanycn požadavků výroby a ze zkušeností, získaných v průběhu přípravy a vlastní výroby reaktoru Wfíiť 440.
Zajišťováni vstupní a výstupní materiálové kontroly Sledovaní chemického složení materiálu, polotovarů a jednotlivých funkčních díla v rámci zajiščování běžné vstupní e výstupní materiálové kontroly lze označit za základní a rozeahem nejobjemnější oblast využívání analytické chemie v programu VVEH 1000. Kvalitativně postihuje materiálová kontrola velmi rozsáhlý sortiment od hutních surovin a přísad, (.ocel, litina, feroslitiny, hutní keramika aj.), přídavných materiálů (.elektrody, tavidla, návary;,konstrukčních materiálů až po nejrůznější speciální materiály a-přípravky (.čisté kovy, plyny, oleje, delTektoskopická činidla aj.); organizovaná je prakticky ve všech výrobních uzlech a krocích, hutní prvovýrobou počínaje a kompletací runkčních dílů konče. Prvořadým úkolem analytic é chemie v procesu materialovu kontroly je rychlá, přesná a vysoce spolehlivá odpověď n& u..azku "ano - ne", tj. hodnocený materiál co do chemického uloženi odpovídá - neodpovídá předpisu. Z toho důvodu se pro zajišťování materiálové kontroly využívá téměř výhradně ryzikttlních analytických disciplin, realizovaných .e rormě přístrojové techniky s vysokým stupněm automatizace. Mezi hlavni analyticKé discipliny v tomto směru patří automatická emisní speKtromeorie (.kvantometrie;, rentgenová rluorescenčnl spektrometrie a automatické analyzátory pro stanoveni uhlíku a siry - leay vesměs discipliny, umožňující provádět analýzu vzorku přimo v pevném stavu. Již v menší míře se při materiálové kontrole uplatňuje celý soubor instrumentálních analytických disciplin na tz,v. mokré cestě (atomová absorpční spektrometrie, spektrořotometrie, elektroanalyfcické metody
59 -
etd.) a jen v ojedinělých případech Jsou užívány "klasické" chemické analytické metody. Heálné pctřeby provádění materiálové konlroly pro výrobu reaktora VVE.í 1000 v rámci k.p, Skoda lze označit za velmi dooře zajištěné a to jak ve sféře materiálové výroby (zajišCuje především kvantometrická laboratoř závodu Hutě) tak vesférách navazujících (zajistují Chemické laboratoře ÚVZÚ). Obé zmíněná pracoviště jsou na dostatečné úrovni vybavena většinou vhodných analyticích technik a, díky kvalitním výsledkům v předchozích letech realizovaného metodického výzkumu „ je v provozním měřítku zaveden rozsáhlý soubor konkrétn.: cň metodických postupu pro rozoor jednotlivých typu materiálů - včetně odboru a přípravy vzorků k analýze. Prakticky v žádném případě nebudou v procesu materiálové ken 1.roly vyuiívany nmody dle GOST, SHN nebo ČSN, ale vesměs metodické postupy vyvinuté v Chemických laboratořích ÚVZÚ. U vaceu těcnto postupu je však zaručována spolehlivost, tj. přesnost a správnost analýz, stejné nebo vyšší, než požadují sovětské či 5s. normy. Takováto praxe je oprávněná m j . i tím, at pro řadu stanovení reap, pro potřebné koncentrační rozsahy odpovídající normy vdbec neexistují.
HodiiOt-.eni čiatoly materiálů
Sledování a hodnocení čistoty materiálů z hlediska identifikace přítomnosti a stanovení malých množství škodlivých příměsí v m»leriálech lze označit za druhou nejrozsáhlejší a přitom technicky mimořádná náročnou oblast využití analytické chemie v procesu výroby reaktoru VVÍ.rf 1000. V mnoha případech je hodneceui čistoty přímou součástí materiálové kontroly, vzhledem fc j<.jímu opi.-cifiku je vsak o této problematice pojednáváno samostatně. Oko lem analytické chemie při hodnocení čistoty materiál-* je spolehlivé a dostatečně citlivé stanovení velmi malých až stopových množství razných prvkíl resp. sloučenin v koncentracích přibližné od 0,0001 do 0,1 fo hmotu., jež negativním způsobem ovlivňují výsledné runkční vlastnosti materiálu nebo
- 60 -
průběh některých technologických operací. Mimořádné vysoká oaborna a tecnniciiá náročnost této analytické činnosti je dá" existenci a působením rady objektivnícn rektorů a problémů, které je nutné akceptovat a řešit. Patři mezi ná především poměrně omezená možnost výoěru při volbě analytické disciplioy úršrné oitlivé a technicky vhoané k aanému účelu, potřeba "el~ mi náročné přístrojové techniky, nutnost dostatečně se vyrovnat s rušivými vlivy matrice a hlavních složek vzorku, jež jsou v analyzovaném materiálu oproti sledované složce obsaženy v několikanásobném řádovém přebytku a pod. Nezbytné je rovněž dokonalé zvládnutí způsobu Odběru a přípravy vzorku s vyloučením jeho znečištěni prostředím nebo nástroji i optimální vyřešení takových zdrojů kontaminace vzorku během analýzy, jakými jsou uečistoty v používaných chemikáliích, atmosféra laboratoře, laboreturní nádobí aj. Kvalitních výsledků v oblasfcjjsfcopové analýzy dosahuji proto pouze analytické laboratoře s dlouholetými praktickými zkušenostmi v tomto oboru, vybavené odpovídející přístrojovou technikou i dostatečně kvalifikovaným1 a zkušeným kádrem pracovníku. Na půdě ÚVx,Ú k.p. Skoda je problematice stanovení nečistot věnována již po řadu let systematická pozornost, orientova;i.i především na technické železo a další vyorané kovové materiály (.feroslitiny, čisté kovy, metalurgické přísady;, dale aa průmyslové vody a rázné technologické přípravky. Soustavn.j je prováděn rozsáhlý výzkum a vývoj metod pro stanovení jedtiotlivych stopových prvků a postupně ,isou zaváděny a rozvíjeny různé analyticKé discipliny a techniky, vhodné pro stopovou analýzu. Výsledkem je rozsáhlý soubor metod a postupů, v mnoha případech vzájemně zastupitelných a optimálních pro různé technické účely. Tento soubor oude v nejbližší době ve spolupráci s kvantometrickou laboratoří závodu Hutě doplněn a rozšířen o využití optické emisní spektrometrie tak, aby bylo možné r.ychle a dost. tečně přesně sledovat obsahy stopových prvků i během tavebníhofrocesu. Přehledným způsobem jsou 'jteivajíci technické možnosti Chemických laboratoří ÚVZŮ v daném smóru (.se zaměřením především na kovové resp. některé další anorganické materiály; shrnuty v tabulce I.
v y L'KU.'.'il; ;;!,...• ' .• . -r.ti ''C^cá
J ^G'.casbi i.í
,-ij í . r . y c u
vosti
k> n c e n o r a c í
vyvinutycu
Ltjťjv . n í metod
cic!i k
analýz
0(;JMJ,
nuciíitot;
E; t e j n ý c n
,.e s i t u a c e
p o : L J , .. K c . ; . . u t o
VIKUJI/.-:.
vzurku
n u t n o s t aovozu
v CHL Ovztf i vývoj
1'er.čních m a t e i ' i a l u ;
nénterych
j d e zejmeiia
o sady
Vzhledem
byly ruvněž
i r.-:K:.í-r.
závěry
potřeo-
(.omezený
součástí
i-ypa v l a s t n í c h referenčních ,.'.••.„.,...ry
stopovýci.
porovxiavacich
;-sL ••; •. i :,io;: i o o o r a t o r í ' :''•' : , £ - . okoda.
;•;•:..
k o n t r o l n í c h a n a l ý z vybraných vzoin..
:;..-t-iL,
s p o l u s l a b o r a t o ř e m i CNI1TMA? ;,.csíva,
lze Při
označit
posuzovaní
VVKJÍ 1000 z h l e d i s k a konstatovat, bliiiňí
zceli.
na obou p r a c o v i š t í c h jako
- ve*>
Výsledky
provedených v r o c e jsou
dokumentovaný
v t n u u l c e 1 1 . ; shouu mezi hounoL'.Di .. :•.•;..-. otopových s t-j-iovenými
výzkumrefe-
materiálů
a n--é; er.ýT.X obsahy
ocel:
předních č s . i
smés £; velmi p ř í z n i v ý m i
prooleniatická
z Kt'0 , j e o r g a n i c k o u
chromových a c h r o m n i k l o v ý c h
1935
srovnava--
, '-'• -št.ích.
j e vt-ini
ných p r a c í
Provedeny
, ro'.'joeni
v d o s t u p n e - . .» ,-.,...• .•-•:.•. r , , ; : ' ; ; ; i : č i . i u
soivtime..t,
si.'.slyz za ú č a s t i
slouží
materiálu
. <. .• .'i. s i j bti z a r u č e n , . . a ^
a ;J<- .••_•:
u a r .-. ,
riycn r e f e r e n č n i c n m a t e r i a l j
pr/k.i.
s ^ o l t - n l i.-
uO>.lu
-* '•- - .•.'••. 1 c l i
í.y
sleuov;!,,yon
j e d n o t í iv^cxi
p r u SMi.ovt-
_• •< ..-v ^ r o v a i i i
jf- ... .
metouieuých analýzami
(,u«; i : d a r d n ± c n v z o r K . i OL'i;.fifiy
prv^ů
:•. . i i.jnyir.i
prvků,
analytickými
vyni.-:a;.; . • .
zajiáoěnosti sledovaní
že převážná část
programu výroby
čiaooty a i a c r i a l i i známých požadavků
reaktoru je
je,
tedy možné či v nej-
době bude, v podmínuacn k. L •• :"ÍU;!Ú pokryta
napafcrebné
tecniiické i odborné úrovni. Lokonče:.* , i.u.^vanycn
výzkumných
pvaci,
zaméřeiijch mj.
i na zmapovaní č i s t o t y
a p.r J sad pro výrobu o c e l i ,
vyznani-iýrn zpasobem j e š t ě p ř i s p ě j e . to
ičelu však zustáv,* r e a l i z a c e
v programu VVii'K 1000, niky:
tj.
Wezoyti.ou podmínkou k tomu-
nékterycn i n v e s t i č n i c n
za >í zení
zamérů
yro s t.anovení ťoreni
nmotnostní e ^ekt x'un.etr pro analýzu
nu (nutná podmínka pro sledovaní aouóor pristi'oju
surovin
zakoupeni pí., uvuné p; j.sí.ro jové tech-
jde zájmena o s p e c i á l n í
eKyťj kyelíku v kovecň,
hlavních
pak k zajj-r.'••:.-.i dar.é problematiky
vyply-
é.i.jí.oty tvařte.s .éno argonu) a
pro elektroenalyticríé
prače.
- 02 ~
Některé speciální úkoly analytické c:
:
Vedle již uvedených hlavních okruhů existuje v procesu výroby reaktorů VVEii lOOOmnožství dalších potenciálních aplikaci analytické chemie, co do rozsanu i málo objemných, avšak tecianicky velmi důležitých. Mezi takovéto aplikace například patři nedestruktivní materiálová Kontrola při výrobě a moncaži funkčních dílů a celků, tzn. identifikace typu mefceriálu bez narušení notové součáoti. Doposud je nedestruktivní kontrola zajišíována většinou pomocí steeloskopů se subjektivním vyhodnocováním. V dané souvislosti je však nutné připomenout existenci výkonných mobilnícň spektrometrů, pracujících na principu optické emisní spektrometrie s dálKovýju přenosem vybuzeuého svedeného spektra z pistolovéno jiskřišcě do spektrometru poniucl skleněných uvótlovodiču. Uveaené typy analyzátoru (.přeci evtiini posledui model fy AtŮ.,) umožňují nedestruktivní snlmámi informace o chemickém složení i velmi složitých slitin - napr. identifikaci navarovýca vrstev z vyaocelegovaných elektrod v případě vrstveních návarů. Dalši výko/iný typ nedestruktivníc): mobilních aualyzitorů představují přenosné x'tg. spekti'ometry, vybavené radioizotopy jako zdroji budícího záření. Mezi metiociy nedestruktivní materiálové kontroly je nezbytné zařadit i novou unikátní analytickou techniku, vyvinutou v nedávné debě v Chemických laboratořích ÚVZÚ . Její podstatou je odběr miícromnoz,ství vzorku z notové součásti leptáním kapkou směsí kyselin (príp. oaběr miicrotřísky o hmotnosti několika miligramú,) a následné vynodnocení chemického složení vzorku metodou atomové ausorpčai spektrometrie se speciálně upravenou technikou iniiřuiú. Dosavadní případy využití zmíněné analytické teenniicy napr. pro rozlLbování a identifikaci původu navarových vrstev na hrdlecb|tlakových nádob jyly vesměs zdrojem mimořádně cenných technických ini'ormaci pro výrobu. Jiným příkladem speciálních úkolů analytické chemie, rovnúí velmi aktuálním v procesu výroby reaktorů WfSR 1000, je •otudium cnemického složení tenkých vrstev na povrchu materiálů. Z c:e3é plejády nejrůznějších tzv. povrchových analytickycu technik, umocňujících zís.avaní informací o elementárním nebo fázovém cnemickém složení vrstev o ti.ousčce nékojika na-
• j. :;.uotnos Lni P'
v 1 ' c i i : ' V y c h
IKJiil
i j i í Q i l í
rovu
, O V Í C Í J
' V O
elektronová
přípravy /líců
K t . i i i ' e i i .r'ic: i . L C J I
a v kombinaci
i c : .
s i'j;:n,/mi
zy
jiz
xioi.i
zed;. .>
Uobného typu
yi vyžádají
leJilivoat
;i
": J Í z oyio náKoi ik
raeloa,
. i.-"nu, Vyšší
o t o , aoy byly
uedoro:iui:i5ni
a;.;j .--•:-.-
'iiezt
metou.
vysiedic.i,
zaclavs^
Zadav,... -1. :.:
a l e a n a l y t i k ;-'
aby odpověděl
iiapr,,
.-óai: ,'.
Letni: z .•-
ne p o u ž i t é met xlé, na J O Č U
k o r . c e n t r u c i sta..uvovanéíio p ř e s n i a t sť.inove .í vzorek.
. t
prvKi.; a . , ]
t z v . i i i „ e VJult;:;. /
= O.UCObl ^ 0 , 0 0 0 0 7 ) , jediný
.
mnoneni vvá
p[>rn. P r e t i n o s t stanovexu'.
níipi 1 .
;
•-•< .
. . ; r ,1 e l m c h
přes-
star.ovení
. e .- i.,:"'Sd':, ze analýzy pono
,.silí
a oudou p a u ř i č -
<:••: ••;.•.•>•; a l k y . •;• •
.i.., :
e f e k t i v n ě
. . l y tv.-i.-iG
s p o l e -
pros trodity.
o!...i'ir;y přeíjiio.stj
]
. .- :
z p r a c o v á n í m v./el edr. ..
a na Uruue si, ranci,
íada
ar.aly-
../-.:ju;„ Výsledky
p r o s t a .;•;-.
(.ii-aŽLÍi, J d e t e d y
natolik,
1
n a p j 1 . a o a a i i n o u t pa í: i č ^., .:.
csnskými
dis-
o razo-
vú
me^-.. s t a i . o v i t e l ; . . -;
ae l i š i
vy i . ž i t y
i
ii'-.-lz-e pře;.; vfco...
existuje
a statistickým né
o jrvicovém, a l e
s i •; -v-,.i v., t,-i::>:- . .
auiil.r&y
lze
. e e ;;v f ;;aČ-
.n-íiiy-.i analytickými
tir.;
v in-Bioanich ] eL^o;i pova; ; .ov;,í klore
:;.
inl'oritiEce
j o tiíjzby t n a t o i i z u l t á c e
'J ano v y š e ,
j u Auge
^ . ' i
a v ninons piíp'-. :eci;
chemické
p i'o
mateři ild.
V závěru vjs^edk.t
••:':' '
.
L . • rw :. v . • '.
c i p l inonii., poskytují váni složení
i • t . f-"; r :
:.*•:..!•:
n a
r
, .e!.)Q
;•->•-
;..,.e.-,:,, ,!;:e> ':•„
a anai,/:;.
p r o c e s í
:
který
v s a k ou-
.. L -5 aaři.i. •/
y vanika kolem
.vUriy zijem o spopojem zobecnit .-,>.! i jf.- přesné na -.- řaa« ok.jlnosti, .xoveiií, na
óáné uvést (napr. % Bi = pouze pro oento
-
04-
Tabulka I . Meze s t a n o v i t e l n o s t i a metody používané pro stanoveni vybraných stopových prvků
PKVKK
Mez stanovitelnosti %hmot.
Cu
1 . 10 "
Co
1 . 10 ~ 3
As
5 . 10 "^
SF
1 . 10 "
Jiné
ECH ECH
4
i . IQ" oil
OBS KFS AAS
3
ECH
1 . 10"^ Bi
J
•
10"^ IQ"4
Zu
5
Cd
1 i 10"
p
1 . 10 " 3
LEČO LiiCO
+ vhodné,
(+) méně vhodné, - nepoužitelné
OKS - optická emisní spektrometrie (kvantometrie.) dVS
- rentgenová fluorescenční
spektrometrie
AAM - atomová aosorpční spekcrometrie fJI1'
- spfcKurol'o tome t r i e
KC/í
- elektrochemie
LliXJv)- autoraatickj' analyzátor fi-v
l a a u l i a I I . S p r á v n o s t - e t c a -ouzivar.ych v CHI - WITT ( s t o p o v é prvky) h m o t n o s t n í Sn Co
Označeni
Pracoviště
QU
AS
% Sb
37©37 a
CNIITMA5 CEL-tfVZÚ
0,05 0,05
0,004-9 0,004-5
0,00014 <0,001
0,0020 0,002
0,003 0,007
0,008 0,00$
0,010 0,010
CKIITUAS CHL-ÚVZÚ
0,06 0,06
0,0045 0,0050
0,00076 <0,001
0,0012 0,002
0,013 0,013
0,012 0,012
0,011 0,010
0,0028 0,0030
0,0005 0,0006
0,0018 0,0016
5 29a
ATEST CHL-tfVZtf
Pb
5
-
CNIITiláS - Centralnyá naučno-issledovatělskij institut mašiaostrojenija a - materiál 15CH2NMFAA b - material 10CH11N20T3R
Zn
0,0002 0,0022 0,0003 0,0021
- ôň -
ffYOJ Á OBVOJSSt VÍROBY JlLÔ TLAKOVÍ BI,: :>BY REAKTORU W B E 1OOO Ing* Jaroslav Indra, CSc. SKODA k«p. Plieň, ZSS V rsŕsrétu jsou zpracovány dosavadní výsledky a naznačen další postup vývojových a osvojovacích prací,rašících v rámci USP P.VT metalurgicko-materiálovou problematiku výrob; dílů. tla&c
Sežene úkoly, jejich zdůvodnění a cílí a) Oovojeni výroby hladkého prstence horního a ověřeni Jeho Jde o materiálově nejnáročnější díl pro aktivní zónu TN 0 které předurčuje životnost TN a tedy i reaktoru. K vykování polotovaru je zapotřebí špalek o hmotnosti cin. 10^ t, na který tč. je k dispozici pouze ingot I 195 o zaručované využitelné hmotnosti 12? t. Ingot I 195 z oceli 15Ch2MMFAA je max* a dosud neověřené velikosti a jeho použiti pro daný účel je podmíněno přísnými požadavky na čistotu a homogenitu materiálu. Polotovar se vyznačuje extrémními roaměry, tj. maz. výškou a min. tloušťkou v porovnáni s ostatními polotovary pro TN, což činí náročným jsho kováni i tepelné zpracování* Je třeba ověřit vlastnosti materiálu v rozsahu TP a navíc i v rozsahu doplňkového atestačního programu* •Ta osvojována výroba kovářského ingotu I 195 z vakuované oceli l5Ch2NMFAA vč. jeho přepravy v teplém stavu do kovárny, kování polotovaru vč. přepravy, tepelné zpracováni polotovaru a ověřovány vlastnosti polotovaru v rozsahu TP a doplňkového atestačního programu pro aktivní zónu TN. b) Osvojení výroby hrdlových prstenců a,.ověření^jejich "i lastnoBtimminA_v_rozsahu^I[P Polotovary hrdlových prstenců patří k nejhmotnějším polotovarům TN. Při jejich výrobě je nadměrně využíván ingot I 195 z oceli 15Ch2NMFA, tč. max. a dosud neověřené velikosti. Kovářské vyhrdlováni je náročná operace, až dosud v CSSR neprováděná. Zařízeni pro kovářské vyhrdlováni musí být v předstihu ověřeno. Polotovar s vyhrdlením je náročný na tepelné zpracování. Je nutno propracovat oetodiku kontroly vyhrdlení. Třeba ověřit vlastnosti materiálu v rozsahu TP a navíc doplňkovými zkouškami vyhrdlení. Je osvojována výroba kovářských ingotů I 195 z vakuované oceli 15Ch2NMF.A, kování polotovarů vč. přepravy,kovářské vyhrdlováni vč. ověření vyhrdlovacího zařízení, tepelné zpracováni polotovarů s vyhrdlením, kontrola polotovaru s vyhrdlení ni a ověřovány vlastnosti polotovarů s vyhrd-
- 08 -
lením v rozsahu TP a doplňkových zkoušek vyhrdlení. ) Oavoiení_v^rob2-££Bt«nce_víka_a_ověření_1j[elio_vlast2ostí mloi_v_roz8ahu_TP Jda o nejhmotnější výkovek pro TN. Při jeho výrobě je nadměrně využíván ingot I 195 & oceli 15Ch2NMFA, tč. max* a neověřené velikosti. Polotovar se vyznačuje extrémními rozměry, tj. min. výškou a max. tlouščkou v porovnáni 0 ostatními polotovary pro TN, což činí náročným jeho kováni i tepelné zpracováni. Je třeba ověřit vlastnosti materiálu min. v rozsahu TP. Je prověřována využitelnost těla kovářského ingotu I 195 z vakuované oceli 15Ch2NMFA, osvojováno kováni polotovaru vč. jeho přepravy, tepelné zpracování a ověřovány vlastnosti polotovaru min. v rozsahu TP. rení_^eho_vlastností_niini._v_rozsahu_TP V projektu TN je uvažován vrchlík víka z kruhovky ES svařované z dvojice kovaných + válcovaných desek* Vrchlík víka z celokované kruhovky je technicky i ekonomicky výhod— rtřjší. Celokovaná kruhovka je však vyráběna z většího ingotu než v případě vrchlíku víka pro TN VVER 440, z čehož vyplývají zvýšené požadavky na úroveň a homogenitu chemického složení materiálu. Před provozním zavedením je nutnc ověřit zápustku a osvojit si lisování i tepelné zpracovati vrchlíku víka. Je třeba propracovat měření tvaru výlisku a zjistit změny způsobené žíháním a zušlechťováním. Třeba ověřit vlastnosti vrchlíku víka min. v rozsahu TP. Je vyvíjena výroba ceiokované kruhovky pro vrchlík víka z kovářského ingotu I 95 z vakuované oceli 15Ch2KMFA, osvojováno lisováni vrchlíku víka vč. ověření zápustky, tepelné zpracování vrchlíku víka, kontrola tvaru vrchlíku víka a ověřovány vlastnosti vrchlíku víka min. v rozsahu TP. Osvojeni výroby dna z ES syařgvané_kruhovkg_a_ověřgni Jgj^p-,yíasrtnostia y^rozsahu TP Dvojice desek pro ES svařovanou kruhovku dna ještě vyrobíte lná v čs* podmínkách má oproti sov. praxi podkročené rozměry, což ovlivňuje výrobu dna. ES .vařtwfel dvo ice
- op -
desek o daných rozměrech je třeba si osvojit. Před provozním zavaděním je nutno ověřit zápustku a osvojit si libováni 1 tepelné zpracováni dna. Je třeba propracovat měření tvaru výlisku a zjistit změny způsobené žíháním a zušlechťováním. Třeba prokázat způsobilost přídavných svsřovacích materiálů na preventivní kontrolní dssce a ověřit vlastnosti dvojice základních materiálů a ES svaru dna min. v rozsahu TP na svědečné kontrolní desce i u dna. Ve zkušebních i provozních podmínkách třeba ověřit trhavost ES svarového kovu při lisování v zápustce a řešit způsob připadne opravy. Je osvojována výroba desek pro ES svařovanou kruhovku dna, ES svařování kontrolních desek i dvojice desek pro kruhovku a ověřována způsobilost přídavných svařovacích materiálů i způsob opravy svaru na preventivních kontrolních deskách. V případě neúspěšného vývoje výroby dna z celokované kruhovky - viz f) bude u varianty dna z ES svařované kruhovky osvojováno i lisování dna vč. ověření zápustky, tepelné zpracování dna, kontrola tvaru dna a ověřovány vlaotnosti dvojice základních materiálů a ES svaru dna min. v rozsahu TP na svědečné kontrolní desce i u dna. Vyvinuti vffroby dna z celokované kruhovky a ověřeni jeho V projoktu TN je uvažováno dno z kruhovky ES svařené z dvojice kovaných + válcovaných desek. Dno z celokované kruhovky je technicky i ekonomicky výhodnějši. Celokovaná Jrruhovka dna je však už vyráběna z ingotu extrémní velikou ti, z čehož vyplývají zvýšené požadavky na úroveň a homogenitu chemického složení materiálu.Jeji polotovar má při menší tlouščce podstatně větší průměr než v případě celokované kruhovky vrchliku víka. Před provozním zavedením je nutno ověřit zápustku a osvojit si lisování i te- pelné zpracování dna. Je třeba propracovat měření tvaru "ýlisku a zjistit změny způsobené žíháním a zušlechťováním. Třeba ověřit vlastnosti dna min. v rozsahu TP. Je vyvíjena výroba celokované kruhovky pro dno z kovářského ingotu I 135 z vakuované oceli 15Ch2NMFA se snížený* obsahem P a S. V případě úspěšného vývoje bude
- 7C -
osvojovéno i lisování dna vč. ověřováni ?ápustky, tepelné zpracováni dna, kontrola tvaru dna a ověřován; vlastnosti ine min. v rozsahu TP. Dosažené výsledky k 12/1963t Výroba ingotů z ooalí 15Ch2NMgA a 15Ch2KMFAA Oceli 15Ch2NMEA a l5Ch2WMFAA pro vývojové a osvojovací práce k Tlí se vyráběly v k.p. šKúDA/záv. Hutě podle spec. technologických směrnic a TP platných pro atestační program k TN. Tavení oceli se provádí ve dvojicích výrobně sdružených pe<:í. V SO peci se vyrobí ocel se zvýšeným obsahem uhlíku a chemickými prvky a vyěěí afinitou ke kyslíku a také redukční struska. Tato předslitina vč. redukční etrusky se vypustí do pánve, jpolečné pro dvojici sdružených pecí* Poté se do téže pánve odpíchne neuklidněná ocel se sníženým obsahem uhlíku a bez chemických prvků s vyěěí afinitou ke kyslíku, vyrobená v zásadité 811 peci, takže je proléváaa redukční etruskou* Výsledná ocel se odlévá přes mezipénev horem do kokil'y, ustavené v keeenu s vakuem
- 7l -
tpřodtavenč Ingoty jsou jakostní vsázkou připravovanou za surových želez PVK a M 2 ) . Vaškerá vsázka vč. přísad musí mít známé chemické složení s min* množstvím metalurgicky neodstranit sirých škodlivých prvků, k nimž patří zejména Co, Cu, Sn, Sb, As. Che.nické složení oceli v každé ze společných pánví musí odpovídat předpisu TP; je vykazováno v atestu jako tavbové chemické slož«ní a považováno za přejímací. Proprava ingotů do kovárny je prováděna v teplém stavu tak, aby teplota povrchu neklesla pod 55O°C. V rámci dosavadních vývojových a osvojovacích prací k TN byla úspěšně zvládnuta výroba kovářských ingotů I 55i I 70, I 85, I 95, I 135 a I 195 z ocali 15Ch2NMPA í 15Ch2NMFAA vč. jejlcfi přepravy v teplém stavu z k.p. SKODA/záv. Hutě do k.p, VífKOVICE/záv.3. a) Kladky prstenec horní av. čís, tavby 376§7 X výrobě hladkého prstence horního z oceli 15Ch2NMFAA byl z dř. uved. důvodů použit ingot I 195» Současně však byio navrženo vyrobit z něho sdružený polotovar pro hladký prstenec horní a zkušební prstenec o výšce 500 mm k ověřování radiační odolnosti základního materiálu a svarového apoje aktivní zóny TN. Sdružený polotovar bylo však možno vyrobit za předpokladu, že ingot I 195 bude nadměrně využit na 1.50 t. Protože jen část z výšky zkušebního prstence je využita pro vlastní účel a zbylá část je pomocná, byl návrh realizován.ltadměrné využití ingotu I 195 na 130 t byle 1. st. prověrky skutečné využitelnosti tohoto ingotu. ingot I 195 byl podle dř. uved. návodu vyroben v k„p. SKODA/záv. Hutě a přepraven v teplém stava do k.p. VlTKOVICE/záv.3. Chemické složení v jednotlivých pánvích vyhovělo předpisu TP pro oc«l l5Ch2NMFAA. Při vizuální prohlídce povrchu ingotu nebyly zjištěny zjevné vady. Kování bylo prováděno na lisu 120 JUN v rozmezí teplot 1200 až 800°C; pro pěchování byla teplota zvýšena na 1250°C Po překování ingotu ns vál«c 0 2300 mm, byl odseknut spodrk vč. 350 mm z těla ingotu. Následovalo sekání špalku f) ír300 x 4000 mm, jeho pěchování na 1/2 výšku a děrování ducým trnem 0 730/ 0 460 mm. Prodlužováním a šířením na ko-
vacích trnech byl posléze získán sdružený polotovar 0 4755/ 0 4015 x min. 3015 mm ( požad. rozm. 0 4630/0 3990x2950 mm). Po předepsaném vyžíhání, odokujení, orýsování a proměření a uspokojivým výsledkem byl výkovek ohrubován na 0 4595/0 4085 X 2990 mm e přídavkem 30 mm na válcových plochách pro zašlechřování. 7> vnějšího povrchu byla provedena předběžná UZ-kontrola t. citlivostí Dn=2,2 mm; nebyly nalezeny žádné indikace. '^rajléram byl sdružený polotovar o hmotnosti 81,5 * přepraven do k.p.
SKODA.
Zušlechťování bylo provedeno v k.p. SKODA/záv. Kovárny,a to v el. odpor.peol vozové a kalicí nádrži,obsahující 740 mnr vody s nucenou cirkulací a ochlazováním. Pozůstávalo z normalizace 960°C po 9 h/vzduch + kalení 920°C po 10 a/voda + popouštění 650°C po 19 h/vzduch. Byly hodnoceny změny rozměrů a deformace kruhovitosti způsobené zušlechťováním. Nárůst průměrů, příznačný pro danou ocel a také deformace kruhovitosti přídavek na zušlechťováni nepřekročily, ale do značné míry využily. Nalezené rozdíly v chemickém složení při A-konci a Z-konci jsou překvapivě malé; konkrétně C=0,14 až 0,16%, P=0,008 až 0,010%, S=0,010 až 0,011%, Ae= 0,005 až 0,007%, CtaO,Q5 až 0,06%,Co=0,008%, Sn=0,002 až 0,003%, Sbs0,001 až 0,002%. Hodnocením podle kriteria Cu+10P bylo nalezeno při i-konci 0,1475 a při Z-konci 0,1375. Mechanické vlastnosti při Akonci ve stavu zušlechtěném i po celkovém tepelném zpracováni vyhověly požadavkům TP s dostatečnou zálohou v hodnotách. Vyhovující byla i zkouška makrostruktury. Při UZ-kontrole z vnějšího i vnitřního povrchu přímou sondou i úhlovými sondami s citlivostí Dn=2,2 mm nebyly nalezeny žádné indikace. Také při MG-kontrole na čelní ploše při ft-konci nobyly nalezeny žádné indikace. V rámci doplňkového atestačního programu pro aktivní zónu TN byl ověřován vliv tepelného stárnutí při 35O°C za 1000 a 3000 h a vliv ozáření na posun přechodové teploty t^O; docílené výsledky vyhovují požadavkům na materiál aktivní zeny $H. Z porovnáni chemického složení při A i Z-konci a vlastností materiálu při A-konci uvažovaného hladkého prstence a
-
/1
-
hiaukeho prstence z ingotu I 135 7. oceli 15Ch2KMFAA, urč»né-no pro exp. práca svérečskét bylo zjištěno, že velikost ingotu se výraznčji neprojevila.
K. výrobě hrdlového prstence horního z oceli 15Ch2NMFA bylo použito špalku o hmotnosti 135 t, vyrobeného z nadměrně využitého ingotu I 195; nadměrné využití ingotu I 195 na 135 ť bylo 2. at. prověrky skutečné využitelnosti tohoto Ingot byl podle dr. uved. návodu vyroben v k.p. SKODA/ záv. Hutě a přepraven v teplém stavu do k.p. VÍTKOVICE/ uáv.5. Chemické složení v jednotlivých pánvích vyhovělo předpisu TP pro ocel 15Ch2NMFA. Při vizuální prohlídce povrchu ingotu nebyly zjištěny zjevné vady. Kováni bylo prováděno na lisu 120 MN v rozmezí teplot 1200 až 800°C; pro pěchování byla teplota zvýšena na 1220°C Po překováni ingotu na válec 0 2300 mm, byl odseknut spodek vč. 300 mm z těla icgotu. Následovalo sekáni špalku 0 2300 x 4-150 mm, jeho pěchování na 1/2 výšky a děrování dutým trnem 0 730/0 460 mm. Prodlužováním a šířením na kovacích trnech byl získán polotovar 0 4-837/0 3705 x min. 2010 mm ( požad. rozm. 0 4-75O/0372OX min. 2200 m m ) . Fo předepsaném vyžíhání, odokujení, orýsování a proměření byl výkovek ohrubován na 0 4662/0 3818 x 2000 mm. Z vnéjáího povrchti byla prováděna předběžná UZ-kontrola 6 citlivostí Dn=2 t 2 mm; nebyly nalezeny žádné indikace. Tra.jlérem byl polotovar o hmotnosti 88 t přepraven do k. p. 3K0DA. V k.p. 5K0DA/ZBS byly do polotovaru předvrtány otvory v místech budoucích hrdel a vyfrézovány středící Irácky. Polotovar je připraven ke kovářskému vyhrdlování. .Rozdíl výšky mezi polotovary hrdlového prstence horního (2000 mm) a dolního (214O mm) bude ve vyhrdlovaoím zařízení kompenzován vložkou. c) Prstenec víka a.v«i,ižj:s. K výrobě polotovaru prstence víka z oceli 15Ch2MMFA, který by umožnil provedeni obvodového svaru víka na polohovadle, je zapotřebí bpalek o hmotnosti min. 138 t, Nadměrné využití ingotu I 191> na 138 t je již 3.et. plá-
nované prověrky skutečné využitelnosti vohoio .'.ngotu. Ingot I 195 byl podle dř. uved, návodu vyrobí v k. p. SKODA/záv. Hutě a přepraven v teplém stavu do k.p. VÍTKOVICE /záv.3. Chemické složení v jednotlivých pánvích vyhovělo předpisu TP pro ocel 15Ch2NMPA. Při vizuální prohlídce povrchu ingotu nebyly zjištěny zjevné vady. Kování bylo prováděno na lisu 120 ME v rozmezí teplot 1200 až 800°C; pro pěchování byla teplota zvýšena na 1250°C. Po překování ingotu na válec 0 2300 mm, byl odseknut spodek vč. 300 mm z těla ingotu. Následovalo sekání špalku 0 2300x 4-250 mm, jeho pěchování a radiální rozkování na výšku 152Omm a děrování dutým trnem 0 730/0 460 mm. Sířením na kovacích trnech a srovnáním výšky byl posléze získán polotovar 0 4680/ 9 3070 x 1525 mm. Po předepsaném vy žíhání, odo*kujení, orýsovéní a proměření byl výkovek ohrubován, a to na průřez prstence vlka zvětšený o přídavek na zušlechťováni, čímž se snížila hmotnost z nepřepravitelných 100 t na 86 t a navíc se zmenšila tloušťka k zušlechťování. Z vnějšího i vnitřního povrchu a také z čel byla provedena předběžná UZ-kontrola s citlivostí Dn=4 mm; nebyly nalezeny žádné indikace. Trajlérem byl polotovar přepraven do k.p. SKODA. Zušlechťováni bylo provedeno v k.p. SKODA/záv. Kovárny na témže pracovišti jako hladký prstenec horní. Pozůstávalo z normalizace 960°C po 21 h/vzduch + kalení 920°C po 24 h/voda + popouštění 650°C po 46 h/vzduch. Byly hodnoceny změny rozměrů a deformace kruhovitosti způsobené zušlechťováním. Nárůst průměrů a deformace kruhovitosti dosahovaly až 19,3 mm; přídavek na zušlechťování nepřekročily. Mechanické vlastnosti při A-konci ve stavu zušlechtěnóm i po celkovém tepelném zpracování vyhověly požadavkům TF s dostatečnou zálohou v hodnotách. Vyhovující byla i zkouška makrostruktury. Defektoskopické zkoušky a plánované zkoušky doplňkové nebyly ještě provedeny. d) Vrchlík víka z celokované kruhovky ev. čís. tavby 41466 Ingot I 95 z oceli 15Ch2NMFA byl podle dř. uved. návodu vyroben v k.p. SKODA/záv. Hutě a přepraven ,*iu stavu
'Jo k.p. VlTKOVICE/záv.5. Chemické složení v pánvi vyhovělo přDdpiau TP pro ocel 15Ch2NMF.A. Při vizuální prohlídce povrchu jn^otu nabyly zjištěny zjevné vady. tCování tylo prováděno na lisu 120 M v rozmezí teplot 1200 až 8-">0°C; pro pěchování byla teplota zvýšena na 1250°C, pro sekání a rovnání snížena do 75O°C. Po překování ingotu na válec 0 1900 mm, byl odseknut spodek vč.100 mm z tula ingotu. Následovalo pěchování v matrici na 1/2 výšky, přerovnání deskou, překování na kvadrát 1750 3C 2730 mm a vyznačaní špalku 1700 x 2730 x 1750 mm. Po odseknutí spilku byl hranol překován ns osmihran až válec 0 1750 x 2730 mm s osou kolmou k ose irigofcu; překování bylo prováděno na desce posouvané stolem lisu.. tc manipulaci se špalkem byly použity spec. vidle. Dále bylo provedeno pěchování na max. dosažitelný průměr, tj. íó cca 3000 mm a radiální rozkování opět na max. dosažitelný prúraůr, t j . 0 cca 3500 mm. Do předkovku byly vtlačeny kotouče až na vzájemnou vzdálenost odpovídající žádoucí tlouščce polotovaru kruhovky a obvodové převýšení bylo rozkováno za postupného pootáčení na požadovaný průměr. Po vyrovnání byl získán polotovar 0 4650 x 440 mm. Po předepsaném vyžíhání, odokujecí, orýsování a proměření byl polotovar opatřen dvojicí protilehlých vsazených manipulačních čepů a poté oboustranně ohrubován s min. úběrem k umožni ní předběžné UZ-kontroly» Protože při UZ-kontrole s citlivostí Dn-2,2 mm nebyly nalezeny žádné indikace, bylo v oboustranná^ hrubováni pokračováno až do požadované tloušťky polotovaru >25 mm. i'« ohravu v peci na 250°C byl polotovar kyslíkem oříznut va 0 4450 mm. Po opracování stykových ploch byly k celokované kruhovca 0 4450 x 3-5 mm přivařeny manipulační háky, a to elektrodou BA 395/9 bez předehřevu a následného žíhání. Trajlérem byla celokované kruhovka ve stavu připraveném k lisování v zápustce převezena do k.p. SKO.UA. Lícování v zápustce a následné operace jsou podmíněny dohotovením zápustky* e)
Dno z ES Hvařovanékruhoyky ey A čís, tavby 45368 + 45.5.4-4 Potřebné
dva ingoty I 85 z oceli 15Cb.2NMPA byly podle dř.
uved. návodu vyrobeny v k.p. SKODA/záv •> .•: .._ ,. .& : vu přepraveny do k.p, VTTKOVICE/záv.3, „. ' ... i . _.i vi vyhovělo předpisu TP pro ocal 15Ch2MMFii. Při vizuální prr— hlídce povrchu ingotů nebyly zjištěny zjovré "ď;.. Kování bram bylo prováděno na lisu 120 MN v rozmozí teple,fc 1200 až 800°C; pro pěchování j9 teplota svýšana na 1250°C f px«e> eakání snížena do 75O°C. Po překování ingjou na válec 0 18(Xte<, byl odseknut spodek vč. 100 mm z těla ingofcu. Následovalo pěchování na 0 2600 mm, kováni na průřez 750 x 2400 mm a sekání dvou bram o délce 3100 a 880 mm, e to s přihlédnutím k A a Zkonci výkovku. Z výkovku ev. čís. tavby 45544- byly zhotoveny - při A - koaci brama č.v. 8125 ... 750 x 2400 x 3100 mm - při Z - konci Z výkovku ev. - při Z - kcuci - při A - konci
brama 6.v. čís. tavby brama č.v. brama č.v.
8149 ... 750 x 2400 x 880 mm 45368 byly zhotoveny 8127 ••• 750 x 2400 x Í100 mm 8151 ... 7^0 x 240 x 880 mm
Válcováni bram bylo provedeno v záv.2, a to v rozmezí teplot 1240 až 850°C. Rozměry vyvalka - č.v. 8125 a 8127 ... 257 x 2000 x 6500 mm - č.v. 8149 a 8151 ... 25? x 2800 x 2000 mm. Po vyžíhání 640-680°C po 19 h/pec do 150°C byly vývalky převezeny do záv.3 a zde podrobeny normalizaci 920°C po 9 h/ vzduch + popouštění 650°C po 15 h/vzduch, jak předepsáno k ES svařováni. Vývalky č.v. 8125 a 8127* určené na ES svařovanou kruhovku, byly po předehřátí v peci na 630°C na rovnacím lise vyrovnány natolik, aby poměrně malý přídavek 10 mm na plochu pro opracováni postačil k získání rovinnosti umožňující ES svařování. Velikoot přídavku byla omezena nosnosti 40 t jeřábu při váJcovaoí otolici, která i tak byla překročena o 10%. V k.p. SKODA/ZBS byly vývalky oboustranně opracovány na ti. 237 mm na portálovém fsózewacím stroji WPA 60 NC a poté podrobeny předběžné UZ-kontrole. Při citlivosti Dn=2,5 mm nebyly • užitné části vývalku nalezeny nepřípustná indikace. Chemické složeni při A i Z-konci vývalků vyhovuje TP. Vývalky jsou použitelné pro daný £čel •'••• ' : ...tfV?49
- 77 -
.'. 8Í51 budou vyrobeny preventivní kontrolní desky k ověření /.pťi; ubilosbi přídavných svařovacích, materiálů u k ovTrení trhuvorjti ES svaru při lisování v zápustce a posléze yvědečná kontrolní deska k BS svařovanému dnu. Z vývalkú č.v. 8125 a 8127 bude vyráběna ES svařovaná kruhovka dna.
I 135 z ofíeli 15Ch2NMí1A se sníženým obsahem P a S byl po^lo dř. uvad. návodu vyroben v k.p. SKOCA/zév. Hutě a přepraven v teplém stavu dá k.p, VlTKOVICE/záv.3. Chemické slovení v jednotlivých pánvích vyhovělo předpisu TP« Při vizuální prohlídce povrchu in^otu nebyly zjištěny zjevné vady. Kování bylo prováděno na lisu 120 MU v rozmezí teplot 1200 až 800°C; pro pěchování byla teplota zvýšena na 1250°C, pro sekání a rovnání snížena do 75O°C. Po překování ingotu na válec'/>2100 mm, byl odseknut spodek vč. 300 mm z těla ingotu. NáaleJovalo pěchování v matrici na 1/2 výšky, přerovnání deskou, překování na kvadrát 2100 x 2630 mm a vyznačení špalku 2100x2630x2100 mm. Po odseknutí špalku byl hranol překován na osmistěn až válec 0 2100 mm x 2630 mm s osou kolmou k oae ingotu. Dále bylo provedeno pěchování na max. dosažitelný průměr, t j . $ cca 3000 mm a radiální rozkování na výšku 1200 mnu Do předkovku byly oboustranně vtlačeny pěchovací kotouče na vzťíjemnou vzdálenost 750 mm a po jejich vyjmutí bylo obvodové přovýáení rozkováno za postupného pootáčení. Po meziohřevu byly /tlačeny pěchovací kotouče na vzájemnou vzdálenost odpovídající žádané tloušEce předkovku cca 520 mm a obvodové převýňoví bylo rozkováno za postupného pootáčení na $ cca 5000 mm (cvi-fcloflt mezi sloupy lisu 120 MN je 5050 m m ) . Po předepsaném vyžíhání, odokujaní, orýsování a proměření byl přodkovek 0 5000 x 520 mm opatřen dvojicí protilehlých vsazených manipulačních čepů a poté jednostranně ohrubován s min,, úb£rem k umožnění předběžné UZ-kontroly. při UZ-kontxole s citlivostí Dn=4 mm nebyly nalezeny indikace a chemické složení při A i Z-konci předkovku ja vyhovující, je předkovek způsobilý k dokování na polotovar celokované kruhovky dna 0 5900 x 350 mm, které bude prováděno na lisu 72 MN v k.p. SKODA/záv. Kovárny (světlost mezi sloupy lisu 72 MN je 6000 m m ) .
VLIV VYHRANÝCH TECHNOLOGICKÝCH PABAME'i, ': 1ÍA TLAKOVÍ NÁDOBY
w, \.\.
t
Prof. Ing. Dr. Jaroslav Pluhař, člen kariivv t-« ČSAV} ' •:,, Petr Zuna, GSc; Doc. Ing. Karel líaoek, CSc, X)oo. Ing. Váola? Beneš, CSo; Ing. Vladimír Pospíšil** ČVUT - fakulta strojní Praha; xHvZÚ c.p. flwda Plzeň Na ooeli 15Cr2NiMoV simulován vliv vybraných režimů chře vů pro tváření a dalšího zpracování na strukturu a vlastnosti na povrchu a ve středu průřezu tlustýoh výkovků. Byly získány podklady o vlivu teplotních režimů, které umožňují vymezit nevhodné podmínky zpraoování* Úvod Při kování velkých, tvarově složitých tlustoatěnnýoh výkovků z ooeli 15Cr2NiMoV je nezbytný několikerý příhřev. Píitom jsou oblasti s různým přetvořením včetně kritického, stejně Jako vůbec netvářené oblasti, vystaveny dlouhodobým ohřevům v pásnu kovacíoh teplot, které vedou k zhrubnutí austenitiokého zrna. Následující pomalé ochlazování výkovkň v teplotním rozmezí stabilního austenltu je obecně příznivé pro segregaci nečistot a precipitsai hrubých částio sekundárcíoh fáií na hranicích zrn, které by mohly alespoň částečně přetrvávat některé oykly dalšího tepelného zpracování. Existenci "strukturní dědičnosti" u ocelí typu CrNiMo zaznamenává např. práce [1], ve které vliv výchozího přehřátí austenitu neodstranila ani několikerá překrystalizaoe, jestliže celá přeměna auetsnitu neproběhla v perlitloké oblasti, ala výsledkem přeměny byly struktury bainitioké nebo martenzitinké. Rovněž práce [2j naznačuje přetrvávání vlivu /ýohozího shrublého *irna austenitu i po zuělechtění ooeli !Crl7Ni2< Vzhledem k složitému cyklu tepelného a mechanického zpracování výkovků j«vilo se proto účelné vymezit podmínky nežádouoího zhrubnutí zrna, ověřit vybrané varianty tepelného zpracování z hlediska dosažení žádanýoh finálníoh vlastností a ověřit "dědičnost". Experimentální materiál a metodika Chemické složení sledované ooeli nčA\
.. Pro zkoui-
- 79 -
ky byl k dispozloi pleoh formátu 205 x 2000 x 6400 mm vyváloováný z braný* která odpovídala půdní polovině ingotu. Ingut byl odlit vakuově z výběrové tavby ve sdruženém agregátu • zásaditá SM peo a zásaditá £0 pec. Metalografické vyšetřování se uskutečňovalo vždy ve střední cáati průřezu těles, kde byl vyloučen vliv odutali5eni.Auatenitioké zrno se vyvolávalo selektivním leptáním hranic [3], sekundární struktury 3% nitalem. Velikost zrna se určovala průsečíkovou metodou, podíl feritu kvantitativní bodovou analýzou. Minoritní fáse byly hodnoceny elektronomikroskopicky n* kolodiovýoh replikáoh stínovaných chromém, vybrané lomy se studovaly na ŘEM při zvětšeních 100 až 3000x. Tvrdost HV30 se určovala ze 3 až 10 měření* Zkoušky tahem se uskutečnily na stroji Instron 10C kH při teplotě - 50, + 20 a + 350 °C na standardních tyčích vždy nejméně se 2 měření. Teplotní závislost vrubové houževnatosti se určovala vždy z min. 2 hodnot při téže teplotě, získaných na kyvadlové* kladivu Amsler 30 J v rosmesí od + 350 do - 196 °C. Z výsledků se stanovila přechodová teplota T ^ o pro 50% podíl křehkého lomu a kritická teplota křehkosti T ^ Q . Tato hodnota stanovena interpolací teplotní závislosti KCV pro KCV - 58,8 J ona (dáno technickými podmínkami v závislosti na R 0,2 oceli), přičemž muselo být dosaženo minimálně 50% houževnatého lomu. Křehkolonové charakteristiky se hodnotily při teplotě + 20 a - 50 °C na normovaných tyčíoh A 25. Při nesplnění podmínky pro stav rovinné deformace se stanovovala hodnota kriticko ho rozevření trhliny SQ pro začátek šíření trhliny a ve vSeoh případech i hodnota «Jjo« Všechny zkušební vzorky a tělesa se odebíraly v souladu s technlokýai podmínkami výkovků. Experimentální program zahrnoval jednak sledování změn velikosti austenitického srna při žíhání (1 už 27 hodin v rozmezí teplot 950 až 1200 °C) a ačásti i rekrystallsační chování vsorků s jmenovitou deformací 5 a 2 0 % z , jednak sledování x
'skutečná deformace v měřeném středu výšky vzorku 15 reep. 32%, na bržděných čelech vzorku 4 až 5% - měřeno z deformace
- BO -
ks.Iibrovanéno ssávitu struktury * vlastností po různém tepelné £i>„.,-ů-vání (obr. 1', Zpracování zahrnulo varianty ohřevů pro tváŤani, jednoduohá a dvojí kalení a nižší a vyěší popuštění, i-ři telení byl> simulovány podmínky odpovídajíoí jednak povrchu (stav P - ochlasovaoí rychlost 27000 ''c.h"1), jednak středu průřezu (stav S - ©ohlašovací rychlost 1000 ^ . h " 1 ) dtiaky -• tlouštice 200 mm. Vedle toho byly sledovány i vzorky odebrané ze středu průrazu provozně zušleohtěného pleohu tlouštíky 205 mm (stav DS), Teploty tvářeoího ohřevu 1050 a 1150 °G representovaly předpokládané rozmezí kovacích teplot. Režim 1280 °C/2 h simuloval dosaženým středním rozměrem austenitického zrna (.500 až 1000^m) strukturu kritioky rekrystalizovaných oblastí. Výsledky zkouěek a jejion diskuse Podle očekávání se prokázala parabolická závislost velikosti austenitiokého srna d na čase při izotenaickém žíhání (obro 2) a exponenciální závislost na teplotě při izochorioké teplotní expozioi. Nad teplotou 1100 °C zrno už výrazni hrubn». U vaorků žíhaných 1 hodinu při 950 °C„ defonrovanýoh při této teplotě o y/o reap. 20% a ryohle zachlazených, byla patrná pouze počáteční stadia rekrystalizace. Vzorky žíhané 1 h při 1200 °G, zchlazené na 1050 °C, deformované a pak bezprostředné ochlazené nebo držené na tvářecí teplotě 15 reap. 30 min., vykázaly už při nulové výdrži částečnou rekrystalizaci. Kekryatalieaoe vsak ani po 30 min. nebyla ukončena. Ve vzorcích žíhaných 1 h při 1200 °C a deformovanýoh při této teplotě proběhla dynamická rokrystalizace plně již při nulové výdrži po deformaoi a výrazné zjemnění srna avědčí, že pro obě rodukoe byla deformace ve střední části vsr.orků nadkritioká. Při další výdrži zrno opět rychle narůstalo (obr. 3)» V hmotných výkovků, které budou pomalu chladnout z vyšaíoh tvářecích teplot, nelze tedy počítat 1 a* zjemňujíoím účinkem rekryttalizaoe. Kritická deformace a jí odpovídající zhrubnutí austenitiokého srna (lokálně až na 1000 um) se uplatnily pov^e v oblasti zazděné deformace na čelech vzorků
Sledování auatenitiokého zrna na vzorcích, zpracovaných pod Se obr. 2 a 3, dále normalizačně vyžíhaných a zakalených | 5 | prokázalo v souladu se závěry | 6, 7, 8], žo i velmi hrubé austenitloké zrno lze dvěma následujícími překrystalizacemi zjemnit do rozmezí 20 až 50 a/m. To potvrdilo i metalografické vyšetření struktury vsorků úplně tepelně zpracovaných podle obr. 1. Dosažené austenitické zrno v závislosti na režimu zpracování Je v obr, 4. Výsledná struktura ve stavu P Je tvořena směsí popuštěného bainitu a martenzitu, ve stavu S Jo navíc přítomen proeutektoidní ferit v množstvích od několika do cca 20%. To Je v dobrém souhlase s diagramem ARA studované oceli (obr. 8) při ochlazování podle čar 1,2 a 4,5, které zhruba vymezují průběh ochlazování použitý pro stav F a S. Základní mechanické vlastnosti úplně tepelně zpracované ooeli podle všech alternativ z obr. 1 vyhověly technickým podmínkám. Stav P vykázal, kromě Jedné výjimky z 37 případů, nižší me3 kluzu a většinou i příznivější tažnost a kontrakci než stav S po Jinak stejném tepelném zpracování. Při nižším popuštění byl rozdíl mezi hodnotami R 0,2 od 4 do 8%, u výěe popuštěných vzorků 1,5 až 2,5%. Nižší mez kluzu v povrchovýoh vrstvách než ve středu tlouštky velkých zuělechtěných průřezů z ocelí o velké prokalitelnoati bývá zjletována jako důsledek samopopouštěoiho efektu povrchových partií teplem z jádra součásti. Mapř. v práci | Sj byla na zušlechtěném výkovku o tlouštoe 350 mm z ooeli blízké sledovanému typu ve středu průřezu hodnota R 0,2 • - 745 MPa, u povrchu 694 MPa. V našem případě věak byly poměrně malé vzorky ochlazovány stanovenými rychlostmi pro stav V a £> odděleně a samo po pouštění lze vyloučit. Jediným důvodem by mohl být rozdílný průběh precipitačních procesů v martenzitloicé a bainitioké matrici. K ověření této možnosti a případného vlivu T. na vlastnosti stejně popuštěné raartenzitické a bainitioké struktury jsue sledovali tvrdost jednak vzorků martenziticky kalených, jednak isot&rmicky transformovaných při 350 °C v solné lázni. V obou skupinách byly jak vzorky s předchozí výdrží na T t 1050 °C po 9 h, tak vzorky s kriticky zhrublým zrnem (1280 °C/ /2 h ) .
Sledovaly se popauštěoí teploty ř>4"3 c^O / 680 °0 «i výdrže od 0,5 do 20 h. Dosavadní, info raw* i _:' -.aladky u k * w jí, 2* vsorky 0 vyšší T t r , popuštěné při teplotě 64O a 660 °C jaou po všech výdržích tvrdší o 5 až 10 je&iotttk HV, Po popuštění při 680 °C n«ni rosdíl prokasatelný. Tvrdoat bainitu popuštěného při 640 °C je při výdržíoh naá 2 h vyšií asi o 12 HV než tvrdoot stejně popuštěného martanzitu. (Tonu zhruba r.'-povídají 1 rozdíly nes* klusu srovnatelných stavů S a P.) : vyšším popuštění rosdíl klesá, až misí. Jev vyžaduje dalé. sledování. Pokud jde o houževnatost, má stav P ve všeoh alternativách spracovaní T ] £ o < - 80 °C. Pro stav S jsou teploty T 5 0 Ehruba úněrné mezi R 0,2 (obr* 6 ) . Souvislost s teplotou T. se neprojevila. Výsledek studia vybraných lomů na ŘEU však naznačuje souvislost mezi výskytem podílu nískoenergetiokýeh tvárných interkrystaliokýoh lomů a vy okou teplotou T t T » Velikost srna r lomové ploše tohoto charakteru odpovídala auetenitiokému srnu po výdrži na T t y , částice v jamkách lomu odpovídaly velikostí částicím na hranioíoh původního hrubého austenitiokého srna. Výskyt téohto lomů neovlivnil prakticky přechodovou teplotu, ale sdá se, Že vede k nižší vrubové houževnatosti. Pokud jde o křehkolomové charakteristiky, bylo možno porovnat všechny zkoušené alternativy zpraoování jen na sákladě celkové energie Jl£). Tato hc '.nota je na obr, 7 vynesena v »ávisloeti na R 0,2 pro teplotu +20 °C. Podle Jj se vzsrky rosčlenily na dvě skupiny: do skupiny s energií ned 150 kJ . .m spadají všeohny vzorky stavu P a výšepopuštěné strukturo ry S, Nížepopuětěná struktury S jsou ve skupině do 80 kJ.m . Při teplotě -50 °C poklesly hodnoty většiny dooud houževnatýoh vsorků na J I o •<• 80 k«J,m"2. Nepodařilo se však najít jednosnačný vztah hodnoty J^Q k teplotě T t T » Některé výsledky studia mikrostruktury vzorků po rušných altemativáoh zpracování byly již zmíněny. Dvojí resp. tro,1í překrystalizaoe, kterou vsorky po tvářecín ohřevu prooházejí (obr. 1 ) , zjemnila 1 kriticky zhrublé austenitioké srno na coa 20 až 45,Um. Mezi sískanýai velikostmi sekundárního austenitiokého zrna a hodnotami l?tv, T k o , ly - ; V 2, včetnř křehkoloaových oharakterlstik nebyľ. nalesen jednoznačný vztah.
Naproti tomu ae potvrdila i při značném rozptylu výsledků nepřímá úněrnost mezi hodnotami meze R 0,2 a střední mezičáaticovou vzdáleností útvarů intermediárníoh táží, zjištěná pro blízký typ ooell i v pracích [10, lij. Elektronomikroslcopické hodnocení disperse karbidiokýoh částic se vzhledem k lokálně vysokému obsazení hranio zrn uskutečnilo v oblastech odpovídajíoíoh vnitřku zrn. V souboru vzorků se srovnatelnou základní strukturou a zrnem je tato složka zpevnění výrazná. Na rozdíl od zpevnění hranicemi zrn, které zároveň příznivé snižuje přechodovou teplotu, omezuje toto zpevnění plasticitu matrice v mikroobjemech a tím negativně ovlivňuje přechodovou teplotu (obr. 6) i odpor proti šíření trhliny. V tomto směru se projevuje příznivě vyšší popouStění a z tohoto hlediska Je třeba posuzovat i austenitizační teploty. Rovněž strukturní rozdíl mezi vzorky s vysokou a nízkou T. se zdá spočívat v hrubosti a způsobu vyloučení karbidické fáze. Preolpitaoe proběhne přednostně na hranicích tehdy existujíoíoh hrubých zrn během pomalého ochlazování v oblasti austenitu po tváření* Při dalších austenitIzácích se rozpouštějí ryohleji jemné částice s velkým měrným povrchem. Zbytky hrubých částic zůstávají nerozpuštěný. Snižuje se koncentrace přísad v tuhém roztoku a tím i účinnost vytvržení při popouštění i prokalitelnost. Domnívané se, že s těmito činiteli souvisí zaznamenaný vztah hodnoty meze kluzu a T. . jehož podátatu je účelné dále ujasnit. Proeutektoidní ferit ae vyskytuje jen ve strukturách, kterl byly ochlazovány pomaleji než udává čára 3 v diagramu AHA (obr. 8 ) , tj. v našem případě jen ve strukturách stavů S. Přes značný rozptyl a obtížnost jeho kvantitativního stanovení souvisíoí i se značnou nehomogenitou jeho rozložení se ukazuje, že zušleohtěné vzorky se srovnatelnou mezí R 0,2 mají při větším podílu proeutektoidního feritu vyšší přechodovou teplotu (oož aouvisí s lokální konoentrací deformace a tím i deformačního zpevnění v bainiticko-ferltiokýoh strukturíoh). Na škodlivý vliv proeutektoidního feritu v sledovaném typu ooeli poukazuje i práoe fl2j. Jednoznačný vztah mezi podílem feritu a T t y prokázán nebyl.
- 84
-
Z výsledků vyplývají tyto závěry: 1) Velni hrubá auatenitioké srno po ohřevu pro tvářeni lse již dvěma překrystalisaoemi s jemnit do rosnesí 20 - 45 ^ a . 2} Přechodová teploty ani křehkolomové charakteristiky nejsou v přímém vstahu k finálními austenitiokému xrnu ani k f.v . 3) Vsorky • vyšší teplotou tvářecího ohřevu mají při jinak as tajném zpracováni vyšší mes klusu než vzorky « nižší $ t y , aož ukasuje na určitý přetrvávající vliv přebrati při výdrži na tvářsoí teplotě. 4) Vsorky sušleohtěné na strukturu odpovídající středu tlustá desky (S) mají vyšší mes klusu než Jinek stejaš upracovaná vsorky, odpovídající povrchu desky (?). 5) Tvrdost popuštěného martensitu je v určitém rossáhu paraae£ru popouštění menší než tvrdost stejně popuštěného bainltu. 6) Stimktury popuštěného bainitu a martensitu mají přísnivější přeohodová teploty i křehkolomové charakteristiky než popuštěné bainitioko-feritioké struktury při srovnatelné mesi klusu* Literaturut ji] Sadovsk^.j, V.D.t M.T.O.M. 1962, 3, s. 2; [2] Beneš, T. Zu»e, ?. - Pluhař, J*i Aota Polytech. II, 1973, 5, a. 31; [3] Zuna, P. - Jeník, J.» Hut. listy 21, 1966, 7, a. 492; C4.1 Pluhař, J.:et al.i Zpráva 17-1-11, FS-ČVUT Praha 1970} [5] Zuna, P. - Pluhař, J. - Macek, K. - Jeník, J.J in Přínos wcealografie pro řešení výrob, problémů, K. Vary, ÍSVTS 1983, a. 167; [6] Chráska, P. - Dubský, J.i Kov. mat. XII, 1974, 4, So 460; [7] Chráska, P. - Dubský, J.: Kov. mat. XII, 1974, 1, s. 10| [8] Qoldštejn, K.I.: M.T.O.M., 1979, 7, s. 2; [9] Kroupa, V.o«*al.: Zpráva TIŽ 4395, VÚ ČKD; [10] Kotilainen, H. Torrónsn, K.i in 4th Intern. Conf. of Preoture, Ontario, Jvaie 1977, s. 57; [li] Kotilainen, H. - lorronen, K.: dtto a. 141; [12] Astafěv, A.A. et al.t Energomašlnostroj. 1983, 4, s. 21. Tab. 1 Složení ooell 15Cr21TiMoV obsah {% hmot Mn P fJ Si S CiNi V Mo Ou As 0 ,17 0,41 0,35 0, 014 0, 012 1,96 l,2*i 0,60 C,, .,: :,,09 o,08 0,02 n
T«xt k obrázkům: obr. 1: Teraograa alternativ zpracování vzorků; obr. 2t Závielost austenitiokáho srna na výdrži a teplotě žíhání; obr. 3 : Z»6njr romméru auatenitiokého arna tvářených vzorků při výdrži na teploté tvářemi; obr. 4* Konečná austenltioké arno po rxznéu zpracování; obr. 5i Meze R 0t2 vzorků ve stavu F a S při různé teploti ohřevu pro tváření; obr. 6* Závisloat meze kluau a přeohodová teploty; obr. 7: Závislost hodnoty J I c na R 0,2 při 20 °C; obr. 8J Diagraa IRA ooeli 15Cr2Ni MoV (podle SVUH).
TVARECi )HREV A ZlHAN. o 1220/2
1200 V 'fišofe 1000 " -T050Ž9 800 600i-
o
JEDNODUCHÉ
950/4 650/8
650 KALENI DVOJÍ
I"' VJ • 1
V
! N'ZS!
1200 1000 800 600
OBR. 2
100-
0
0
D—a1200°C/5(;ó o--o 1200°C/2Ca ~ * 1050*C/5% L
0
15
OSTAV
OO O
1280 m c
O
- O O
sni-O T1S0 lO^Oh
1
O O
O
Oí)
O
-o] 40
500 DS
80
60
1050 1150 1280
—d OBR. U
OBR 5
-B 800 OL
Q.
Cť
700
600 (_
•o PLNÉ-VYŠŠÍ POPUSl D
S
r.
;
° D
I1O5O*C 1150'C
500 -/.O
80 ,.
0
OBR 6
- -88 -
si,O 200 DS
100 r PLNÉ VYŠŠÍ POPUŠ. rDS 11050'C D 1150'C A 1280'C
f!
500
STAV S
600 OBR. 7
O
O , 700 800 — — Rp 0,2 ÍMPa]
300
200 01
t ís)
VÝ.iiKDKY D O S A / . K N É P ň I VÝVOJI OCELI 1OGN2MKA PUO VVEK 1OOO VK VÍTKOVICÍCH
In«. Jan
C h v o j k a
, CSc.
VÍTKOVICE, železárny a strojírny
K.G.
: K hl ivním ocelím pro komponenty VVKR 1000 patří ve VÍTKOVICÍCH ocel 10dN2Mř'A. Při vývoji této oceli ve VÍTKOVICÍCH hylo využito nejmodernějších
technolo-
gií a také zkušeností, které byly získány při v voji ocelí pro VVr.Ií 440. Bylo tak dosaženo velmi dobrých jakostních výsledků, charakterizované mimo jiné i tím, y.e tato výroba probíhi' již několik let bez nevyhovujících výsledků při náročných zkouškách. V současné dolu
probíhají ve VÍTKOVICÍCH přípravy na za-
vádění dalších nových technologií, ktcrě umožní dalií zvyšování jakosti oceli i v dalších letech. K tra) ifním výrobkům VÍTKOVIC pat •' í výroha velkých výkovíú i tlustých plechů pro nejnáročnější účely použití. V posic nich letech lyla vo VÍTKOVICÍCH zavedena i výroba velkých í ii c. !> I ň j»ro výkovky a tlusté plechy, určené pro výrobu jaderných elektráren v ČSSR. Na jakost těchto výkovků jsou kladeny ni i m« > .i J ii é j a k o s t n í
nároky.
Požadavky na či.-totu těchto ocelí, charakterizované p< edev<ím zkouškami ultrazvukem a pře'epsanou mikročistotou oceli s<» ve srovnání s výrobou bě ných výkovků pro účely jaderné enivuiítiky podstatné zvýšily a stouply i požadavky na některé daKí
pevnostní a fyzikální vlastnosti, které nebyly dříve vy-
žadovány. To si vynutilo hic !at nové cesty ve výrobě oceli, ktoré umožní tyto vysoké jakostní požadavky zajistit a současně zajistit co nejvyšší hospodárnost této výroby. Ve VÍTKOVICÍCH bylo mo,ne při řešení této problematiky
_ go -
vyjít z možností, které jsou dány vysokou úrcvnx :-,o vakuového zpracování oceli a současně bylo využito i nových poznatků o ocelářských pochodech. Při výrobě velkých kovářských ingotů bylo možné využít toho, že ocelárna 2 ve VÍTKOVICÍCH, jako jedné z mála oceláren, je vybavena jak zařízením DH pro zdvižné vakuování, tak i možností odlévat ingoty ve vakuovém kesonu. Této možnosti bylo využito při vývoji technologie dvojího vakuování, která byla nazvána proces DUVAVIT/1,2/. Podle této technologie je ocel vakuována v prvé fázi v DH zařízení, kde současně může proběhnout i t.zv. vakuová dezoxidace a ve druhé fázi při odlévání do vakuového kesonu. V této uruhé fázi je současně využito i toho, že ocel je odlévána za nepřístupu vzduchu a je dál* snižován obsah vodíku i kys:í-» ku v oceli. Technologie D U V A V I T již bylo plně využito při v j •ebě nízkolegované oceli pro výkovky komponent VVER 440 a z :éto technologie se vycházelo i při vývoji oceli 10GN2MFA. Tento postup umožnil dosahovat velmi nízkých obsahů vodíku v oceli, většinou pod 2,0 cen Ho/I00 g a nízkých obsahů ícys.líku v oceli pod 30 - 40 ppm. Ingoty do váhy 70 t byly až do roku 1983 vyráběny pouze z elektrooceli. Pro oblévání těžSích ingotů byla kapacita elektrických pecí nedostatečná a proto bylo nutné řešit výrofcu těchto ingotů sléváním tavae z m&rsinských a elektrických pecí. Při vývoji technologie se vycházelo z nejnovějších poznatků pro dosažení vysoké čistoty oceli. Při výrobě taveb v martinských pecích byl cíl dosáhnout kombinací s cidsoxidací ve vakuovém DH zařízení a s následným odlitím do vakua jakosti, "Biízké jakosti oceli, vyrobené r elektrických pecích. Proto při vývoji technologie výroby oceli v martinských pecích byly využity nejnovější teoretické poznatky zvláště z oblasti mimopecní metalurgie oceli'. Výroba velmi čisté oceli pomocí vakuové metalurgie vychází ze základního předpokladu, že uhlík je za podmínek podtlaku ideálním dezoxidačnlm prostředkem, jelikož vedle vysoké dezo-
xidarní schopnosti za uvedených podmínek je výsledkem dezoxidace plyn. Praktické zkušenosti však ukazují, že skutečné obsahy kyslíku v oceli po vakuové dezoxidaci uhlíkem jsou v«> srovnání s teoretickými předpoklady posunuty k vyšší* hodnntag. To je možné vysvětlit průběhem procesu při provozních praktických podmínkách, za kterých obsah kyslíku v oceli ovI i Triu je také změněný průběh reakcí v taveniné působením ferosiatického tlaku, dále průběh reakcí mezi ocelí, struskou a žáruvzdorným materiálem a konečně také sekundární oxidace oceli /.3,4/. /. těchto důvodů při hledání cest k dosažení velmi nízkyc'i obsahů kyslíku v oceli byla zvolena tedhnolotrická varianta, při které ještě před vakuovým zpracováním je kyslík íj.stttv.nň vázán ve formě pevných zplodin reakce, které mají schopnost během vakuového zpracováni snadněji z oceli vyplývat a jejichž tvar a rozdělení jsou z hlediska požadovaných jako.1- tni ch parametrů příznivé. Při vývoji
technologie se vycházelo z t.zv. emulzn. m e -
talurgie, t . j . že je v tavenině je lna, nebo více fází disperzní rozděleno v základní tekuté fázi a že turbulentním pohybem t a v o m n y :;r dosahuje zrychleného průběhu koagulace vměstků a jo jich vyplouvání z taveniny. Pro realizaci těchto teoretických předpokladů dává zvláště dobré možnosti kombinace martinské pece s DII x?.. i zením. Vliv této technologie při výrobo oceli v martinských pecích byl podrobně sledován již pri vývoji výroby ocelí pro VVER 440. Srovnání výsledků obsahu kyslíku a vměstků v martinské oceli s tavbami vyrobenými v ťloktrické peci, v obou případech vakuově zpracovaných v DH zařízení,ukázal o, že lze dosáhnout srovnatelných jakostních výslfdků z obou typů pecí. I! typických v robku z oceli 10GN2MFA pro komponenty
WER
1000, t . j . výkovku kroužku, tlustého plechu a výkovku trubky pro primární potrubí, byl proveden velmi podrobný rozbor jakostních výsledků. K největším patří krouže*- kompenzátoru objcínu, proto bude dál* uveden přehled dosažených výsledků z tor.oto výkovku. In ot pro tento výkovek byl odlit ze dvou
martinských pecí a z jedné elektrické pece. K i.ejdůleži' éím zkouškám patří podrobná 100 % zkouška ultrazvukem. Vý..,> lelky této zkoušky byly plné vyhovující. Pro další podrobné zkouáky byly po odstranění tepelné t:ariéry odebrány vzorky podle okr. 1 /5/t kde označení segmentů 1 a 2 představuj* vzorky z protilehlých stran. Z jednotlivých vzorků se prováděl celkový chemický rozbor, V t«nulce I jaau uváděny výsledky prvků, u nichž je možné předpokládat vyšší sklon k segregaci. Výsledky ukázaly vysekou chemickou homogenitu, kterou je možné vysvětlit hlagně dvěmi vlivy, t.j. intenzivní homogenizaci v průběhu dvojího vakuového zpracování oceli a také využitím nových prvků technolotí-G kování, především použitím specielních způsobů děrování ingotů, které umožňuji odstranění středových nečistot ingotu O příznivém vlivu technologie v elektrické peci na celkovou j íkost oceli svědčí velmi nízké obsahy síry v dolní části in** &otu. Rovnoměrnost obsahu uhlíku, manganu, křemíku, fosforu, síry, niklu, chrómu, molybdenu a vanadu, které se v jednotlivých vzorcích lišily jen v rozmezí analytických chyb jsou srovnatelné s nejmodernějšími technological výroby velkých kovářských ingotů. Zajímavý byl i podrobný rozbor oxidických vměstků a kys]íku z jednotlivých vzorků. Výsledky ukazuje tabulka II. Stanoveni celkového obsahu a chemického složení oxidických ^mestků se provádělo klasickými analytickými metodami, start vení celkového obsahu kyslíku se provádělo na přístroji EXIKLOURAF F.AO-201 firmy Balzers a kontrolní rozbory na přístroji LEČO. Navíc byl s vyhovujícími výsledky kontrolován obsah kyslíku přepočtem z rozboru vměstků. Celkový obsah vmést Jců byl ve všech případech nízký a rozdělení bylo velmi homogenní. Těmto výsledkům odpovídají i velmi nízké obsahy kyslíku ve všech vzorcích. V souhlase s již uvedenými rýsledky je patrné, že nebyl ve výkovku zjištěn výraznější rozdíl mezí ocelí z martinské a elektrické pece. Odebrané vzorky podle uvedeného schématu byly využity pro řadu dalších podrobných zkoušek, zejména pro:
- 93 -
- re/hory stopových prvků - znět 11 oxr.if ické rozbory - p-ú/.knm vj ivu stárnutí při teploto 350 C - průzkum cyklického poškození a stárnutí - prú/kum vrubových houževnatostí KCV pro různé doby stárnutí - pní/.kuin podílu houževnatéř
Pro
výslednou jakost miteriálu jsou zvláště dfiležité vlastnosti hodnocení; zroušknu rázem na tyči s ostrým V - vrubem a podíI I'm houževnatého lomu (v) po stárnutí při teplotě 350 C. V tabulce III jsou uvedeny tyto výsledky z uvedeného výkovku krou/.ku při teplotách -40°C až +60°C. Zkoušky se prováděly n.i v/orcích, vyrobených ze zkušebních těles po simulačním viUnni,
kíeré byly v elektrické peci stárnuty při teplotě
Í50 ' 5°C po dobu V tabulce
iž 5000 hod.
III jsou současně uvedeny i výsledky cyklickér
h<> poškození p> j 10' cyklů při (i~" . = 180 MPa a po vystárnutí nu Jr>0°C/l hod./'vzduch. Výsledky ukazují, /.e ve všech p"ípadf>cd bylo flosi/eno kritické teploty křehkosti nižší, než je jx>/..i lovAno a ve většině případů byly požadavky na tranzitní toplo'u splněny s velkou rezervou. Významná je zvláště skutefnost, /.r nedošlo při dlouhodobém stárnutí při 350°C, ani při cyklickou! poákozoní, spojeném se stárnutím k degradaci kritjckí! te[)loty křehkosti, r některých případech byl zjištěn r1 ty mechanických vliivťmstí a jejich vysokou stabilitu při zkouškách za extrémní.:h podmínek. To svrdčí i o dobré úrovni zvolené technologie.
- 04 -
Mino' ádné vysoké požadavky, kladené na zirlzení prirt . ního okruhu jaderných elektráren vyplývají z přísných přřdpisů na ochranu živo ního prostředí i obyvatelstva před ra> dioaktivním zamo oním a z požadavku na snížení rizika havárie na minii um. Uvedené požadavky mají stále stoupající tendenci a jsou hlavní příčinou stále se zvyšujících nároků na jakost komponent jaderných elektráren. I pres uvedené dosaíe • né vysoce jakostní výsledky je proto nutné hledat další c e s ty zvyáování jakosti. Pro další roky jsou proto ve VÍTKOVICÍCH připravována další opatření ke zvyšování jakosti v souhlase s předpokládaným růstem velikosti elektráren a se zvyšováním bezpečnosti. Zatímco v této přednášce uvedené výsledky byly ještě z kombinovaného odlévání z martinské a elektrické pece, v současné době se ve VÍTKOVICÍCH po dostavbě nové elektrické pece již odlévají uvedené 137 tunové ingoty pouze z elektrooceli a/byla zahájena i výroba 160 t ingotů pouze z elektrooceli. Tato znčna umožňuje zvýšit jistotu výroby, snížit počet odlévaných pánví do těla ingotu a zajistit i výrobu celého ingotu z dvojnásobně vakuované oceli. Pružnější předení*' oceli v peci umožňuje také snadněji využít lépe výhod pán?ové metalurgie pro další zvyšování jakosti oceli. V současné době se připravuje ve VÍTKOVICÍCH výstavba dalších zařízení, která v dalších letech příznivě ovlivní jakost oceli. Především realizace aimopecního odsíření oceli datycháním prachových látek do oceli bude znamenat další posun k vyšší jakosti, v souhlase se světovým vývojem. Miaopecn\ dmychání prachových látek do oceli umožní snížit výskyt i nekovových vméstků na minimum a jak ukazují literární výsledky /7,S,9/, je tak možné dosáhnout významného snížení segragací a nehomogenity velkých kovářských ingotů, jakých není jinými postupy dosahováno. Kemplex těchto opatření doplňuje v současné době vyvíjený vítkovický proces VRP, který umožní řízené tuhnutí ingotů na úrovni svě tových postupů pro výrobu vysocejakostních
- O', -
kovářských
lnpolu. Kombi n.ire
ochto
postupů umožní v p"íš-
lirh lotech dosáhnout jako- tních výsledků, srovnatelných .•i o. I cktrostrnskov'"' protavov.-inými ocel >nn a v některých parami.třech i lepši cd výsledků. Téchto výsledků se dosáhne za vvr.i •ní' ni/šich výrobních nákladů,než jsou dosahovány při :i"«drných specielních
procesech.
1'ři vývoji komponent jaderných elektráren ve VÍTKOVICÍCH !>>lo vyii/.Jto moderních výrobních technofogií a zkušeností a hv!<. l.ik (losr/eno vysokých jakostních výsledků. Tyto výsledky jsou charakterizovány jak vysokou úrovní výx|o,ikú podrobně provodenýcíi zkoušek vyvinuté oceli, tak i lim, /e byla /..'(jištěna stabilizace výroby komponent
pro ja-
dernou ener^i't iku, J P J Í Ž výsledkem je několikaletá výroba i)()/. výskytu nevyhovujících zkoušek ultrazvukem. Zvyšující se nároky na bezpečnost jaderných elektráren v)zadují, aby byla trvale věnována pozornost dalšímu zvyšováni
i-kosti výrobků pro jadernou energetiku. Tento požadavek
spínaje soiiřasný preclioci na výrobu velkých kovářských íneotů i
- gt> -
L i t e r a t u r a : /I/ Chvojka,J.: J975, Sborník konference o ocelích pro jaderné elektrárny, Ostrava /2/ Motloch.Zd. a kol.: 1975, Hutnické listy c. 11 /3/ Chvojka,J.: 1978, Sborník z konference Výroba oceli o v;, soké čistotě, Plzeň /•ť/ Chvojka, J. : Fyz. chemické pochody, 1978, str. 177-186 /!>/ ámrhová A. t Seminář o jaderné energetice, 1982, str.7-lf /6/ Wozniak.J., Tvrdý M., Jakob U.: Seminář o jaderné energetice, 1982, str. 25-45 /7/ Grimm Ví. a kol.: Stáhl und Eisen, 1981, č.9, str.27-36 /8/ Komider Ke a kol.: Stáhl und Eisen, 1979, č.22, str. 1215 - 1227 /9/ Kiihnelt G. a Machner P.: Stáhl und Eisen, 1981, £ . 2 1 , s t r .
1311-1315
ftbr, 1
Označeni vzorků k-cužku dle odběrového schem-.tu
1 číslo seřmentu A 'hlavová část
-- 1 - 50 nun od vnějšího povrchu 2 - ve středu šířky stěny kroužku ' 3 - 50 mm ort vnitrního povrchu číslo zkušební deskv
KA 12
KA 13
KA 21 2
dtto
číslo seřmentu
KA 22
KA 23 číslo zkušební desky
kroužek
\ 1 číslo seementu
z
-r==-^ "~~~~
1 - 2
dtto
KZ 11 KZ 12 KZ 13
dtto
KZ 21 KZ 22 KZ 23
3
číslo zkušební desky
patní část 2 číslo segmentu číslo zkušební desky
Tabulka I * Mn
% p
% 5
KA 11
, . %C 0,10
0, 89
0, 010
0.006
KA 12
0,09
0, 8 9
0. 010
0,006
Označení
KA 13
0,10
0, 90
0, 009
0, ooe
KA 21
0,10
0, 90
0, 010
0,006
KA 2 2
0,09
0. 90
0, 010
0,006
KA 2 3
0,10
0 , 91
0, 010
0,006
KZ 11
0,09
0, 90
0, 010
0,005
0.09
0, 89
0, 010
0,004
KZ 13
0,09
0, 89
0, 010
0,004
0, 0 1 0
0,004
0 , 009
0,005
KZ 1 2 KZ 2 1
0,09
KZ 2 2
0,09
0 , 89 0 , 88
KZ 2 3
0,09
0 , 85
o. 0 0 9
0,005
Tabulka H
Označeni KA 11 KA 12 KA 13 KA 2 1 KA 22 KA 2 3 KZ 11 KZ 12 KZ 13 KZ 2 1 KZ 2 2 KZ 2 3
Celkový obsah 0 ,0039 0 ,0037 0 ,0037 0,,0039 0 0040 0, 0040 o, 0041 0 . 0030 0 , 0027 0 , 0028 0 . 0037 0 , 0028
5iO 2
A1
2°3 0 ,0018 0 ,0016 0 ,0014 0 ,0017 0 ,0015 0 ,0016 o,,0011 0 ,0021 0 0015 0 ,0019 o, 0017 0 ,0016 o, 0011 0 ,0026 0 ,0012 0 , 6013 o, 0009 0 ,0013 0 , 0007 0 ,0017 0 , 0011 o,,0019 0 , 0010 0, 0014
/
FeO
°2
0 ,0003 0 , 0025 0 ,0004 0 ,0022 0 ,0004
0 ,0020
0 ,0005
0 ,0025
0 ,0004
0 ,0024
0 ,0005
0 ,0021
0 ,0003
0 ,0022
,0002 ,0003 0 ,0003 o, 0004 o, 0002
0 ,0019
0 0
0 ,0019
,0026 0,,0026 o,,0026 0
Tabulka
III
A Teplota zkoušeni
°C
Vvc: ozí IV KCV j v J/cm
2
Z
, 3000 lod.
KCV 2
%
v %
Výchozí StúV
KCV J/cm"
- 40
30
30
22
19
* 20
46
32
76
37
23 123
« 10
88
43
0
182
63
51 69
238
* 10
268
76
74
245
+ 20
288 293 351
153 222 259 266 277 346
85
284 294 334
• 30 +60
83 87 100
90
100
192
v %
A 3000 hod. KCV ! 1
J/ca-
v %
z
£nava
1
a stárnutí při 250 -5 C/hod./vzd,- 10" cyklů v KCV KCV v 21 % % J/cn J/cm"
16
55
17
33
23
66
42
73
43
47
34
120
61 72 72 90 96 100
202
64
74
37
220
68
211 220 237 285 321
69
190
65
237
77
70
221 242 266 331
70
26S 271 327
90
78 92 100
85 90 100
334
22 40
S3
100 100
•o •o
- 100 -
SPOLEHLIVOST SVAŘOVANÝCH KONSTRUKCÍ V JADERNÉM ENERGETICKÉM STROJÍRENSTVÍ Prof. Ing. Václav PILOUS, D r S c , člen korespondent ČSAV VŠSE Plzeň V práci je uvedeno, že konstrukce svařovaných části v jadernám strojírenství s sebou přináší nutnost poznání důsledků technologie výroby a provozních podmínek. Je pojednáno o technických problémech svařování a z teoretického hlediska je vysvětlen vznik podnávarových trhlin s využitím mechanismů trhlin za horka, za studena a žíhacích trhlin. Jsou uvedení doporučení pro zvýšení výrobní spolehlivosti svarových spojů. Úvod V průběhu výroby svařovaných konstrukcí v jaderném strojírenství se z dosud získaných rozborů mohou vyskytnou trhliny za horka, trhliny za studena, žíhací trhliny a trhliny pod austenitickými návary (podnávarové trhliny). Z uvedených trhli;: je obtížně vysvětlitelný mechanismus vzniku podnávarových trhlin. Podnévarové trhliny se objevují v teplem ovlivněné oblasti střednělegovaných ocelí při navarování nebo po navařování šustěnitickými páskovými elektrodami pod tavidl«m vysokým tepelným příkonem (80 kj.cm"1 a vyšším) /I, 2, 3i 4, 5/. Nspři?nivým tepelným ovlivněním (1250 - 1430 °C) dochází ke značnému zhrubnuti zrn v přehřété oblasti, přilehlé austenitickému tiávaru (viz obr. 1 ) . Pokud není zhrublá oblast následující vrstvou vhodně překrystalizačně tepelně zpracována (normalizačně vyžíhána), potom mohou v přehřáté oblasti s hrubozrnnou polyedrickou strukturou vznikat lokálně po hranicích zhrublých zrn, kde je snížena kohézní pevnost, podnévarové trhliny. Znamená to, že tepelná napěti při navařeni druhé vrstvjt {ohřev těsně pod k^) mohou mít velký vliv na nepříznivě tepelně ovlivněnou (zhrublou) a teplem druhé vrstvy nepřskrystalizovanou oblast základního materiálu. Padle dosud mredených poznatků pádná varové trhliny se vyskytují v pásech 12 až 20 mm širokých, rovnoběžných ss směrem navařování. Trhliny jsou jednotlivé nebo v shlucích /2, 4, 5/ a byly zjištěny především až po .spelaém
- 2GZ -
zprncování névaru /ó/. Experimentálně bylo prokázáno, že příčinou vzniku byly likvační pochody na hranicích zrn. Velikost podntivurových trhlin Je udávána od velikosti mající rozměry iniciací (velikost zrna) až do hloubky 7,5 um a délky 50 mm /6/. Bylo pojednáno o podnávarových trhlinách vzniklých za studena a tím, že byly indukovány vodíkem. Znamená to, že tepelný účinek ovlivňuje iniciaci trhlin vzniklá účinkem vodíku /7/. Důležitý Je poznatek, že podnóvarové trhliny jsou interkrystaiické, podél původních eustenitických zrn /I, 2, 4, 5, tí/ s hlfidkými interKranuálními fazetami, na kterých jsou ojediněle zřejmý mikrodutiny houževnatého lomu. Na lomových plochách byla prokázána přítomnost MnS, FeiínS, případně oxysulfidické fáze /I, 2/. Na rozdíl od žíhácích trhlin podnávarové trhliny jsou soustředěny pouze ve zhrublé oblasti pod navařenou housenkou /4/, tj. pod působením nejvyšší vnitřní napjatosti /2,8/. Zkoušky odchylnosti ocelí k podnávarovým trhlinám Pro stanovení náchylnosti ocelí k podnévarovýa trhlinám byla v návaznosti na dostupné zkušební zařízení aplikována zkouáka simulace cyklů svařování a žíhání. Při zkoušce simulace svařování se postupuje tak, že se celý zkušební vzorek přivede tepelným ovlivněním do stavu, který odpovídá oblastem, kriticky ovlivněných svařovánía a žíháním ke snížení hladiny vnitřní napjatosti. Simulováním imitujeme pochody, které probíhají během navarování a způsobují hrubozrnnost struktury s poškozením hranic -rn za vysokých teplot a v procesu chladnutí. Simulování má splňovat rychlý ohřev na teplotu vzniku trhlin za horka (1350 °C), krátkodobou výdrž na 3 vysoké teplotě (30 s) s rychlým ochlazením íAtg/c 30 s) na teplotu 100 až 20 °C. P M zkoušce simulace důsledku druhého teplotního cyklu jsou použ.Ueiné krátkodobé zkoušky tečení /2, 6, 9/. Rychlost tečení
- 102 -
:'ři konstantním zatížení vzorku je citlivá na změny teple pěti a na změny probíhající při precifikačních pochodech. Hoc. noty získané při simulaci tepelného ovlivnění v oblasti do iOO °C, popisují deformační proces předavším uvnitř zrn. Kritériem náchylnosti ke křehkosti lze určit kritická mezní napětí, při kterém zkušební vzorek přejde do oblasti stacionárního areepu. Náchylnost oceli k podnávarovým trhlinám je možno určit •ía imitátorech typu Thermorestor, IMET / 2 , 10/. Používají s<* l izkoušky podle Vinck.Lera /&/, SVtÍM /li/, které respektují tepel IGU roztažnost austenitiekých ocelí, které je však nutné modiíikovat teplotním ovlivněním za vysokých teplot, způsobujícím .náchylnost k trhlinám za horka. Vlastni zkoušky Zkoušky byly uskutečněny na vysokopevnostní střednělegova r-.é oceli CrNiMoV, jejíž chemické složení je uvedeno v tab. 1. Na tab. 1 jsou uvedeny předepsané mechanické vlastnosti po ?uálechtění, tj. po kalení a po 6 násobném popuštění za teploty 600 °G. Náchylnost oceli ke vzniku iniciací za vysokých teplot by•.a zjištována nepřímou metodou simulace tepelně deformačních -yield svařování na tahovém.stroji s ohřevem zkušebních vzorků v atmosféře inertního plynu /IQ/. Zkoušky byly za zkušebnícn tt plot zatěžovány rychlosti 2 mm. s do teploty solidusu 1480 °C stanovené diferenční termickou analýzou. Zkouáky byly hodnoce" podle mešních hodnot kontrakce, což je výhodné z hlediska poser zení důsledku koncentrace deformačních pochodů v lokalizovaná oblasti zkouáky. Výskyt trhlin interkrystalového charakteru byl charakterizován lomy s nízkou hodnotou kontrakce a výskytem povrchových trhlin. Závislost hodnot kontrakce na teplotě byla určována pro fázi ohřevu a fázi ochlazování. Oblast lomů s níz&ou kontrakcí byla určována pro fázi ohřevu a ochlazování. Oblast lomů byla hodnocena podle hodnot tg #s - •*, kde Z je hodnota kontrakce a T je teplota, odečítaná od hodne^y solidusu l-r6C °Z
- lC3 -
k hodnot*"- výskytu lomů s malou kontrakcí, což je oblast teplot tun i ťází komplexního sulfidického typu. Výsledky zkoušek vzniku iniciací za horka, uskutečněné na tělíscích z oceli CrNiMoV, Jsou na obr. 2. Z vyhodnocení ohiesti lomů s nízkou kontrakcí vypl.ývá, že při ohřevu je oblast ohraničena teplotou 1350 C, IcdeAto pri ochlazování je teplota posunuta k nižší teplotě 1340 °C, což zvyšuje náchylnost k trhlinám za horka. Znamená i.0, ze účinný ohřev, který vede ke vzniku iniciací za vysokých teplot, je na teplotu min. 1350 °C. Pro stanovení náchylnosti oceli k podnévarovým trhlinám byiu aplikována zkouška, která respektuje důsledek vzniku iuiCIHCÍ mechanismem za horka a za studena. Znamená to, že zkoušku byla beznapéíově ohřátá na teplotu 1350 °C s dobou setrvání na teplotě 30 3 a ochlazována v intervalu A t g y^ po dobu 30 s na teplotě 100 až 20 °C. Ochlazovaní parametry odpovídají nepříznivému tepelnému ovlivnění oceli při Havarování ochranné vrstvy páskovými elektrodami 90 x 0,5 mm, proudem 1350 A, napitím 2ti V, rychlostí lb cm.min , tj. výkonu navaření 26 kg.h Složení páskových elektrod bylo 25%Crl3%Ni a 18%Cr, 10%Ni, tj. nóvary mají austenitickou strukturu. Pro určení náchylnosti teplem ovlivněné oceli ke vzniku podnávarových trhlin byla zkušební tělíska po teplotním toeznapiHovém cyklu ohřátá na kritickou teplotu v rozsahu 500 až «00 °C s konstantním zatížením zkoušky. Zkouškou se stanovuje závislost mezi teplotou druhého ovlivnění a kritickým zatížením, při kterém zkušební vzorky nepraskají. Rychlostí ohřevu 50 až 100 °C.s~ a změnou aplikovaného napětí se sleduj* čas do lomu s tía, ž» se požaduje 2 h odolnost na teplotě. Výsledky zkoušek, uskutečněné na oceli CrNiMoV, jsou na obr. 3. L průběhu je zřejmo, že v oceli se netvoří podnévarové trhliny typu žíhácích trhlin v případě, že aamáhání jsou nižší než nezní namáhání, vyznačené na obr. 3. Zkouěku je možno zpřísnit ostrýn vrubem. Výskyt podnávarových trhlin v hrubozrnná tepelně ovlivněné zone je podle výše uvedených zjištěni určován kohézr.í pev-
.
- IO4 -
noetí matrice & průběham místní vnitřní napjatostí /9/. Měl • nim bylo ověřeno, že mí a tni tahová napjatost dosahuje nejvyšších hodnot v oblasti navazující n& přeplátování housenek (via obr. 4 ) , tj. v místech, kde je hrubozrnna oblast znovu ohřátá -sousedním névarem na teplotu těsně pod taplotou A ™ . Diskuse o vzniku podnévarových trhlin Mechanismus vzniku pounávarových trhlin souvisí především se změnami, probíhajícími po hranicích zhrublých zrn, jejichž iiohésní pevnost určuje odolnost vůči vzniku trlilin. Po navařování střednělegovaných kalitelných ocelí je v hrubozrnné oblasti struktura martenzitieko-bainitická. Při ohřevu struktury c.aiáí housenkou dochází k popouštění zékalné struktury zhrublé oblasti za současná relaxace napětí. Jestliže je kohézní pevnost hranic zrn snížena, potom se mohou tvořit kavity a mezikrystalová trhliny. Průběh relaxace výrazně potlaíují precipitsSní procesy, která zpevňují zhrublé zrna a snižují jejich plasticitu, což může vést pf-i tahové napjatosti k podnávarovýn? trhlinám. Jestliže dosud zjištěné podnávarové trhliny nají interkrystalovy průběh / 2 / , potom příčinou jejich vzniku (iniciací) je především likvační mechanismus. Likvačním mechanismem se tvoří .níciace trhlin za horka. Uplatňuje se především u ocelí s vyšSí koncentraci síry v mezikrystalových prostorech. Inicir.ce se vyskytuji v místech existence Fe(Mn,S), který mé podle obsahu železa podstatně sníženou teplotu taní v porovnání s MnS. Sulfáze při ochlazování za teplot pod solidem matrice ae. Při ohřevu za vysokých teplot v oblastech hranic zrn likvují a penetrují nebo jejich složky difundují ke hranicím zrn, kde po ochlazení tvoří velmi tenké vrstvy snižující kohézní pevnost hranic zrn. K tomuto se přidružuje difúze chrómu a vanadu ke hranicím zrn, podporující rovněž vznik nízkotavitelných eutektik / 3 A Všeobecně lze konstatovat, že iniciace přecházejí v trhlinu v důsledku dilatací v průběhu ohřevu tepaně ovlivnčnč oblasti
- io5 -
na popouátěcí teplotu. Při ohřevu dochází k precipitaci karbidick.ých fází, které výrazně zpevňují mateční fázi uvnitř zrn. Protože relaxace vnitřních napětí probíhá především creepovým mechanismem po hranicích zrn, tj. jejich distorzí, potom po vyčerpání kohézní pevnosti hranic zrn vanikají místní kavity, mezikrystalovó porušení a trhliny. Přitom kohézní pevnost hranic zrn aůže být podstatně snížena segregací povrchově fiktivních pr.-.':ú, precipitaci karbonitridických fází a účinkem vodíku, tj. mechanismem vzniku trhlin za studena. Důležitý je pozntvtok /2/, že proces žíhání iniciací poruchy účinkem tahových napětí otevře a rozvine již existující poruchy soudržnosti, které vznikly mechanismem trhlin za horka, tj. v podsolidovýoh oblastech. Iniciace, indukované" vodíkem, vznikají přímo v souvislosti se svařováním nebo mechanismem vzniku zbrzddných trhlin po svařování /2, 12, 13/. Z výše uvedených mechanismů je zřejmo, že vznik podnávarových trhlin jc< komplexního charakteru a je přisuzován kombinaci účinků mechanismu likvačního, mechanismu vzniku trhlin za studena za spolupůsobení vodíku s tím, že k rozšíření poruchy a k eventuálnímu vzniku trhliny dochází mechanismem žíhacím. Znamená to, že pro vznik a rozroj podnávarorýeh trhlin je rozhodující účin&k více mechanismů, projevujících se podle okamžité dispozice tepelně ovlivněné oblasti vzdorovat účinku vysokého stavu tahová napjatosti, vyvolaného při navařování housenek. Ze studie vyplynulo, že výskyt podnávarových trhlin podporují ve vzájemné kombinaci následující činitelé: 1. Citlivá mikrostruktura základního materiálu k tvorbě trhlin. Závisí na chemickém složení oceli a na metalurgické kvalitě, to jest na obsahu slitinových, stopových prvku a nečistot. 2. Nehomogenita struktury výkovků z velkých zřejmo, že makrosegregace se vyskytuje v tu, kde se thromažaují kladné segregace, nin pod hx; • -ou ingotu, ve středu ingotu
ingotů. Z obr. 5 je oblasti hlavy ingov oblasti V vycezev zóně s vysokým
- IO6 -
stupněm segregace v důsledku nerovnoměrného tuhnuti, v c._ :.: a ti A vycezenin, ve spodní části ingotu v zóně záporné segregace a v patě ingotu, kde může být silně vyjádřen neb?upečný sedimentační kužel. Je přirozené, že po vykování ingotu s vysokým stupněm využití a bez vyděrování střední oble 3ti se velmi nepříznivě projeví především oblast nejvyšší kladné segregace, V vycezenin, záporné segregace a sedimentačního kužele. Makro segregace mají za následek vznik tr.^11 ve vycezeninách, mikrosegregace zapříčiňuje nízkou vrubovou houževnatost a nekovové vměstky způsobují břidličnaté lomy. Všechny typy trhlin vznikají především mechanismem vzniku trhlin za horka, iniciují se též vznikem trhlin za studena a rozšiřují se mechanismem žíhacích a podnávarových trhlin. i. Způsob navařování s velkým měrným tepelným příkonem, který nepříznivě ovlivňuje velikost hrubozrnné části tepelně ovil/ něné oblasti a její mikro strukturu. Vysoký tepelný příkon ZJI přičiní nepříznivé rozděloní vnitřní napjatosti v oblasti píeplétování housenek, jak je zřejmo z obr. 4. <,. Tepelné zpracování po navaření, které precipitačními mechanismy zpevňuje natolik vnitřky zrn, že schopnost oceli plasticky se deformovat je snížena a při vyšším stavu napjatosti dochází k tvorbě žíhacích trhlin především po hranicích zrn. Znamená to, že podnévarové trhliny se iniciují komplexním mechanismem při navařování ocelí feritické báze austenitickou páskovou elektrodou pod tavidlem vysokým tepelným příkonem (HO kJ.cm" a vyšším). Velkým nepříznivým tepelným ovlivněním dochází ke značnému zhrubnutí zrn v přehřáté oblasti, přilehlé Í austenitickému návaru. Pokud není zhrublá oblast následující vrstvou vhodně tepelně zpracována, kupříkladu normalizačním žíháním, potom mohou v přehřáté oblasti s hrubou polyedrickou strukturou, vznikat po hranicích zhrublých zrn, kde je důsledkem účinků iniciací snížená kohézní pevnost, účinkem vysoké tahové napjatosti, vyvolané rozdílnými součiniteli tepelné rozvážnosti névaru austenitické báze (25/13 18/10) a st.*«dnělogované oceli feritické báze (viz obr. 6), trhJLiny.
- \o7 -
K. potlačeni účinku vysokého tepelného příkonu na Sirku hrubozrnného pásma Je vhodné volit parametry navařování tak, ab,y tepelný příkon při navařování první vrstvy byl minimální. Na druhé stranč při navařovéní druhé vrstvy (průchodu) je výhodné navařovat s nejvýše možným příkonem a dosáhnout tak příznivého překrystalizačního zpracování hrubozrnné oblasti. '
tsěhem procesu navařování je třeba předpokládat, že v přechodu névaru au-ítenitu báze 25%Cr, 13%Ni do střednělegované octili OrNitooV dojde při navařování k podstatnému zředění austenitického návaru a při ochlazování ke vzniku zákalné struktury. Zékaina struktura znovu vzniká po ochlazení z překrystalizační teploty vyšší než A^,. Z uvedeného důvodu je vhodná po navařování navař popouátét, což ae příznivě projeví v podstatném snížení 3t(ivu napjatosti (viz obr. 4 ) . Závčr
V práci je pojednáno o příčinách vzniku podnévarových trhlin při navařování střednělegovaných ocelí NiCrlioV austenitickými páskovými elektrodami austenitické báze vysokým tepelným příkonem pod tavidlem a v průběhu tepelného zpracování návarů. Je zdůvodněno, že podnávarové trhliny jsou iniciovány v průběhu navařování • hrubozraných oblastech tepelně ovlivněních zón a rozvíjejí s« během procesu tepelného zpracovaní. Jsou uvedeny vybraná zkoušky náchylnosti ocelí k tvorbě podnávarových trhlin a jsou doporučeny postupy, vedoucí ke snížení jejich výskytu.
- IO8 -
Literatura / 1/
VINCKIEK, A.,O., DHOOGE, A.: Rev. ům la Soud., 4, 197S, *. 181 - 190
/ 2/
HRIVMK, I.: ZTariteínost ocelí. 1. ed. Bratislara, Lift1979, 237 ••
/ 3/
PILOUS, V.: II. sympozium SEP, Doklady VMEI, Sofia 15í63 t. 124 - 129
/ 4/
BEČKA, J.: Zváranie, 28, 1979, «. 4, s. 117 - 120
/ V
KOVAŘÍK, R,: Písemný refarét vědecké aspirantury. ŠkodaÚVZÚ, 1983, 145 a.
/ b/
LORENZ, M., LUGINBÚHL, P.: Sulzur Research, No. 1974, ». 51 - 60
/ 7/
DOLdY, H.,E., SOUNDERS, G.,G.: Metali Conmtr., 1978, i. ... s. 20 - 24 VINGKIER, A.,G., PENSE, A.,W.: VRQ Bull. 197, Aug. 1974, s. 32 - 38
/ 8/ ' 9/
BERTRAM, W , DETERT, K., SCHIMMÔLLER, H.: Arch. Ei«enhiittenwesan, 48, 1977, č. 12, s. 623 - 628
/10/
PILOUS, V.: Kovové materiály 21, 1983, č. 1, •. 60 - 67
/Íl/
HOLÍ, M.: Zvóranie, 24, 1975, 2. 4, ». 108 - 117
/12/
PILOUS, V.: Strojírenství, 32, 1982, í. 12, s. 672 - -Í76
/I3/
MAZANEC, K., HYSPEGKÁ, L.: Vodíková křehkost konstrukčních ocelí o vyääích parametrech, ACADEMIA ČSAV, Praha 1978, I. vyd., 154 ••
Chemické složeni Zkušební materiál
e
ttn
Si
P
U
hmotnosti) S
Gr
Ni
Předpis
0,16 0,25 0,20 0,55
max 1,30 2,8 0,15 max 0,25 0,025 0,025 1,60 3,2
Dosažené
0,18 0,42
0,22
0,014
0 ,018 1,32
2,93
Mo
V
ostatní
o,40 o,03 o,55 o,08 o,45 o,08
dezoxid. AI, Ti
Re min 750 MPa, Ba min 90Ci MPa,A min 18 %f Ky min 80 J.cnf 2
Tab. 1 Chemické složení a předepsané mechanické hodnoty základního materiálu, použitého ke zkouškám
O
Seznam obrázků Obr. 1
)br. 2 Obr. 3 Obr. 4
Obr. 5
( br. 6
Průběh izoterm při navařovéní pátkovou elektrodou pod tavidlem 1.1 1 housenka 1 vrstvy A f - izoterma A-•A + F^ l.II 1 housenka 2 vrstvy A s _ i 2 o t e r f f i a t a v e n l f á z í oxysulfidického typu A Q , - konec transformace F/t -* A.QJ- začátek transform. ?#•*• Ap - izoterna precipitadníhc zpevněni X - šrafovaná oblast - výaky*. trhlin (hrubozrnné pásne Výsledky zkoušek vzniku iniciací za vysokých teplot (oblast lomů s nízkou kontrakcí) Výsledky zkouáek náchylnosti oceli k podnévarovým trhli nám za horka po iniciačním žíhání 1350 °C (30 s) Rozdělení vnitřních napětí po navařovéní (A křivka) a žíhání za teploty 600 °C /36 h/ (B křivka). Báze elektrody 25%Cr, 135WU. Rozložení vycezenin v ingotu o hmotnosti 100 - 230 t A - oblasti vycezenin z kladná segregace ú - V vycezeniny C - vycezeniny přilehlá k povrchová části ingotu D - kolumnární zóna ingotu E - dendritické zóna tuhnutí F - zóna s vysokým stupněm vycezenin G - A vycezeniny H - oblast vycezenin ze záporné segregace I - sedimentační kužel Součinitelé tepelné roztažnosti CrNiMoV - středndlegovaná ocel (tab. 1) 16/10 - navař lčftCr, 6$Ni 25/13 - návar
-
Ill
-
o
1 1—1
100
90'
•
NJH-
T"
7T
80
ii
Cli
70
i?
60
Q5 ^ 50
I
OBLAST LOMU S NÍZKOU ^KONTRAKCÍ
\ w
I
I;
30
Ě 20
§10 0 0
TEPLOTA ZKOUŠENI [°CJ OBR. 2
-
123 -
i
600
I
i
)DNÁVAROVÉ
TFÍHLINY
a
»UJ
i
BEZ | -LOMU -4 (2h) \
LOM
v
'300
N
500 ...600 700 NEJVYSSl TEPLOTA
OBR 3
800
- iu
-
VNITŘNÍ NAPJATOST[MPqJ
o
CD JO
o
r
o NI O O >
'I
1
'a1
|3.
s
- lis -
§
I
h—
8 CD
o CNl
0°
ID
^T
CO
CM
«-
to
cc co
O
-
i;
POSUDZOVANIA áPOĎAIILIVOSTI ZVAROVÝCH SPOJOV
RliAKTOROVfCH
ZARIADENÍ
Iní;. J- Vrbenský, Ing. K. Kálna, CSc. Výskumný ústav zváračský Bratislava Charakteristika defektov a porúch celistvosti zvarových apojov reaktorových komponentov. Rozvoj defektov pri dlhodobej I>revádzke. Nízkoeyklová únava, rýchlosť rastu únavovej trhliny a olastioko-plastická lomová húževnatosť ako charakteristiky spoľahlivoati zvarovýoh spojov. Príklady experimentálneho stanovenia týchto charakteristík vo zvarových spojoch oce'' i na zariadenia a rúrovody primárneho okruhu. Jedným z rozhodujúcich kritérií bezpečnosti tlakových s-.ai.-ulonl primárneho okruhu jadrovej elektrárne je odolnosť proti akémukoľvek porušeniu, ktoré by mohlo viesť k úniku rádioaktívneho média do okolia. Ak odhliadneme od možnosti úniku v dôsledku netesnosti v rozoberateľných spojoch, ktorá nie je predmetom tohto príspevku, môže dôjsť k porušeniu celistvosti ratoriálu a zvarových spojov daného zariadenia v dôsledku interakcie defektov a napäťového poľa, definovaného spôsobom, režimom a podmienkami namáhania na jednej strane a materiálovými vlastnosťami konštrukoie na strane druhej. S ohľadom na prísne predpisy na výrobu častí jadrových •zariadení môžeme predpokladať, že makrodefekty, ktoré by sa mohli rozvinúť až do porušenia tesnosti, sú v hrubostenných tlakových zariadeniach málo pravdepodobné, pretože boli počas 1 ýroby zistené rozsiahlou defektoskopickou kontrolou resp. tlal'ovou sJcúäkou systému pred uvedením do prevádzky.Pri prevádzke by toda mohlo dôjsť k porušeniu tesnosti rozvojom tých defektov, ktoré zostali v materiáli buč preto, že ich rozmery t charakter nepresahujú stanovené hranice prípustnosti alebo aú pod hranicou rozlíšiteľnosti predpísanými metódami defekvookopickej kontroly. Základný prístup k posudzovaniu spoľahlivosti a bezpeč-rosti zariadení primárneho okruhu teda spočíva pokiaľ možno •v najpresnejäom stanovení týohto faktorov; - typu, veľkosti a polohy defek ov v niatciáli vo východisko-
- 127 -
' 1
t i ,
voní (predprevádzlcovow) stav© a ich rozvoja, počas prevádzky, - druhu, veľkosti a rozloženia napätí a namáhania a ich interukci í, - vlastnosti použitých materiálov a zmien týchto vlastností vplyvoi.i uvažovaného namáhania a prostredia pri dlhodobej prevádzke. Zámorou tohto príspevku je objasniť materiálové aspekty spoľahlivosti a bezpečnosti, najmä potom úlohu zvarových spojov v konštrukcii. 1. '/.variteľnosť materiálu z hľadiska spoľahlivosti reaktorových komponentov
t ;, i. j
Výskum materiálových charakteristík zvariteľnosti oceli na zariudenia a potrubia primárneho okruhu je predmetom systei.mtiokoj činnosti VTÍ2 a je dokumentovaný v ninohýca prácach (napr. [i, s]). V ČSSR používané reaktorové ocele sú zvyčajne nizkolofiovanó, typu řlnCrMo/V/ alebo řínCrNiMo/V/ s pevnosťou po kaloni a popustení okolo 600 MPa. vyžaduje sa, aby aj v hrubostenných, veľkorozmerových komponentoch vykazovali - vy.-ioJtú issotropnosť mechanických vlastnosti, - dostatočnú úroveň lomovej húževnatosti, - vyg ,kú vnútornú čistotu, - odolnosť proti radiačnému poškodeniu (pre vybrané časti TN). Tieto vlastnosti sa majú zachovať aj vo zvarových spojoch, t. j. vyžaduje sa, aby oceľ nebola náchylná na skrehnutio v toplom ovplyvnenej oblasti - TOO, na praskanie vo zvarovom kovo alobo TOO a aby mechanické vlastnosti vrátane lomovoj húževnatosti spoja (t. j. ZK a. TOO) neboli výrazne horšie oproti zváraním no ovplyvnenému zálsladnému materiálu. 7. hľadiska celistvosti realetorových oceli daného typu ide naJuia O ioh odolnosť proti trhlinám za studena a proti žíhaoiu trhlináin a ich modifikácii, t. j. trhlinám vznikajúcim v podnávarovoj oblasti austenitickej výstelky. Odolnoať proti praskaniu je výrazne ovplyvnená ohemickým zložanitti a čistotou záldadnóho materiálu a zvarovóho kovu. Preto an kladú vysoké požiadavley na obsahy plynov (najmä" n„ a O , ) , nečistôt (najmä P a S ) , stopových prvkov (As, Sn, Sb)a prvkov .škodlivých z hľadiska služobných vlastností koná t ruke ie (Co, C-t).
- 118 -
Odolnosť proti studeným (vodíkom indukovaným) trhlinám 3.". dá spoľahlivo zvládnuť starostlivým tepelným režimoci zvárar-ia 1 tepelného spracovania a voľbou nízkovodíkovýeh prídavných uiaieriálov a samozrejme nízkou úrovňou plynov v oceli. Žíhaoie rosp. podnávarové trhliny sú výť.-ídnicou pôsobenia Širšieho komplexu činiteľov, zahrňujúcich chemické, zloženie, štruktúru, čistotu materiálov i režimy a postupy tepelného ovplyvnenia materiálu pri zváraní (navárani) a tepelnom spraoc vaní. Ľreto sú i po teoretiokej stránke nie úplne objasnené a spoľahlivosť určenia náohylnosti ocelí na ich vznik latoora-tó ?nymi alebo teehnolosickýr.ii skúäkami je nedostatočná. Navyše aj npoľahlivosť ioh zistenia nedeštruktívnymi deŕektoskopickýuii kkúäkaml je nízka. Táto skutočnosť len zdôrazňuje nutnosť kontinuálneho štúdia materiálových a technologických faktorov vzniku a prevencia uofoktov tohto druhu, ale zároveň, núti uvažovať s nimi ako s reálnymi poruchami celistvostí a preto poznať aj zákonitosti ich rozvoja pri dlhodobej prevádzke a na tomto základe stanoviť ich vplyv na spoľahlivosť a bezpečnosť daného zariadenia. 2. Konvenonó a nekonvenčné mechanické vlastnosti zvarových spojov a navarov Tlakovó komponenty jadrových energetických zariadení sú namáhané prevažne dlhodobým statickým zaťažením pri teplotách okolo 290 °C. V prechodových a havarijných stavoch pristupujú navyše lokálne plastické deformácie vznikajúce od rýohlych ťaplotovýoh zmien. Takéto namáhanie zodpovedá podmienkam vysokodefi:nuacno,1 únavy. Preto správanie sa defektov, vznikáJúoich pre~ voäžno v oblasti zvarových spojov, je oprávnené skúmať predoväetkýtii z hľadiska rýchlosti ioh rastu pri cyklickom zaťažení až do podmienok pro kvázi-krehké porušenie. Tento prístup k posudzovaniu vlastností zvarovýoh spojov jadrových zariadení su. vo VÚZ uplatňuje systematicky a budeme ho dokumentovať niekoľkými príkladmi z doteraz vykonaných prác. 3. Odolnosť proti vysokodeformačnej únave Poznatky z doterajšieho Štúdia charakteristík vysrkodeľormačnoj i''i).avy roaktorovýoh materiálov sú dokumentované napr.
-
lig -
v jjj'i'ioíioh Orogora a kol. [_3, ^j a možno ich zhrnúť takto. NohoBiocénne vlast -osti zvarových spojov a návarov veľmi výz.ruiriaie vplývajú na charakteristiky vysokodef onnaSne j únavy, siionoj nopriaznivo sn prejavia pri vysokocyklovej únave, Najvýraznejší pokles charakteristík vysokodeforwačnej únavy spôsobujú dofekty, a to uj tzv. prípustného rozmeru. Skúšky vysolcodef ormaône j únavy zvarovýeh spojov sa robili na tolosách väčšieho prierezu: p 25 až 30 min alebo 25 x 30 mm, pri kcnätantnoj amplitúde plastickej deformácie. Pri rkúäke vysokodeforwaenej únavy návarov sa používa skúžobné teleso hrubé 30 imr.f z toho navar činí asi 7|5 nim, t. j. pomer hrúbky návaru lc celkovej hrúbke je 1 : 't. Metodika skúšok je v odporúčaní IíVT£l> j_ 5 J - Niektoré výsledky výskui;iu vysokodef ornaône j únavy sú uhmutó v tab. 1. Najdôležitejšou charakteristikou vysokodefor!i;ačnoj únavy jo počet cyklov do porušenia pri runplitúde plastickej dofonaáoio 0,2 ']'•>, označené NpO, Z. ľrvá aória slcúäok bola robená s oceľou SOChlIA a so zvarovýini spojmi, zhotovenými ruônýi;i oblúlcovýri aváranín a zváraním pcd. íavivoni. Malá odolnosť proti vysokedefori;iačnej únave ručného spoja bola spôsobená malými objomovýnii defektaini (bubliny a tro.-jkovó vtrúseniny) , ktoré boli prípustné z hľadiska nedeätruktívno j kontroly?'NpO, 2 = 1064, čo je 11 JÍ z hodnoty základného iiatoriálu. Druhá sória slcúäok sa týka ocele l5Ch2HFA s dvojvrstvový!.: náv.-j-ora 25Crl3Ni + ipCrlONilib. Skúšobné telesá s návarom bez tonoinóho spracovania majú W„0,2. na úrovni zálcladného uateriálu^pu tepelnom spracovaní vykazujú dvojnásobok N_0,2 základného i.i.-itoriálu. olcúšali sa bezdefektnó návary, trhlina vznikla na povrchu, v rohoch, v základnou materiáli, ZvýSonie počtu cyklov do poru/ienia NpO,:j. telies s návarwi vysvetľujene vysokou deforinaŕ'uiou .icliopno.'jťou austenitickóho návaru. Podobný trend vidieť l>i\i '>. sórii ĽICÚÍÍOJÍ ocele 10GN2MI'Vx bez návaru a s návaror.i. V tretoj GÓrii sa skúäala oceľ 15Ch2MFA s dvojvrstvovým náviiľoíit topolno spracovaným a tá istá oceľ s návarom po imitovanoj oprave podnávarového defektu bez následného tepelného spracovania. Charakteristika N„0,2 skúšobných telies "a opravou" poklesla a»i na polovicu pôvodnej hodnoty; absolutná hodnota Nj,O,;.' v£ak je dostatočne vysoká. Opravené miesta neobsahovali dofekty, oprava sa robila podľa zvláätneho technologiokého postupu, vyvinutého vo VÚZ ^6j.
- 120 -
Uvedeno výsledky sa týkali skúSok vysokodeŕormaSnej únavy pri +20 °C. V uiestej sórii skúäok sa overoval vplyv "praoovaej" tep1oty +350 °C nu zmenu cyklických charakteristík. Ako vyplýva z tubuľky, hodnota NpO,2 ocele 10GN2MFA sa pri tejto teplote znížila o lh >. ;. Hýohlosť ra3tu únavovej trhliny Z lil'adislca posudzovania prípustnosti defektov je rýchlosť x-astu únavovej trhliny (oznaôenio KľlUT) jednou z najdôležitejších charakteristík. HRUT závisí aj od asymetrie zaťažovacieho oyltlu a od prostredia. Napr. podľa ASME Code [_7] v tlakovej vodo jo rýchlosť rastu únavovej trhliny asi lOkrát vyäšia než vo vzduchu. Pri štúdiu rýchlosti rastu únavovej trhliny v reaktorových natoriálooh s návarom v podmienkach vysokodeŕormaônóbo cykliokóho zaťažovania sa ukázalo, že KRUT v austenitickoiu návare je podstatne vyäšia než v základnom nateriáli. Z hľadiska bezpeč.losti realctorovej nádoby najväčšie nebezpečenstvo predstavuje poruSenio austenitovej vrstvy narastajúcou trhlinou. Tlaková voda sa dostáno do trhliny a pod.povrchové trhlina sa stane povrchovou, čím sa rýchlosť rastu trhliny výrazne avjŕôi. Tento ,-5av potvrdil aj Linhart pri Štúdiu IÍHUT v podmienkach vysokolyklovej únavy [8]. 5. Odolnosť zvarových spojov proti krehkému porušeniu Charakteristikou odolnosti materiálov proti inioiácii krehkého porušenia pri statickom nauáhaní je statická lomová húževnatosť K^ c resp. pri elasticko-plastickoru správaní sa materiálu J^.£ a 0„. Charalcteriatikou odolnosti materiálov proti šireriu krohkej trhliny je dynamická lomová húževnatosť K-— resp. Ivúževnatosť pri zastavení trhliny K-,, ďalej teplota húževnato-krehkóho preohodu materiálu.. T^ , Výsiodlcy skúiíok krehlcoloniovýoh charakteristík zvarovýoh ppojov n. íiávarov reaktorových oceli sú zhrnuté v práoaoh Muncnorn a kol. (napr. [
- lal -
Skúšky lomovej húževnatosti sú pomerne zložité. Skúšanie hrubých teliea vyžaduje výkonné a moderné skúšobné zariadenia. Preto vo výrobných zévodooh aa húževnatosť materiálu kontroluJo skúškou vrubovéJ húževnatosti na telesách s ostrým vrubom - KCV resp. podľa kritickej teploty krehkosti - T^. Na obr. 1 Je teplotná závislosť vrubovej húževnatosti KCV a podielu plastiokého vzhľadu lomovej ploohy PL ji ocele lSChžI-IFA (označené ZM), teplora ovplyvnenej oblasti (TOO) a zvarovóho kovu (ZK) zhotoveného drôtom SvlOChMFT. Najkrehk*JÄim mieatom zvarovóho spoja Je zvarový kov. Jeho vrubová húževnatosť KCV pri +20 °C činí len asi šestinu hodnoty ZM. Podobne prechodová teplota podľa 50 % PL zvarového kovu je asi o 30 °C vyššia naž má základný materiál. Sú to výnimočne veľké rozdiely húževnatosti, aké v bežnej zváračskej praxi nepripúšťame. Na obr. 2 je teplotná závislosť lomovej húževnatosti K C J (stanovené prístupom J-TQ) uvedenej ocele a zvarového spoja. Najnižäiu hodnotu K C J pri +20 °C má opäť zvarový kov, asi tretinu K__ ocele. Kritioká veľkosť trhliny - a c vo zvarovom kove bude potom 9krát monäia r.ež a„ v základnom materiál!. Štúdium podnávarových trhlin z hľadiska krehkého lomu je z metodického hľadiska obtiažna úloha; ide o problematiku tzv. krátkyoU trhlín v elastioko-plastiokej oblasti porušovania resp. pri subkritiokom (pomalom) raste trhlín. Experimentálne bolo preukázané, že lomová húževnatosť TOO pod návarom je približne rovnaká ako v TOO zvarového spoja. Kritická hĺbka povrchovej trhliny je viičšia než vzdialenosť TOO návaru od povrohu, t. j. kritická trhlina je ukončená vo zváraním neovplyvnenej oceli. Jo známe, že lomová húževnatosť austenitického návaru pri pracovných teplotáoh je vysoká, potom teleso s návarom má vyášiu lomovú húževnatosť než teleso bez návaru. 6. Závor Vyššie uvedené príklady samozrejme nemožno považovať za ukončený kompletný súbor informácií o charakteristikách, nutných pre posúdenie parametrov únosnosti a bezpečnosti zvarovýoh spojov r.-ís akt ořových materiálov z pozícii lomovej mechaniky. Cieľom príspevku bolo najmä poukázať na skutočnosť, že zvnrovó spoje svojou heterogenitou, vyplývajúcou z metalurgických zvláštností ich výroby, sa mó*u podstatne odlišovať od
- 132 -
základného materiálu. Preto nestačí získat' cimrakterju U. odolnosti proti únavě a raatu únavovej trhliny a odolncuti H proti křehkému poruSeniu len pre základný material. Sú-:t t.. < 11 zbei- týohto informácii pre typické oblasti avax^ových spoj; trobo považovat' za naliehavý a potřebný.
7. J,! tóra túra 1
Hrivňák, I. - Magula, V.: The Study of Reheat Cracking in Low Alloy Steel Welded Joints, Iltf Doc IX-1121-79.
Z
Magula, V: Hodnotenie náchylnosti na likvaené a žíhacio praskanie ssvarových spojov v energetilce. Zborník práč z konferencie o Vedecko-výsktuimýoh a osvojovacích prácucli pre elektrárně s W12R, Karlovy Vary, 1981.
3
Gregor, V. - Kálna, K.: Výskuw zákonitostí roavoja trhlin vrátane podnávarových pri namáhaní v oblasti nízkocyklovej únavy. Závorečné správy VŮZ 1286/214, 1978 a 1392/214, I9?
!
i (Ireeor, V. - Stopita, M. : Stanovenie charakter is tile nísskocyklovoj únavy zvarových spojov a návarov reaktorových oceli. Závoreenó správy VÚZ l498/2l4, 1981 a 1498/205, 1983.
5
Orocor, V.: Metodika ispytanij na walocyklovuju ustaloať svamyoh ooedinenij. Dokument HVHP 1-13.12-VÚZ-5-78.
6
Sinal, J. a kol.: Výskům technologie opravy podnávarovýoh dofektov rucnýtu oblúkovým zváraníra bez tepelného spracovania. Závěrečná správa VŮZ iSlk/ZOk, 1983.
7
AíJMK Boiler and Pressure Vessel Code, Section XI, Div L, A-43OO.
fi Linliart, V.: Host treSfiin v stali s austenitnoj naplavkcj. Dokument UV1IP 1-13.12-SVUM-12-81. 9
MÚncnor, L. : Výslcuiii podnixenok iniciáoie křehkého poruaenia z podnávarových trhlin. Výskuinná správa VtfZ 1267/214, 197S.
10
Munoner, L.: Stanovenie lomovéj a vrubovéj húževnatosti Z)>T apojov na ooeli 15Cb2MFA. Výskumná správa VÚZ 1551/205,
ZVAROYÍCII
VÝSLIDKY SKtfŠOi. YYSOKODZFO? Tab.
1
SPOJOV .i. NAVAROV
OC;JL1 ::. ;
RÚROVODY
i
Stat.
Tepe i n é
HK! U *Z
a* 1
2
Materiál
spracovanie pp zváraní
l£0,2
0,164
490
4l4
0,52
0,075
(496)
500
—
1064
0,48
0,12O
(435)
373
-
5060
0,70
0,570
620
560
2940
500
3000
to
5800
I
c
—
0,48
2OChHA - EB 124
550 °C
2OChllA - A312+F3O2
620 °C
15Cb211FA
Cyklické charakteristiky
Rp0,2
n
20Ch!IA
WLR
*p°»5
N F 0,2 9710
15Ch2MFA - n á v a r
nežíhané
0,50
0,110
15Cb2IIFA - n á v a r
670 °C
0,56
0,260
-
470
15Ch2IIFA - n á v a r
670 °C
0,61
0,412
446
419
438
6382
15Ch2MFA - oprava
než í báné
0,75
0,817
482
444
477
3068
4
15CfaN2MFA - n á v a r
žíhané
0,63
0,420
458
428
465
5180
5
1OGN2HPA
0,67
0,663
4io
430
490
5500
0,54
0,270
415
435
500
8300
3
1OGN21-ÍFA - n á v a r
6
-
620 °C
1OGN21-IPA +20 °C
_
0,50
0,133
428
427
451
4485
10GN21IFA +350 °C
-
0,45
0,080
443
446
509
39313
I
|
-
124 -
200 15Cr2MoVA 160
SviOCrMoVTi
120
80
-80
-60
100
80 "
o /
15Cr2MoVA SviOCrMoVTi
/ ZM
60 -
50% PL /
40
•
f
y
20
0
~Y
-80
-60
-40
i
-20
i-
i
±0
i
ZKI
1
*20
I
1
t[-c]
Obr. 1 T*pl««aá mkvtmlmmlř • •l»»*lolwj alaAjr TBhAUhi l«am •*kladnéh». (ZM), teplo" «vplT*>Mn*J «blaa«t (TOO) M*«rláta « flTwwrélM tM*v(ZK) •o*l« 15Cr2M*TA drdtom Sv 10CrjM»VTi pod t»vivo« AH-42
o
'300 I
£
I
t
o
[25]
/
15Ch2MFA o
SviOChMFA
/ZM
i 250 •>
i
o
200
-
ZM
/
x TOO
/
ZK
A
o
'
X
o o /
v
0
X
150
i/
0 100 °
8
/
A /o
X
50 X
1
0 -80
Obr. 2
-60
1
1
-40
-20
1
1
±0
+20
1.
t[-c]
T«i>l*tiiá •ávlaloaf 1OB«V«J bú£«vnato«ti ob*r*kt»ri«tiokýoh oblasti tvarového •poj ---- ^a. obr. l £iO]
-
l2Ó -
VPLYV SÍRY NA ODOLNOSŤ REAKTOROVÝCH QCZi.1 PROTI ŽÍHACEJ PRASKAVOSTI Ing. Vladimír Magula, C.Sc. - Ing. Ján Zajac, C.Se. Výskumný ústav zváračský, 832 59 Bratislava Zhodnotenie súboru tavieb ocele 15CÍ12MFA a ísCkařWA z hľadiska odolnosti proti žthacej praskavosti. Stanovenie korelačného vzťahu medzi obsahom síry a kontrakcie Z pri izotermickej ťahovej skúške. úvod Za základné kontrolujúce faktory žthacej praskavosti nízkolegovaných ocelí možno považovať chemické zloženie, mikroštruktúru a hladinu zvyškových pnutí a ich distribúciu. Chemizmus ocele môže ovplyvniť riziko žíhacieho praskania z viacerých dôvodov. Hlavné zliatinové prvky CrMo a CrMoV oceZí sa zúčastňujú na precipitačnom vytvrdení tvorbou karbidov počas tepelného spracovania zvarkov. Zároveň môže dôjsť k vylúčeniu karbidov na hraniciach zŕn. Ostatné zliatinové prvky Mu a Ni môžu ovplyvniť odolnosť voči praskaniu bučí modifikovali im feinetiky precipitácie karbidov alebo ovplyvnením distribúcie zvyškových prvkov £ijZ doterajších poznatkov možno konštatovať, že ocele s obsahom uhlíka a zllatinových prvkov na dolnej hranici ich smerného zloženia majú vyššiu odolnosť voči žíhacej praskavosti £i, 3, £/. Požiadavky na čistotu ocelí z hľadiska žíhacej praskavosti sú zvýšené. Obsah síry a fosforu má byť nižší £~5_J, už aj z dôvodu predchádzania možného vzniku likvačných trhlín £"6, 7J, ktoré môžu slúžiť ako iniciačné miesta pre žíhaciu praskavosť. obsah nečistôt pri reodentýcfc reaktorových materiaZocři je charakterizovaný tabuľkou č. 1 £"Sj. štúdium, vplyvu chemizmu ocelí x$Ch2MPA a tsChiWWA na žíhaciu praskavosť je veľmi aktuálny /~2_7 a v príspevku sú rozobrané niektoré aspekty tohoto problému. Experimenty Na sledovanie zmien odolnosti ocele isChaUFA proti žiha-cej praskavosti a podnávarovej praskavosti vo vzťahu k cha"
- l27 -
»«;..<.«».(!< //i(7cniM bol (xjuf.ttý výbor trinástich rôznych tavieb oďľa tabuľky č. 3. odolnosť bola skúšaná na zariadení Thermorestor. Vzorky boli vyrobené z výrezov reálnych stien tlakových nádob z vonkajšej a vnútornej strany, (obr. č. x). Takýto spôsob odberu vzoriek mal slúžiť na porovnanie případného vyššieho obsahu nečistôt na vnútornej strane s vonkajšou stranou výkovku, pretože nádoby sú vyrábané dierovaním z ingotov. Odolnosť jednotlivých tavieb súboru ocele ischzMFA proti žíhacím a podnávarovým trhlinám bola zisťovaná izotermickou ťahovou skúškou £i3j. Na skúšku boli použité štandardné telieska pre Thermorestor-W s 6 mm vybraním v kritickej oblasti. Telieska boli nacyklované teplotným cyklom s T max " 13°° °c a rýchlosťou ochladzovania Atg/ 5 • 3° s. Po nacyklovaní boli vzorky zaťažované kontrolovanou rýchlosťou deformácie 0,5 mm • min"1 pri teplote 6OO °C. Kritériom skúšky je veľkosť kontrakcie Z: 1. materiál je nenáchylný na ŽT, ak Z 7* 20 %, 2. materiál je náchylný na ŽT, ak 20 %&Z^tO %, 3. materiál je veľmi náchylný na ŽT, ak Z < xO %. Výsledky izotermickéj ťahovej skúšky sú zhrnuté v tabuľke č, 3. číslami 1 a 2 pri kontrakcii Z sú označené miesta odberu vzoriek (pozri obr. 1). Podľa kritérií izotermickej ťahovej skúšky sú tavby náchylné až veľmi náchylné na žihaciu praskavosť. Hodnoty kontrakcie sa pohybujú v rozmedzí 4,96 až 12,4 % pre vnútornú stranu tlakovej nádoby a 7,2 až 14,4 % pre vonkajšiu stranu tlakovej nádoby. Pri (r akt o grafickom rozbore lomových plôch sa na charakteristickom interkryštalickom lome občas vyskytli sulfidy {obr. č. 2). Heterogenity, ktoré by mali evidentný vplyv na praskavosť, neboli zistené. Pri všetkých tavbách bola zistená prítomnosť jemných častíc na povrchu interkryštalického lomu (obr. ä. 3). výskyt častíc nebol rovnomerný. Znergiovodisperznou mikroanalýzou častíc boli namerané prvky Fe, Cr, Mo a v v relatívnom množstve klesajúcom zľava doprava. Množstvo V bolo skoro na úrovni pozadia. Na základe elektrónovej difrakcie boli častice určené ako karbidy typu M C..
- 128 -*
í t I i?l>Můlí
iiiiboru ij tavieB ocele 15CÍ12MFA, z rtľa-
žíhacej praskavosti, bolo overiť prípadnú závislosť žíhacich (podnávarových) trhlín na zmenách chemického zloženia vyššie spomenutej ocele. Pri porovnaní analýz chemického zloženia bolo zistené, že sú veľmi podobné bez veľkých vzájomných odchýliek, či už v legúrach, alebo nečistotách. Menšie rozdiely, ktoré boli zistené pri S (tab. č. 3), je možné vysvetliť miestom odberu vzoriek pre analýzu - z vnútornej strany vyrezaných segmentov. Pri porovnaní zloženia jednotlivých tavieb s predpísaným zložením pre oceľ isCh2MFA bolo zistené, že tavby boli v stanovenom rozmedzí dokonca nečistoty s dostatočnou rezervou. Obsahy karbidotvorných prvkov boli v podstate v hornej polovici stanoveného rozsahu. Pri porovnaní skúšaných tavieb z hľadiska nečistôt s chemickým zložením v súčasnosti požadovaným v zahraničí (tab. č. 1) vyplynulo, že obsah povrchovo-aktívnych prvkov a Co študovaných tavieb je na rovnakej iírovni a niekedy i nižší. Horšie bolo však porovnanie v prípade S a P. Tu boli obsahy až o 1OO % vyššie. Z týchto úvah o chemickom zložení by vyplývalo na jednej strane, žv tavby ocele 15CÍ12MFA majú štandardné chemické zloženie, ktoré navyše z hľadiska obsahu nečistôt podľa stanoveného predpisu, sú na vysokej úrovni. Na druhej strane kladné zrovnanie nedostaneme so zahraničnými požiadavkami pre S a P. Istým problémom bolo chemické zloženie súboru tavieb, pretože nie je práve najvhodnejšie pre posudzovanie vplyvu chemizmu na žíhaciu pxaskavosť. Zvyčajne sa vplyv chemizmu ocele na žíhaciu praskavosť študuje po jednotlivých prvkoch (prípadne ich kombinácii) a obsahy sú dosť predávkované. Preto boli tavby najprv posudzované z hľadiska ich vzájomných rozJielov v priemerných hodnotách kontrakcie Z, nakoľko sú ich odchýlky významné z hľadiska súboru skúšaných tavieb na vnútornej (obr. č. 1 pozícia č. 1) a vonkajšej (obr. č. 2 pozícia č. 2) strane nádoby a ich vzájomné porovnanie. Pre štatistické hodnotenie bolo k dispozícii trinásť tavieb a pre jednu tavbu bol počet opakovaných meraní päť. Najprv sme sa pokúšali ohodnotiť rozdiely stredných hodnôt kontrakcie z jednotlivých tavieb, pričom sme rozlišovali hodnoty Z z pozície č. x a 2
- lag -
(obr. č. x). Hypotéza o rovnosti stredných hodnôt výberových súborov (jednotlivé opakované merania) bola testovaná t-testom £"Q, IOJ. Výsledky vzájomného porovnania všetkých možných dvojíc tavieb z dosiek č. i sú zhrnuté v tabuľke č. 4. Ak hodnota t je väčšia ako kritická hodnota lv danom prípade pri 8 stupňoch voľnosti na hladine významnosti 5 je kritická hodnota 2,3) môže byť hypotéza rovnosti stredných hodnôt zamietnutá. To znamená - potom môžu byť stredné hodnoty Z pokladané za rôzne. Z tabuľky č. 4 je zrejmé, že súbory č. 4, 5, 1O, 14 sa líšia od ostatných súborov. Zvyšné súbory sa navzájom významne nelíšia. Po usporiadaní hodnôt kontrakcie Z podľa veľkosti vidieť, že súbory č. 5, 14 resp. 4, 10 sa vyznačujú extrémnou hodnotou kontrakcie (taL. č. 3). Ostatné rozdiely stredných hodnôt meraní Z nie sú významné. Predpokladali sme, že rovnaká skutočnosť je aj pri celkovom súbore pre vzorky z rezov č. 2. Usporiadanie stredných hodnôt kontrakcie (tabuľka č. 3) ukázalo, že aj v tomto celkovom súbore tavby 5, 14 a 4, 1O majú extrémne hodnoty kontrakcie. Analýzou rozptylu bolo určované, či výbery po vynechaní extrémnych hodnôt kontrakcie môžeme pokladať za výbery z jedného súboru. Podľa hodnoty F - Statistiky - 1,0078 pri stupňoch voľnosti &/30 môžeme prijať, že tieto súbory sú z jedného celkového súboru. Rovnaký výsledok sme dostali ako pre vzorky z pozície č. 1, tak aj z pozície č. 2. v äalšom bola testovaná významnosť rozdielu medzi redukovaným súborom (bez meraní 4, iO a 5, 14} z pozície č. x a 2. Hodnota štatistiky t ° 4,53 je naäkritická, teda redukované súbory môžeme pokladať za navzájom rôzne. Pokúšali sme sa tiež určiť súvislosť medzi niektorými komponentami chemického zloženia a hodnotami kontrakcie. Medzi obsahom síry (tab. č. 3) a kontrakciou z% bola určená korelácia s koeficientom k » O,ógg. Pomocou veličiny T
•
j
. .
MU — 2
kde k - koeficient korelácie, u - stupeň voľnosti, ktorá má studentovo rozdelenie, je možno otestovať významnosť
- l3o -
koeficientu korelácie medzi obsahom s a kontrakciou Z. Podľa tohoto testu je korelácia medzi obsahom síry a kontrakciou Z významná (obr. č. 4). Po celkovom štatistickom rozbore môžeme výsledky zhrnúť nasledovne: Vybraný súbor tavieb ocele 15CÍ12MFA nemá na základe izotermickej ťahovej sfeúšfey, rôzne vlastnosti reprezentované veľkosťou kontrakcie až na štyri uvedené tavby (5, 14, 4, xO). To je možné konštatovať tak pre vnútornú, ako aj vonkajšiu stenu, tlakovej nádoby. Na druhej strane však je evidentný rozdiel súborov z vonkajšej a vnútornej steny tlakovej nádoby. Hodnoty kontrakcie sú významne nižšie pre vzorky z vwňiornej strany. Takýto výsledok je možné pomerne ľahko zdôvodniť technológiou výroby tlakových nádob, ktorá zabezpečuje vyššiu čistotu na vonkajšej stene. Horšie je posúdenie vplyvu chemiz• mu (resp. jednotlivých prvkov) vo vzťahu k izotermickej skúške zvlášť keä sa štatisticky potvrdilo, že z 13 tavieb o nie je rôznych. Napriek tomu bol zistený korelačný vzťah medzi kontrakciou z a obsahom síry (obr. č. 4). ]e evidentné z priebehu závislosti a predpokladaného zníženého obsahu síry (0,0i0 hm % •2 nižšie tab. č. 1), že môžeme dosiahnuť äalšie zvýšenie kontrakcie a tým aj podľa všetkého, zlepšenie odolnosti proti žíhactm trhlinám. Výsledky korelačného vzťahu medzi obsahom síry a kontrakciou Z pre ocele ísChžMFA istým spôsobom potvrdzujú aj doterajšie skúsenosti pri skúšaní odolnosti ocele xsChsNMFA proti žíhacej praskavosti £~6, ix, 12J. Na troch rôznych tavbách boli ytamercné nasledovné hodnoty kontrakcie Z pri 600 °C:
C'lJ /
13.5/
*6
Súčasne podiel sírnikových inklúzií na interkryštalických lomoch skúšobných teliesok bol evidentne najvyšší pri najnižšej kontráicii a veľmi nízky pri najvyššej kontrakcii.
Literatúra
1. Nichols, R.W.: Doc. llVf-lX-665-79. 2. Fedorov, A.V. - Zubčenko, A.S.: Svaročnoje proizvodstvo. No. 9, 1979> 3. Tamaki, K. - Suzuki, ]. - Kojima, M. ; HW-Doc. IX-1112-79. 4. Dooge, A. - Vinckier, A.: HW-Doc. IX-125O-82. 5. Kikiichi, T. - Nakao, ].: The 4. International Symposium of the ]apan Welding Society november 1982, Osaka. 6. Hrivnák, Z. - Magula, V,: Overenie metodiky hodnotenia zvarových spojov vybraných nlzkolegovanych ocelí pre energetiku na vznik žíhacích a podplátových trhlín. Záverečná správa výskumnej úlohy, VÚz Bratislava, november 1978. 7. Magula, V.: Metalografický rozbor zväzového kovu A 234, i. Brnenská strojáreň, december 1979. 8. Dar I as t on, B. /..- Problematika primárneho okruhu jadrových reaktorov, VŮZ Bratislava, september 1983. 9. Qmrman, V.E.: Teória pravdepodobnosti a matematická štatistika (v ruštine), Moskva 1972. xO. Magula, V. - Zajac, ).: Hodnotenie žíhacej praskavosti nizholegovaných oceli izotermickou ťahovou skúškou. II. sympózium RVHP t Použitie matematických metód pri štúdiu zvar i teľnosti, B C R , Sozopol október 1983. 11. Magula, V.: výskum materiálových charakteristík zvariteľnosti ocele i5Ch2MMFA". záverečná správa VÚz, december 1980. 12. Magula, V.: výskum príčin materiálových podmienok eliminácie PNT, záverečná správa v'uz, október 1983. 13. CSN 06
T«burkn 8. i. IW. ladavky na ohemloké zloženie ooale pre tlakovú nádobu reaktora "Sizewell B" (max hm%). Dodatok k Sp*oiflkáoll pr« SA 500 Clasa 3 /«/.
Výkovky
Zvarové kovy
uhlík
0,20
0,15
fosfor
0,008
0,01
síra
0,008
0,01
ra«á
0,09
0,07
vanad
0,01
0,01
hliník
0,045
antimon
0,008
0,008
arzén
0,015
0,015
kobalt
0,02
0,02
vodík
1 ppm
nikal
0,85
0,85
oín
0,01
0,01
křemík
0,3
ohrom
0,15
0,15
Tabulka fi, 2,
Směrné ckeaickg zloženie
c
I5CJ12MFA
si
P
s
Cr
1 [Ni
50
max.
0, 13
0, 30
0, 17
max.
max.
2,
0, 18
0, 00
0, 37
0,025
0.025
3, 00 [0,4°
Mo
CM
V
CO
AS
0. 60
max.
0, 25
max.
max.
80
O.15
0, 35
0,020
0,0 5 0
°-
Tabulka č. 3, Výsledky izotermicfeoj fahovej skúSky a obsah síry pre jednotlivé tavby
Tavba č.
Z %
5
14
8
6
1
4.96
7,1
8,92
8.98 9
2
8,4
9.5
10,7
S hm.%
0,023a
O,Oi88 0,0l8l
9
8,5
'0,019 0,017
7
ló
3
2
12
4
1O
9
10,3
10,3
10,5
1O,7
10,90
13.3
13.4
13,2
11,9
10,ú
11,6
12,3
13,5
li,3
12,9
0,0209
0,0178
0,0i8
0,0162
0,0177
0.019
O.Oiyi
0.0158
Co
j
Tabulka 5. 4. Hodnoty t Statistiky p-re porovnanib všetkycn dvojíc Označenie taritb S6 2
3 4 5
6 7 8
9 10
j—
2
3
4
27
1,664
5
ř
7
6
5^,744' 1,665 | 0 ,378
2,151 ; 5 , 8 6 4 ' 1,441
0 ,087
11,686' /4.7Ó5J2
^5,386;; 6 ^ 8 0 6 ; 1 ,561
8 1 , 761
1 ,761
9
,
10
1 ,451 , 1,308 1 , 2 4 3 ; 1,615
/5 1098' ' 3 ,^657'í 0,94 ,617>
v 4 #;
0 .77
0 ,01
1 ,703
1 ,292
12
1
'rrrfA
0, 446 , 2 , 9 7 9 ; 1,591 ; 0 , 11?
1 ,906
/ / f f 1 /•
Ž« ,056;
5,49 4 t '2 ^462^ 6,06 4
ffl
/ y/
1 ,949
1 ,797 , 1 ,66 1 ,342
12
14 15 16
>,744^ •*
f
f ' f
1 ,456
*
5
l*/A|
1,787
0 .04
0,27
1 ,538 •
0,44 ;3,762/
J J
Á« 64
0,55
1 ,946
0 ,605 /3 y 2 ,319
,2,713
0 . 401
r / sr A
2 ,157
0 ,62
16
15
0 , 128 ' 3 ,012 í 1,64
(• *
1,829
14
/
/
/
•
"
1 ,221 i 1 ,819 i y
f r r r t,/ , sr/r/ řrr-,f rft
0 ,62Č
1 ,64
-ti
- 135 -
POZÍCIA č.2
obr. č. i. Schématické zobrazenie odběru, vzoriek.
Obr. č, a. Sulfidy «a lomovéj ploché po izotermickej ťokovej skúške.
-
136 -
Si;
Obr. č. 3. Karbidy typu M3 Cj extrahované z ho 1onu.
interkryštalické-
0.0230 0.0210 6 0.0190 j. 0.0170 i
' 0.0150 0.0130'
6
8
10
12
KONTRAKCI A Z [ % ] —
Obr. C. 4, Kořelačný vzťah medzi obsahám S a kontrakciou Z pri skúške na žíhacie trhliny.
- 137 -
VÍ ZNÁM TEPELNÝCH PŘÍKONŮ PHOCFISU NAVAŘOVÁNÍ AUSTENHICKÉHO NAVAHU Z POHLEDU ELIMINACE PODNÁVAROVÍCHTÍŽHLIN
Ing.Josef Bečka,Ctíc - Jindřich Regent k . p . 2KODA , závod Energetické s t r o j í r e n s t v í Kout stý,CSc - Josef Sméha, dipl.technik k.p. SKODA , Ústřední výzkumný ústav V předkládané práci byl experimentálně sledován vliv poměru specifického tepelného příkonu procesu navařování druhé a první vrstvy antikorozního austenitického návaru na deformační schopnost tepelně ovlivněné oblasti základního materiálu, podmiňující vznik podnávarových trhlin při tepelném zpracování svěřence z nízkolegované Cr-Mo-V oceli. Získané poznatky naznačují, že optimální poměr tepelných příkonů procesu nav ar ování je v rozmezí 1,2 - 1,8 při aplikaci páskové elektrody (60- 20) am x 0,5 mm pro první vrstvu návaru a pásky 60 x 0,5 mm pro druhou vrstvu návaru. Úvod
Při kumulaci lokálně zhoršené metalurgické jakosti navařovaných vnitřních povrchů prstenců z nízkolegované Cr-Mo-V oceli vykovaných z ingotů o velké hmotnosti a ne právě optimální technologie navařování páskovou elektrodou pod tavidlem, je možný i v podmínkách čtyřprůchodového návaru ( I vrstva - 1 průchod t y pu 25CrAjNi, I I vrstva - 3 průchody typu 19Cr/10Ni/Nb ) vznik podnévarových t r h l i n . Rozbory ukázaly, že podnávarové t r h l i n y mají všechny znaky známé z jednoprůchodových návaru a tím, že trhliny- byly rozměrnější (délka max. 20mm, hloubka max. 6nm) • pásy t r h l i n se nacházely pod místem styku housenek druhého průchodu, o b r . č . 8 . Přitom asi 80% všech zjištěných podnávarových t r h l i n bylo situováno ve vycezeninách s vysokou koncentraci sulfidických vměetků zjišťovaných Baumannovým otiskem po odbrouáení návaru, obr.č.7* Trhliny se současně nacházely v místech, lede vycezeniny byly protínány zbylými pásy hrubozrnné struktury vytvořené p ř i navařování prvního průchodu návaru /l/,/3/« Bylo tak zřejmé, že pro řešení problematiky ve směru o p t i malizace procesu navařování je nezbytná vhodná úprava poměru specifických tepelných příkonů procesu navařování, p ř i r e a l i z a c i
- 138 -
nrvních dvou reap, t ř í průchodů návaru, formujících strukturní ,-kladbu tepelné ovlivněné oblasti nízkolegované Cr-Mo-V oceli, předkládaný referát informuje o d í l č í studii věnované t é t o problematice. .íotodo reáení a získané výsledky Úkol byl řešen realizací experimentálních návarů na zkušební desky o rozměrech 140 ( t i . ) x 500 x 1500 mm z nízkolegované Gr-Mo-V oceli taveb ozn. SI a I I , jejichž chemické složení uvácU t a b . č . l . Austenitické návary byly provedeny pod tavidlem rzn. OF-10 páskovými elektrodami typu 25Cr/ljNi při prvém prúchodu za teploty souběžného náhřevu 200 C a typu 19Cr/iOUi/Wb při druhém průchodu za teploty navařovaného povrchu max 100°C. U tavby ozn. SI byly sledovány t ř i varianty avouprucnoaoVých návarů realizovaných páskou o průřezu 60 x 0,5 mm (označ. „60 + 60")a t ř i varianty uskutečněné v pť»é» průchodu páskou o průřezu 2 O x O , 5 m m a v druhém průchodu páskou 60 x 0,5 mm (označ. „20 + 60"). Ve všech variantách měl druhy průchod konstantní výšku 3,5 mm vytvořenou specifickým tepelným příkonom Qj j = 190 icJ/cnf. Přitom Q = U. I . k / v . š kde v = rychlost navařovaní a á = áířka pásky* Výška prvního průchodu byla proměnná, od 1 mm do 3,5 y I od 5A kJ/cm^ d o 1 9 ° W/°* •P r o zvýraznění problematiky byla navařena též varianta s t ř í průchodovým návarem ozn.,, 60 + 60 i 60" dle obr.č.l a dvouprůchodová varianta páskou 20 x 0,5 mm cznač.,,20 + 20". Významné varianty byly opakovány též na tavbě I I , charakteristické lepšími plastickými vlastnostmi v porovnání s tavbou ďl. Za ukazatel strukturní skladby tepelně ovlivněné oblasti základního materiálu ( dále TOO ) rozčleňující jednotlivé experimentální varianty jsme zvolili poměr specifického tepelného příkonu navařování druhého k prvnímu průchodu % J / Q J (s dostatečnou přesností pro praxi se zároveň rovnající poměru výšek druhého a prvního průchodu návaru V 2^ v l )* ^ ^ studie spočíval V3 zjiátění rozmezí poměrů Q j I ^ I z a J i á ' t u J í c : í h o v souladu s prací /'£./ (při předem optimalizované hodnotě překrytí sousedních housenek zajištujících rovinnost povrchu návaru) překryst a l i z a c i hrubozrnné vysocepřehřáté zóay, vytvořené prv,''rm průchodem, obr.č»2. To zn., ze místo střetu izoterm AQ^ od aoused-
- 139 -
aích housenek druhého průchodu návaru musí být pod hranici hrusozrnné vysocepřehřaté zóny (vzdálenost s na obr.č.2). V současné době neexistuje at andartni technologická zkouška pro určení citlivosti oceli k podnévarovým trhlinám (PNI). Všechny experimentální varianty jsme proto hodnotili jednak zkouškou postupného odbrušování návaru dle / 5 / po tepelném zpracováni popuštěním režimem 665°C-5hod/pec 300°C/vzduch a óúle zkouákou lámavosti s odstraněným návarem (ve stavu po navaření a po tepelném zpracování). Zkušební vzorky byly po tepelném zpracovaní kontrolovány na PNT ultrazvukovou sondou. U zkušebních ploch pro metodu postupného odbrušovéní rozměrů 130 x 150 mm a na povrchu zkušebních tyčí pro zkoušku lámavosti (3 konečným průřezem 75 x 10 mm) byl nejdříve odbroušen návar tésně pod rozhraní se základním materiálem tak, aby na sledované plofie zůstaly místní stopy po austenitickém návaru rozsahu do » 1 n a t a v D * s l vyvolávají nízkou deformační schopnost TOO jak ve stavu po navaření, tak i ve stavu po tepelném zpracování popuštěním. Technologické varianty v rozmezí Q T T / Q T = 2 až 3 způsobují nízkou deformační schopnost ve stavu po navaření. Deformační schopnost TOO sledovaných technologických variant byla déle vyjádřena mírou zhřehnutí stanovením vrubové houževnatosti KCV při -40°, +20° a +150°C ve stavu po navaření a tepelném zpracováni popuštěním* Dále pak mírou zpevnění při zkoušce tahem na tyči průměru 6 mm při 20°C ve stavu po navaření a schopností maximální lokální plastické deformace před poruáením, vyjádřené kontrakcí průřezu při speciální creepové zkoušce za teploty 600°C na hladké tyči průměru 4 am. Všechny zkušební tyěe pro výše uvedené akuSebni metody byly orientovány
- 140 -
'to améru névaru a byly odebírány bez zvláštního přihlédnutí k poloze ve směru šířky housenky. Dno vrubu u zkoušek vrubové houževnatosti bylo situováno 0,2 mm pod rozhraním návar - základní materiál, povrch pracovní části kruhových tyčí pro zkoušku taném a creepovou zkoušku byl taktéž umístěn 0,2 mm pod uvedeným rozhraním. Výcledky zkoušek přináší tab.č. 2. Metodiku creepových zkoušek a vztah struktury a creepových chrakteristik sledovaných variant uvedl černý / 4 / . Z výsledků uvedených v tab.č.2 je zřejmé, že všechny aplitcované metodiky reagují na sledované tavby oceli a použité způsoby navařováni m'^0 + 60" a „60 + 60". V rámci prováděných zkoušek jsou charaleterizovány průměrnými hodnotami jednotlivých ukazutelů ze všech aplikovaných variant Q J J / Q J . Tavba I 1 má vyšší deformační schopnost ve všech sledovaných stavech ve srovnání 3 tavbou S I . Způsob navařováni „20 + 60" vyvolávající menší rozsah poškození TOO při navařováni prvního průchodu má vyšší deformační schopnost v porovnání se způsobem n60 + 60". Neji.itLivějáím ukazatelem se jeví hodnota kontrakce Z , zjišťovaná při creepové zkoušce. Přijmeme-li za rozhodující podmínku pro charakteristiku náchylnosti k PNT požadavky podle / 5 / , t.zn. na kuždých 2^,4 mm délky hodnoceného vzorku nesmí být: a- jakékoli trhlina větší než 0,8 mm a hlubší než 0,25 mm, b- více než tři trhliny hloubky 0,13 - 0,25 mm, pak pro námi použitou ohybovou zkoušku s odbrouŠeným návarem vychiízí pro způsob navařovéní „60 + 60" Ž = min.35% a pro způpob navařováni „20 + 60" Ž = min.60%, viz tab.č«2 a obr.č.3. Relativné velký "rozestup" variant z hlediska poměru Q-^/Qj (obr.č.3) a především odběr zkušebních tyčí bez přihlédnutí k jejich poloze ve směru šířky housenky neumožnily odlišit s dostatečnou přeaností varianty jednotlivých způsobů navařováni. Vhodným hodnotícím kriteriem se ukázala makrotvrdost HV 5 zjiúíované ve vzdálenosti 1 mm od rozhraní návar - zákl.materiál viz obr.č.4. V intervalu QJJ/QJ = 1,2 - 1,8 byl zjištěn poklea tvrdosti HV 5 na JbO - 370 z hodnot 380 - 410, zjistováných při ostatních poměrech Qyj/Qj. Obrázek č.6 znázorňuje vztah mezi technologickou charakteristikou QJJ/QJ a spolehlivě zjistitelnou strukturní charakteriotikou h ^ I I / n A c l I # P ř i aplikaci úzké pásky (20 mm ) v první vr3tvě dochází k menšímu poškození základního materiálu vzhledem k přiblížení se od lineárního k bodovému zdroji tepla.
Podmínky dosažení boau s t ř e t u izoterm A , sousedních houiVinuk druhého průchodu hranice hrubozrnné zóny v TOO vytvořené prvním průchodem znázorňuje obr.č.5. Tohoto požadavku je dosaženo u způsobu navarování „60 + 60" p ř i Q^T/Q^ = 1,5 a při způsobu navarování „^0 -t 60" při ^TT^I ~ l|->« Nově vznikající hrubozrnná strukLura pod středem housenek druhého průchodu má přitom ještě vyhovující rozměry a v l a s t n o s t i . Výsledky zkoušek lámavosti ( o b r . č . j ) , makrotvrdosti (obr. č.4) a makrostruktuiTií charakteristiky (obr.5.5 a 6) umožňují stanovit optimální poměr tepelných příkonů procesu navařování W.JT/^T J V rozmezí 1,2 - 1,8 při aplikaci způsobu navařování „60 •»• 60" a .,^0 + 60". Mikrostrukturní rozbor ukázal, že těsně pod rozhraním návar - základní muteiiál existují v celém rozsahu hodnot poměru příkonů CÍJT/^T různé obměny martenziticko bainitické struktury acikulérního siohu. Pri nízkých aoúnotách poměru příkonů a v pásmu optimálních vlastnosti byla pozorována převážně homogenní martenziticko buinitická struktura jemné jehlicovité morfol>gie, na rozdíl od :nai'ťinziticko bainitické struktury s menší homogenitou, s hrubšími jehlicemi oi výraznými svazky jehlic v oblasti vyšší iiodnoty poměru příkonů. Zde se V3 struktuře objevují i zjevné znťxmky neúplné reaustonitiz&ce, p ř í p . zrna volného f e r i t u bezprostředně pod ostrou hranicí návar-základ. VoJikost •austenitickóho zrna, pokud i ze vůbec stanovit boz pomoci metod k vyvolání hranic zrn, je v pásmu optimálních vlastností zhruba srovriutol.ná s velikostí zrna vlevo i vpravo od pťtťjim a pohybuje se v rozmezí stupně 4-5 dle ČSN^ /3/« Závěr V rámci expuriraontání studie uskutečněné na zkušebních deskách z nízko iegované Cr-Mo-V oceli byl sledován vliv strukturní akJaUby tepulnú ovlivněné oblasti charakterizované poměrem tepi'liii;ho příkonu procesu navařování druhého a prvního průchodu návaru na ju.jí deformační schopnost z hiodiska výskytu podnávarov.ých trhlin. Deformační schopnost této zóny byla vyjádřena výsledky akouňck postupného odbrušování návaru, zkoušky lámavouti ti odstraněným návarem, stanovoním zpevnění a zkřehnutí t<'to zóny, schopností k 1 >kální plastické deformaci před poruúc;ním vzorku při krátkodobé creepové zkoušce a výsledky makrookopic);ého a mikroskopického rozboru.
Zíjkané výsledky umožňují vyslovit následující poznatky:
hlavní
1/ ťoúmínkou pro dosažení optimálního strukturního stavu tepelně ovlivněné oblasti z hlediska j e j í deformační schopnost i pří aplikaci způsobu navařování páskou áířky 20 - 60 mm je volba poměru specifických tepelných příkonů při realizaci druhého u prvního průchodu Q I J / % v rozmezí 1,2 - 1,8. 1/ Z hlediska získaných výsledků se j o . í jako vhodná hodnotící k r i t e r i a reálných podnávarových oblastí zkouška lámavoot i s odotraněným névarem, krátkodobá creepová zkouška na tyčích odebraných z charakteristických zón, průběh makrotvrdoati v těchto zónách stanovených makroskopicky a strukturní rozbor hrubozrnnó zóny p ř i l é h a j í c í k návaru. j / okutečnost, že na površích zkušebních desek s vyhovuj í c í metalurgickou kvalitou nebyl v žádném případě (ani při použití skladby navaru dle o b r . č . l , vedoucí na prstencích ke vzniku porušení) zjištěn vznik podnávarových t r h l i n , potvrzuje názor, že nutnou podmínkou jejich vzniku je zhoršené netalurgick/S jukost navarovaného povrchu.
Literatura t\/
BKČKA,J.-ZLATNÍK,I.: Podnávarové trhliny a opatření k zabríínéní jejich vzniku při výrobě tlakových nádob jaderných rouktorů. Sborník oKODA, Vědeckovýzkumné a osvojovací práce pro J£ s lehkovodními reaktory. Karl.Vary 12/1981.
'.:/
bhflKAjJ.-PiíTříÍK,]?.: Vliv navarování na rozměry antikorozního návaru a ovlivněné oblasti reaktorové oceli z pohledu eliminace podnávarových t r h l i n . Sborník oKODA, Svařováni v energetickém s t r o j í r e n s t v í . Srní 10/1983.
/J/
K0UT3K.Í,E.-SMÁHA,J.: Výzkumné zprávy ÚVZÚ k.p.ŠKOLA Plzeň. 1981 - 1983.
/4/
ČJáuNÍ,V.-KLIMEá,J.-MUŽÍKOVA,£.: Struktura a creepové charakteristiky reálných podnávarových oblastí ve vztahu ke vzniku žíhacích t r h l i n . Sborník ŽKODA, Mariánské Lázně, 4/1984.
/';/
U.:;. Atomic energy commision : Regulatory Guide 1.4 3, May 1973.
Tab. č.l
Czn. tavby S 1 I X
Tavbové chemické složeni 7 hmotnostních £
Un
Si
P
s
Gr
Ni
As
Cu
Uo
o, 16
0 , 50
0,37
0 ,018
0 ,014
2,87
0,07
0,008
0,09
0,71
0 , 16
o, 26
c
0,34
0 ,014
0 ,012
2,79
V
I
0,66
0,17
o, 35 o, 28
Co
C,009 (
Tab. č.2 Výsledky mechanických zkoušek
Místo Technolozkouš- gická vaky rianta
P /UPa/
Stav po navaření Z A /MPa/ / * / /%/ -40°C
Tik
tavba S 1
537,5
659
17,9
67,6
TP40 * -20°C
Tp4Q * -30°C
75,7
ZM
tavba I 1
464
639
17,5
68,4
T?4Q * -40°C
Tp 4 0 « -40°C
81,2
TOO
S 1 "60+60" 831,3
1158,6
11,5
45,9
45,8
too
I 1 "60+60" 757
1130
14,1
59,9
59,2
TOO
S 1 "20+60" 756,6
1057,8
12,1
50,4
TOO
I 1 "20+60" 769
1014,5
15,0
59,2
R
| Stav po tep.zprac. KCV /Jem"*/ +-20°C +150°C -40°C +20°C •ÍSO^
Ž /%/
creep 600°C
131,8
48,5
128,6
155,5
15,4
107
157,7
66,5
131
197,5
35,0
46,5
120,7
140
43
130,1
166,5
29,1
56
143
198
57,7
197
194,2
59,9
94,5
- 144 -
nepřekrystali váná hrubozrnná
ěířka housenky iruhého průchodu
zóny náchylné, na trhliny
Obr.č.l
Principiální schema vzniku podnávarovych trhlin v uvouvrstvém, celkem tříprůchodovém antikorozním návaru.
Obr.č.^
Principiální schema vyloučení vzniku podnávarovych trhlin v dvouvrstvém antikorozním návaru.
překrytí housenek přesazení průchodu / návar úzkou páskou pod tavidlem
- 145 -
Zírané výsledky (číslo udává úhel ohybu) drobné ^ l i n
I—j t r h l i n y >10mw
V O C O O ( M - > * V O C O O •T
•"•>
1
V y zJcouéek lámavoati TOO. J?N - stav po navaření, TZ - po teýel.zprac.svuřence Obi'• č.4
Závislost t v r d o s t i na hodnotě poměru příkonů.
t
•410
J90
ti J70 o
•d IH
N\
j
r
yd 1
-N
^
10
O
TJ
^
"?
4
- • — •
3
H
^
.
—
'
—
-
——-
*
^—•
^—•-
—
——"
L—•
b=< ^—•
. —
-
^-Bi
o
^ 00
O
Q
M
H
r-T
•*
O
H
H
O
O
-M
I
M
AI
H
J
'M
-
V
O
C
-'\l
M
O
O
I
vo
M
"1
új
^
Vztah mezi poměrem příkonů a střetem izoterm A c l X J (vzdálenost a ) , áíře hrubozrnných zón TOO vyvolaných prvním průchodem je ozn» h h l a druř^ýn1 průchodem h n H .
Obr.č.5
y
2,0 1,8 A
J
I
1,61
^*
A.-, I
...
1,0
o,a O O
t—
,—' O
O r
iM -
Obr.ó.6
I
H
-* H
V
O
r
H
0 H
0 f
\
O
AI
l
AI
00
O
A)
-^"
co
Vztah mezi poměrem příkonů a poměrem maximálních vzdáleností izoterm A c i druhého a prvního průchodu návaru.
- 147 -
v- •
6.
POT \ Obr.č.7
0br»č.8
Výskyt podnávarové trhliny v pásmu vycezenin s vysokou koncentraci sulfidických vměstků. Baumannův otisk.
Shluk podnávarových t r h l i n v pruhu hrubozrnné nepřekrystalizované struktury (viz o b r . č . l ) . Povrch po elmag. práškové polevací zkoušce.
- 148 -
STRUKTURA A CREEPOVÉ CHARAKTERISTIKY REÁLNÍCH FODNÁVAROVÍCH Vtí VZTAHU KE VZNIKU ŽÍEaCÍCH TRHLIN Ing. Vladimír Černý, CSc. - Jaroslav Klimeš - Eva Mužíkova k.p. 5KODA Plzeň, závod Energetické strojírenství V referátu jaou diskutovány příčiny vzniku žíhacích podnávarových trhlin a zhodnocena možnost použití modifikované Teepové zkoušky jako jedné z metod ověření citlivosti oceli ke vzniku žíhacích trhlin při dané variantě navařování. Výslodky zíokané ne oceli 15Ch2MFA svědčí o tom, že technologie nav»iřování by měla být vedena tak, aby hrubozrnné přehřáté části tepelní ovlivněné oblasti po navaření 1. vrstvy housenek uyly 2, vrstvou účinně zjemněny - nejlépe ohřevem do intervalu teplot A C 1 až A^j.
Nebezpečí vzniku trhlin v tepelně ovlivněných oblastech (TOO) při žíhání na odstranění pnutí rozměrných svařovaných či navalovaných dílů představuje vážný problém, se kterým se v Ioslední dobo setkali prakticky všichni výrobci tlakových nádob jaderných reaktorů. Příčinou vzniku těchto trhlin je podle obecní přijímaného názoru / I / anomálně nízká lokální creepová tfižnont v kritickém místě TOO, která neumožňuje absorbovat plastickou deformaci spojenou s relaxací zbytkových napětí (vyvolaných svařováním) bez vzniku mezikrystalových kavit 6i t.rhlin. Obecně vzato předpokládá vznik žíhacích trhlin splnění tří podmínek : vznik citlivé struktury v TOO, existenci vysokých zbytkových napětí a vytvoření podmínek pro jejich relaxaci. Již před deseti lety bylo zjištěno, že uvedený mechanizmus je zřejmě nejčastější příčinou vzniku intergranulárních trhlin pod austenitickými návary na vnitřním povrchu TK / 2 / . foda podrobných experimentálních studií pak ukázala, že jejich vzniku lze zabránit volbou vhodné technologie navařovaní, t*. technologie, která při maximální produkci ještě nevyvolává nebezpečné metalurgické poškození v TOO ns.ařnv«má ocali. V této
- 149 -
souvislosti se ukázalo, že některé oceli jsou ke vzniku žlhacích podnévarových trhlin silně náchylné (typickým příkladem je americká ocel A 508, tř.2) a byly odvozeny známé empirické vztahy /J,4/ k vyjádření náchylnosti oceli v závislosti na jejím chemickém složení. Použitelnost těchto vztahů k posouzení náchylnosti oceli 15Ch2MFA je váak sporná, nebol koncentrace chrómu a vanadu je v této oceli výrazně vyááí než v ocelích, pro které byly odvozeny. Bále se ukázalo, že významný vliv má zTejmč i způsob desoxidace oceli /5,S/, nebol ovlivňuje její sklon k růstu austenitického zrna v přehřátých částech TOO. Zpravidla se uvádí /l,2/, že trhliny vznikají během ohřevu na žíhací teplotu v hrubozrnných částech TOO v intervalu teplot 550 až 650 °C. Na základě analýzy lomových ploch byly doaud předloženy tři zásadně odlišné představy o příčinách "oslabení" hranic zrn, a to : (a) důsledkem precipitace nekoherentních částic na hranicích /7-9/; (b) segregací povrchově aktivních nečistot na hranicích /10-12/ a (c) existencí zón ochuzených o precipitující částice karbidů v bezprostřední blízkosti hranic zrn /13,14/. V prvém případě dochází ke kavitačnímu poSkození .hranic zrn apíáe při vyšších teplotách, přičemž k nukleaci kavit může docházet na částicích karbidů /!/ nebo na částicích MnS /8,9/. Případ nukleace kavit na částicích MnS je zvlášté zajímavý. Sirníkové vmčstky situované na hranicích zrn mohou být příčinou vzniku tzv. likvační trhliny již v průběhu samotného procesu navařování /15/, dojde-li za existence tahových napětí při vysokých teplotách k jejich preferentnímu natavení. Middleton / 8 / a Cane a Middleton / 9 / váak přesvědčivě ukázali, že při teplotách z 1300 °G se může část sirníků rozpouštět a aíra přecházet do tuhého roztoku, odkud pak (při vrodných podmínkách) se může opětovně vylučovat ve formě jemných sférických částic na hranicích zrn. A právě tyto částice jsou podle uvedených autorů příčinou kavitačního poákozsui hranic zrn při relaxaci zbytkových napětí. Při uplatnění mechanismu kavitačního poškození hranic zrn lze tedy očekávat, že podnávarové trhliny budou mít členitý (jamkový) povrchový reliéf svědčící o nukleaci a kofileaenci kavit.
- 15O -
Naproti tomu představy založené na snížení kohezní pevnosti hranic zrn v důsledku segregace atomů nečistot i představy vycházející z existence "měkkých" precipitáty ochuzených zón v tfisném okolí hranic zrn lépe vysvětlují existenci téměř zcela hladkých fi set mezikrystalových trhlin, které byly rovněž pozorovány,, Na iákladš experimentálních výsledků hýly vysloveny názcry o zkřehnutí hranic zrn vlivem segregace nečistot (P,S,N,Sn, °/D,CU) přifcvtfáenýchteplotách Gspravidla 350 až 550 °C) /10,lV i názor o analogickém vlivu segregace bóru v austenitu při teplotách ;> 1150 °C /12/. Je však také prokázáno, že prvky úfiinná zpevňující interiéry zrn precipitací jemných karbidů silně zvyšují náchylnost oceli ke vzniku Žíhaeích trhlin. Je tomu tak i v případě molybdenu a vanadu /16,17/, o nichž je známo, 2e ne&a%Lvn± vliv segregací nečistot účinně eliminují. Během pomalého ohřevu bainiticko-martenzitidcé struktury dochází k precipitaci karbidů nejprve na nekoherentních hranicích zrn a v důsledku toho se odčerpává uhlík z bezprostředního okolí hraniue a částice speciálních karbidů pak v těchto zónách neprecipitují. Výsledkem jsou relativně měkké denudované feritické zóny podél hranic zrn, kde se plastická deformace při relaxaci napětí akuiruluje, a to tím více čím jsou užší* Tento proces může vést až ke vzniku paeudo-interkrystalických trhlin,tj. trhlin situovaných v tňchto zónách a nikoli přesně na hranicích zrn /13/. Reálnost této myšlenky v případě Cr-Mo-V oceli nedávno plně Edwards et al. /14/. Z uvedeného je zřejmé, že Je velmi obtížné realizovat takovou zkoušku, která by vhodně simulovala všechny možné aspekty vzniku žíhacích trhlin, a to jak co do cyklu tepelného ovlivněni, tak co do procesu relaxace napětí. Situaci navíc komplikuje to skutečnost, že ve snaze zabránit vzniku těchto trhlin se často používá několikavrstvých riávarů prováděných se záměrem, aby hrubozrnnou, silně přehřátou část TOO základního materiálu následující vrstva housenek vhodně překrystalizovala. Proto bylo rozhodnuto provést komplexní zkoušky .náchylnosti oceli 15Ch2MPA o využitím reálných dvouvratvých návajrů, přijednou z realizovaných zkoušek byla modifikovaná zkouška
creepcvá. Cílem tohoto příspěvku je ukázat, do jaké míry je tato zkouška vhodná k posouzení citlivosti dané tavby oceli a technologie navařování a jakých struktur je třeba v TOO dosáhnout, chceme-li nebezpečí vzniku žíhacích trhlin minimalizovat.
2i_Jixp_erimentélní_metodika Zkušební austenitické návary byly realizovány na dvou tavbách oceli 15Ch2MFA, označených SI a II, jejichž chemické složení a základní mechanické hodnoty byly uvedeny v předeSlém referátu /18/. Tamtéž byla popsána i použitá technologie navařování desek tlouá^tky 140 mm páekou o šířce 20 nebo 60 mm či jejich kombinací. Névary nebyly dále tepelně zpracovány. Vzorky pro creepové zkoušky (o průměru pracovní části 4 mm a měřené délce JO mm) byly odebrány paralelně se směrem nuvavování housenek, obr. 1, a lokalizovány do TOO základního materiálu tak, aby jejich vzdálenost od návaru byla co nejnižší (x = 0,5 až 1 mu - viz obr. 1 ) . Creepové zkoušky byly provedeny při teplotě 600 °C při konatantním zatížení a bez ochranné atmosféry. Ve snaze co nejlépe imitovat strukturní změny probíhající při reálném žíhání n« odstranění pnutí, byly vzorky po založení do creepových strojů ohřívány z teploty 200 na 600 °C průměrnou rychlostí 50 °C/h (tj. po dobu 0 h) a bezprostředně po dosažení zkušební teploty zatíženy. Počáteční napětí bylo voleno tak, aby časy do lomu nepřevyšovaly 100 h. Během každé zkoušky byla kontinuálně registrována creepová křivka s využitím citlivých induktivních snímačů. Analogické creepové zkoušky byly provedeny též na obou základních materiálech, SI, II, svařováním tepelně neovlivněných. Části přetržených vzorků vybraných ke strukturnímu studiu byly podélně rozříznuty elektrojiskrovou řezačkou v rovině kolmé nu původní povrch navařované desky. Metalografické výbrusy byly připraveny zalisováním do umělé hmoty, mechanickým brou-
uením a leštěním na diamantových pastách s konečnou zrnitostí 1 pm.
Zásadní otázkou při posuzování dosažených výsledků je, zda náchylnost ke vzniku podnávarových trhlin lépe vyjadřují veličiny pevnostní nebo plastické. Mezi prvé lze počítat především napčtí odpovídající zvoleným časům do lomu t r či zvoleným minimálním rychlostem creepu £m(rychlostem creepu v sekundárním stadiu). Plastické vlastnosti vyjadřuje pak poměrné prodloužení do lomu (creepová tažnost) nebo kontrakce vzorku v místě přetržení Z. Zlákané výsledky zcela jednoznačně ukazují, že vyšší pevnostní charakteristiky vykazuji vždy vzorky odebrané z TOO, než vzorky odebrané z neovlivněného základního materiálu* Tuto skutečnost ilustruje obr. 2, na němž jsou porovnány napětové závislosti t r zjištěné na oceli II. Je vidět, že počáteční napčtí odpovídající zvolenému času do lomu, řekněme t = 2 h, je u tepelní neovlivněného materiálu (II - ZM) výrazně nižší než v tepelně ovlivněných oblastech při variantách navařování "60 + 60" (II - B ) , "20 + 60" (II - E) i "20 + 20" (II - F ) . Kvalitativně zcela shodné výsledky byly získány i aa oceli SI a rovněž v případech, kdy kritériem byla zvolená minimální rychlost creepu. Z toho je zřejmé, že použiti pevnostních creepových charakteristik jako kritérii náchylnosti studované oceli ke vzniku žíhacích trhlin není vhodné. Již s ohledem na obecný mechanizmus vzniku těchto trhlin (překročení lokální creepové tažnosti) se zdá být mnohem vhodnější použít jako kritéria plastické chaiakteristiky, která vyjadřuje schopnost plastického přetvořeni materiálu v kritické části TOO, tj. v bezprostředním okolí lomu vzorku. Takovým kritériem je tedy spíše kontrakce Z. Oba neovlivněné základní materiály se vyznačovaly vysokými e nepříliš rozdílnými hodnotami Z. Tavba II vykazovala střední
- 153 -
hodnotu Z <*Q1%, tavba til hodnotu Z ^76íi>. Naproti tomu střední hodnoty kontrakcí zjištěné na vzorcích odebraných z TOO jednotlivých variant navařování byly značně rozdílné a pohybovaly se v mezích U až 53^ (tavba SI), re3p. 27 až 75% (ocel II). Již z tohoto 3rovnání je vidět, že kontrakce 2, resp.střední hodnota Z (zjištěná ve zvoleném intervalu Časů do lomu či počátečních napětí) je vhodným a dostatečně citlivým kritériem hodnocení náchylnosti ke vzniku žíhacích trhlin u jednotlivých taveb i technologických variant navařování, jak vyplývá též z předchozího referátu /18/. Potvrzuje to rovněž obr. 3, ukazující ti-i příklady napštových závislostí časů do lomu s vyznaCenými hodnotami kontrakcí Z (čísla u experimentálních bodů) u vzorků odebraných z TOO tří technologických variant navařovéní. U variant II - A a 31 - K byly navařeny obě vrstvy páskou šířky 60 mm u varianty SI - A pak obě vrstvy páskou Šířky 20 mm. Je zř-ejmé, že ve zvolených s eml logaritmických souřadnicích a studovaném intervalu počátečních aplikovaných napětí lze závisloati dobře aproximovat přímkami a dále, že s klesajícím napětím ae kontrakce jednotlivých vzorků zřetelně zvyáují. To lze vysvětlit nejspíše tím, že při delších časech do lomu již dochází k přestárnutí. Je však také vidět, že u některých vzorků došlo k lomům při výrazně kratších časech t , avšak vždy ve spojení a výrazně vyššími hodnotami kontrakcí než vykazovaly vzorky a t odpovídajícím proloženým závislostem. Opakované zkoušky pak zpravidltt ukázaly, že jde o případ výjimečiý, k jehož vysvětlení by]o použito metalografického studia struktury (studované dvojice vzorků s výrazně odlišnými hodnotami t a Z jsou na obr. 3 vyznačeny šipkami). Ukázalo se, že výjimečně vysoké hodnoty kontrakcí nelze vyavčtlit nepřesným odběrem vzorků (z větší vzdálenosti od návaru), ale výhradně strukturou. Tak např. u dvojice vzorků II - A4 { <5O - 500 HPa; t r = 2,7 h; Z = 72,2 %) a II - A6 ( <=&= 500 MPa; t r - 11,J h; Z = 19,0 %) činila vzdálenost x (viz obr. 1) 0,8, resp. 0,5 mm. Oba vzorky se však výrazně lišily 3tupňem plastické deformace v blízkosti lomové plochy a převládající strukurou. U vzorku II - A4 došlo k silnému plastickému přetvoření a v důs-
- 154 -
ledku toho k nuklesci dutin na částicích vměstků MnS, obr. 4(?0, a následným transgranulárním lomem. Tento vzorek byl odebrán z oblasti, kde struktura již těsně pod návarem byla jcmnozrnné v důsledku ohřevu do intervalu A C 1 - A Q , od druhé /rstvy housenek, obr. 4(b). Teplota A ^ od tepelného ovlivaění touto vr3tvou byla ve vzdálenosti zhruba 2 mm od návaru, obr. 4(c), a ve větších vzdálenostech převládala podobná struktura vzniklá tepelným ovlivněním při navařování prvií vrstvy. Struktura vzorku II - A6 byla však tvořena převážné hrubříím bainitem, vzniklým dvojnásobným ohřevem nad AQ-,, obr. 4(d). Tato struktura je zřetelně citlivější ke vzniku mezikryatělových trhlin již po relativně malých deformacích. /. porovnání struktur na obr. 4(a,c,d) je zřejmé, že ohřev pocobné bsinitické struktury relativně nízko nad A Q 1 již k eliminaci mezikrystalových trhlin postačuje. Zcela analogické výsledky jsme získali i v případě dvoJico vzorků 31 - H8 (t r = 9,5 h, Z = 13,6 % ) a SI - H4 (t r - 1,'j h, Z = 44,8 %) exponovaných počátečním napětím 500 M P R . Samotné zjemnSní austenitického zrna vzniku mezikrystalových trhlin nezabrání, je-li výsledným produktem vyšší podíl martanzitu, jak ukazuje obr. 5(a) - vzorek SI - H8. Naproti tomu i původně hrubší austenitické zrno dává v případě bainitických atruktur částečně transformovaných ohřevem nad A Q , (od druhé vrstvy návaru) záruku, že ke vzniku mezikrystalových trhlin nadojde ani po značně vyšší creepové deformaci, obr. 5(b) - vzorek lil - H4. Jnížením áíf-ky pásky a tepelného příkonu lze v podnávarové oblasti dosáhnout příznivější bainitické struktury, ktem vodě ke omíSeným lomům již po relativně vysoké creepové dHformHci. Tento případ byl typický pro vzorek Si -A6 (va-i-mta 20 + 20, <50 = 450 MPa, t r = 6,1 h, 2 = 39,4 %) - obr. >(c). tinímek ukazuje strukturu v blízkosti lomové plochy v místě TOO původně vzdáleném asi 1 až 1,5 mm od návaru. Mezilcrystfllové trhliny zde sice vznikly, avSak s výjimkou jeňiné z uich (spojené s povrchem vzorku) se přea styky tří zrn ftířlly obtížně, takže docházelo již i k nukleaci dutin na cóuticích vmistkú (označeno šipkami). Za Příznivých okolností
- 155 -
může pod překrytím housenek druhé vrstvy dojít postupným ohřevem mezi A„. až A„-. ke vzniku velmi jemnozrnné 3truktury (ferit - bainit), která vykazuje kontrakci zcela srovnatelnou s neovlivněným základním materiálem, obr. 5(d) - vzorek SI _ A4 (t r = 0,3 h, Z = 75,1 % ) . Získané výsledky ukazují, že struktura TOO ve vzdálenosti do 3 mm od návaru (tj. v oblastech, kde lze nejpravděpodobněji očekávat možný vznik podnávarových žíhacích trhlin), jakož i schopnost této oblasti absorbovat creepovou plastickou deformaci při teplotě 600 °C bez nebezpečí vzniku mezikryutalových trhlin, závisí především na parametrech navařovúní druhé au3tenitické vrstvy. Převládající martenzitická struktura vzniklá ohřevem nad A„, (tj. nad ~ 9 3 0 °C), byt dostatečně jemnozrnná, je z hlediska náchylnosti ke vzniku podnávarových trhlin nežádoucí (viz obr. 5(a)). Proto b.y neměla být teplota předehřevu při ntivarování druhé vrstvy snižována. Duplexní struktura feriticko-bainitická, vzniklá ohřevem mezi A^, až A-n?> 3 e vyznačuje vysokou schopností absorbovat creepovou plastickou deformaci bez vzniku mezikrystalovych trhlin. Vysvětlení lze hlodat v tom, že v bainitu se ohřevem nad A.,, (tj. nad ~ 790 °C) výrazné anlžuje hustota dislokací, případně dochází i k rekrystalizaci - viz obr. 6(a). Současně vznikají nové nekoherentní hranice (při nukleeei austenitu) a tak se porušuje kontinuita hladkých faset bývalých austenitickych zrn vzniklých v přehřátých částech TOO po navaření první vr-Jtvy. Ootrňvky bainitu či látkového martenzitu tvořící se při zpětné transformaci austenitu jsou velmi jemnozrnné a vutáinou oddělené měkkou feritickou matricí - viz obr. 6(b). Proto nejsou z hlediska možného vzniku žíhacích trhlin nebezpečné.
/ 1/
JJHOOGE, A. - DOLBY, R.J3. - SEBILLE, J. - STJSINMETZ, R. - VINCKIJSR, A.G,: Int. J. Pressure Vessel & Piping, 6 (1978)s J29
/ 2/ / 3/ / 4/ / 5/
/ 6/ /
7/
/ 0/ / 9/ /10/
/xt/ /1J/ /14/ /I 1 ;/ /1C/
/17/ /18/
VINCKIER, A.G. - PENSE, A.W.: WHC Bull. No. 197, August 1974 NAKAMUHA, H. - NAIKI, T. - OKABAYASHI, H.: I. Inter. Conf. on Fracture, Vol. 2. Sendai, Japan, 1965, s. 863 ITO, Y. - NAKAHASHI, M.: Iltf Doc. X-668-72. HARRIES, P. - JONES, K.Ľ.: "The Effect of Composition and Deoxidation Practice on Reheat Cracking Tendencies of 0,5 Cr - 0,5 Mo - 0,25 V Steel", CEGB Conf. Marchwood - Southampton, Sept. 1972. Paper No. 12 DATTE, A.D. - BREAR, J.M. - HOLDSWORTH, S.R. - MYERS.J. - REYNOLDS, P.J3.: Phil. Trans. Roy, Soc. Lond., A 29? (1980), 253. LILJESTRAND, L.G. - AUCOUTURIER, M. - ÔSTBERG, G. - LBJDHAGEN. P,: J. Nucl. Mater., 75 (1978), 52 MIDDLETON, C.J.: Metal Sci., 15 (1981), 154 CANE, B.J. - MIDDLETON, C.J.:~Metal Sci. 15 (1981),295 McMAHON, C.J. - DOBBS, R.J. - GENTNER, Ď.H7: Mater. Sci. Engn., 37 (1979), 179 HIPPSLEYT C.A. - KNOTT, J.F. - EDWARDS, B.C.: Acta Metali., JO (1982), 641 aurnBiwww, R.: Metals Forum, 3 (1980), 175 HOUNBOGEN, Í-. - KREYE, H.: fiTEe mechanism of pseudo-intercrystaliine brittleness of precipitation-hardenod alloys and tempered steels", nepublikovaná práce EDWARDS. R.H. - BARBARO, F.J. - G U M , K.W.: Metals Forum, 5 11982), 119 AYIffiST l'.S. - BARNES, I. - EMMANUEL, G.N. - HOOSIC,J.F. : Hep. BAW-10013-A. Babcock & Wilcox, Oct. 1972 KUSSMAUL, K. - HERTZ, K. - PHAM, H.M. - DIETRICH, W. - KUPPLĽR, D.: "Strength of metals and alloys" (Ed. P T HAASEN et al.), Pergamon Press, Oxford and New York, 1979, s. 1455 FEDOROV, A.V. - ZUBČENKO, A.S.: Svaroč. Proizv., No 9
(1279), 25
UiiCKA, J. - REGENT, J. - KOUTSKY, E. - SMÁHA, J.: "Význam tepelných příkonů procesu navařování austenitického návaru z pohledu eliminace podnávarových trhlin", tento sborník.
-
157 -
SMĚR NAVAROVANÍ -'
.'-_'; : "-"'l *"'-"-" \ -AÚSTENIT. NAVAŘ* 4
. —
= J
JOO
ZÁKL MATERIÁL
Obr. 1
Schema odběru zkušebního vzorku
10'
w' 10"
.?. 10
L
200
300
400
500
POČÁTEČNÍ NAPĚTI O O (MPal
Obr. 2 Porovnání napěíových závislostí t neovlivněného základního materiálu (Il-ZM) a tepelně ovlivněných oblastí Il-B (varianta 60+60), Il-£ (varianta 20+60) a Il-F (varianta 20+20)
- 158 -
Varia-ita (60 + 60)
300
400
600
500
POČÁTEČNÍ NAPĚTÍ 0 O [ M P Q ]
Varianta (60 + 60)
300
400
500
POČÁTEČNÍ NAPĚTÍ O o [MPaJ
10'
1
•
1
10'
'
A6 "O
i
i »"
1
T
S1-A 600 *C
^SOO^^U .
Varianta
....
(20 + 20)
o Q
I/)
10' 10
O63.fi i
.
300
, i
400 POČÁTEČNÍ
AA i
. I 500
NAPĚTÍ O o [MPa]
1 600
- 159 -
(d)
vv~Obr. 4 Porovnáni struktur a charakteru trhlin vzorků 11-A4 (a,b,c) B I1-A6 (d) vyznačujících se výrazně odliimými hodnotami kontrakce po creepové zkoušce při 500 MPs (pot3robněji viz text).
- 160 -
Obr. 5 Citlivo3t ke vzniku mezikrystalových trhlin a douažcné hodnoty kontrakcí výrazně závisí na struktuře l>odnóvarové oblasti v místě odběru vzorku (blíže v textu), (a) 51-Ha, (b) S1-H4 - varianta navařování 60 + 60 (c) .J1-A6, (d) S1-A4 - varianta navařování 20 + 20
? .'• I -
Obr, S otruktura vzniklá ohřevem hrubozrnnéno bainitu nud teplotu A^,, (tenká fólie): (a) rekry3telizované zrnko (viz šipka) ve feritické matricí původního bainitu (b) ostrůvky látkového martenzitu a biinitu vzniklé zpětnou transformací malých oblasti uustenitu
-
102 -
t:0Vi' rOlINATKY Z VÝVdE VYSOKOLEGOVAHÍCH OCELÍ A SLITIN PRO LfciiiKOVOjJJ/f MSAKTORY TYPU WER 440 A 1000 * I;i£> Ivo Petrwan, Ciic. PoJJi-JúliIP Klfidno
Jltunco ve výrobu vynokole^ovaiiých o c e l í a s l i t i n pro lehl.ovouní i-IÍrud;or;/. P ř í k l a d y technologických Zc'isahu pi-o 7.1vni)0iix iakor.tl. jiloubkovd degoxidnce kr.lcieii: o c e l i 0S(Jii1L!l.r1Ui'
}'"'• > . 5
rvi-o zli.'i'ř5eiLt ) ' d k r o o i s t o t y . Pouiíití elektrofítnickového p ř e t e v o -
;: j.
| ,
.; vra i t u .
* V,,':;::u' mop p r á c i p r o v á u M i : v .-.•3ti 1 lni* Joaef Koaán a Iri£j. tfrantiiíoi: Kunci '• ;tí;/i£'.r>, í l C i , K. Tykal, J . K r e t o c h v í l o v d , prom, chem, n j.n,:« Z. o t o r e k , v;".ichni z WiíŽ Dobrá, pobočka K a r l š t e j n .
„ j i. '• •' ^ij? ''V-/ \f
JÍ
i-
i
- ló3 -
Vývoj ocelí a s l i t i n pro komponenty jaderných elektráren typu VVER 440 b - i v Poldi-JOMP ukončen v první etapě v r . 1&o0 /1/» Od %í doby uspokojujeme vríechny požadavky výrobců komponent na 20 uruhů většinou vysokoleeovaných materiálů v jaderJIC'KI provedení. V největším iuno:;ství a v nejrůznějších jakostních variantách se odebírá ocel 08Ch18lí10T v tyčích pro konstruk<.:si.í i:á:.;'cl, v polotovarech pro výrobu parogenerátorových a reaktorov,/r:ii trub v. v zápustkových výkovcích pro nrmatrury. Vzrůsti irw;ú spotřeba ssučleciititelné koxo'J.1 vzdorné oceli 14Ch17U2 pro it;.:;:.-.'dj!inó konctrukcjií prvlcy a c l i t i n y ChJS35 Ví-VD pro spojovací nrv::y. Jtoupc.jí po:Iacinvky nn v.yriokolGgované svařovací materiálj', jc,i i.'-lii; soi/tiii.cr.t se ro z S í ř i l o dvt- nové 3 na oky pro reaktor V/r... 1000. Jpoť'Vi>\tele bude ze^v.óne. ssajímat nustenitická ocel ;.0'Jii1t;iJi r:: ai)il.'.:;ovaná nioben n vel.ni ní;:i:ým obnahem uhlíku, »i; ;"í'<'rou c"e':ali nvařočii. Vyirkui ini; n vývojové práce :xe. jaderných materiálech v.'":ak li.-ílo ji<;ki'a<"M.ijí ve :',na<':n<5m rozcsiiu. V aouvislosti s reaktoi-ei;: VV'w'l 1000 no vyvíjí nová koroa.ivzť.orná feritiokí', ocel s rtefiiiov.vi!,'']:1:!. mafCňeticJ:ýi''i vlíistnostini určená pro díly klikových motoJ-U i'C'ijulrtiiiiíf.h 1'iechnnizmů. J)úle ae ř e š í otázky související se v.výšenými n;iroky na technologické i funkční v l a s t n o s t i ocelí ja". pro reaktor VVJi. 1000, ta.-: i 440 a takó problémy vznikající ]••'••] výrobě hutních p o l o t o v r ů z těchto o c e l í . o ní':kt
:
in
v
1 0
G
B
"I • ^ú\ Á^PJ J P.\P.i"Á°. |ý'i 1 V.y ° c l i ^-'•-'-.^iTffl'.^^ , velmi vysokou 1 likl-Or^^tp^Oii
1.0
/1:/
iTvod PJ'oato::e ocel tohoto typu vyrábíme desítky l e t , požadavek ii." ;",:'i"ii('ienou iiii.ki'O'.'ictotu byl v nařiom podniku uplatněn poprvé *•':• lan d.ociiívky ne. komponenty zařízení jaderných elektráren*
- 164 -
jsme velmi přísná technologická pravidla při výrobě <>oe.1i, která umocnila udržet objali vraostků pod předepsanou IIII«ÍJJIÚ1II:Í úrovní, co so týká oxidů, sulfidů a viíech druhů s i l i k á t ů . Tyto postupy se však ukázaly jen málo účinné, pokud "ilo o reculnci obaruau řádkových nitridů a Jcarbonitridú t i t a n u . jJoH.v.vky této oceli s kontrolovanou Kiikro čistotou jsme proto nnji.jtovo.li výborem, přičemž vmětitková čísla řádkových nitridů titanu ae přibližovala zpravidla horní přípustné hranici. Dále atoupající požadavky na čistotu oceli pro párogenerátorové a reaktorové trouby vyvolaly proto druhou etapu řemení. 1.1. Kozbor problému Obsah nekovových í"dzí ve zkoumané oceli je určován jak Motnlur/rickýViii pochody při j e j í výrobě (oxidy, sulfidy, s i l i k á t y ) , Lr?k i základním chenickým složením (nitridy a karbonitridy t i t o n u ) . Titnn jako stabilizační prvek přidávaly' v závěrečných íÚBÍch tavby reaguje a uhlíkem a dusíkem obsazeným v oceli. Prostože část zplodin reakce vyplouvá z oceli ještě před ztuhnutím, ilaloí podíl tam zůstává při krystalizaci nebo se vylucuj t jiři cliladnutí a nachází se potom ve struktuře jako shluky vnu'nticu v l i t é oceli nebo řádků v tvářené o c e l i . nnijj.ch předešlých prací /např. y je znóiuo, že ;IUIOŽL-ÍVÍ, rozlomení a morfologie vměstků je rozhodujícím způsobem ovlivnov.-.'nn závěrečnými operacemi při výrobě oceli včetně dezoxidace. .Proto jíimo ne rozhodli, provařit vliv nove zaváděného pochodu o.iuhl.lcení tfiveniny kyslíkem ve valcuu na zařízení VOD a jednalc půoobení vápníku jnko dezoxidovadla oceli v pánvi. LI
1.,'..•. ível.ioaí problómu ! . . .1 Upřesnění metodiky stanovení mikrocistoty Ob;-tii nekovových vniístků podle jednotlivých druhů je určov.in v souladu s (10.A1 177G-7O si-ovnáváním ckuteoného stavu na o
- Z<5 5 -
.;oi iiotí so jicjhoraí ní sto
Korného pole daného pootu vzorků a
i'ruvp/í iM^toty oceli charakterizuje
průměr takto
zjištěných
ví ••'::ť nv.ých e í c e l , v některých případech doplněný údajem o .!•''.iiiori'ii h o i . i i o t o , I p ř i prer.m-m dodržování předepsané metodiky p ř i zkoumání juk"r:!:.i
o c t i l i jodnc tavby
a stojného
Vi.-Ti'i ro;;>lxliii; hodnoty vaěatkovoho íecbnolor, .okých zářjatiu v y l o u d i l i
ní
• ;• . •• v i • r j ' ,
studovali
zprucování
čísla,
j e možné
Abychom p ř i
t y t o náhodné n á l e z y Oj š p a t n é
J2MG na velicých k o n k r é t n í c h souborech
i'o:',.lo",oní hodnot vruWjtkovýcn
cí:jel.
Zpracovali
jsme j e
/ ÍJ,V•:inj;.i n o l i l i pojcocí i.iatematického modelu simulovat 1ťOO uj'.'it
najít
vyhodnocevzorků
tak,
vyhodnocení
a přitom a t c n o v i t minimálně nutný počet vzorků nutný
j\rt> Vf.-i'i-odukoviitoliiou
cliar.ol:terií::tiku
akoiuviané o c e l i .
Pro druiú
l>oii -ín.-.i' bylo iier.b;;l;:K' vriiodnocov^t lainiiiiúlnt? Vd vzorků -.: i.'ii-.:i'iiúlio ;.a.jl;r, coi: ::, velkou • :.i;;'I»r>. jiQbuao y'vt'.'.i
ne:'; 0,5
v).rc.Vv"«"podobností
V)ď ::tkov .'iio
ze
aaruiíuje,
£e
cítila.
V,ýnl<-'i'j.y uO;.:a:',enc p ř i j.áisi.nýc.u tí>chnolo;j:;.clcýcii variriitcl-n
1....^.'
výroby ocol.i. '•ivfden u v.ict > :i.;:ou byl vyiio>;iiocon velký
•.oubor t a v e b
zl;ou-
..->!•' o.-oii v.y-objit' Kpi'xcnC-nou t e c h n o l o g i í na e l e k t r i c k é kovi
oblou-
in.'ci (o tile JJOI ) G clezoxidací Jiliníkem. M i k r o a i s t o t a b y l a
in'.'iifvua
na Ly<::'.:i. .. C v.ž 1^ lu'.r-obncu deíormncx v rŮBijých :.ií.'j-
•i,i'i.:n :>ruře:;u 'l-y-'-.'. IOÓVÍMÍIÍ: ne dlouiiouobá aku:.';noct, že o c e l je
velni, ťiálo xuic: i :"jt<"-m; oxidy,
':.:'.::3o 0 Í.I;'; 1,(') ••• '. '1,10.
aulfidy
n boiiovýj.d k a r b i d y
a cilik:íty
titanu
(vi.-iustkov.!'
(viK.rjtkové
oíslo
:
Hlavní) jo o c e l i;neoii';i;C. iia řádkami k a r o o n i t r i d ů ,
li)\.oi\ý::ó. nurovno:"C!rnč v objemu i n g o i u nebo tyC : e. Nejvíce i?:í.G].r j e
v ':ir".tíli ae z:uú.nůnou
mi plo?.;e p a t n í cd.TtJ
[i:an; - í ''.o tvořených
fcyiíí.
••' ,i. on :-,nú:;o.i'iieip,- ar. o b r . v; . r -,•• í.i' cúcjiovýcji • . • i.,'i:'.
roztmlulru
in^otu a v
obi; r,I;:' iicnu'lne ony :ui;.;otu. Poaobnú p r o s t o r o v é r o z l o ž e n í :
1,0
Výrjl:.('k;' b y l y nuvfceuMvfcicky
ae
zpracovány
1 ve íorr.:c páaer-i pr6'.v
'•'J.• íj-S iif:n.i' v e l i ' o:;Li v různých ;iír.tech in;;oť'i
"y l.o v,y i.li'i;;-;y h.yly nonii.'i.ty •MU zú).:laů p:t-o srovnání o
,: lnou l,i>ch]U)lo;::L.i'.
- 166 -
i)iú'.\í .':oubo:..' í.ftveb byl v,:,)v';en ;J pouocí z a ř í z e n í VOJM O "I'ljujciucci
itlirr'icc: i a vyhodnocen utejnou metodou. Ukázalo r e ,
.-.c r-iof! ob ' ÍJ dusíku v o c e l i klocjá podle očekávaní ;I'MH O l/'j),
(v prů-
KIO KiK'i'iiiiteni karboni-tvidy t i ! ; cínu NÚ stejný
j-o>;.,.-iii :i čiř r ; j ; t o r jal;<> v o c e l i vy/.'o bone na ECU-. ií.-írjleuujíc.í
::oubor taveb byl
t;0:túž vyroben s poiiioo:'' zai-í-
:;<'i:Y '/O'>, nle do:;oxídíicc byle. doplněna oaetreníiii o c e l i v p:'.nvi :-J i.tinnini vúpuíku. 31i.tina Gnui nebo GaSií.n ae ponořuje v ocelov'' n;íi',obc pod Jilrjdi.nu o c e l i v pánvi za coučcu:núho míchaní kovu lir.-jo ne i'i» ťo".(U'.gi byla t o t o tGciinolocle ověřována tal.ú nu tavbách v ý r o b c í c h konvenční t e c h n o l o g i í v iiOP. I'ri vjiiOtnoconí Mi!:rocistoty talcto vj'robono o c e l i ne ulcáznlo,
•.(.• obcenč je
i-iiai'aJiter zneuiutěnx stejný
o'ov;-i!i': poHKo uliiiíkeM ( t j . malý obsah oxidů, :i. U;dov.,'cli ii T trlflů
jako u o c e l i sulfidů,
c!e.;oxi-
ailiJ:átu
a votSí obsali shluků, r e a p . íádek n i t r i d ů
l. i l.nnu)» fil'J 'lOi'iiotri utrodního viiiestkového c í ^ l a
nitridovýcli
v/Mi'): klovla riíí o 40 ',J. Wejvý:.'aziicji se z l e p š i l y p a t n í a n t ř e i.r.vi' i':.d:íti in otu, rc.;p. t y č í , k t e r é byly dříve nejvíce
zue-
i:i:':l,í'u,v ( o b r . 2 ) . iTčinek hloubkový dezojriuace o c e l i c;litinami vápii/kit
no ;irojeví
nejen v tom, :.'.e ocel je
čistoí,
a l e také v
tiKjnib'oli .ro!5'.'/lecii mikroCiistoty u v n i t ř i n ^ o t u , re;jp. 1.^o.
-oíulo:;val±okj
tyče.
rozbor neícovových vnioatků
V o c e l i dozo:c:i.dovnné pouze hliníkem převládá výskyt
cbro-
lii'/umyuh cúr.tic n i t r i d ů a k a r b o n i t r i d ů t i t a n u , zejint-nn ve ;:hlurí<:l), j'oap. říiciuíoh, V tuchto tshlucích byla pi"okázána talvé l>-\ toíhiiout ox.Ťcti.ck,,'ah vmůr.tkix v i;inoižství
10 až 30
objejnových
procent ť;ťí.-:tic nWukii. Oxidy s detekovaným obsahem AI a 'i'i ve ,';!ilu
útvary.
V oocOi, pi'iunviK" doaoxidované vápníkeiii, se zinenauje :
•y. i.' .\c.l:': J'. ::e ve- rjhlucích na mórtX než ,]u l,v:ix'ovč; i
chcMi.ioky íioúili/.ov;ina.
poiíl
10 objemových procent n
Oxidy inají
převážní, ^lobu-
l.".ruí t v n r , i.jon."í rozmcír a ]:xonG AI a i'.i obcoiaijí
vápník*
1.j.
iiypot^au o vlivu rtezoxiaace vápníkem Jetailjí-íw
r o s o r o n vijcch .""skutečností a také modelováními
j;:!.io pi'ialj. k názoru, LO k rozhodujícímu znečištění o c e l i I: vrbon.í.triuy dochází p ř i dotyku Izotová o c e l i se vzduchem p r i <)(•] i'v;'.ní. Vynikající oxid h l i n i t ý obtížně vyplouvá a zvyšuje vln-;o'/,j.tu o c e l i . V tekutém kovu v kokile probíhá koalescence vi'i;'.';tlcú, t v o ř í ve stromeekovité útvary oxidů, na nichž fee ZÍICJCcují vyplouvcjící
karbnaitridy t i t a n u . Tyto útvary jsou
neblamovány p r i tuhnutí rostoucími dendrity do středu taveniny P.ÍÍ do ndot, kae ce potkávají jaou nejvíce
fronty k r y s t a l i z a c e . Proto
aneoiatené patní kuželová čáat a středová č á s t ,
kcio ac projeví
chlndící účinek úna kokily,
rosp. j e j i c h c t ě n .
PH pou/.ití s l i t i n vápníku se v l i c í fázi vápník ti vKiiikující
oxid modifikuje
oxiduje
Al^O., na h l i n i t a r i vápenatý
(O'.i0)v • (Al.^O^) . Tento typ vjuostku má n i ž š í teplotu t u h n u t í , :•,.••.'!jímá globulární "tvai1 a nezachycuje č á s t i c e karbonitridd. llp.víc ocel ne housU ne, což umo tónuje intenzivní j « í
vyplouviíní
v: i ("•• . : t kovy cli shluk ů. 1.-,
iíávěr
liloubková defloxiueoe o c e l i 000hi8lí10'j? a l i t i n a r . i vápníku :;li ;/::u,je fsfcrciijií vi:iiíotJ:ové cíolo iúdkovýoh l:o..fbonitriáú t i t a n u o 1 r.iLupen (poclk1 "OJT 177B-VO). II?. zlepaení uochází přec evSír., v ,:d: l-ech, i:l;i.'i".'i j;;ou p ř i konvev.on:- dezoxidaci Jiliníkem r>.ejvícv. :',fit
''• •'*3<-'!>.*;oní kacjuio*I.Q;-:ie výroby t y č í z o c e l i 11 U .('. li VOď •i.'oto i-M'iiupovna au:;tenitic-c;'i v,ytvrditelná ocel ae avým .':i(i:'.i'tu'm a toohnolojicirýtiii vlr.:;tnostMÍ značně odlisuje od t>ci't.-r fiin]:.oH(.' prKoi.nych v^-i'cibi.irt'ch v Polui-JCJ.T. J i a p ř i :.'.i'i,;u a yoB(íi',ji
vý-
L TIV . VL výi-obi" nn zakázku jsme ce setkávali a
!
i roi-:,'«iii]ýi;i vy. ryíei.i povrcaových pod(;lijých a uti-ei/ových nccelit.t-
v : L:i' ÍUI polotovarucii i hotových ty
.
108 .
Výlwžo.1: hotových t y č í z in^otu byl miuořudně nízký u n"I; i.fíiv výroímí p a r t i e byly p ř i I n t e r n ě předepsané u l t r a •.••vi'J'ovi' k o n t r o l e c e l é Kinetkovány. Bylo p r o t o rozhodnuto provóct tli"ii;l.-'>ljiý roniior vil ivů t e c h n o l o g i e na makrostrukturu t é t o o c e l i .-. fv'lci'i n a j í t s p o l e h l i v é r. r a c i o n á l n í výrobní postupy. ''•^ Ji""bor .'xvnbl(''.'u Protone jame neiaeli k d i s p o s i c i žáuné l i t e r á r n í úilnje o ii'iMiy'ch n r í c i n á d i defektů na tomto typu o c e l i , bylo nutné OIH-ÍCUI' h l o d r t ciiybu v libovolném ntc.diu výroby. Hlavní c p e c i fiivý j.',yo "t>'"l.o o c e l i Je vyaolcý obnah t i t a n u . Ton způsobiijc p ; i vý.i•<)()('• ucel.i. iiotíi-.e pi'-i o u l ú v á n í , p r o t o ž e vzniká v e l k é množství !;,M:i-iionJtr.-i.jů sovotfkých o>:l.)oriiíků iM e::.i.."tuje n e b e z p e č í , ae p ř i ohřevu k t v á ř e n í na v,y:l;'b' t e p l o t u v/.niká na h r n n i c í c l i z r n e u t e k t i c k á fáze o b s a h u j í cí bór, cov. yňvlv. vóat p ř i deformnoi k porušení c c l i s t v o i . : t i . Za ť"nlito o k o l n o s t í h r a j e volba tvíÁřecího a ^ r e ^ á t u a t v á ř e c í c h iK.mtnpi.i. duloYÓ tou úlohu. T>.•-polunu an; ře.,«;ní il' VPOBÍIO, vznik vad r,e d a l v y s v ě t l i t bud nevhod no \o.lonou t e o i m o l o c i í ohí-evu a t v á ř e n í nebo nevyhovuj:'cím a t r u k tiiiium atavem .i n^otů a p o l o t o v a r ů , případně kombinací obou v l i v ů . Proto jíime naprosrřunovnli výzkunné práce po dvou l i n i í c J i . Viio-uiOíit t v i ř o o í c h postupů jí.tme o v ě ř o v a l i provozníuii zkou^kes-d., '. I.M'>' •/ji'lu-movaly i o c e l á ř s k o vývobní zpiu;oby, kilexto stru>.turní 1'i'oi T -'in;,- j:;i:io ř c j i l i l a b o r a t o r n í mi netouami.
- log -
1 rovozid. xkoni'-Uy jjiěly r o z s á h l ý program, ve kterém se j-onii, i.iiovaly t y t o proměnné: • ' - vrvi'tfity ocelářského výrobního spú.;obu: m.'-.l.'i, : křocuú .'i vyll.ú e l e k t r i c k á oblouková p e c , indukční poc, 2>o..-l.i';> \!vu; b - vav Lunty vol:i.,':o;jti n l'or.nútu. i n j o t ú : í. l i , '..v. -i-o, ;.v. _,u'j, t& 3'JO, i dlC- liii.i; c - vori-'.lity :'jpi\:-obn tv.'.'ii'Ciii: v : .i i!')V..'iií, kovř.irí ;• AOi.ibincioe j á - v; j'i.'iut;. "./ov.-Loich pOfitupů: - ^iij Cl-.'w' "IÓOC n kovací s t r o j e oXL 40 ti SXP 416 - l±u VÍJoat CJO a kovací s t r o j e ^XL 40 a SXP 416 - !>.ov;.c' ..trojo JXL 40 a UIXi- 416 - baciiar;/ (H^kto^é o p e r u c e ) ; <• - vc-d.-^it:.' počtu průciiodů a v o l i . o c t i úbí.-ra p ř i kov,-'iií ii.1 j'-.:'iotliv; : cji ; t r o j í c h ; .r - vj-'r.L.-iiity r,pú:.:obu oli-'eva ••>. t o o l o t OIL/L>VLI k tvrďeiil v >•":.. ''i ;'tí'di:íf:lj t v \?oní. .'ní, i>x-evó."nv i,\ut:ilo£X'nlic]:é práce ."e fiountrooovo3;, n- : .jiStí:ní :;tra!:tuiTií charakteristiky in^otů, polotovarů a t,vc"i v makro a niikD'oměřítku n na určení přítomnosti jiných fází, kteró by mohly mít souvisloot ne vznikem necelistvostí. r
2.L.2. Výsledky řešení Výaledky provozních zkoušek neiJiohou být vzhledem k omezenému i-oz.nha této informace podrobně popisovány. Přes četná dílíií x.j i :.i1;íuií nebyla ntnnovena empiricky 5ádná varianta tvářecího po. Lupu, kť?ré jeilnoznaíni: vede k vý.vobě bezvadných t y č í . íteacíní by To n.-'li.>.zejio vš. JOO.IG výoledlců labovatornính pi'aci, o nich.'; ijj'n.:i'i o
-'ále
ro,'.'e.i'ov.it.
V /rvní j.';'.ai j;.:me hledali ve r,'trui;tuře tvářeného, re p. r-n.'•>>;..ji;.'iio ".ova p.i-' koi:.no;jt " O Í K Í " j'.'.ze, ] : t o r ú by mohla riífil n'l'vL".Jo;:t ::i VKJI.U. :\ii i j . e e l i . / b v o . í t í .
4.- *
- Z70 -
ji.-- vy.e.re i'ch v.- U-í šinutých z no'ř\\.o:Ajn^<:r. .. křfdCi t y o í a t.-O; ť ir vi.'rcioJi 1: :.'O •• .-.• Lonii" -líhaných do t e p l o t y 1175°C nebylo " j-i :.li .I-I-J i.u" Lfi.lo.'j:.-.L'icky 'iádné euto!: tikům, i.-o ji;\;.'ch v z o r c í c h 'Uto v; .','•':.;rfi,ýi:h .". iitrvonóho konce tyoe nebo lťborr.torně •\ihai\,;<::i iS. do t e ; J.oL- 13^0°C byla nr:lezena nová " c i z í " fáze cule -.tie' (.'ho L;-pu jia lu-íaiioích z r n vutainou r.at-vciací souvislí' : ; O Í I / I Í V , V"t "-í p o d í l tií to íáf.e vzn: .kal aš p ř i t e p l o t á c h zu;n xur vy.""';ícii, ač:] j-:ou l e p l o t y ohřevu .ke t v á ř e n í . P ř i analýze e u t e \ ráze mil.rosondou nebyla na 2á- núiii vaorku z j i š t ě n a takov;i .co boru, aby ce prokázala jako jedna z h l a v n í c h sloi-ie.'ou Lok í.J.ka. 17-0to j.ime hypotÚKU o vzniku "bórovúJio" eutektik.". I.-J. oliřovu /.« tv.-lření v y l o u č i l i ^ d^.líiích úvaii o p ř í č i n á c h Jxie:::i'.;if(' .rjlo;";oní t é t o e u t e k t i c k é fáze s j i ž t o v a n é l i n i o v o u i plo.'.jiou nnnljzou vykazovalo viidy Mnohonásobné v e t a í lconcenoVn-.L t:Lt,'.uiLi (,.--0 nií 40 >.•) než v z..ikladní hmotě, dále pak zvýS<:H/ ob;:;.ii P ,1 5 i v Ji.;dno'!\ p ř í p a d ě , re:jp. ? e , Hi a P v dnilicm pJa*l>nciL'. Ha fázciv':i;i dia^rar/iu aolezo - t i t a n / 5 / ^e vyukytuje eutektilaun j jQ *,j Ti 3 bodei;i taní 1280°G tvořené; sloučeninami T'oi'ii. i. FGg'-i-'i (obr» j)» Tomuto eutektiku je velini pravdupodobno )ilír,)iú KiaínOnť; eutftktikum vznikající ve zkoumané oceli při ohřevu n:id 12.00°C 3 chei.iickýxa nloř.ením podobnýu sloučenině Fe^Ti no ;iub;jt.-ttucí «ú:iti L'e niklei;i a vyfiaím ob:.;ahern P sni£ující).'i Jol 10 boii t ů n í . Ii.o:';nost vzniku talcového eutektika ve zkounané joeli jo vííak podi.iínČna existencí o b l a s t i kovu s tak vysokou iroDcoiitrací tí.tcuiu. Vznik takových oblastí p ř i tuhnutí dané ocoli Jo zcela možný především v mezidendritických prostorách a ve ;;tl'edovt' zom", protože koeficient aelektivní segregace pro t l t n n je 0,05 /6/ (.stejně jako pro foufor). Tak velké od•ii'V;ov;m.í múíiG véíjt při určitých podmínkách ke vzniku titanem oboJiacion.vch fází hlavně ve středových oblastech ingotů i t y č í .
• •-• ' {,* •j '^ ?•••-' .(
VÍ
••.Vato to ore tick;' odvoleny předpoklad potvrdila px-áktic'-i
nil:- T,'Kf-.« V o u t ře (t o vý cJi č\u-;tpch .iu;;ot"ů o. tyčí v b l í z k o s t i
nooiO l.:-tvortí byl nalezen jednali druhý typ au: Zenitu z vy'ú'zíx> DI)'-;;JII'I'Í 'Ji a tB.i.A: větax unoiiatví intermetalické fáze, i d e n t i J'i'iovrne chemickou i r t g . fázovou íinalýzou jako P e 2 l ' i , kde iielozo i t i t a n jaou částečně nahrazovány jinými prvky, hlavně jli, Oř :i. S i . nejvýraznější
ineziciendritické segregace byly
u.'O.uJ'-oiy ve lipoíní středové č á s t i votwích incotu. Kolísání ob.--niiu titnrm BQ ainenauje siiei'em ke k r a j i
in^otů a také v
tv.vtnvoh tycích je so^re^ace znaťino menux,
j
o Driciru'ch vzniku středových n e c e l i a t v o s t í Výrazná rneřiitlenclriticlc.-í n aon-ílní s03regr.ee t i t a n u vo •.•,:.<.iiiii,í-iriú ooe3i VR<ÍO k tvorbo nov, ca fásí ve sti^edové č á c t i :i..i'-utu, hlc.vjn" ijitomiot; J iclcé fáze :"'•: rJ'il.'ny
(I'e, líi)„ '£i. Je znáno,
:.:,elezi.' .1 tit.nin jsou ^i-niiké, I'.;.-i tváření aeg-i-e^o-
v n.. c • i.ji£.;oU* a vel^ýcii nolotovcrň vznikají
nr, mezifázových
Ji iv 1! i'M'ch • • • • uvnitř !:řc!hkých fáaí středové o.-.ícti wikrotrhlin!o/,
f-íříoí fie p ř i -tříooóm na^uíliání všemi směry. Při s í ř e n í
l.m!.1ncíl: dochází k rozpojení materiálu v male ro mířit ku a k tvofli-!- dutý cli čoček, často opojených n e c e l i n t v o s t í v oae ..olotovKfu. Tři i.cl.ších ohřevech a deformacích se chemické r-la'.'.i )!.' difú:-,nu vyrovnává a noco^liatvo.T.ti za. určitých podmíiiiv; iw /j.ienríují,
někdy i misí.
• • • •• 'M'rcivy t'.'C/inolof^ickych postupů a' hetorogonitj* injotů p ř i aHchování konvenční oc'-iá.:r;::é tnchnol.o^ie je vol mi obtížné. Proto jerae do výrob— m'lio <:y-klu v l o i í i l i elektroEtruskové přetavování ingotů zkouI.I.MK' octili, ;IOJ;ÍOCÍ kterého se ce^rasace t i t a n u podstatně znen:"ntju. L'yče vykované z poloprovozní série přetavených ingotú m.'iji' i-oviaoiirrnou strukturu, uénč vyvinutou heterogenitu a itl!L i::-',:viaková zkouííka neindikuje sádné" vady melirostruktury.
-
172 -
'• • - ^ a w r Používání elcktroatruskove
přetavených ingotů o c e l i
1O,'h1 1i'ÍL'OT3K a oc tatníini techno logickými úpravami tvářecího ;->oi-.Jioi;u podritr)tni' omezilo výskyt ínakrostrukturních vad vyráběných ty--í a umocnilo zvýšit jakost i
výtěžek.
•'" V3vtv technologických operací nn některé v l a s t n o s t i
slitiny
3.0 tfvod Jlitina
Oh]I35VT je uuatenióický
2árupevný vytvrúitelný
•i.'il.i':i-iál fi. v i:oi.i:)oneji'l;ách ja
se i^oužívá
lilavur
;>:•(.! v,v i/oliu ví>lml i>tť..u'hfíjiých p.pojovncích č á n t í , ncpi'-. na arouby ví 1 ;:: o.,, i i! 1M j í c í h o
i>rit.i.;i.i.-ní a ,'jelamdární oJri-uh. P r o t o se
liu li:í':'n pólu tovaru k o n t r o l u j e vl.v.tjiOMtí
velni
p ř í s n í ; . Kroj.ií; meciianicl.ýcli
ni.'-i ;JO a 35O°C a niakroutruktury poi'.oei
:••<' ,j'.?iiti' k o i t i ' o l u j e
u-c.lijicilo.;•>.}. v„:j.'oby nesajiiJtov;-.!!
Ij.v.'i o|/."t5'ÉC3ií UÍ.IU".uující
t'iu
ultrcavxi'.u
Mikroči.ototít v oomi typecii vměatkii a
i:o;.;l; i'.niu, J-'yto yonlední dva u k a z a t e l e JI.'
jrJ:o.t
splnit
voli-
jf:r.io p l ' i ctonucí pou:"ív;:-
a bylo ti'wba n a j í t
,-jpoleh-
poradovanou joicoct.
: . i l ; v o ' : i ; j t o t y ocol.í a .3] i t i n o b s a h u j í c í t i t a n ne
j i i i v i> •Kiloijlýoli o á n t e c h přednáuk-y. ííntíi.mo j « j,io£n<.' i>i••"• ;Lfvoci ocel.'.'.'.':Jciiu t e c h n o l o g i í ;
udržet
•'ií.-lo u o x i d ů , .;u L.Cirlů. Q c i l : J : ; ' t u vc.ech i'oJi. iiiijy
pi'euep;.;;.inó
ditúiů i^ou ;ÍÍ;U:Í; :oja,
HO :',noi':i iti.'ni! n i t r i J y t i t a n u o!:olo ncjvýiíe
o r:fi;lr> ri •'.ir.nto Jto ;)I'C.crfu'iuje.
vmóutkovč
Proto2e i u ti'to
pi''íp\).;tnc-
.::litin:- p l e t í
::í.c,j]i;/ ..:OC..-'"I:Í.Í;I.IÍ'.;-; vriniku ii o d a t r a u o v á n í )u'.tr:u'ň jni:o u j : ; r , ^ - h c> -. • ; i" OD :f :ui,j.'c: •' cíi i : ' I r n ,
n v .oii:':i;li jSMe b"'iin;í o p a t ř e n í , řilc
lior; .",'.-,JIH' 'J10 vý • • leciicu. P r o t o j : : i e ne Í'O2JIOÍL11 ,]i\s;it
oiritotu rjlitiny
o v ě ř i t jno.^nost
pomocí volvuového obloukového a e l e k t r o -
;• 11'u.fkovúho p ř e t a v o v á n í .
-
Aiinteuiiiolu'
173 -
chirioniklovó ^ n t e r i á l y jaou náchylné k
nV.Ui i-.rnr., ;)V'i(;ei;iii se často ve struktuře vyskytuje nerovnoiinrj-n.M volilcorit srna. Tyto strukturní problémy se
zesilují
1>?1 pcmiíívání vysokých teplot ohřevu p ř i tepelném zpracování. ÍJVÍfc-'nn,Chli35V'.i.' je určena pro dlouhodobou práci p ř i vyšších t.'>t>loUích tlo 65O°U. Pro dooaiiení vyhovujících
krizových v l a s t -
jifj.-ti' p ř i tci.o t e p l o t ě doporučují sovětsko noriny provádět rozponrítucí žíhání p ř i teplotě aií 1150°C, přičemž dochází ke :-ín.---':íiýniu růwtu z m a . P ř i vysokoteplotní aplikaci t é t o
slitiny
iionií! volkč arno na závadu, ale při použití pro jaderný projrcua iwím' p;vípujitnií podle technických poúmínek a znemožňuje u l t r a rsvir.ovou kontrolu bezvadnosti struktury. Protože pracovní Li-^ioty rc.il:toru boř.n« nepřestoupí 35O°0, j e woané nárok ne oilolnost vůči krípu s n í ž i t a tudííí upravit re^íira tepelného :'.{-ruoování tivk, aby se omeail nárůst zrna* Současné s vyhleWilv.inxm optimální t e p l o t y i'03pou3tecího šíhfiní jsme zkoumali oji-i;.L(i!tí]ní ncháma t v á ř e n í , p ř i kterém bychom dosáhli výhodnou jo. jjor;rnnou výchozí atrviktuixi a z a j i s t i l i r.tíixV.• Luiy před ctntickou reJiiystalizací
energetický
stav
při líhání.
;• .2.1 1'řetíivování pro iileptioní I'likrocistoty VuJ.iiov' ol.ileoj., přetavovaly
au kov nó elektrody průměru 210,
i'".".p. 300 jniri do krystulizátorů průitóru 300, reap. 400 :m.\ pi-i rúzrul Intony.itě proudu od 1-. úo 23 icA.m**
plochy elektrody.
iilektro.Ttiixcková přetavování probíhalo jednak na laborai.nj.>n.' neci ve VÚl:% Karliítejn (elektrody /> 50- mm do k r y s t a l i z á LOJ/U fl 110 i.ii-i), jednal, na provoaní peci v Poldi (elektrody /i
OP mni ilo .Vryr;t.ilinátoru {> 300 I.UÍI)« Používaly se
etrusky
!",yf;Lt1i
- 174 -
Přetavené in^oty c,e kovaly na tyje různých průměrů or, CO do 1^0 i.irn, 7, kovaných tyčí 3e odebíraly vzorky na sta.no/cní nikroointoty po délce tak, yby reprezentovaly celý in,°;ot oi' in-'.y do ill? vy a v průřezu tak, jak stanoví GOS'i1 177C-LC pro jednotlivú pi-ůj.iory. Vzorky se hodnotily srovnáváním c oi;.- Tónovou stupnicí podle stejné normy metodou 5 6, která ce pytiiív;.' pro p'..'e tnvený kov n charakterizuje kontrolovanou výrobní p.'irtii jednal; průměrem vrniifitkových u í s e l z nejhorších ní;.:t z!coumnnýoh vzorků a jednak nejhorším vměútkovým číslem n.vJ.ezon/n na kteréinkoliv vzorku. Z každé hodnocené tavby bylo oi obráno 1tí vzorků. Výsledky j.oou uvedeny v t a b . 1 pro vakuově nr<jtavury' kov a v tab. 2 pro elektrostruskově přetavený kov. Uvedenu hodnoty povazujeme ne. ::rovnntelné, i když jsou zatíLVjny j/oadíly v koeficientu doíoraace jednotlivých tytií i různou polohoi odbf-iTA vzorků pro odlišné průměry. '/•r> 7,j.i.at<";n;'r:h hocnot vyplývají tyto záverj'-: - íecini- logické varianty přotuvování jako rfizná rychlost úd Li'Vov.'ini, .rixznú .jloiJení stniaek při iiSP nebo odlišné pn^níiy I jtyrbi liztítorů Dc...i"''ly vliv na zneiíi2t("ní kovu n i t r i d y t i t a n u . Vyj J'i'Ku tvoi'i lf.boratorní tr.vljy .ÍJP, U kterýca uošlo ke r.moni'.en f vij';, tkovi-ho Ciíul.;.. 7'áukovýcii n i t r i d ů o 1 utupen* ZOe ; ehi'c';.l ;:voji íllohu \M.\1J obje;1 a ideální tvar kovové lázně, umožňující v.y;'louvuní n i t r i d ů nu povrch. - J/rŮMt-mé KncciijtSni kovu n i t r i d y se po přetavení prakticky Jiei,monilo. - Jediný úiiinok přetavení ve vakuu i pod atruskou se proji.-vil v odat naníiní nejhorších nitridových řádek hodnocených /ir.c",sikovým JCsloi.i 'j a více. Pro klasifikaci s l i t i n y jako vyhovuji' c:í je temto výr.ledek důležitý, protože vmř^tkovó číslo n.i.UriiJú v .i'.-í'i;:tích 5 je nepřípustné, ale 4 se je^tě připouutí.
'i-
- 175 -
ť Úpravy tooiiaolOi;;iu pro i-ÍKení v e l i k o s t i zrna 11
ulLtJ.n. Iv
<Jiil!35V'? se v Poldi 1
Uvaří do t y č í v t t š í c h průj itJ
1
j ' • iinn) !'ovdtt:uii, ripní.ix p.i 'ůi..*-' a 7/ válcováním. Jole o tě/.ko-
i i' i
:
;
1
i l " T r i ý ii;'1;er. .;'.l rn.-í pouivrni. úzké rozmezí t v á ř e c í c h
teplot,
!\li'V nabylo iioii/u' p ř i vývojových pw.cech i-itínit, Dokovací (,••. !<;(.;,> rje pohybovaly od 800 do B50°C. Zato i?tux»eň deformace I),-, In .i.viju' nu h o r i z o n t á l n í cil kovaoícll s t r o ' j i c h .•lenit v
iíiro-
J-i'i:i J-OK::ÍI1III. V n.'i.i:i.cii pokuijoch, Jsiiie vyzkoutieli v l i v
stupni
i.['i'oivii!,oo on '^5 >J průřezu a í po d.G."orjríaci minimální
(0 ail 5 i ) ,
;.f
.'rtíM-ú doch.-izí p.i.'-i t::v. hl.';clícíu ntehu na kovacích
strojích.
1
;; v.'r.ovrinych ťyo: ' r,e otii''oznly leotouiíe, ne k t e r ý c h ge po Síl^ái:í ••.j.i..".tovř!lii velil.u; t u m a v colóiii p r ů ř e z u . Ukázalo .'.;e, He . .tn_n?ii ' of OJ1] .ace iieiiá znaadní v l i v tv.i ci ;•<•
-í Ji I tid:fi::r
na veliícoot s r n a .
Vyjii'ilai
.otoh, k t o r ý zřejti"- vyvol/ivd i;riv.ici:ou deforma-
.-i (i."ojev:i' :je jc.ko obvodový y.'-ou.^ek Jirubóho ?-rna ve stixiktu'••::>'••<'•*
fv.-íle ač? prov-'/'ovi1.! i'cine]: vAni'-.n t e p l o t rozpouštucího iííháiií
v fy/,meRÍ
115c ní 9t-'0oG. l ; ř i t e p l o t á c h 2íh;'ní 1150 ač 1100°C
:;.'('•(•,jim' dociiiíiíolo '.co :',n;."Louéi.:u rii;:tu arna a výcledken OOu'11 5i-"'3S'-''J byl
I'Of.If jií
vyhodnocení
cbupeň 1 at; 0. Při cnír^r.í t e p l o t y
aíhá-
''o 1000°'J bylo /,rno nřekelnč Jeiim';jaí a bylo ohodnoceno
::t.n 1 1 IÍ • > ': ci/, 3. I''.'-i toplotí" £60°C byla zjlijtčn;'.
velikost
srna
je."!'' o 1 stupeň MOU."a ,1 tiikó rozptyl hodnot nebyl tak veliký, lil l, 1.7• '
^cha, letorá j j
příanake:.! hntbé r ů s n o z r n i t o s t i , . Ani v l i v
<:ob,y :'.íhán.T nebyl p ř í l i ÍJ výrazný. Po dvouhodinové výdrži zhrublo :-.rno ;ir;.í. o 0,5
otupnu a po 4 hooinčích o 1 stupen p ř i
.úbychoni ne u j i n t i l i ,
tepl.y60°G.
i'c p;>'i ani žene t e p l o t ě rozpouwtecího
:'..{"; 1.«U:L proběhne reicryntalizace,
hle':ali
jsme pi'o
slitinu
'.'.\i--SjW t e p l o t u :;tatické rekry;jt;i.lÍKace. Vzorky a l i t i n y pon, VL*'c.ún i-.íJiání jrnne ciefoiuovali c
zv. studena a v y ž í h a l i
n'ir.ji, c:.'i t e p l o t á c h od 7'jG tí.o ;50°C. s t a n o v i l i
jsme potom
po rozpří
- 176 -
íit hodnot meze kluzu na teplotě žíhání. Podle průběhu ae dá soudit, že teplota atatická rekryatalizace je ?vO°G| t j . hluboko pod námi zvolenou teplotu žíhání. Také kó zkoušky prokázaly, že rekry3tali:'.ace proběhla ; ."teriúl l,íhax\j při 36O°C jsme podrobili precipitačnímu vytvrnoní. Uk.-ir.alo ne, £e přodepnané mechanické hodnoty se 'ioenimjí ;: rozervou.
Pro -locaižení předepsaných jnlcostních ukazctelů s l i t i n y o'wi!35V'.i.' je tj'-eba upravit dosud používanou technologii telcto: J)o ocelářského postupu ziu-adit přetavovííní s l i t i n y ve \ r i ! noví' obloukoví? ^eci, a tím odstranit nejhorší shluky nitridu titrmu, z nich'', by vznikly po tváření nepřípustné řádky. Pvi tv;ij'oní vyloučit koncové operace a kritickým stupněm defoiTiocc, n(>j':ién:> hlťJící uteh pri kování na horizontálních Ltrojích, l-'i'-j. topcluúiii opracování s n í í i t teplotu rozpouStíícího ?.:>'h-nxL '•'.', na ^.'•0°J.
- 177 -
ÍJ
'.l.'.'-::\iL\j\L
1. ľfCriiinu J..: ijhomíV z konference í a t c i ' i á l o v é problériy l(\úLOvoaních xvívetorů, V s e t í n 1'JBO, s . kj •• » '. :i '<:1 j. 1 '. a ':ol»: jri^oct-edinijn of t h e 4th Gz. - Jc-.p. ay i ;poijii.u:i, P--r-.hr>. 1S'BJ, s . 1ý& _'• I i'otiv." >..: .'líiviirc'ínú z t >ráva o vývoji o c e l i typu • .• : u l . UvJii1óI*1OT pro ti-ub'.-y pcro w ener;itorii WKJt 44C, jľlatlDo 1977 ,. i.o:'.-:IX J . , íírr.h'ÍG ÍĹ, , I3UľÍÍUl J . í
GestOVní LpráVO. Z Cesty
uo J.jjií, :;Ľ'L'X "Í^-01 i/. <•'.•!jiri;ii, v . r . : Pro.ijvoclctvo f o r r o s p l a v o v , i.,oskva 1957 ;• n l .
• ' •• ' 'í'iJjajcv
V, V.: Zívfcveruevanie i neodnoi-odnost s t a l i , LiOoJcvn 1950
-
'.'••ib. 1
178 -
Vnií.'ntUová oírjla obsahu n i t r i d u a karbon!tridů t i t a n u ve r.lilini:
'JhlOíVl' ve výchozím a přetaveném stavu po
VOF. iicinooono 1o vzorků Vý choř.;', stav
í. 11' "o U u /'-TA/
Přetavený stav Cxclo řiuíkovéj řáakovú bodové řádkové řádkové ;bodové tavby průiiicr I nojhoruí; průiuor průiaer 2, VI
3,5
1,67
2,30
1,50 1,56 1,5C 2,11
2,5
id,10
13 0 1 6
2,00
12 S-Í5
4
2,00
4
1,50
ví.; ••jlitiiiř' .(:ÍLO
T íll. o tu
110
i
13 '^
*-'*-'
15
2,30
3
1,50
15 £11
1,42
3
1,75
1L» 30 ó
1,72
2,5
1,70
15 30S
Vi;u\ntl:ovř' :.:í::lc- obsahu n i t r i d ů o. knrbouitridů t i t a n u
Tib. ,;
i
12 ÍJ77
3
2,10
2,61
2,00
3
HůVJjVT ve výchozím 1>. V Z O T K Ů
V."ciio:.',í st:.\v • - .,
- I •• - -,
j'U'.Lovo! .i-,i.;i-:< raVi; J J-
2,41
a přetaveném stavu po
Pi'otaveny ctav
Čí,:lo • bodové řádkové' řádkové bodoyéj tť.vby ; prii.v''-r průi.icr • ne j h o r ř í í prúiátíri
1,65
1,41
2,5
1,67
3
1 , 6b 1,45
3 2,5
1,65
: i 1,85
1 308
1,95 , ' 1,65 !
1 310
3
1,72 !
1 311
1,60 2,1*-! 2,1:5
1,06
' 2,19
i
2,5
2,CO 26 379 •
1,66
2,02
!
3
1,75 | 26 852
1,íi3
; 2,33
'
3
i
2,5
2,12 ; 1,47
• 1,75
!
2C řJ5ó
1,56 ' 26 904 I
-
i
o
!
179 -
Oj
0
vi
ť 3
*«**»«
t t 5
k 3 2 //SSSSSJSS/SSSSS/SS, 1 8 to 4o io io too i- i'-no.'jt
S
í *
o d J n a , >.'
*o to m nt
vzdálenost od dna, i. Obr.
2
K<>:-,'H'"1
' ď r.
1 -
jP///y7, —
^ ^
m
iiO;ino!;y p/d deíjoxidaci hodnoty
Al
pľ'i desoxidacá. Ca
fi - ok.7vij, b - 1A: p o l o n ^ n i , c- n t ř e d
io
to
to
so too
obsah Pe, ^ váh. Obr. 3 Stavový clincrnni Kelezo-titan
- ISO -
Ing. Jan Pacák, CSc, Zdeněk Konečný, dipl. tech. Válcovny trub a železárny, n.p. Chomutov
Výroba trub pro jadernou energetiku Potíže s dosažením požadované rovnoměrné velikosti austenitického zrna u silnoatěnných bezešvých trub z austenitické nerezavějící oceli 08 CH18 N10 T, určených pro použití v jaderné energetice- Vliv nerovnoměrné struktury na užitné vlastnosti trub. Vlivy na příčiny vzniku nerovnoměrné struktury a zaměření dalších výzkumných prací.
l. i1 vod Vo Válcovnách trub a železárnách, n.p. Chomutov jsou vyráběny ^e^oavó trubky 0 ^2 až 325 mm pro použití v jaderné energetice. Trubky jsou vyráběny z ocele 08 CH18 N10 T. Polotovary ve tvaru válcovaných sochorů nebo kovaných bloků dodává SONP Poldi Kladno. Do konce roku 1962 patřilo mezi hlavní problémy výroby bezeiívých trubek podle technických podmínek TP - 02 - 77, platných pro dodávky trub pro jaderné elektrárny WJ3R 440, dodržení požadované mikročistoty ocele zejména u silnostěnných trub t které ae vyznačovaly malým stupněm protvaření při tváření za tepla n dodržení požadovaných mechanických hodnot, zejména meze kluzu při .3'5O °C /"I/. V priiběhu roku 1c.)03 se však objevil nový problém, spočívající v nerovnoměrnosti struktury kovu trubky a v nedodržení požadováno velikosti zrna. Dle TP 02 - 77 je požadováno zrno ne brubňí než stupeň 4» přitom vyhodnocování je předepsáno porovnávací metodou dle noimy GOST 5639 - 65 •
- 1S1 -
Nerovnoměrnosti ve struktuře se vyskytují prakticky od poloviny roku 1981 u většiny silnostěnných trub z ocele 08 CH18 N10 T vyráběných válcováním za tepla na poutnička stolici. Jako příklud rozměru silnostěnných trub lze uvést 0 146 x 24, 0 168 x 22, 0 1M9 x 28, 0 19-1 x 22, 0 273 x 18 mm. Nerovnoměrnost struktury kovu trubky se vyznačuje především výskytem oblastí protažených ve směru tváření, ve kterých nejoou světelnou mikroskopií zjistitelné hranice zrn. Typický projev je na obr. 1, 2, J. Uvedené snímky struktury znázorňuji Již atav po provozním tepelném zpracování trubek z teploty !O;j(j °c. Nerekrystalizovanó, protažené oblasti se vyskytují zejména u vnitřního povrchu trubek a zasahují většinou do' 1/3 až \/'A tlouštky stěny. Tepelným zpracováním lze vyprovokovat i-ekrystalizaci dosud nerekrystalizováných oblastí struktury až při teplotách kolem 1100 °c, ale současně dříve reitrystalizovuné jemnozr_é oblasti zhrubnou nad povolený stupeň 4. skutečností je, že při výrobě oceli v SOKP Poldi Kladno došlo počátkem roku 1983 k zavedení technologie VOD + CaSi, která bezpečně zaručuje dosažení požadované mikročistoty kovu 1 u trubek s malým stupněm protvaření. Ve spolupráci s pracovníky SONI1 1'oldi a VÚHŽ Karlštejn se snažíme zjistit, zda desoxidace oceli pomocí CaSi mohla ovlivnit kinětiku rekrystalizačnxch procesů.
:.'. Chrnutí literárních údajů Výakyt protažených, nerekrystalizovaných oblastí ve struktuře kovu po tváření za tepla je popisován v odborné literatuře /2-'3/. Jako příčiny vzniku nerovnoměrné struktury jsou udávány: - nehomogenní chemické složení dané dendritickou segregací u ingotů a jejich nedostatečným protvařením - nevhodné tepelní defoxiaační podmínky při tváření - nedostatečná a nehomogenní defozmace v tvářeném průřezu - vysoká teplota a dlouhá doba ohřevu před tvářením - nerovnoměrnost struktury výchozího polotovaru
- 182 -
stejné potíže a nerovnoměrnou strukturu.. v>i - výrobě trub •. uustenitických nerezavějících ocelí ae vyskytly v Južnotrubnoiu závodě v Nikopolu v SSSR /6-8/. Jednalo se o trubky 0 245 x 17 z oce]i 03 CH20 N16 AG6, válcované na automatiku 400 /6/, o trubky s neudaným průměrem, ale a tlouátkou stěny 14 nan z oceli 03 CII20 N16 AG6 a 08 CH18 HI 0 T / 7 / , o trubky 0 245x21-^2 0 ;.'Y3 x 23 a 0 325 x 15-18 mm z oceli 08 CH18 N10 T / 8 / . V těchto případech je jako příčina vzniku nerovnoměrné, nerekrystalizované struktury opět uvedena nerovnoměrnost deformace, •aalá deformace, hrubozrnnost a nerovnoměrnost struktury výchozího polotovaru, neodstranění licí struktury.
i. Technologie výroby trub 0 121 až 0 325 mm Nebudeme se v tomto referáte zabývat technologií výroby oceli, soměříme se jen na vliv tváření a tepelného zpracováníi'ro výrobu trub 0 121 až 0 325 mm se používají kované bloky kvudrát 225 až J2lj mm. Podle informací od pracovníků Poldi ioiw je kovaný blok vyráběn překováním ingotu K45« Přitom průMtíraý stupeň prokování se podle rozměru bloku pohybuje cca od 2,-] do '). 3tupeň prokování není samozřejmě v celém průřezu konstantní1'ostup výroby trub např. 0 146 x 24 mm z třískově ofrézovaných bloku kvadrát ^45 «im je schematicky znázorněn na obr. 4» V tabulce č. i jsou uvedeny používané průřezové redukce a prodloužení v dílčích tvářecích operacích. Rozdělení úběrů \ dílčích operacích je vázáno pro daný rozměr trub na možnosti výrobního aařízení, zavedený sortiment nářadí, správné podmínky tvái-ení»tj. např. podmínky záběru apod. Velikost dílcích celkových deformací u požadovaných rozměrů trub není možno jříliň .měnit. Příliš není možno měnit ani teplotu ohřevu výlisků před elongováním na děrovací stolici. Teplota ohřevu je 1/.M0 °c, takže dotvářecí teploty při válcování na poutnička stolici jsou na povrchu trubky 950 až 1000 °c. Při nižších
- 283 -
duválcovucích teplotách je nebezpečí, že trubka nejde stáhnout z trnu. Navíc poutnice je stará konstrukce a při nižších teplotách tváření by mohla být nadměrně zatěžována. Z hlediska tváření bude pro průběh rekrystalizace trubky rozhodující zejména poslední tvářecí operace, tj. válcování na poutnické atolici. Proto se podmínkám tváření v této operaci budeme vónovat podrobněji.
t\. 1'ruběh deformace a teploty při poutničkám válcování za tepla Teorie poutnického válcování je popsána v mnoha monografiích, např. /9/, ale prakticky chybí v literatuře údaje o rozdělení teplot a velikosti deformace v tvářeném průřezu. Při poutničkám válcování se kovací válce otáčejí průměrnou rychlostí 50 až 7U ot./min. Válcovaný předvalek se vždy jedenkrát v průběhu otáčky irálců v okamžiku rozevření kalibrů posune do záběru a současně se pootočí kolem podélné osy o 90°. Kuiídé místo trubky je při průchodu poutnicí tvářeno několika úbkry kovacích válců, jejichž počet n d je možno vypočítat dle bSžno používané rovnice
n a
=
LJÍJÍ
, kde
m (1 + 2 . a )
L jo délka tvářené oblasti, m je posuv a A je celková prodloužení. Běžně se n. pohybuje v rozmezí 5 až 10. Komplikovanost tvaru tvářené oblasti vyplývá z obr. 5. Rozdělení defonnace podél tvářeného pásma je při válcování trubky |J 140 x 31 - 88,9 x 7 nm z oceli CH17 N14 112T znázorněno na obr. 6 /10/. Je pozoruhodné, že ačkoliv celková průřezová redukce byla v uvedeném příkladě 83 %, obsahuje úběr v jednotlivých místech tvářeného pásma velikosti pod cca 10 % (pro posuv 10 m m ) .
- IS4 -
íiozdělení deformace a teploty v tloušíce stěny tvářené trubkj bude mít podle našeho názoru tendenci znázorněnou na obr. ?. Deformace na vnějším povrchu bude větší než na vnitřním povrchu. To jsme prověřili při válcování předvalku ae zavrtanými kolíky. Nicméně pro prostorové zkřivení zavrtaných kolíků pří válcování ae nepodařilo kvantifikovat velikosti deformací v průběhu tloušíky stěny trubky. Jestliže teplota předvalku před začátkem válcování je T Q , pak v průběhu válcování bude okolním prostředím a stykem s nástrojem ochlazován jak vnější, tak vnitřní povrch trubky. Zchluzení vnitřního povrchu válcované trubky stykem s trnem bude intenzivní, protože teplota předehřátého trnu je jen cca 300 °C. Uprostřed stěny trubky dojde pravděpodobně ke zvýšení teploty v důsledku přeměny deformační práce v teplo. Ja vyválcovaných trubkách jsou často v tenké vrstvě na vnitřním povrchu trubek přítomna rekrystalizovaná zrna (obr. 8 ) , což by podporovalo názor o příčině vlivu podstatně snížené teploty vnitřního povrchu a dále potom je až asi do 1/2 tloušíky stěny utruktura neúplně rekrystalizovaná, což odpovídá podmínkám nízké deformace při současné vyšší teplotě. autorů v práci / 5 / je při válcování tenkých plechů za •-epla z oceli 18Cr - 8Ni deformace na povrchu plechu asi čtyřikrát větší než deformace uprostřed tloušíky stěny. Při přenonu tííchto informací na podmínky válcování trub by střed tlouáíky stěny plechu odpovídal vnitřnímu povrchu trubky. Jelikož však podmínky při válcování trub jsou jiné, můžeme porovnání provést jen kvalitativně a ne kvantitativně.
'p. Vliv nerovnoměrné nerekrystalizované struktury na užitné vlastnosti trubek i'odle vyjádření sovětských konstruktérů /11/ by nerovnoměrná struktura mohla iniciovat vznik trhlin při rychlém ohřevu
- 185 -
(indukčním) a ohýbání trub za tepla, mohla by se projevit ve oníiíení korozních vlastností ocele trubek, mohla by způsobit vznik trhlin při svařování. Jelikož však, jak sovětští konstruktéři uvedli, nejsou trubky ohýbány při použití rychlého ohřevu (jsou používány v přímém stavu), jelikož čistota vody v juderné elektrárně je přísně kontrolována a jelikož trubky i uvary jsou kontrolovány ultrazvukovou metodou s požadovanou citlivostí, souhlasila sovětská strana prozatím s použitím trubek s nerovnoměrnou strukturou v JE. Samozřejmě práce na vysvětlení a odstranění příčin vzniku nerekrystalizováné struktury budou intenzivně pokračovat. Zatím platí, že velikost auotenltického zrna je sice hodnocena podle GOST 5639 - 65, ale podle úsečková metody. Zůstal v platnosti povolený stupeň velikosti 4. Ve VTŽ jsme prověřovali mechanické vlastnosti trub 0 146 x 24 pomocí zkoušek v tahu při 20 a 350 °C. Přičemž zkušební tyče tyly vyříznuty z oblasti nerovnoměrné struktury v podélném i tangenciálním směru vzhledem k ose trubky. Výsledky jsou uvedeny v tabulce č. 2 společně s výsledky zkoušek tahem na zkuSobních tyčích vyříznutých v podélném směru z oblasti správně rekrystalizováné, tj. u vnějšího povrchu trubek. Všechny naměřené hodnoty odpovídaly požadavkům TP JE 02 - 77. Zkouška tahem byla provedena na noimalizovaných zkušebních tyčích na zkušebním stroji INSTRON. Prověřili jsme homogennost chemického složení trubek v oblastech s nerovnoměrně rekrystalizovanou, protaženou strukturou. Liniová analýza byla provedena na elektronovém mikroskopu J1S0L JXM 35 C s urychlujícím napětím 15 IcV. Analyzován byl průběh koncentraoe C, P, S, As, AI, Cr, Ni, Mn, Ti. Ověření prokázalo, že C, P, S, As, Mn, AI nevykazují rozdíly v koncentracích, obsah Cr, Ni a Ti kolísá v obvyklých mezích.
-
18Ó
•
6. Zaměření dalších výzkumných prací Problematice odstranění nerovnoměrné struktury trub z oceli 00 CH10 H10 I1 s použitím pro jadernou energetiku je ve VTŽ věnováno velké úsilí. Na základě konzultací s předními čsl. odborníky z oboru tváření, s prof. Elfmarkem, prof. Žídkem a prof. Koutským byl stanoven experimentální program, na jehož realizaci se kromě pracovníků VTŽ podílí pracovníci VÚHŽ Karlštejn, SONP Poldi Kladno, k.p. Skoda Plzeň, MM? UK Praha, SVÚOM 1'raha a VÚHŽ DobráZ dosud získaných poznatků vyplývá, že těžiště problematiky je nutno hledat zejména v těchto oblastech; - technologie výroby oceli (CaSi) - výchozí struktura kovaných bloků, tj. stupeň protvářeoi, velikost zrna /12/ - elektronomikroskopické studium hranic zrn, resp. překážek blokujících průběh rekrystalizace - dokončení a vyhodnocení klínových zkoušek válcovaných ze zkušebních vzorků z oceli vyrobené klasickou technologií iíOI1 a novou technologií VOD + CaSi - odzkoušet alternativní technologií výroby některých rozmarů trub např. válcováním za studena na poutnici 8 1/21 - prohloubit znalosti o skutečných teplotně deformačních podmínkách při tváření trub za tepla a pokud možno tyto podmínky optimalizovat, např. i při použití jiných rozměru vsázky.
-
Lí>7 -
Li Lera tura: /!/
J. 1'acák, M. Tomeš: Vlastnosti ocele 08 CH18 N10 T z pohledu výroby bezešvých trub pro jadernou energetiku, konference: vlastnosti a výroba výkovků pro energetiku, Plzeň 1982, Sborník str. 148 - 161.
/,:/ B. J. Džugutov: Plastičeakaja deformacija vyaokolegirovany ch stalej i aplavov, Moskva, Metallurgies, 1977, atr. 348 - il1. /',/ l.. l. Novikov: Teorija tormičeskoj obrabotki metallov, Moskva, Metullurgija, 1974, str. 90 - 92. /<)/ «J. Šedivec, V. Koptik: Příspěvek k výrobě a vlastnostem výkovků z austenitické oceli ČSM 17 21-7, konference: Vlastnosti a výroba výkovků pro energetiku, Skoda Plzeň, 1982, sborník str. 162 - 172. /'•)/
/6/
K. Kato, Y. ;;aito, T. Sakai: iixperimental investigation on recovery and recrystallisation by high, speed hot rolling test mill, 4» Československo - japonské hutnické sympozium, Praha 1983, sborník str. 16 - 25. :•;. J. Lezinskaja, L. I. Ševčenko: Stal, 1976, 3, str. .!64 - 265.
/'(/ A. I. Rizol, V. P. Sokurenko, E. J. Lezinakaja, L. G. Kovaleva: íítal, 1981, 11, str. 74 - 76. /8/
0. o. Viljans, A. D. Kovaleva, S. K. Kudaáevič: Met. i /:ornorud. prom. 1982, 3, str. 34 - 36. A. P. Cekmarev, V. M. Drujan: Teorija trubnovo proizvodstva, Moskva, Metallurgija, 1976.
- 188 -
/10/
J. Bile, tí. Hoderny, A. Tokarz; Modelling of conditions for hot pil&er rolling of stainless steel pipes, konference: Tvařitelnost kovů a slitin za tepla a za studena, Ostrava, 1983, sborník str. 284 - 292.
/11/
Babkov a kol., technické jednání dne 29. 11. 1983 v ZBS Jiolavec.
/1:V
M. Tomeš:
Interní zpráva VTŽ, leden 1984.
Tabulka 1:
Rozdělení úběrú při tváření trub
při výrobě trub 0 146x24 operace
prodloužení
lisování
1 ,0?.
el on/jo vání
1 ,20
poutnička válcování celkům elon^ování + poutničko vá.l co vání
redukce průměru %
obecně používané redakce prodloužení
redukce průměru c,l>
1 ,02 - 1 ,18
2,0 - 15,3
16,6
1,15 - 1,35
13,0 - 25,9
4,1
75,5
3,0 - 6,7
66,6 - 85,0
-5,0
•80,0
4,0 - 9,5
75,0 - 89,5
- loo -
Tabulka .'.': Mechanické hodnoty trub 0 146 x 24 mm v podélním aměru trubky u vnějšího povrchu (a), u vnitřního povrchu (b) a v tangenciálním aměru (c) u vnitřního povrchu trubek
č.
trubky
zkus. tyčse
20 °C
při
35O°C
Rp 0,2 /ÍJPa/
Rm /MPa/
A5
573,0
52 ,50
266,4
b
300,8 303,2
578,3
243,9
c
312,9
572,7
51 , 2 5 61 ,20
a
326,4 308,8
574,5 580,6
54 ,62
b
249,9 227,6
c
267,2
576,7
a b
313,3 299,6
567,5 576,3
51
c
243,8
a b
a X/.i
y/A
/
51 ,62 6 3 ,60
Rp 0 , 2 AlPa/
253,9
269,7
53 , 2 5
249,8
,75
253,1
585,4
62 ,00
248,4
272,5 259,3
591 ,0 582,2
55 ,25 5 3 :, 0 0
238,9 227,7
c
285,5
568,1
62,,40
255,0
a b
338,2 327,2
577,7 534,0
5 3 , ,50 5 1 , ,75
c
-
-
245,1 220,3 -
a
341,5 294,0
586,6 584,5
c
299,6
571,1
5 1 , 25 5 0 , 15 59, 20
278,5
b
a
283,3
594,4
56, 50
b
289,9
5 2 , 50
209,7 228,2
c
349,1
597,5 606,2
62, 80
254,0
;ya
JMU
při
míato odběru
pokračování na další straně
238,5 278,8
- lpi -
• it!l)
'106
u b c
305 ,6 275 ,7 372 ,9
584 ,5 588 ,0 582 ,5
52,75 59,20
229, 5 225, 9 250, 1
a b c
317 t2 293 ,2 296 ,6
590 ,5 584 ,6 593 ,1
53,25 52,75 60,40
252, 6 236, 3 224, 1
a b
328 ,4 294 ,8
297 ,3
49,12 53,92 59,60
278, 1
c
594 ,6 581 ,3 589 .5
52,50
221 ,4 220,8
předpio dle 'IT
.Ji: O . Í - 7 7
> 215
- 4 90
> 37
185-335
- 192 -
Obr. 1 : Norovuu.-mrno.-jt ri Lruktury Ituvu trubky (5 »un od vnitřního povrchu trubky)- Výbruo zhotovon vo omori1 tváření (trubka 0 V;!:' x ?.B,r-> určená pro třínkovú opracování na 0 11G x ?A Bi
Obr. íí: Rokryíjtalizovauc zrno n vnojíjího povrchu trubky. Výbrus zhotoven ve omoru tváření. Trubku 0 152 x 20,5 určená pro třískové opracování na 0 1-16 x 24 mm
•'•' y y ~ \ v . ; . . r ^ , t . . . > ;
;
:
>
• .
i
••
•y,k-í.ď.^^
Obr.
**.is.\>
3:
Mlkrofjtruktura v obl(i::ii 5 irun od v n i t ř n í h o povrchu t r u b k y 15- 7. :_'0,!j roň. Vylnii:j v p ř í čním
•^vrws:-^.
třískové opracovaní vnitřního povrchu Týlisku na 0 300 x 80
lisování kovový blok
karuselová pec. ohřev aa 1230 C *doba ohřevu 260 aia.'
s § "
karuselová pec. ohřev na 1230 °C doba ohřevu 192 mu
• 4000 '#300
•longovánl ý dvouválcové děrovací s t o l i c i
odřez poulaiické hlavy
Cbr. 4:
tepelné zpracováni 'v průběžné peci
poutnička hlava "lec
opravárenské operace
Schema výroby trub 0 146 z 24 mu
válcováni aa poulaiické s t o l i c i vyválcovaná
třískové opracování na 0 146 x 24 sn
dokončovací operace a kontrolní operace
- 194 -
vyválcovaná trubka
tra
Obr. 5:
Schema poutrdckého válcování
cUforaace
f
1 /
-^
/
N
10
8
^
\
\
/
\
\
'/
' / • • •
\ •
\ \
.m=5
^
h • ' •
\
\
•
2 •
0-
délka tvářené oblaati
Obr. 61 Rozděleni deformace podél tvářoaé • ' při poulaáckÓB válcování /10/ pro V^ZÍ posuvy předvalku do xábčru
-
195
-
vnájáí povroh trubky
vnitřní povrch trubky
Obr, 7> Pravděpodobné rozdělení deformace a teploty v tlouáíoe Btěny válcované trubky
£..._. y^
'\-'pTP^fWí:^
Obr. 8i Pásmo rekrystalizované struktury u vnitřního povrchu tvířsné trubky
VÝROBA A VLASTNOSTI VOLNŽ KOVANÝCH VÝKOVKŮ Z .AU3TENITICKÝCH OCELÍ PRO JADERNOU ENERGETIKU. Ing Jan Šedivec CSc Skodn.k.p. Plzeň, ÚVZÚ Vlnatnosti a druhy ocelí, typy výkovků, požadavky na výkovky. Opatření k zajištění ultrazvukové prozvucitelnosti. Možnosti zvyšování mechanických vlastností. Tepelné zpracování /ýkovků. .
Z austenitickvch chromniklových ocelí se pro energetiku
vyrňbí různé druhy výkovků od součástí armatur, přes řídící a regulační mechanismy, až po části tlakových nádob. Jejich hmotnost se pohybuje od několika set kilogramů až po několik desítek tun. Používané materiály a typy výkovků. Základem těchto ocelí je kromě železa 17?* až 22# niklu a U/.'> až, 14'/i> chrómu. Obsah uhlíku bývá nižší než 0,15?>. Z důvodu svařování výkovků ,je ocel stabilisována titanem nebo niobem. Nňkteré druhy ocelí obsahují další prvky, jako např. molybden, vannd, tantal. V Československu se nejvíce používá ocel ČSN 17247, která je srovnatelná se zahraničními ocelemi. V závodě Žlcodn nebyla zatím mocnost vyrábět z těchto ocelí nejtěžší díly pro výrobu jaderných elektráren. Umožní se to teprve nyní vvedením liau o max. tlaku 104 MN do provozu. Na tomto lisu bude možno kovat i nejtěžší výkovky pro primární okruh i tlakoví' nádoby. Lze předpokládat možnost kování podobných výkovků, jako kove např.fa Japan Steel Works na lisu o tlaku 100 MN. .cdním z nejtenčích výkovků je disk o průměru 4720 mm a tlouštce (>10 mm z oceli AISI 347. Hmotnost disku je 03 t / I / . Byl vykován z ingotu o hmotnosti 140 t. Zákonitosti při kování jsou znnz*"orní"ny na obr. 1. Celý postup výroby výkovku je rozvržen do i":tyř ráží. V prvé fázi se jedná o přípravu ingotu k intensivnímu kování. Spočívá to v rozrušení lité struktury v povrchových částroli ingotu. Pro ni-ší plastické vlastnosti lité struktury je nutno provádět tváJení menšili uběry. Dc.xiíW +r<'\ i !. poměrně
- lQ7 -
iu.-il -'nij v. jenm'ri í zj-nr, ei inr.lérriu £;r'''en"" \„roTství a velikosti vril.n'rh v rul. Teplota ohřevu jp vy.ooká z důvodu sní/.ené tvoH ít-ii.urA i v 1 itf-m rtfivu. Nevzniká nebespečí hrubnutí zrna a ni'i'.k'' ck.-rorrnnrrií odpory při vyjoUé tř.ilotě tv;'ření umožňují rt.zru.'-.vn.i liti-' ntruktury clo vět.-";í hloubky. Vf dri.]i<' P.vzi probíhají intensivní deformace, které eliminuji" vnitrní v rul v, snižují velikost zrna a unrovují polotovri- ]•'.•<> óo::r< ení konečného tvrru výkovku. K donrvž.ení pošacov.-nvcb velk.ych deformncí je nutná opět vymoká teploto ohřevu. Třfití fáze kovaní c.louží k maximálnímu přiblížení st- konc"n/'ii!j tvaru v.vkovku c jeho dokončení. Aby bylo dosaženo pot; rfbiii'rio zjfjn.r ční zr-nri., nesmí se připustit jeho zhrubnutí při oliicvu ke kovaní. Proto musí být ohřev prováděn na teplotu niv..-'f než je teplota sekundární rekrystfllisace. Během tohoto inli.iiiiivního tváření dochází k podstatnému snížení velikosti zrn.-, i likvidaci , nebo nlespoň omezení vnitřních vad, které" D C riL-cliázeJy v in;;otu. (Hvrt.-I r.-'ze clouř.í k rozpuštění karbidů a homogenizaci ;•;),rul; l.nry. Hozyouítěcí /íhání je zpravidla na teplotu vyšší ncř je teplotíi prinjárrí rekryetctlú sr ce. Provác!:' ee od teploty r j'/O"c a' do teploty 1100°C, podle chemického složení, předchozího průbčhu tvfířffní a poíridovf.ných vlastností výkovku. Z.íkonlto^tí uvedených na obr. 1. se využiv;' v závodř 5l;od.-. Plzeň obecně, tedy i při kování vvkovků pro energetiku. :;oherna v.ýrobního postupu uvedeného disku 0 4720 mm x 610 ruin je nrznačeno na obr. 2. Ingot hmotnosti 140 t o středním ju-ňim'í-u 2"y,r_' mn n íólee těla 3400 mm se po oddělení půdní části oliif.-jc na teplotu 1200°C n lehce se překove celý povrch zři účelem rozrušení primární lité struktury v jeho povrchových ?.-ícjtech. Z hlavové části ingotu se připraví čep pro pochování. V:ru\\ý ohřev no provádí ns teplotu 125O°C. Tělo ingotu se naP'Vtuijf? na výšku 2900 mm, průměr těla ingotu se tím zvětší nn cca li700 mm. T M I , / ohřev je opět na teplotu 1250°C a provádí se napěchování tt-lrt Ln^otu kolmo k jeho ose na tlouštku 2500 mm. Čtvrtý ohřev je etále na teplotu 1250°C. Z hlavové části se ortli r-njí mnnipulaění tep o provádí se delší zploSíování tola n (
indolu Luk, aby D C dosáhla o průměru ces 2600 mm.
- Ig8 -
Pátý ohřev je na teplotu 1200°C. Převádí - - delší zplošíová. . desky a její kulacení. V šestém ohřevu je teplota snížena na 1150°C. Pěchovacím trne.o průměru 2000 mm se provádí pěchování /ztenčení/ střední časti desky na tlouštku 950 mm. Sedmy ohřev je na teplotu 1150°C a provádí se při něm pěckevíní obvodových částí desky na tlouštku 950 mm. V osmeru ohřevu se snižuje teplota na 1100°C a pěchuje se op< r. středová část dtssky trnem o průměru 2000 mm na tlouštku 850m.". Devátý ohřev je opět na teplotu 1100°C a dokončuje se při noro kování na konečné rozměry, t j . tlouštku 610 mm a průměr 472v"vra>Po vykování následuje rozpouštěcí žíhání. U této oceli AISI 34? se provádí na teplotu 1080°C. Výkovek se ochlazuje do vody ve vertikální poloze. Ve vzdálenosti
od povrchu 150 mm až 300 rrrc
je v rozmezí teplot 850°C až 500°C bchlazovací rychlost ?°C/;T]in až f,0C/min. Z uvedeného příkladu jsou patrné podobné zásady jako se využívají při kování výkovků Ů oceli 17247. Je to rozrušení struktury v povrchových částech ingotu, intensivní kování za účelem snížení výskytu vnitřních vad a zjemnění zrna a intensivní deformace se sníženou teplotou v posledním žáru ke zjemnění zrna. Je shodný názor,
že velikost deformace v posledním
žáru by měla být alespoň 30%. Teploty ohřevu používáme pro ocel 17247 asi o 50°C nižší než bylo u výkovku disku použito. Kování výkovků z chromniklových austenitických ocelí se dosud pro~ vádělo na lisech o tlaku 10 MN, 15 ffl a 2^,5 MN. Hmotnost výkovku byla od 230 kg do 1350 kg pro 1 kus. Menší výkovky se zpravidla slučují a kovou se jako dvoj- troj- či vícekusy. Tím se vytváří výkovky tyčového tvaru větší hmotnosti, někdy osazovnné, které se dělí většinou až po tepelném zpracování. Jejich výroba obvykle nevyžaduje zařazení pěchovacích operací* Současné zavádění lisu o max. tlaku 105 MN dává předpoklady k vytváření podmínek pro kování výkovků podstatně větších hmotností. Velikost zrna a akustický útlum. Jednou z technických přejímacích podmínek u výkovků pro jadernou energetiku je ultrazvuková kontrola a kontrola velikosti zrna. Ultrazvuková průchodnost ne .-"•- -<-:je s tlouštkou
výkovků, je nle toké závislá na jejich struktuře. Jemné rovnoměrné zrno umožňuje prozvučitemost výkovků mnohem větších tlou.štek, než zrno hrubé nebo nerovnoměrné. Akustický útlum ne zvětšuje c velikostí zrna tím intensivněji, čím je zrno hrubší a rente také s frekvencí / I / , jak znázorňuje obr. 3. Požadovnné relativně jemné zrno l^e dosáhnout dostatečným prokováním v oblasti snížených teplot tváření. K tomu je třeha redukce minimálně 30% při teplotách nižších než 1100°C/3,4/. Jiný způsob k dosačení jemného zrna u výkovků z oceli 17247 .je zařazení operace pěchování minimálně o 1/3 výšky. Bylo to prokázáno při pěchování ingotů o hmotnosti 6,5 t. Po napěchování byly ingoty překovány v jednom případě na průměr 750 mm, v druhém případě na průměr 550 mm. V obou případech i při těchto rozměrech byly výkovky dobře průchodné, koeficient útlumu byl nnměřen ot - 0,05 až 0,12 dB/cm, což je velmi příznivé. Další moínoct získání jemnozrnných výkovků je použití inpotů z elektrostruskově přetavené oceli, které mají příznivoj/ií strukturu, než oceli lité do kokJly./5/. Z ingotu o p n W - r u 300 mm byly vykovány odstupňované výkovky z kovacích teplot 1150°C, 1100°C a 1050°C. Spodní hranice kov-scích teplot byla 880°C. Leptacími zkouškami bylo prokázáno, že výkovky kované z teploty 1150°C mají ji? při stupni prokování k = 2 jemnozrnnou strukturu bez výskytu hrubých^málo deformovaných zrn, nebo zbytků primární lité struktury. Naproti tomu výkovek kovnny z teploty 1050°C měl při stejném způsobu kování ještě při otupni prokování k = 3 t l P^i povrchu výkovku oblasti hrubších zrn. U elektrostruskově přetavené oceli je vlivem vyšší čistoty, jemněji rozptýlených nečistot, jemnější a homogennějíií struktury menší stabilita primárního zrna při deformaci za tepla. Mechanicko vlastnosti a možnosti jejich zvyšování. Chromniklové austenitické oceli se nevyznacují vysokými pevnostními vlastnostmi. Proto se využívají různé způsoby, vedoucí ke zvýšení hodnoty meze kluzu. Podle požadavků uživatele a možností výrobce lze využít tyto způsoby: - úprava chemického složení .-přecipitační zpevnění - deformační zpevnění
- 200
-
Úpravu chemického složení zpravidla ...řejímací podmínky nepřipouští. Většinou lze využívat pouze o M í k u a titanu v rj;raezí stanoveném normou, případně lze využít dusíku. Uhlík a dusík dávají největší příspěvek na zpevnění. Titan spolu 6 uhlíkem vytváří za určitých podmínek jemný precipitát, který příznivě ovlivňuje pevnostní vlastnosti oceli. PrecipiLační zpevňování je tím účinnější, čím dokonalejíl bylo rozpuštění karbidů a tedy čím více se vyloučilo jemně diopersního precipitátu. Je to ovlivněno teplotou žíhání, al--. i rychlostí ochlazování výkovku. Protože se ochlazování provádí obvykle na vzduchu, je jeho rychlost určována hmotností a tvarem výkovku. Nejvýhodnější teplota precipitačního žíhání je 800°C po dobu 1 hod. Prodloužení doby žíhání nepřináší výraznější zvýšení hustoty precipitátu. Žíhání na teplotu 050°C ee nedoporučuje, neboč se za určitých okolno&tí mohou vyskytnout nežádoucí fáze / 6 / . Deformační zpevnění tvářením pod teplotou rekrystalisace je dosti vysoké. U provozně kovaných výkovků se jím zvyšuje hodnota meze kluzu R 0,2 o 2&/o i více, podle teploty kování a velikosti deformace. Rozpouštěcím žíháním, které se u oceli 17247 provádí při teplotš 1050°C, se příspěvek deformačního zpevnění prakticky celý odbourá. Při nižších teplotách rozpouštěcího žíhání lze zachovat určitý podíl dislokačního zpevnění i po precipitačním žíhání. V určitých případech lze využít dislokačního zpevnění na vý'tovcích po rozpoustěcím, případně i precipitačním žíhání, '/.pevnění se vyvolá malými deformacemi /do 3%/ za studena. Na 1& deformace lze získat zvýšení R_0,2 až o 25 MPa. Dosažená hodnota meze kluzu zůstává zachována i po svařování elektrickým obloukem při použití vhodných elektrod. Závěr Při kování ingotů z chromnlklových austenitických ocelí je nutno dodržet zásady o rozrušení primární lité struktury Ingotu při dostatečně vysoké teplotě kování. Ke zjemnění arna je nutní alespoň 30#ní deformace při teplotě ohřevu nižší, než je teplota sekundární rekrystalisace. Jemné zrno je požadováno z důvodu ultrazvukové průchodnosti n Je možno jej dosáhnout - velkou deformací při nižších kovacích .>;ách
- 201 -
- zarrvjicnim operace pěchování - pouMtím elektrootrunkově přetaven/ch ingotú Pevnostní hodnoty výkovků lze zvýšit v určitých mezích - úpravou chemického složení - procipitaěním žíháním - deformačním zpevněním Z uvedených způsobů Je pro svoji jednoduchost nejvíce vyuv.íváno precipitační žíhání, i když nedosahuje nejvyšších účinků.
Liternturn / I / Suzufci K. et al. rlarge diameter stainless disc forgings for reoctor pressure vessel core internal. International Colloquium on Stainless Steels, Saint Etienne, May 1980. / 2 / Peckner D., Bernstein I.K.; Handbook of Stainless Steels, Me Graw-Hlll Book Comp., 1S77, New York. /3/ Elf-nark J,: Symposium "Tváření korozivzdorných a šárupevných ocelí", Octro.va 1973, str. 143. / 4 / Scdlvec J.; Výzkumná zpráva Škoda, 1983. /lj/ Vaidiš V., Šedivec J.: Výzkumná zpráva Škoda, 1S84. Jmirnov t.í.A. a kol.: Fazovyj sostav i svojstva deformirovrmnoj stali 12X18N10T posle dlitelnych nagrevov. Metalloi těrmičeskaja obrabotka stali, 1278, 5.1, str 29.
Text.y k obrázkům : Obr. 1. Účinky při jednotlivých fázích výroby výkovku. Obr. 2. Schematický postun kování disku z oceli AISI 347, hmotnost výkovku 83 t. Obr. 3. Vliv velikosti zrna a ultrazvukové frekvence na koeficient útlumu při ultrazvukové zkoušce.
- 2C2 -
teplota »»c. r«kry«taliaao« taplota pria. rakrystallaaea
I1 rýrobní 1 fás* 2
3
0BR.1
8
06§05-
•SQ2-
1
2 3 4
5 6 7 8 9
fiíslo twllkoati srna
OBR.3
—
Operace
Teplota ohřevu
J Í..J <
—
Náčrt
ingotHOt
oddálen/ půdy
Hlava
PŮda
malé překování
1200
pěchování
1250
pěchování kolmo k os* lngotu
1250
zplofi^ování a oddélení hlavy
1250
tplofilování a kování do kruhu
1200
pochování osové části
1150
pěchování po částech
1150
p
x*** ^ řv
H
-4 H
- + -D-H -r—i 4*690 ^
1—; pěchování osové Části
1100
pěchování po obvode a dohotovení výkovku
1100 7Ů
OBR. 2
In/*. Franti|ek Ja^^o?^ ÚVZÚ k. p. Skoda Plzen VÝROBY VOLNĚ KCVA:T-.-:; Z VUíiTENITICKŕCH OCELÍ PRO TVER.
•JA TI-MAJeNb i.'VO d
Kozvoj výroby komponent pro jaderr.ou < • .-•.!. ^getiku orientova v ÍSSK v posledních více než á e s e t i lf>tv<jn _ oměrně značné výzk' •: iv'- kr.pacity i pozornost široké technické v>- ŕ e j n o s t i k problem. ctt výroby a zpracování nerezavějících ocelí . Výrobní zkušeností přitom ukázaly, že p ř i volném kování těžkýc::? výkovků z oceli Iv ue j ovi potřeba nových poznatku nejnaléhavř;,5 i , a to v souvisle n nutností - lilepáit ekonomie la' parametry výroby c^stn u potlačení vzniku i v. /rohových t r h l i n - zabezpečit dokonalou ultrazvukovou průehc nos t výkovku - spolehlivě ghljvě dosahovat předepsané meze C,,:, zvláště při teplot •*
350
iiorjavadní poznatky výzkumu a výroby k. p, Skoda Plzeň z té>oblanti shrnujeme v tonto příspěvku. Povrchové trhliny Z eV:.onomických a někdy i technických důvodů je snaha volně k ovane! výkovky vyrábět bez hrubování povrchu ingotu či předkovk*. a ohřev ke kování realizovat v běžných pecních jednotkách v n i kterak význanin.ě upravené atmosféře. To přirozeně zvyšuje nároky na metalurgickou^kvalitu oceli a přesnost dodržování technologiekério předpisu tváření. rjateriálovými expertizami povrchové kvality mnoha výkovků vyrobených za te'ehto náročných podmínek a výzkumem vlivu podmínek ohřevu v oxidační atmosféře a ve vakuu ^sme došli k závěru, ;Í,P tendence k povrchovému praskání předkovku z oceli 17 247 se po~ Koruvatolno zvětšuje - při zvýšenén množství / f e r i t u ve struktuře - při nekvalitním povrchu ingptů - ÍIC i'.vyíju.i ícírri 3e obsahem siry v oceli Je možno konstatovat, že v podstatě neexistují tavby ani ingoir, kterŕ by při tváření povrchově nep_rask:a_y. V súvislosti na tavbových vln.3t.no3těch a podmínkách tváření se vsak pozoruje větľií či menSí sklon ke vzniku a šíření trhlin. Výskyt trhlin běžného ;•> extrémního rozsahu na výkovcích 0 265 mír. je n^ožno posoudit z obr. 1 a 2. Hlavním zaznamenaným typem povrchových trhlin jsou trhliny Dlátující podélný 3rnpr; v řezu běží šikmo k povrchu a mnohé z nich proi.o připomínají přeložky. Prakticky váechny trhliny se vyvíjejí z povrchových nerovnosti (obr. 3 ) . Vznikají již v počátečních stádiích tváření a šíří .se v pribShu dalších etap do vítší hloubky. Možnost rozvoje zárodkú poruch íio'Klržnosti je závislá na stavu napjatosti pod k o vudly a vlaotnoatoch oceli v kořenu vady. Nejde tedy pouze o vlivy danó chemickým složením oceli, ale t^ké změny chemického sloío.'Xj'i umožněné stykom povrchu s pecní atjnosférou a difusx některých prvků k volnému povrchu nebo povrch ••el?'"- '03 í.
-
205 -
:•'.€• zakončení t r h l i n a j e j i c h sekundárních v ě t v í j e velmi • unto .'.rcjmé i n t e r k r y s t a l i c k é č í ř e n í t r h l i n ( o b r . 4) a s o u v i s i or: t. ,;i.ii.ch oxi:it('iu:o s jemným p r e c i p i t á t e m ( o b r . 5 ) . Tento p r e cipj. i.-'t oostu t r h l i n y ^nepředurčuje, a l e v y t v á ř í se v okolí t r h Liri.y IIÍÍLledně. '/ o k o l í ^ t r h l i n y j s o u tak pozorovatelné a l o k á l n í '.•].'•!: ' ro.novou Mikroanv.lýzou p r o k a z a t e l n é zněny chemického s l o ž e •IÍ, ,}ny. co p r o j e v u j í i změnami fázového s l o ž e n í . Typický pro ok o i í t r h l i n j e di::peraní p r e c i p i t á t na bázi Ti / I / . Indikované I:;RI-IU.V chemického n fázového s l o ž e n í jsou jednak projevem i n t e r akce pocní atmosféry s povrchem výkovku a t r h l i n , jednak difuse k volm'inu povrchu výkovku s. povrchu t r h l i n z kovové m a t r i c e . V, pocii ř.tí/ioí-*"éry do povrchových v r s t e v proniká k y s l í k a síra, :; mutrjee uhlík, dusík, s í r a a hliník / I , 2/ a patrně i t i t a n a křemík /3/- Změny chemického a fázového složení na dně povrchové víi'.ly či por^(^;ji na hrotu trhliny vedou ke z t r á t ě p l a s t i c i t y u snadnému rozvoji defektu v jinak širokém rozmezí teplot tvárného auatenitu /4/> Protože j e zn:imo, že austenitickú oceli 18/3 nestabilizované t. i tuuorn ko vzniku t r h l i n tak jako ocel 17 247 náchylné nejsou, zdá :<> být nei-co.\ybné, že tendence oceli 17 247 k praskání při tvá iv.-i i í jtí o poj ona a gříto:;mo::tí t i t a n u . Zřejmě však nebezpečné iioJMcu hrubé, primáři:o vyloučené karbonitridy t i t a n u , jejichž přítomnost předurčuje dráhu trhliny jen dostane-li se celo t r h liny do blízkosti takových čáotic nebo shluků. S výjimkou n í z kých dokovacích teplot se nezdají být nebezpečné ani oblasti značné ;;a.gregaoe Ti (obr. 6). Zkuáeizooti vaak naznačují nebezpe>":no3t DTÍtwnnodti kurbosulfidů titanu a Ti(C,N) v dispersní podobo /4/Předpokládá se, že tyto částice mohou účinkem kyulíku oDaaieného v pecní atmosféře transforncvat na kysličníky Mt&nu TiO2 za zvíltiTiOvání objemu cca o 10 % a vyvolávat tak lokální tahová napětí až na úrovni vedoucí k tvorbě necelistvosl i . .-la dorradovuných hranicích z:m a v okolí t r h l i n vzorků studovaných Landovou /'j/ částice na bázi Ti a 0 prokázala Čechová /f>/. Při ohřevu ve vakuu k takové transformaci Ti(C,N) a karbo:TU!1 !"id"i litanu nedochází /4/. r;!ru;:orioati jen potvrzují nevhodnost ohř-evu oceli 17 247 v ulluř oxidačjií atrr.oafGře a nadměrně dlouhého ohřevu na kovací to p 1. o i.u. Pokud jde o povrchovou kvalitu jLngotů, která má při vzniku trlilju mimořádný v l i v , je na místě preferovat ingoty l i t é spodem z vyLiiíí l i c í teploty. í vliv o jferitu na tvařitelnost austenitickych ocetf y br známý. áý Přř i volném é kování k á í 7 247 ič výý l í ,j i.- obecně dobro P o c ell i 17 robou r.nznamenáván v l i v i v poměrně úzkém rozmezí 1-6 % o f e r i t u . i;Izilco z tvorby povrchových t r h l i n se zjevně zmenšuje u t a veb Í; obsahem o f e r i t u pod 3»5 íS. i Jj. trriz vujcqvá_ _p.ru_c_h odnosjt bokonn,lá ultrazvuková p r o z v u č i t e l n o s t výkovků z a u s t e n i t i c kýcli o c e l í , j e ž j e pro komponenty z jaderného programu požadová:m v uouvialo.-jti £i vysokými nároky na pracovní s p o l e h l i v o s t , j e prvořadč z á l e ž i t o s t í d o s t a t e č n ě jemného z r n a . Dobrou prozvučit e l n o s t l i m i t u j e dosažení v e l i k o s t i zrna nejméně 3 podle stan<* • dui-dní a t u p n i c o , t j . d q .v; = O|125 mm. Obecné zásady teohnologie t v á ř e n í OORII 17 247 pro z a j i š t ě n í tohoto požadavku formuloval v iVi'1,-' p r a c í Elfmark / n a p ř . 7i 8 , 9 / .
-
2CČ ~
Přísné ultrazvukové zkouaky zaveden*-' . Vina, jež ma^i /ylcíu-.ovnt největší provozní spolehlivost a j.-.-., ^ahrnují ověřování kvality jejich povrchových vrstev pomocí úhlové sondy a příčného UZ vlnění ukázaly, že přes docrr:ov.-..ji obecných záíjad /7» 8, 9/ mohou být u volně kovaných vý!: r"ků nalézány extrémně hrubozmné o b l a s t i . Jsou lokalizované při povrchu a j e jinh Mouvislojt so zaznamenanými ultrazvukovými indikacemi byla prokázána lfiptací zkouškou celých výkovků (0 235 x 1100 mm), u nichž byly pomocí UZ předem vyznačeny defektní .oblasti. Výa.'ndek takové leptací zkoušky j e patrný na obr. 7. fíalézané hrubozmné oblasti měly obvykle tvar a velikost •Ilmiř, méně často byly zjištovány jako úzké proužky délky několika cm nebo souvislé pásy šířky a s i 40-80 mm. Hrubozrnnost sse projevovala do hloubky cca 20 mm (0 černého výkovku byl o 202U min v ě t š í ) . Hrubozmné oblasti se většinou nalézaly v pásech po colé délce výkovku, navzájem pootočených o 90 , takže v p ř i ' ném řezu byly vždy dva pásy orientovány proti sobě. zatímco okolní kovová hmota měla rozměr zrna menší než 3, tedy pod rosliaovuc í schopností oka, v hrubozrnných oblastech se nalézala zrna o d . - až na úrovni několika mm (obr. 7) - v ě t š í než -3 p_edle otfinfidrdní,stupnice. Některé další podrobnosti o nalézaných hrnbozmných zónách uvádíme v /"LQ/. 0 vyavallení technologických příčin vzniku těchto hrubozrnných oblastí se na základě představy, že do zjištěných extrémních rozměrů zrrio roste vlivem 3etrvání výkovku na vyaoká •ceploto, pokusil Šedivec, když hrubozr.inost s p o j i l s přeměnou deformační energie na tepelnou při kování za. vysokých teplot /1.I/. Později uvedl, že hrubozrnnost je výsledkem nízké dokoVticí tuploty při poolfidním ohřevu ke kování, jenž se provádí z toploty 10'jO °C /12/ (později následuje ohřev k rozpouštěc.ímu žíhání 1050 C). Již úvodní studie k tomuto problému však ukázala / I / a dnKií výzkum potvrdil, že hn bozmné oblasti jsou tvoi'-ony zrny, která se po rozpouštěcín žíhání nenacházejí ve .'jlfivu po rokrynlalizaci a nemohly tedy vznikat ani v průběhu nc:i'l <'iiního ohřevu ke tváření ani při následném rozpouštěcíra ží~ 'ía.i.'. Uvub'i I'irna představují zbytky zcela nerozbita primární l i c í .-51 fuktury, ,j:;oi: projevem j e j í dědičnosti nebo vznikají pro-rjf;no:ti rokrystalizace při kovářských ohřevech na vysoké teploty, tedy v počátečních operacích tváření, a dále ve struktuře přetrvávají / I , 10/. ?ento závěr odvozený z morfologie a substrukťiry ::m v hrubozrnných oblastech (obr. 9-H) je podpořen pozriT.tk.am o vysoké rekrystalizacni teplotě primární l i c í struktury 0'Mili 17 247 (cca o 200 C vyšaí neí se udává pro jemnozrnÍIOU bvíJi-cuou oeol /!()/). Problém existence hrubozrnných povrchových oblastí Je tedy spatřován v obtížnosti přeměny primární l i c/ n t /'iiktury nu joinnozmnou sekundární za určitých podmínek tvář e n í , nikoliv v možnosti nárůstu tvářením vytvořeného jemného zrna do extrémních rozměrů v průběhu dalších kovářských operací (í'í při ro£[>oui.';těcím žíhání. Teoretickou příčinou diskutované povrchové hrubozrnnost.i je obtížný průběh rekrystslizace v povrchových vrstvách výko'/|{'"', a to následkem nedostatečné deformační energie uložené v povrchových vrntvách výkovku po tváření a apriorní hrubozmné mikrcitruktury. Vliv uloženo deformační energie i v e l i k o s t i zrna nu ri r běh rekryoťil Lzace vyjadřuje hodno4 • • '^.n&tpr.ty I v rovíiici
-
2O7 ~
t v = D exp kdo t ,jfi doba potřebná pro rekrys'„aliznci x ,J objemu, Q je aktivační energie rekryntalizace, R plynová konstanta a T a p l i kován..'! teplota v Kelvínech. Konstanta B roste se vzrůstající voli!:o.-!ti' ama a klesá s rostoucí uloženou deformační energií v nrížce. Při daném stupni plastické deformace a rychlosti defonnnec konstanta B vzrůstá s teplotou tváření. Hekryatalizaci Viial: bi"ódí takó disperaní precipitace Ti(C,N) na dislokacích vynikající v průběhu tváření. Protože mírou uložené deformační on orv1: i o je hustota dislokací, a ta s klesající teplotou tváření vzrúotá, mohou ve struktuře 3011 časně probíhat dva procesy, které \m pr.ibťJh rekrystalizace působí protichůdně: vzrůst hustoty dislokací, který rekrystalizaci usnadňuje a precipitace 'iinporBMÍch Ti(C,n) na dislokacích, která má účinek retardační. Lzn předpokládat, že při vysoké počáteční teplotě t v á ř e l i , kdy muv'.o vo větší míře Ti přecházet do roztoku (nad 1100 C), exisLuji' 'jljl'u.:t dotvářecích teplot, při j e j í ž aplikaci nastává r e kryntalizace relativně nejobtížněji a neproběhne nejen při vlastním procesu tváření, ale ani oři následném kovářském ohřevu nebo při ohrovu na teplotu rozpouštěcího žíhání. ObLížno.st rekrystalizace oceli 17 247 s hrubou l i c í strukturou j(! zřejmá na t ,r. z diagramu na obr. 12. Bvlo ukázáno, že např. pí''i 1000 C a působeni tahové s í l y ve směru osy koluranárních kryntalitů rekrystalizace neproběhne ani při deformaci přes 90 }'.• /10/ (obr. 13). Z metalurgických činitelů se přisuzuje r e turdnčni' účinek také se/jre^acím chrómu, a to pro jeho vliv na energii vrstevnó chyby (snižuje j i ) . Technologické příčiny poVITÍJHÍVÚ hrubo/„mnonti jaou podrobněji rozebrány v, /10/. Důkaz přetrvání primární l i c í struktury na předkovku ($ 340, který prouol dvěma kovář3ký7ni žáary byl podán v /I}/. G~'n o Sixíí e Základní úroveň v ~ i a p r i o r n ě určena_-chemickým složením o c e l i fi případně 3 tím sófrvisej ícím obsahem u f e r i t u . V p r o c e nu opracování o c e l i se rozhoduje o rozsahu zpevnění vlivem r o z měru zrna, s t r u k t u r y a h u s t o t y d i s l o k a c í a množství d i s p e r s e a zpisobu r o z l o ž e n í k a r b o n i t r i d i c k c h o p r e c i p i t á t u . Uvedené s o u v i s l o n t i v y s t i h u j e rovnice Jvloa
^o p = O
^„
+
%
+
K
+
K +
ť
v 0,2 3 m z d p kde v, =s příspěvek substitučního zpevnění C'ln= příspěvek i n t e r s t i t i c k é h o zpevnění - příspěvek iTferitu ke zpevnění = příspěvek hranic zrn ke zpevnění q*\ •- příspěvek diglolcačního zpevnění
- 208 -
pratuj meze £1 „ při 350 °C. Přínpěvck ke zvýšení meze vQ „ od dislokačního a precipitačního zpevnění •.:áviaí na technologií kování a tepelného zpracování. V průběhu kování a rozpouštěcího žíhání se projevují oba úňinky společně a lze je jen těžko separovat.Rozsah precipitace Ti(C,tO nři vyšoí dokovací teplotě, cca 900 C, je patrný z obr. 14. Při rozpouštěcím žíhání dochází k anihilaci dislokací a :so>.— ranně k rozpouštění dispersního prccipitátu. Rozdílné strukturr ' .••itavy z hlediska množství a disperse precipitátu po rozpouštocT-i /,íh»ní, jež následovalo po dokování-" za nízkých teplot, cca 800 Z, lze posoudit z obr. 10 a 15- Sozsah průběhu těchto pochodů ovli. •• tíi.je me?, (T, p za teploty 350 C nejvýznamněji, ale možnosti prů be'rm těchto'amen jsou závislé na struktuře po dokování a ta je ovlivněna počáteční teplotou tváření, jež rozhoduje o přechodu •' i t e m do tuhého roztoku. Hodnota (žt „ při 20 C i 350 C je c:.cJ.ivě závislá na dokovací teplotě (v í&uladu např. se /li/) a pqd.nír kách rozpouštocího žíhání. Bylo přitom zjištěno, že rozpouštěcí ž-húní, jak 3e běžně provádí, t j . 1050 C/voda nevede k úplné rek-rystnlizaci základní kovové hmoty. Rentgenograficky a metalograficky bylo prokázáno, že ve^struktuře zůstávají nerekrystalizovauc fmementy /1/t jejichž přítomnost hodnotu ^ ^ zvyšuje. Příspěvek dislokačního zpevnění následkem neúplné rěKrystalizace i od (llnporaní precipitace je tím větší, čím nižší je teplota rozp,, třního žíhání a 'Hni kratží je prodleva na ní. Snížení dokovací teploty z 850 °C na 770 °C vede po rozpouštěním žíhání na 1050 C ke zvýšení meze fc 2 cca o 10-20 MPa. v závislosti na struktuře po rozpouštěcím žíhání lze očekávat dální zvýfioní meze í/1 ? aplikací stabilizačního žíhání, a to v rozmezí asi 0 až 50 MPa! Projevuje se závislost na obsahu uhlíku, du.iíku n hlavně titanu v tuhém roztoku po rozpouštěcím žíhání, a proto so dodatečné žíhání ukazuje jako účinné v případech nízkých hodnot (7~1n » po rozpouštěcím žíhání (při 350 C pod 140 MPa). Zvýfiení m e z H ^ způsobuje dispersní precipitacv Ti(C,N), není-li však titan v'zuhem roztoku přítomen, precipitace nenastává a mechanické hodnoty se prakticky nemění. Za optimální režim stabilizačního žíhání a přihlédnutím k žádané změně mechanických vlastno::tí lze pova/.ovat 320 C/2 hod/vzduch. U austenitických Cr-KTi ocelí se čaoto pozoruje značná strukl u m í hctorog'jnita, která je vyjádřena např. zásadními rozdíly v huntotě dislokací a různým ^rozsahem precipitace i v rámci mík-roobjemů, např. dvou sousedních zrn. Ta je zřejmě také příčinou vo.lkžho rozptylu mechanických vlastností, zvláště (ři. 2 P^i 350 °C. Tento rozptyl může činit až 80 MPa a projevuje se běžně po odebrání akuaebního materiálu z povrohu (je pevnější) a z podpovrohovýcli vrsi^v výkovků. Příspovek dislolcačního a precipitačního zpevnění lze ponoudii; pomocí vztahů uvedených v / 9 , 16/. Závěr
Nazunčené nroblómy j a k o s t i a ekejnomie výroby volně kovaných výkovku z oceli 17 247 byly v k. p. Skoda řešeny úpravou technol.ifrie, kl;orá př-iíilíží k teoretickým i praktickým příčinám v z n i ku pozrch ových t1 r h l i n , povrchové hrubozrnnosti a nízkých hoduo* íiíczo (?^ g P "^ 350 C. Podstatou t é t o ^cr> nrJ o.:.io /13/ j e
;'.níi':.t:\>í mzimúlní počáteční tenlcty (.1140 C) a zvýšení dokovací toploty (900 C) v prvých kovářských ohřevech, aplikace alespoň jodnclio úhlového kovíjdla při pivnín; a druhém ohřevu, snížení teploty kování r.a 1050 G JÍ dokovací teploty na 770 C v závěrečných kov?.'i'\':i-.ýeh operacích. Úprava technologie sleduje r o z b i t í primární licí' ntruktury povrchových vrstev j i ž v prvých dvou žárech v celé dólcfi prcdkovku, zamezení možnosti projevu dědičnosti primární l i i:a ntruktury b'hnm dalíáích operací, příznivější rozložení napětí po'i kyvadly, aby so cnezil výskyt trhlin a dosažení vyšších hodnot i/ „ o aplikací ni^áích dokovacích teplot v posledním žáru. ]jítcrr,U.nri_ /I/ JA.Ni)OŠ,P. a k o l . : Úvodní stu.dj.c- k p ř í č i n ě vad ija výkovcích tňioa reduktorů z oceli C8CH10.710T, TIZ UVZÚ Skoda .'la.iň, 1^80 /?,/
Y05IÍÍAřiA.,iC. a j . : Trans, of J a p . I n a t . of Xet., Vol. 21, Mo 7, 1900, s . 425-432
/3/
KIVFKREjJ.C. : ne publikované prví o e z r . 1S'71, uvedeno / 'T. r.Tulvey-R.K.Webster: Idodem Physical Techniques in Mat e r i a l s Technology
A/
LAUDOVX,S.-ČECHOVÁ,D.-JAITOOŠ.P: Poznatky z hodnocení p ř í u i n puvrchovýcli vad u legovaných Cr-NI o c e l í , Sborník z konference Přínos laetalografie pro ř e č e n í výrobních problémů, X.Vary, r-í,j<.:n 1983, s . ?99
/';/
LAíJi'OvX,S. : soukromé odělrmí
/(',/
ČfíCHOVÁ.D. : protokol ÚVZÚ Škoda Plzeň, 19S2
/?/
KT.Fi\lAKK,J. : Vliv podmínek t v á ř e n í na v e l i k o s t zrna a mechanickí' v l a s t n o s t i velkých výkovku z austeniticlcých o c e l í , :'boniík z konference Tváření korozivzdorných a žárupevných o c e l í , DT-ČVTS Ostrava, 1973
/&/
Ki,FhlA.l
/'.;/
/LV/ JAKTDOŠ,P,: Příčiny povrchové hrubozrnnosti výkovků z o c e l i 08CRT8N10T, Sborník z konference Přínos metalografie pro ř e :"ení výrobních problémů, K.Vary, ř í j e n 1983* s . 280 / l i / ,ŠMl)IVt)C,J. : Příspěvek k ř e š e n í Cr-ííi a u s t e n i t i c k ý c h pro JE, TIZ Skoda Plzeň, 1982, s . 44 A2/ ŠliUIVEC,J. : Výkovky z chromniklo^'e a u s t e n i t i c k é 17 247 S, TIZ Škoda Plzeň, 19S3
ocelí
oceli
/1.J/ JA^Il)OS",P.-GE;CHOVÁ,D.-KOJfK,Z. : X příčině vzniku t r h l i n na výkovcích z ocnli 08CH18N10?, TIZ Skoda Plzeň, 1982 /14/ ri(VIMt;,K.J. a d a l š í : J I S I ,
205 (1967), s .
161
/15/ PICKKKIWG.P.B.: Sborník ?o Word Improved D u c t i l i t y and Toii,':imeas, Kyoto, 1971
/!•'/
r.iV.'il a kol..: \ocovery and iieoryatal'ii.zacton in AISI 3?1 : ; lo(il a t ^yna.iiic and S t a t i c Conditions, Cborriík z konferencii vo I'loi'^ncii, z á ř í 1980
/'}.'!/
',":'.TP.it,'iA.ll, J . : Příspěvek ke studiu r.ieci;:inic!cýcii v l a s t n o s t í Cr-rli nnr, íeniLiclró o c e l i 18-10 používanú pro komnonenty j.-uloriHj of.er/jftiky, Sborník z konference Vlastnosti a výr'ib-i vykovk"i :: Gr-Mi a u s t e n l t i c k ý c h o c e l í pro energetiku, Č-YTS Pl:-,cň, í-r.jen 1(J7S, s . 136
Obr. 2
Obr.
Obr. 4
Obr. 7
Obr. 8
Obr. 9
1000 1200 TRHACÍ TEPLOTA (»C)
Gbr. 12
Obr. 13 ' ~r~.^>
^ \ -
• .
Obr. 14
Obr. 15
. • Art
ZÁľUoTKOVÉ VÝKOVKV Ĺ d - Ni AUoTbNÍ TICkVG'
. "0 JADERNOU
ENLRGETIKU Inji. Jun šedivec, CoC. k. p. Škoda Plzeň, ÚVZÚ Druhy výkovků a charakteristika jejich výroby. Používané oceli. Dosahované vlastnosti výkovků, možnosti zvyšování meze k luzu u dutých výkovků. Ověřovací zkoušky deformace vnitřním protlakem a jejich zhodnocení. Kozšířením výroby jaderných elektráren vznikly zvýšené no/.;idavky na výrohu výkovků. To molo za následek převedení i.óktorých volně kovaných výkovků na výkovky zápustkové, oledo válo so tím snížení výrobních nákladů, zvýšení kvality výkovl a zvýšení výrobní kapacity. Poý.aduvky na výkovky, jejich materiál a vlastnosti Požadavky na výkovky jsou specifikovány v technických pře jímacích podmínkách. Obsahují chemické složení oceli, mechani: k<'- vlastnosti, velikost austenitickeho zrna, čistotu oceli ( případně další ujednání, jako odolnost proti mezikrystalové korozi, kontrolu ultrazvukem apod. Zpravidla se zaručují ná-sle dující vlastnosti. p ř i 20 °C podélná
příčná
při 350 °C podélná příčn
MHZ nevnosli li
480
4 60
333
320
Mez
205
195
157
150
35 50
2f
25
40
40
20 32
kl u z u
lLf',2
Tiižno.st Ar
ŕ ont rakco Z
Voli kost au.stcnitiokého zrna po tepelném zpracování musí být r.in. stupně :\. Pro obsah kysličníků, kremičitanu a sirníkú se připouští max. stupeň 2, pro obsah karbonitridů titanu ae připnušití stupoň .J,Ci. Ultrazvuková zkouška je požadována většinou na polotovaru. Na výkovky z austenitických ocelí se nejvíce používá oco I ČoN \12A16, kiorá odpovídá zahraničním značkám COoT Oř Cil li M O T , A] JI ]J I , DIN XřCrNiTilt.10. r ••"• .- -K rovr.ôž
-
U
(ne 1i
/ i'li. ti i :•• .1
n
výkovku
ti'i'lotr
'(; h o d n o t y ..
.ii
/. ( i c d j
c i C ľ l í ! \ i I !.i.().! na
-
7
>(• s •;> I in 1 n í n. u v e d e n ý c h
•.' s t ; r I.' ,\ i I I.. <>•>. nejsoi
2l
'.,tJ
liylo
lí'l.'O ,::
U.A
min.
výkovkn
<.ir:iialur
ochlazením
ill
Via,
podmínek
obilie.
1 7 2 17.- v á ž n ó j š í
u
C s
technických
r o z p o t i & t ě c im
no
do
vody
ílosažcno
tažno.st
byla
vyšší
pri
n e ž r<^
:.• i i i . i. I'.: ..• ľ a . V
soiic . . s i i ŕ
l'ii : i ; . o v y « ' . h
ilol'ó
výUovki;
z
sc
v
Ci>i
k.
' .
.ikodči v y r á b í
17
různých
ocelí
;>ro j ; . d ě r n o u
energetiku,
z,'ilmot-
no.st, výkovku so pohybuje od 3,30 k g / v i d l i c e / d o h m o t n o s t i l.JI" k ľ / t č l ľ s o v u n t i l u Js $("»/. Jedná se o tclcsH š o u p á t k a , p T i - r h o d ov.'i
ľiiiiiliy,
.-.(iváni i nr-.li.i r < - c . h I •v i l v i
1
o
k u s y ,
:•;<.• • r o v i ' . d í ľľ.i'ľvii
s rn>(.'. i ,'• 1 t i í i:'.'.
v i k a
<-r.0(!.
i> í e v á ž n ŕ
'.'idt'ľi
-,.;•"/
z.'.niisliiÄoň
-
na
- r o t il>« í . n ý c h
0,-'''
',..}.
t»ahj'dranl
zňnustkových
íic j t(";/.«í ick>'i.i
v ý k o v k y .si-
l i s u
20,13 . N .
!.l • ; I 11 v i L o • • t i vyknvku s(v v o l í t c clmo 1 o.n.iu k o v a n í , ľ p i c h »ii.1 i-1 - i.. 111 su vi. l;'.c!á Imd r)iíuio do ZÚ'HÍS t k y , nol:o s e n e j p r v e n ŕ e d l-.iivr H., liyil r;:i. 1. i cki'wii LÍHLI a z t é ž e t e p l o t y vykovo v z á p u s t c e . ľ rit m* j.jii-ni1 ; ľ í / . n i v ý t v a r výkovku j o n u t n o v y k o v a t p ř e d k o v e k víslnýiii koví.n i'iii. ľiu p í e d k o v c í ch s e jiotoii! "irovádí a p r o l a c c , d a l .': t (i!ii'«v na kovmi t e p l o t u a vykování v z á p u s t c e . kovací ť ' p J o t ŕ i m;, t o r i á l i . ČSN 17247o j e l l ó ' 1 - i-.^ °C, ve vy j i iľfľ'iýcli ní'ípiiflccli 1200 C s om('zením v ý d r ž e na t e p l o t ě max. : h o d . / ! / . L o c e l i O'iCr 18Ni 1 IAK>3 j e k o v a c í t e p l o t a rovněž. I 1 :.*> - í !>:i °C s i.io/.ností p ř e k r o č e n í na 11&0 °C s max. v y d r ž í im t o p l o l ŕ :í liod. / j / . VI iv v e l i k o s t i do formace v r o z s a l i u p o u ž í v a n ý c h t v á ř e c í c h t e p l o t na v e l i k o s t z r n a j e na o d r . 1. Z o b r ó z k u j e v i d ě t n í ' r ň s t vo I i kos t i zrna u netvárené o c e l i při ohrevu na t e p l o t u 11D0 C oproti ohrevu na J-Ĺ.0 C o cca 2 s t u p n ě , o r o s t o u c í v e l i k o s t í deformace se /.inonšuje p ř í r ů s t e k v e l i k o s t i zrnu a p ř i deformaci !:, - 4[> ',„ '.n> do t e p l o t y 1100 °C - 1150 °C veLikost zrna s t v á ř e c í teplotou prakticky nomční. /.výšená v e l i k o s t deformace ovlivňuje příznivě v e l i k o s t zrna. lake u oco l i ČóN 17247S do t e p l o t y 1100 °C je r ů s t zrna i p ř i li) hodinové výdrži na t e p l o t ě zanedbatelný. Mírné zvýšení vel i k o s t i zrna o cca o,5 - 1 stupen s ojedinělými ostrůvky hrubších y.rn je po ohřevu na 1150 °C až do doby ohřevu l> hod. (oi'ľ. .1). ťři prodloužení ohřevu na 10 hodin j i ž dochází k výray.iiě j •:ítriu zhrubnuli zrna vlive.., zvětšení č e t n o s t i ostrůvku
- 218 --
'iruhých zrn /J/. Další zvyšování teploty na MfcO °C - 1200 °C JG možné jen krátkodobě, nebot dochází již po i hodinovém ohřevu ko zhrubnutí zrnu na stupeň 2 - 3 a s prodlužováním dohy ohřevu zejmóna při teplotě 1200 C zrno dále hruhne. Deformace podobné jako v předchozím případě příznivě působí proti hrubnut í zrna. Hospektování těchto poznatků lze při využití max. deformací při jednotlivých operacích dosáhnout jemnozrnných výkovků, \y.'iovu jí cích požadované velikosti zrna s velkou rezervou. Do formační zpevnční a jeho ověřováni Dokončovací teplota a velikost deformace ovlivňuje velikost austenitického zrna, ale i mechanické hodnoty výkovků. Doformační zpevnění tvoří podstatný podíl zpevnění těchto osel; Níi obr. 3 je znázorněn vliv teploty a velikosti deformace na hodnotu smluvní meze kluzu, stanovenou při 350 °C. Je vidět podstatný vliv nízkých dokovacích teplot na zpevnění. Účinek deformačního zpevnční je však z největší části odbourán t. zv. rozpouštědlu žíháním, které je předepsáno technickými přejí.nacími podmínkami. Provádí se z důvodů zabezpečení odolnosti proti mezikrystalové korozi. U dutých výkovků se naskýtá možnost vytvoření nového dynamického zpevnční vnitrním přetlakem, tak jak to v zahraničí využívá např. švédská firma Avesta /A/. Uvádí např., že u ocelí Crlt>NilOMo2 se deformací 6 = 2,5 % zvýší mez kluzu při 20 °C až o 20 %. Zvýšení meze kluzu a v menší míře i meze pevnosti rostt; s velikostí deformace za studena. Závislosti jsou přibližně stejné pro všechny austenitické korozivzdorné oceli, jen c.sahovanŕ hodnoty závisí na výchozí hodnotě smluvní meze klu-
z u /'.)/.
•
Pro praktické využití je důležité, že zvýšené hodnoty smluvní m«!z«i kluzu po deformaci za studena zůstávají zachovány i za zvýšených teplot /<>, 7, t>/. Proto vznikl návrh ověřit možnost využití zpevnční vnitřním přetlakem u dutých výkovků s cílem zvýsoní provozní bezpečnosti součástí, eventuelně snížení jejioli hmotnosti. Tylo proto přistoupeno ke zkouškám, které měly tuto možnost ovrrit. Deformací takových zkušebních tyčí při pokojové teplotě bylo zjištěno očekávané zpevnění u výk vků a j« zná: orněno ni« obr. 1 .
- 2lg VÍ) s pol uprac i k. p. okoda s JVÚ>.i Praha a .Sigma Modřany liylo urovedono d c ľormován í trubek fi 140/104 mm délky 900 mm viii trn J ni |>rr tJakriii. Trubky byly provedeny z vývrtíi těles ventilových armatur Js 350. Uiiá'/.'i I o ^o, /.e t lakování v přípravku, který zaslepoval konce trubky, ale neumožňoval axiální roztahování je málo účinné, rtrboĹ dochází pouze k dvouosé napjatosti a zpevnění je relativní'; malé. 1'roto bylo přistoupeno k zaslepení konců jejich zavařeninu Tím sice došlo k ovlivnění konců trubek vlivem přivařoných čel do vzdálenosti cca 70 mm. Byla tam nižší deformace a tudy i zpevnční. Ostatní části trubky vykázaly při 1 % do formaci zvýšení meze kluzu K 0,2 v axiálním směru o 25 MPa a v torném směru ještě o cca 3 MI'a vice. •Labilita zpevnění byla ověřována rovněž při svařování. K ovŕfování byly vybrány 2 trubky, kde byla provedena deformace vnitřním přetlakem £= 2,31 % a S = 3 ,k,4 %. Trubky byly přeříznuty, hrany byly upraveny pro V svar, svar byl proveden elektrodou VUZ A3F, která má R 0,2/20 °C = 350 MPa a tažnost A - ~\r> %. Ze zkušebních kusů byly provedeny tahové zkušební tyŕo, kterč moly svarový spoj uprostřed. Ve všech případech byly hodnoty meze kluzu R 0,2 vyšší u zkoušek se svarem. Vzhledem ke snížení lokálních deformací na okraji svarového pásma soudit, že došlo k vyloučení karbidů titanu ve velmi jemné sní forme a tím zpevnění základní hmoty. Hodnoty tažnosti a kontrakce vyhovují předepsaným požadavkům s dostatečnou rezervou. Na zí .ladí": příznivých výsledků bylo přistoupeno k deformarníinu zpěvními vnitřním přetlakem tělosa armatury ventilu Js 100. Ke zjištění průběhu velikosti deformace bylo na vnitřním i vnôjňfm povrchu nalepeno 24 tensometrů a na povrchu bylo upraveno dalších 12 míst k měření průběhu deformace. Hákování bylo tak provedeno, aby v místě největších deformací nebyla pomřrná deformace £ vyšší než 3 %. Ve skutečnosti byla dosažena £• = !,IU /u ve válcové části v okolí svaru. Nejmenší deformace byla naměřena v rovině průsečíku obou os a sice pouhé S= O.íVMS •/«. V závis Losti na velikosti deformace se vytvořilo v judnotlivýcli místech tělesa odpovídající zpevnění. To znamená, í.o dosahujeme výrobku, který má ve všech místech stejnou úroveň pevnosti, něhot místa konstrukčně slabší se tlakováním víci; zpevní.
-
Till; n a p r . nfnŕlm
p r i hodnotách
materiálu
220 -
C -- 170
4 0,2/350
s e v m í s t o max. d e f o r m a c e
j . ; . . iui-Vi u n c i p e v pG^'-'iují
hodnoty
H 0,:/:ibí) °C -• ,280 - 2 9 1 MPa, Ar = J O , 5 %, 2U, ĺ 'i a 2 3 , 7 % . p o / 4 7 , J - G[),l ..,. V uvedenom místě není u všech tří zkoušek s.p 1 ti č na !>ožadovaná hodnota A,- = min. JO %. Ve všech ostatníol o lyla hodnotil tažnosti větší než 30 %,teáy vyhovuje.
Modeloví- i provozní
zkoušky prokázaly možnost dalšího zvyšová-
ní pevnostní cli vlastností u dutých součástí z austenitických ciiroiiin i klových ocelí. Lzo aplikovat v zahraničí využívanou d e formaci
vnit řníiii jiře t lakom na dutých výkovcích neho ohruhova-
r vc.ii dílech a tí.i nejen dosáhnout čilstečné v) rovnání
únosností
v
SMI i.'-:L ť , .
Kování t ě l e s
Vlastnosti
a výrofa
nro cm ľ.-etiku,
lerlík
J.,
.• './ .iedjvťc / ! / /.vesta
šoupátka J s 300 v
výkovku z Cr-Ni okodu
! . , Vý/.Kiiinná z p r á v a ,
Tlzen
Id'-I
ôkoda Plzcn loí.3
JcnverUs j.T., Johweclen, k a l t s t r e c k e n N r 0238,
/"•>/ .'olj.snn J . ,
austenitickýcli
ČoVTJ F.lzen 1C7£
Vý/.i- umná zpr;.v;.i,
inľorwútion
přístroji.
1963, s t r .
von i)ri:ekb«?ä 1 t e r n
24
Co I d s t r e d c h e d A^-ustenitic J t e i n l e s s
•\TV Ves.s(;iy, jťcond
áteelľres-
I n t e r n a t i o n a l Conference-3an Antonio,
I i;,, dctoí-er ľ.-7'J /;..
..vc.Ui. JľiivcrL.i
Af\
Jchweden, N i c h t r o s t e n d e o t ä h l e ,
Infor-
mat ion OliCf , I'.i(y2 , J -1 . / I / Joh-ion .J., A i É : •; t e n i t i c J t a d n l e s s o t e o l with High Jřield • itrenjf.ht. /> / .jnirl.ovský aľinatur jl'omík:
iiokuniont X, i'.., J e d i v e c
for J.,
Welding, 1Q('A Možnosti nekonvenční výroby
/. dus teii i t i ckých o c e l í Vlastnosti
f;.;vľo ľi/.eň
i u) J .
a výroba
se
zvýšenou
výkovků pro
iiifizí
kluzu,
energetiku.
- 22-1 -
()IT.
J VLiv t e p l o t y tv/iŕení a v e l i k o s t i a u s t e n i t i c k é h o zrna o c e l i
01.r. J. Vliv tojiloty
deformace na
velikost
'Jr1.í-NillV.o.'i
<> doby ohřevu nu r u s t a u s t m i i t i c k é h o zrna
o c e l i Č.iU 1724 7J n'ľ.
:? Zmônii smluvní mrze kluzu p ř i t e p l o t ě 20 cích ])om«rnou r y c h l o s t í teplot
£ = 1,4
10 "sec
C po deformav
oblasti
tváření
Otu-. 4 Znión.i niDchanickýcli v l a s t n o s t í
( p ř i t e p l o t ě 20 °C) po
(lefoniiíici vyvolané
jeilnoosou n a p j a t o s t í poměrnou
rychlostí
l O ' ^ "
£=
1,4
1
-
223
-
QĹ O
"T"
rr i-
1
o i 111
-r 111
O
ííS
m o •t
r
n.
ijj t-
- Ol CO
I.O CO r-
DUJ Z
O)
1SO>|)]BA
ks
900
1000
1100 1150/ f <*
T E P L 0 T A 0 H Ř E V U
__H
OBR.2
-
224
-
SOUT 7
50*C
^900' *1000" HT115C • 120f-
0BR.3
?00
5
10 15 20 25 30 35 VELIKOST DEFORMACE * [%]
OBR.A 6 VE L I KOS T D F FOR MACE
ViiLKOKOZMÉRÍÍA KOLtáNA PRBIIAPNIHO POTRUBÍ JADERNÝCH Á
TYPU WliR 1OOO
. Ladislav Jelen, Ing. Ladislav Jílek C3c OĽ, koncern, Výzkumné ústavy, Ostrava Výrobn velkorozměrných kolen primárního potrubí jaderných elektráren typu W E R 1000. Sledovaní vlivu teplotní historie výroby kolen a tváření na vybrané materiálové, korozní charaktoriatiky a reilistribuci Gr, M a C v základním materiálu a návaru linovaných celistvých kolen Js 850 mm. Zvod Jedním z důležitých komponent jaderné elektrárny typu V VEJ t je primárni potrubí, na které se kladou z hlediska spolehlivosti, bezpečnosti a dlouhé životnosti vysoké nároky. Při průtoku vody nebo páry potrubím primárního okruhu dochází ke kontaminaci jejich jednotlivých částí radioaktivními látkami, ťíroveň radioaktivity závisí na obsahu tuhých částic, Jež ae do pracovní látky dostávají v důsledku koroze. Proto no hlavní cirkulační potrubí (i jeho armatury) vyrábějí z nerosových ocelí, nebo z nízkolegovaných ocelí s navařenou vnitřní nerezavějící výstelkou. Výroba velkorozměrných kolen Nedílnou součástí primírního potrubí JE typu W E R 1000 jaou kolona o Js 850 mm. Ve světě výroba velkorozměrných kolen pro tyto účely se uskutečňuje: 1. Lisováním z jednoho kusu plechu pomocí trnu s následným podélným svařením ávu. Výhodou této technologie, jež je putentovuna švýcarskou firmou VON ROLLAG GERLAFINGEN, je mo:-uost vyrábět i rovné konce kolen. Nevýhodou je velká pracnost a použití svařování, které vyvolává nehoraogenitu ntruktury v oblasti svaru / 1 / . 2. JJvuřováním ze dvou vylisovaných částí tvaru anuloidu. Jedná se o technologii v zahraničí velmi rozšířenou / 1 / .
- 220
Nevýhodou této technologie, kromě ji? .. ,••• iritno.-ti ; ^;. ;;ití svařována ae všemi doprovodnými naL.(J.,J.í;Jaii j^vy, je nemocnost vyrábět kolena 3 rovnými konci* Kolena primárního potrubí JE typu W K K 1000 se budou ve VÍoKG k. p. vyrábět dle zakoupené sovětské výrobní technologie. Princip této technologie 3počívá v lisování ovalizovatóho trubkového polotovaru, jímž je centrická kovaná trubka z nízkolegované oceli 10GN2MFA s vnitřní navarenou austenitickou výstelkou. Proce3 ovalizace probíhá za studena a je veden talc, uby kratoí poloosa oválu byla rovna vnějšímu rozměru vylinovaného kolena. Vlastní lisovací proces probíhá v uzavřené ľ.ápuatctf tak, že lisovací síla působí ve směru delší poloosy ovulizovaného trubkového polotovaru. Hotové velkorozměrné kolono i s rovnými úseky na koncích je tak vyrobeno na jednu vái-ecí operaci. Výroba velkorozměrných plátovaných kolen technologií lisování centrického trubkového polotovaru patří ve světě k ojedinělým. Zavedení výroby kolen touto technologií přináší sebou radu problémů jak v obla3ti vlastní technologie a výroby lisovacích nástrojů, tak i v oblasti materiálových změn. Vliv teplotního režimu a tváření na vybrané materiálové < harakteristiky Cílem dosavadních prací bylo prozkoumání vlivu teplotní historie při lisování a jakostního tepelného zpracována na navařenou auntenitickou výstelku velkorozměrného kolena Js 850. Jalo byl proveden průzkum redistribuce prvků po prodělaném tepelném zpracování mezi základním materiálem a navařeni, změn mechanických vlastností základního materiálu, odolnosti proti mozikryatalové korozi navařené vnitřní výstelky a vlivu tvúioni na homogenitu spoje základní materiál - návar. 1'ro výoe uvedené účely bylo provedeno navaření dvouvrstvúho návaru na desku o rozměrech 300x70-500 mm z materiálu 1OGN2MFA. Dvouvrstvý návar byl proveden páskovými elektrodami, Vrvní vrstva byla provedena navařovací páskou zn. SvO7Ch25N13 a druhá vrstva navařovací páskou an. 8v08Ch19N10G2B na dva průchody. Tato páskn byla použita proto, i -.-VO*- !•; di
p.-!:jkíi JvO.iClii.'OHIOG^li československé provenience, se kterou r.r pin-ftá pro druhou vrstvil celého primárního o K m h u . Materiálové charakteristiky a průběh, obsahu Cr, Ni a C navařené deaky U navarené deaky byly stanovené základní mechanické vlastnoafci včetně kontrolní analýzy chem. složení dle požadavků nn přímé potrubí / 2 / , /3/i kterým má vyhovovat i polotovar pro výrobu kolen Js 850. Dosažené výaledky jsou uvedené v tab. I a II. Dále byl stanoven průběh vrubové houževnatosti KOV a podíl křehkého lomu & v závislosti na teplotě zkoušení (-60, -40, -20, 0, 20, 30 Q 60°C). Rovněž byla stanovena kritická teplota křehkosti t^ metodikou stanovení této teploty pro tělesa tlakových nádob a potrubí / 4 / . Zjištěná kritická teplota křehkoati činila -46 C. Navařená plátující vrstva byla podrobena následujícím kontrolním operacím: - analýza chemického složení a stanovení obsahu ó feritu - stanovení odolnosti proti mezikrystalové korozi - zkouuca ohybu. Vuechny provedené zkoušky vyhověly předepsaným požadavkům pro návary na primární potrubí. Výsledky některých výše uvedených kontrol jsou uvedeny v tab. Ill a IV. 'Ĺa účelem postižení průběhu změn koncentrace Cr, M a G v základním materiálu a návaru byla provedena analýza Cr a Ni luuerovým mikroanalyzátorem H A - 1 firmy Z13ISS. Tento přístroj pracuje nu principu koncentrace svazku laserových papraků do ohniaka. V místě dopadu laserových papraků dochází k lokálnímu vypaření a spektrální emisi látek. Kombinací laserového buzení a emisní spektrální analýzy se tak vytváří systém, ktorý umožňuje analýzu vzniklé mikroplazmy buáto přxrao, nebo pomocí sekundárního výboje synchronizovaného s impulzem laueru / 5 / # Změny koncentrace C byly analyzovány na analyzátoru Lb'C'0-Co 144» pracujícím na principu emisní spektrometrie. Grafický průběh změn koncentrace Cr, Ni a C je zřejmý z obr.1. Z průběhu změn koncentrace Cr, Ni a C je možno konstatovat následující skutečnosti:
- 228 -
1. změny koncentrace Cr a Ni mají poměrno rt—ý nárůst v oblaati rozhraní základního materiálu a c á v a m , vyvolaný několikanásobně vyšší koncentraci! uvedených prvků v návaru Ľ. ubuah Cr a rostoucí vzdáleností od rozhraní prudce roste až do 1 tnm od rozhraní, dále se koncentrace Cr mění jen málo a dosahuje maximální hodnoty 19,2 %. V tomto případě koncentrace Cr v první vratyš nedosahuje průměrné hodnofcy chemického složení páakové elektrody zn. SvO7Ch25N13. Tento jev je způsoben obsahem Cr v pásce na spodní přípustné hodnotě a promísením při navařování. i. Obsah Ni na rozhraní prudce roste a v návaru se pohybuje v rozmezí 10,8 až 11,9 %• 4. obsuh C v základním materiálu ve vzdálenosti 2 mm od rozhraní prudce klesá až na hodnotu 0,0438 % na rozhraní. Tento proces je způsoben promísením při navařování první vratvy návuru se základním materiálem. V návaru do vzdálenoati 1 mru dochází ještě k nepatrnému poklesu na hodnotu 0,0427 %. Od vzdálenosti 1 mra od rozhraní směrem do návaru obaali C roste, což je způsobeno navařováním druhé vrstvy o vyšším obsahem uhlíku a promísením při navařování. Vyhodnocení vlivu simulace teplotního režimu výroby kolen Ja 850 Za účelem poatižení vlivu teplotní historie lisování a jukootního tepelného zpracování kolen Js 850 na změny mechanických vlaacností základního materiálu, plastických vlastnoalí rúvaru a změny v koncentraci některých prvků v návaru byla provedena simulace uvedených teplotních režimů obr. 2, Provedené zkoušky na stanovení mechanických -iodnot základního materiálu po prodělané simulaci teplotních režimů výroby kolen Js 0!30 vyi-^věly väem požadavkům kladeným na záklod ' materiál kolen. 'Ac srovnání zjištěných požadovaných mechanických hodnot před o po simulaci teplotní historie výroby kolen Js 850 (tnb. V.) vyplývají následující závěry: - mez kluzu (R Q2)
proděláním teplotního režimu pokles-
ne v průmčru o 51,5 MPa při zkoušení za -cf!fvl;v •;0°c. Při
-
2 2i, -
U'plolíj zkoušení 31>O°U tento pokles činí 31,5 MPa. - Mez pevnosti (R„) ae prodělaným teplotním režimem takľkn nemoní za podmínek zkoušení při 20°C, při teplotě zJcoušení JL>0°0 se hodnota R dokonce zvyšuje o 12 Mľa. - Taznoat (A,-) vzroste prodělanou simulací teplotních režimu o J až 3,7 /í jak za podmínek zkoušení při 20°Q, tak i při J'3O°C. - Kontrakce oo po prodělaném tepelném zpracování prakLickv nemění, a to jak při teplotě zkoušení 20°C, tak při l.opjotě 35O°C. Hovnuž byl aledován vliv simulace teplotních režimů lisováni' u jakostního tepelného zpracování na průběh' vrubové houiiovuislciati (KOV) a podíl křehkého lomu (8C) v závislosti na teplote zkouuenx (-60, -40, -20, 0, 20, 30 a óO°C). Rovněž byiu atanovena dle atejné metodiky kritická teplota křehkosti fcKo jak před tepelným zpracováním. Prodělaným tepelným zpracováním doälo k daläímu poklesu t^ na -70°C. U navařené vrstvy byl zkoumán vliv simulace teplotní historie výroby lisovaných kolen J3 8Í3O na odolnost proti mezikryalalové korozi a na případnou změnu plastických vlastností mívuru ohybovou zkouškou. Obě dvě zkoušky prokázaly, 2e prodiv0anó tepelné zpracování nezhoršuje ani mezikrystalovou stálonl ani plastické vlastnosti návaru. I'ro úžely stanovení změny průběhu koncentrace Cr, Ni, C n v základním materiálu a návaru po provedené simulaci teplotních režimů výroby kolen Js 850 byla provedena analýza uvedených prvků obdobným způsobem jak po navaření plátující vrstvy. Ururleký průběh změn koncentrace Gr, Ni a C je znázorněn na obr. ). Z numěřených hodnot koncentrace Cr, Ni a C je možno vyvodit následující závěry. 1. /. průběhu změn v obsahu Cr a Ni 36 dá usoudit, že v důsledku vysokých tuplot (nad 1000°C) simulujících proces lisování a Jakostní tepelné zpracování došlo na rozhraní základního materiálu a návaru k difúzi Cr a Ni do oblasti s nižäí koncentrací a v důsledku toho je průběh změn koncentrací pozvolnější než před simulací teplotní historie výroby kolon Js 050.
- 230 -
2. Z průběhu ísmčn jbsahu C v oblasti základne.z materiálu a návaru je zřejmá, že po provedeném tepelr.5:,-. zpracování doälo v oblaati přechodu k prudkému zvýšení koncentrace C. Tento nárůst je možno vysvětlit tím, že v přechodové oblauti základního materiálu a návaru ae prudce mění termodynamická aktivita uhlíku, která vzroste z velmi nízké hodnoty v oceli austenitické na relativně vysokou hodnotu v oce: li nízkolegované, jejíž struktura je bainitická. Při provedené simulaci teplotní historie výroby kolen Ja 850 došlo k difúzi pohyblivého intersticiálního uhlíku ve směru gradientu termodynamické aktivity z oceli nízkolegované s bainitickou strukturou do oceli austenitiekó. Při této difúzi uhlíku vzniká na straně bainitické oceli oduhličené pásmo, austenitická ocel se těsně u rozhraní základního materiálu a návaru nauhličuje. Zde dochází k přesycení austenitu uhlíkem, ze kterého pak precipitují karbidy typu NL-.CU, jak uvádí literatura /6/. Tento proces je současně doprovázen koagulací karbidů. Závor Provedená simulace teplotní historie výroby kolen Js 850 na zkušební materiál prokázala, že jak u základního materiálu, talc u návaru bylo dosaženo všech požadovaných mechanických liodnot, kritické teploty křehkosti a stálosti návaru proti mezikrystalové korozi. Rovněž provedená studie redistribuce n rvku prokázala, že po prodělané simlaci nedochází k výrazným změnám v koncentracích Cr a Jfi v návaru, jež by negativně ovlivnily korozní stálost. Je třebu upozornit na úzké pásmo nauhličení na straně návaru v oblasti přechodu návar - základní materiál, které bude mít za následek snížení plastických vlastností této oblasti.
- 2 Hl -
Ll torgtura /1/
'Ĺ. Petržela a dalsí: Vývoj technologie protlačování celial-vých velkorozměrných kolen s využitím modelové techniky. Výzkumná zpráva VŠB, Ostrava, 1976.
/ 2 / JliV 1000/Jov/5: Bezeěvé plátované trubky /}/
Ti'-VŽ 1002/81: Technické' podmínky pro výrobu, přejímku a dodávku přímých trubek Js 850 pro hlavní cirkulační potrubí Jaderné elektrárny typu TVER 1000.
/ 4 / ľŕf.loha č. 2 k protokolu V-1000/03: Metodika stanovení kriLické teploty křehkosti materiálů pro tělesa tlakových nádob a potrubí. A/
Práce Výzkumných ústavů k. p. VÍTKOVICE 1971 - 1975: Laaerová mikroanalyza při výzkumu homogenity hutních materiálů, 3tr. 90, Oatrava 1976.
/(•>/ Král, J. , Stránský, K.: Strukturální stálost návarů. z austenitické Cr-Ni oceli a nízkolegované Cr-Ni-Mo oceli. Zváranie (1974) c. 7, str. 292.
'.'ub. I
Chemické uložení navařené desky
Mn
C o,11
1
0,95
IPub. II
Obsah /hra.%/ P 31 S Cu 0,30 0 ,01 1 0,006 0,05
10GH2MPA
Ni 2 ,20
Cr
Mo
V
0,14
0,46
0,03
Mechanické hodnoty základního materiálu
lied simulací teplotní historie výroby kolen Js 850
Po simulaci a teplotní historie výroby kolen Js 850
20°C
20°C
pÓ2"
600, 653
MPa
R
p02
575, 575
MPa
li m
662, 659
MPa
R
m
662, 663
MPa
A
16,4 ; 19,B
%
5 Z
21,6; 22
%
74; 75
%
5
75; 73
Z
A
%
25O°C H
p0L>
'Sn A
5
z
35_O°C
506, 492
MPa
624, '307
MPa
15,U ; 23,6
%
69; 74
R
r
p02
*m A
MPa
618, 617
MPa
23,4; 22,0 %
5
Z
%
503, 512
74; 69
%
Tfib. III Chemické složení plátující vrstvy a obsah <5 feritu
C 0 QU
ai
Mn
Cr
Obsah /hm. Ni Nb
0,67 1 ,50 19,77 10,27 0,85
S
p
Cu
CO
0 ,007 0 ,009 0,03 0 ,021
1
-
Tab. IV
233
Obsahy nekovových vraČ3tků v p l á t u j í c í vrstvě
Druh vines Iku
uirníky
Vzorek č.
o
3 4 5
Stupeň
CVJ
1 2 3 4 5 1 2
oxidy
-
2,0 2,5 2,0 2,0
22*
1 ,'J I K1.0 W B.0-
0,0
a
T
Obr. 1 Průběh koncentrace Cr, Si a C v základním materiálu a návaru
Obr. 2
Simulace teplotní historie lisování a jakostního tepelného rozpracování kolen Js 350
[°c:
11001-
vzduch
.icJSF50?
zákl materiál
Tíh] t [°CJ 1000
-
800 600
-
400
ole;
92C)±10°C
/
7
A -9
7
\
\V
\
\
200
zákl. materiál
660 í 5° C
'////////ÁS - " " " navar ^s/ šamot, cihly
m
'r S
- / 0
t<150°C 3
10
«T[h
u
Obr. J
3
?
1
0
1
?
1
Průběh koncentrace Cr, Ni a C v základním materiálu a návaru po simulaci teplotní historie výroby kolen Js 850
-
2 V7
"
HA Klfľ'?.Kij Z PLKCHů MATĽRIÄI, OPCnlRNlOT KO VNITŘNÍ VESTAVBU HKAKTGRU J E VVTíR
In/;. Alexe,] Kojí.a,
I n f . . Broi. Í Í ; 1 nv Vi t k a
V hKOVICK k . p .
Tr-rtinulor.io výroby kroužků pro VVER 440,
Materinlova a techro-
lo/',ick.í problematiku výroby p l e c h u , t e c h n o l o g i e s v a ř o v á n í a /ín.ínf
Vf
po u v a r o v á n í . P ř í p r a v a výroby kroužků pro VVER
VÍTKOVICÍCH k . p .
jsou vyráběny pro v n i t ř n í vestavLni
rn.-ii- !.<• ni VVER 440 kroužky pí n S t o , ;i ilr:. .••..uhly r f v i k l o n u nilickf'
š a c h t y , koše a k t i v r í
Kroužky j s o u
:;v.iry. J e d e n komp]ot t v o ř í
zóny
zhotoveny z plechu a u s t o -
oco] i OřChlWTOT, k t o r é j s o u
podi'' Inými
1000.
po z k r u ž e n í s p o j e n y 14 k u s ů k r o u ž k ů s
civěma vnitř-
n fin průměrem ?iM>ľ. - 3175 mm, výškou max, 2060 mm a t l o u š t k a m i u c I M 1 clu ! '^U mm. /..•íklarlní m;it i-ri fíl :;l.-ilii I i zov;iri.í
k r o u ž k ů j e o c e l t y p u 18 % C r , 8 % N?
t i t a n e m s p o ž a d a v k y na m e c h a n i c k é v l a s t n o s t i
;'(.)"(; ;i 3>25°C. Nn k v a l i t u
svarů
jsou
kladeny vysoké
ne,jen /. h l e d i r . k a m o r h a n i c k ý c h v l a s t n o s t í , (• ' i :;t 111 v , chfin i ckélio r.loženJ
!'*•> t-| it u • I o/-, I c-k y postufi výroby
Výrob;i
.i /.kou/Vní
i
O )
(3)(4).
hlediska
k r o u ž k ů p r o VVER 440
p r o v á d ě n y dle
I cchn í okých podmi'rtek ( l ) a s o u v i s e j í c í c h 1
požadavky
ale též z
homogenity.
kroužků jsou
při
požadavků
předpisů a směrnic
- 238 -
Pro výrobu kroužků je stanoven následující postup: 1.
Výroba a zkoušení plechů.
?,
D M P D Í plechů plazmou na požadovaný rozměr a mechanické o f ra co vri n í hran plechů.
5.
Předohyb píechú, odřezání plazmou rovných konců.
U.
Mr-chaní ckŕ opracovaní podélných svarových ploch.
l
Zkružovrin i plechů za studena na zkružovacím stroji.
j.
^>.
Slŕcovánŕ s sestavení zkružených plechů. Stehování podélných svarů ručnř elektrodami.
7.
Svařován f podélných svarů automatem pod tavidlem. Kořenová čYu-.t svaru r.e odstraňuje mechanickým způsobem. Po provedeni' kořenové části svaru na tloušíku cca 15 mm provádí se kontrola prozářením.
8.
Kontrola svarových spojů nedestruktivními kontrolami (proz."ířením, kapilární metodou).
').
Žíhání kroužků na snížení vnitřního pnutí.
10.
Kontrola roy.mfrú, zejména kruhovJtosti kroužku. V případě nutnosti r>e provádí kalibrace kroužku ve zkružovacím stroji,
"i 1.
Kontrola svarových spojů nedestruktivními kontrolami (prozářením, kapilární metodou).
Kroužky jsou po dokončení výroby ve VÍTKOVICÍCH dodávány '.'o SKODA Plzeň, kde je vnčjší i vnitřní povrch kroužků mechanicky o pracován na požadovaný tvar.
Za j i :;t.řní požadovaných vlastností plechů
Jak již bylo uvedeno, jsou pro výrobu kroužků používány p I «•<:>:•/ /. chrornniklové ocoli 08Chl8N10T, stabilizované titanem. 1'o/afl; vky na chemické složení a mechanické hodnoty jsou uvedeny v tabulce čís. 1 a čís. 2. Pro srovnání jsou uvedeny požadavky na plechy pro vnitřní vestavbu VVER 100C.
1 o/.adu,: í
:;e zvýšené hodnoty meehun i ckých v l a s t n o s t í ,
im'ri.' n;i mez k luzu chů.
pri
325°C
Vyžaduje no vysoká
.1 u I t r.i/, vukov.í
(35O°C), odlišené
čistota
/. hlediska
7.ej-
dle t l o u š t í k
ple-
doprovodných prvku
homo/'.en i i a p l e c h u . Ocel nesmí
být. náchylná
k me-
.• i k ry:; 1.1 1 i <"ké k o roz i .
Hlavní /..i,j í.'.f en í
pozornost
při
realizaci
hodnoty moze kluzu
V portinnik.'ích VÍTKOVIC jsou
při
řešeny
výroby
plechu j e
tyto
požadavky
,j i:'; t. i''n Tin <J<> lomiacu /J"io £i d i spprzn j'ho zpevnění. .•.pivicov.-íri,
vysokoteplotním
.'íh;'mJm, k t e r é m;í za úkol
z;'(-;n/iii
|ii'V)ii. jil-ní ;r.il.ý
Lzv.
;t pl ;u;t.i i:k(' v l :j st.no s t. i
l;iké :; 1. .• i v vých;ozího
pečení
směru v;í 1 covřín í,
především
za-
Kromě tepelného
popouštěcím ž.íhňním a s t a b i l i příznivě
ovlivnit
y odolnost
proti
především KKK, j e
materi nlu . 7. důvodu nemožnosti
dokonii ! é ho protvríření
íil.ivrn'inu
věnována
zvýšené t e p l o t r 325 C (350 C),
důl ezabez-
plechů v příčném Gmeru vzhledem k
sv j.iko výchozí
materini
používají
tepelnř
zpracované
pľrv:ir><' hramy .
ľlt-cliy II.I ,iil;u;;t. li("b'i,ly
pip«' výrobu
|ipuf. í )
i;j vky
po
|al,rí
plechů, k i o r é p r o d ě l a l y i
konečnou s t a b i l i z a c i
Ir-fielriá
provořov;ína
zríkladní (ž/hání
tefiplna
sní-
jiodélných svarů kroužků v n i t ř n í
vestavby
reakto-
k nejnáročněji;íra technologiím svařování. Vzhledem k
i uinírJ.ěn í
příznivé
,jr
.svaření.
velkým rozměrům svařovaných d í l ů plechů
ž í h á n í ) . Mechanické
na [lOfli'lnť1 svary
Uvarování ru
vzorcích
;• |ii'.icov.'n í na j a k o s t
žení
:;c dud;'ivnjí
a oilii lno:;l. prut. i mrz i k r y s t a l ové k o r o z i
na .-ku.šfbníih ni'
kroužků
(,iu:; tc.-rii t i za c o + r.tabi 1 izační
průměr kroužků,
tlouríka
svarového spoje podélně, jsou zvýrazněny ne-
vlastnosti, austeni t i ckých ocelí
pro
svařování. Vyšží
rozlažno.st. a nízká tepelná vodivost austeni t i ckých oce-
lí
:;e projevu,'je ve větní
I. í
ve .'.varovéni r.fio/ii.
deformaci
svarového spoje, p ř í p .
pnu-
Vysoké požadavky ní
v:-,favby
cf 1 i ;;tvo.",l
/.
n'zmřrov:í
J
.
svarového iitálost
na konečný
i][j;;;i;:nrí
spoje,
kroužku po svaření
kovu a svarového
vnit.řního pnutí po u v a ř e n í , podélných svarů,
proti
si
korozi. kroužků a snížení
vyžádal
s výjimkou
hod-
spoje,
na rozměrovou s t á l o s t
by
a mecharickrm opraco-
tvar,
odolnost r,varového spoje
den/
sr.:.,-' kroužků vni zr-
požadovaných mechanických, zejména p l a s t i c k ý c h
not, y.va ľovŕho 4.
svarových
j .so u r.oustředěny zejména na spi v-'-ľ": t ě c h t o bodů:
I.
v.íní
na k v a l i t u
zařazení
úrovnř
žíhání po prove-
kroužku p l á š t ě v r i t ř n í
vestav-
(1. loušíkři 40 mtn).
Svařovaní
Ifo
podélných r>varů
r.varov.iní
podélných svaru
je
používána technologie
sva-
f-ov.-íni' au l.om.i tnu pod tavidlem drátem JĎ 4 mm, značky Sv-04Chl9N 11MJ5 nel>u Sv-U8Chl 9NI0G2B a tavidlem
OF-6, Požadavky na chemic-
ké' .sfoxí-ni" a mechanické hodnoty svarového L. :!)u I k.'ich r.!::,. 5 a 4 .
Pro srovnání
VVĽH IUUU. Komblnaco svařovacích .'M + i a v i d l o r'
,i-'iou po svaření
M vT;ech svnrů iní'i.r-i i-kou úpravou .°.u,' 'rný
ví ;.(vy
j:;ou voleny
:;<• iiiusii
požacíavky
i pro
m a t e r i á l ů - d r á t Sv-08Chl91\T OG svařovaných
příp.
kroužků, dílů
b
jr-
kteprová-
EA-400/10T.
svarové plochy s oboustrannou
do tvaru U. Pro svařování
se používá
sy-
stejno-
polarity,
ae provádí
bez předehřevu.
přcriiňit svařování
da I.-'; r ho uvarování ,]<• volen
jsou uvedeny
žíhány. Stehování
pr-oud obrácené
ovař-ování 1
jsou uvedeny v
Uř"-6 ,)o používána pro svarové spoje
děno nični' olektrodami EA-898/21B,
v
kovu
r
s ohledem na vzniklé
Po provedení každé
až do poklesu
t e p l o t y v místě
než 1OO°C. Postup svařování
deformace p ř i
svařování.
- 24l
V průběhu sestavování ti
-
a uvarování
je nutno dodržet v mís-
x
.".varování < ir>totu. Svarové plochy a p ř i l e h l é povrchy musí
hýt. bezprostředně před svařováním očištěny a odmaštěny. l'red y.;ih:'i,)ľr> ím ;;vnřování
podélných svarů kroužků jsou
prov.uliViy .1 vyhodnocovány kontrolní svarové spoje. Jsou v;lny shodnou kombinací tavby drátu a p a r t i e t a v i d l a , pouz i jo pro svařování
svařo-
která
se
v l a s t n í c h výrobních svarů. Kontrolní
svarové spoje j;;ou podrobeny shodným nedestruktivním kontrolám, Juko r.vary kroužků - t z n . kontrole prozářením, k a p i l á r n í ce, kont.role rozměrů. Kromč toho se kontroluje /kcii:;kiiiil
zkouš-
svarový kov
f.ahoni při 20°C a 32í>°C, zkouškou chemického složení
.1 k<;ntr'olou
svarový spoj zkouškou tahem, makro-
lnmavosti.
/i'li.mí
TVpplni'- zpracování za iíčelem snížení v n i t ř n í c h pnutí po r, v.-<ľov.-in i' ant'i korozrí ch ocelí
j e používáno z ř í d k a .
vnitřního pnutí u dílu z a u s t e n i t i c k é nerezavějící
Snížení oceli
nu Iru' Jen v případech, kdy jde o dodržení rozměrové
stability
díln neho (.am, kde jde o snížení náchylnosti t é t o o c e l i korozi
je vůči
pod napčtím.
Tepelnú zpracování
za účelem snížení vnitřního pnutí v
1
rriř-it.eri.í iu Jo možne' provádět v růzmých t e p l o t n í c h rozsazích, a Ui pod)f> v e l i k o s t i
n a p ř t í , které má být žíháním odstraněno.
1'rt) koužky v n i t ř n í vestavby reaktoru bylo zvoleno žíhání :;l.;ihi J i začni a n.íy I edu j í cím režimem: ohřev na teplotu žíhání rychlostí
max. BO°C/h, t e p l o t a žíhání 920°C ±15°C, nádrž na
l.opiot.r - 2 h,
chlazení mimo pec na vzduchu. Kroužky se umís-
ľ.ijjí flc; pece tak, aby nebyla naruše-na volná cirkulace
plynů,
i iiní;; Cn J í se na podložky výšky 500 mm. Kontrola žíhání j e prováděna
termočlánky, umístěnými přímo na žíhaných d í l e c h . Ter-
1
imx:1 -ínky JMOU um i'.stŕny tak, aby znznamenávaly n >:'.<) i I y tep I o t .
předpokládané
- 242 -
ilodnuccní plastických vlastností svarových spojů
Technologie výroby kroužků pro W E R khO byla osvojována výrobou 6 ks zkušebních kroužků. V průběhu výroby prvních kroužků byly u dílů s tlouštkou větší než 100 mm problémy s dosažením požadovaných plastických vlastností svarových spojů, zejména hodnot prodloi prodloužení a kontrakce při 20 C svarového kovu sta")il i zovani'ho Mb. Nižňí plastické vlastnosti se projevily při hodnocení zkcui.pk lámávosti a zkoušek tahem svarového kovu při 20°C, které byly prováděny na kontrolních svarových spojích, které jsou svařovány a zkoušeny před svařováním kroužků. Kontrolním metalurgickým rozborem byly zjištěny ve svarovém kovu vyšší hodnoty indukovaného karbidu niobu. Pro docílení vyšších plastických vlastností byla provedena :; lf»dovňní a následná opatření v oblasti svařování a žíhání po ;;v;ireni. By J y prověřeny různé režimy žíhání na snížení pnutí, e ci'leid dosažení vyšších hodnot kontrakce a tažnosti. Výsledky >)<••« :;v,-)řených zkušebních deskách, žíhaných nízkoteplotním režimem /a teplot 530 - 650 C prokázaly, že lze s jistotou dosáhnout vyňňíi:h plantických hodnot u svarového kovu, stabilizovaného niobem. U svarových spojů se ale objevila nožová a částečně i roiízikryštálov?? koroze. Režim žíhání 920°C/2 h., vzduch prokázal spolehlivé dosaženi' plastických hodnot i vyhovující výsledky korox.ních zkoušek. Fro svarové spoje dílů s tloušíkou vetší než 100 mm, byly použity tavby svařovacího drátu s nižším obsahem uhlíku (0,03} 0,0'+ % ) . Uvedenými opatřeními spojenými s důsledným dodržováním techno Jo/Uckých požadavků, bylo dosaženo vyšší výrobní jistoty při plastických vlastností - viz tabulka čís. 5»
- 243 -
Příprava výroby kroužků pro W E R 1000
V uoučasnó době je připravováno zahájení výroby kroužků vnitrní vestavby pro reaktor VVER 1000. Komplet sestává z 15 kroužků pro áachtu, blok ochranných trub a imitator odporu aktivní ĽÓny reaktoru. Základní materiál tvoří plechy z oceli OOChlSNlOT s požadavky dle tab. č. 1 a 2. Technologie výroby plechu, technologie svařování a žíhání po svaření je ověřována řešením několika výzkumných úkolů s ohlfdem na odlišné požadavky oproti VVER 440, i s ohledem na problómy při výrobě pro VVER 440. Je prpvěřov^no několik technologií svařování (6) s cílem dosažení co nejlepších operativních vlastností svařování (mj. použití tavidla VUZ 3l5Cr) a zejména zajištění požadovaných plastických vlastností svarového kovu po žíhání. Je ověřována možnost výroby kroužku č. 2 bloku ochranných trub z plechu tlouítky 80 mm s navařeným osazením, náhradou za kroužek ti. 160 mm. V rámci programu ověřovacích prací, který předchází vlastní výrobě pro W E R 1000, jsou rozpracovány dva zkušební kroužky -- kroužek čís. 2 a kuželový kroužek bloku ochranných trub. Volba o výrobě těchto kroužků byla dána rozměrovou a tvarovou od1J žrouti vzhledem k dosavadní výrobě kroužků pro W E R 440.
Y. á v
Výroba 18 kompletů kroužků vnitřní vestavby pro JE W E R 440 ve VÍTKOVICÍCH prokázala zvládnutí náročných technologií výroby plechů, zkružování, svařování automatem pod tavidlem i n.'í.-il'Hinŕho žíhání. Byly splněny požadavky technických podmínek nu výrobu, bylo dosaženo požadované jakosti základního materiálu 1 .svarových spojů.
-
244
-
S upi a t.nřním zkuáeností s výroboii kroužků 'pro VVER AAO a t'p::opí výzkumných úkolu je připravována výroba pro VVER 1000.
L i t e r a t u r a
(])
Technicko podmínky TP VŽ 363/76 pro výrobu kroužků v n i t ř ní' vestavby reaktoru
(.'')
Pravidla pro výstavbu a bezpečný provoz JE
í3)
OP 1513-7'' - Základní zásady svařování a navařování
jader-
ných elektráren (3 972) ('•i) í'K 1!?14—7^ - Pravidla kontrol v svarových spojů a návarů jadc mých elektráren (1972) (b)
SM 1033/B3 - Specifikace materiálu pro kroužky v n i t ř n í
ves-
i.íjvLy renkLoru VVER 1000 ((.•>)
Vi t.áí-.ek - Výzkum svařování dílů v n i t ř n í vestavby reaktoru VVER 1000 (průběžná zpráva,
(V)
Cole, Jones - Snížení vnitřních pnutí u austenitických nerezavějících
('0
1982)
ocelí
Tvrdý - Strukturní a fázová analýza svarových ku v n i t r n í vestavby
(závěrečná zpráva, 1983)
spojů krouž-
Tabulka č, 1 - Požadovaré chemické složení plechu z oceli 06ChlSx1CT Obsah prvků v hr.ot. *
c
P
Si
Kŕ
S
Cu
max
.
o, 0 8 2,00
0,80
0 , 035 0, 0 2 0
o. 06 2,00
0,80
o, 035 o, O K 0,30
i
Co
Ti
Cr
ľ*1
-
Foz^Kr.ka a
r. .
9 ,00 17, 00 min. 5xC 11 ,00 19, 00 nax. 0,70
0, 05
o, Oj
dle TP VŽ 363/76-C-. pro WER 440
9 ,00 17, 00 11 ,00 19, 00
0 , 05
o, 05
dle SM 1033/83 pro WER 1000
miri. 5xC
max. 0,70
Tabulka č . 2 - Požadované mechanické hodnoty plechu z o c e l i 08ChlPH.0T T » 20°C
T « 325°C (35O°C) Z
[MPa]
186
466
Fozr^mka
[MPj
[Jíl
196
Z
38
50
157 až 177
353
20
36
dle TP VŽ 363/76-01 pro WER 440
27 až 30
32 až 36.
149 až 159
335
20
32
dle SM 1033/83 pro WER 1000
acovs er i c k slož í a 0 2 sa h ě Tabulka 5. 3 •- Fož prevedeného aut t e r re c t 'j. v i d 1 •
"
Svařovací
r
r a
nax. d r ' t Sv-04Chl9NllM3 + tavidlo OF-6
vyl
sah
—
!
0,30
0 ,8 2 ,o
drát Sv-08Chl9N10G2B 1 ,30 0,10 + tavidlo OF-6 2 ,50
1 , OC
X
•!o
'i.
Zc
š' 1
r-z
rax.
•
9, C 15, 0 c, 030 c, 02 Cp, r\ 2C, c
o, 7C c, 03 C o,
drát Sv-O8Chl9NlOG2B ,30 0,10 1 00 + tavidlo OF-6 2 ,20 1.
•-':'r.c V
*!
v x
tu
fn
o, 030 o,
02C
k
2
0 17, 50 C ,70 20, 50 1 ,20
50 c 20, 50 1 ° y o 17, >C
,70 ,20
1,5 3,c
C, 05 2-8
dle T F V2 363/76-Cl pro VVER 1*4C
-
C, 05 2-e
dle TF VŽ 353/76-01 pro WER
-
0,05 2-e
dle SM 1033/e 3 pro VVER 1000
Iv)
Tabulka č e 4 — Fožadovaré mechanické hodroty svaroví'ho ko\oi, provedeného automatem pod tavldiem
T = 325°C (35C°C)
T = 20°C Svařovací materiál
R
m
A
5
Z
Poz^nkf-
R
P
m
[KFnl
[KPal dr Sv-0W:hl9řaiM3 + tavidlo OF-6
245
392
drát e'v-08Chl9N10G2E + tavidlo OF-6
343
539
drát Sv-08Chl9N10G2£ • t a v l d l * OF-6
343
539
25 15 až 24 16
30
196
343
22 až 35
235
392
22 až 35
225
372
dle pro dle prc dle pro
TP V2 363/7f>-Cl VVER 44C TF VŽ 363/76-C1 WER 4í*o SM 1033/83 VVER 10CC
Tabulka č. 5 - Dosahovaré rsecharické Modroty svarového kovu, prcvederóho pod tavidlen dráten Sv-08Chl9V10G2B s tavidlen* CF-6 po tepelré zpracoyárí 92CTC/2 hod./vzduch. Tloušíka svařovarých dílů - 120 - 150 mm. T - 20°C Rn
T = 325°C A
Z
5
[ X]
[MPa]
(35O°C)
•s*
R
ii
Fozrámka
[KFB ]
•7až367
581 až 606
36 až 40
45 až 59
280 až 309
414 až 4 4 7
T = 325°C, obs. C = 0, 03 *
362 až 426
605 až 639
30 až 37
42 až 46
311 až 351
443 až 477
T = 325°C, o b s . C = 0 ,08 -. 0 ,09
345 až 381
556 až 588
26 až 43
58 až 65
262 až 287
387 až 405
T = 350°C, o b s
c
= o, 04 f
391 až 435
601 až 639
30 až 35
45 až 59
323 až 349
4 4 0 až 466
T = 350°C, o b s
.c
= o, 07 %
- 248 -
ZLIV MÍUTA ODBĚRU ZKUŠEBNÍHO MATIiKIÁLU HA VľSLKDKY ZKOUŠJáK In/:, iiadiolav Jílek C 3 c , VÍTKOVICK, koncern, Výzkumné ústavy Ostrava Inr,. Ladialav Jelen, VÍTKOVICE, koncern, Výzkumné ústavy, Oatrava VýisLadky zkouuek tahem a zkoušek vrubové houževnatosti u tyče 0 420 mm z oceli 22K, plechu 20 mm z oceli 08Ch18Ií10T a plechů 20. u 2JO mm -A U C G I Í 1OGN2MFA prováděných při normální a při ó teploto. Způsob odběru zkušebních vzorků je u většiny výrobků pro jadernou energetiku jednoznačně předepsán. V některých případech vook je možné volit mezi podélnými a příčnými zkouškami, jindy zase změnou technologie se mění poloha zkušebního vzorku vzhledem ke směru vláken, jak je například znázorněno na obr. 1, kde je případ lisování dna z kruhovky vyrobené z jednoho plechu (Obr. 1a) a kruhovky vyrobené svařením ze dvou plechů (obr. 2a). Zkušební materiál se z výlisku odebírá z podhlavovó cáati plochu, v prvém případě tedy svírá se směrem válcováni' úhel 90°, vo druhém přibližnS 45°. Prověření těchto vlivů jsme provedli na několika typech polotovarů používaných v jaderné energetice. Kovaná tyč z oceli 22K Tyč měla průměr 420 mm, byla zakalena a vyjjoce popuštěna. Z tyče byly odebrány zkoušky v axiálním směru v blízkosti povrchu a uprostřed tyče, v tangenciálním směru v blízkosti povrchu a v radiálním směru v blízkosti povrchu a uprostřed tyiíu. Výsledky zkoušek tahem při 20 a 325°C jsou na obr. 2. Je vidět, ze mez kluzu a mez pevnosti závisí na způsobu odběru zkouáek jen málo, výraznější je však vliv na tažnost a konVýrazný vliv ae projevil při zkoušení vrubové houževnatou ti. U zkouäek provedených při různých teplotách se kromě hodnoty KCV vyhodnocoval podíl houževnatého lomu HL a boční /úžení
£wb. Ze získaných výsledků ae určovly tyto charc'cte-
riatické hodnoty:
- 249 -
T, Q
..*
teplota, při které je na lomové ploše 50 % křehkého lomu
Tk0
...
teplota, při které je KCV = 39 J/ora
KCV
...
průměrná maximální hodnota vrubové houževnatosti, při které je 100 % houževnatého lomu
AbĎ0
...
boční zúžení při 80°C
...
teplota, přikfceré boční zúžení činí 0,9 mm
2
Výsledky hodnocení jsou v tabulce 1. JG vidět, že místo odběru a orientace tyče má na zkoušení vrubové houževnatosti výrazný vliv. Výsledky ním směru jsou nejpříznivější, v radiálním směru jsou příznivé. Rozdíl mezi středem a povrchem se projevuje v bočním zúžení tyče.
výsledky v axiálnejméně hlavně
ľlcch o tloušťce 20 mm z oceli 08Ch18N10T Jedna část plochu byla podrobena pouze rozpouštěcímu žíhání při 1030°G po dobu 1 hod., druhá část byla podrobena stejnému rozpouštěoímu žíhání a navíc stabilizačnímu žíhání při třech odstupňovaných teplotách a to takto: 680°C po dobu 4 hod., 720°C po dobu 9 hod. a 800°C po dobu 6 hod. Zkušební vzorky byly odebírány ke směru válcování pod úhlem oc od 0 do 90°. Výsledky jsou v tabulkách 2 a 3. Je vidět, že při zkoušce tahem u této oceli se neprojevuje žádná výrazná závislost na směru odběru zkušebních vzorků. V dolních částech tabulky jsou uvedeny průměrné hodnoty a směrodatná odchylka. Kdybychom tuto hodnotu vyjádřili v procentech, pohybovala by se většinou okolo 2 %, nikdy by nepřekročila hodnotu 5 %, Tento rozptyl je při zkoušení austenitických ocelí zcola božný. Jedinou zákonitostí, kterou je možné u těchto výsledků pozorovat, je mírné snížení meze pevnosti u zkoušek odebraných pod úhlem 45° při všech teplotách a mírné zlepšení plastických vlastností při zvýšené teplotě u vzorků odebraných pod úhlem 45°.
Ploch o tloušťce 20 mm z oceli 10GIT2MPA Plech byl opracován předepsaným způsobem, t.j. zakalen :i popuuton. Výsledky zkoušek tahem jsou na obr. '}. Ani zde níní vliv směru odběru zkušebních vzorku příliš výrazný. Plast i. o k é vlastnosti u vzorků odebraných v příčném směru jsou poněkud horal. U zkoušek při zvýšené teplotě jsou plastické vlnutnooti nejlepší při určitém úhlu ke směru válcování, u tažnoalJL je to při 45° a u kontrakce při 22°3O . Výrazně ae projevil vliv orientace vzorku na výsledky rtkouÉiky vrubové houževnatosti, a to na hodnotu KOV a na boční zúžení. Relativně nejméně byl ovlivněn podíl křehkého lomu. Výsledky jaou na obr 4 a v tabulce 4« V tabulce 4 jsou uvedeny obdobné veličiny jako v tabulce 1, pouze zúžení jo charakterizováno průměrnou maximální hodnotou. Vúechny hodnoty jsou nejpříznivější v podélném směru, pouze n .'jvuttií boční zúžení se dosáhlo při úhlu odběru vzorků rovném
Plech o tlouäíce 2jO mm z oceli 10GN2MFA Plech byl vyválcován z kované bramy, normalizačně vyžíhán o vynoce popuštěn. Na konci A byl odříznut segment, z jehož .i Ivcdních vrstev byly nařezány zkušební tyče v šesti různých 3iněrech, ve třech hlavních směrech a to podélném X, příčném Y , V(Í směru tlousíky Z a ve třech ilhlopříčných směrech XY, ZZ, a YZ. označení je zřejmé z obr. 5. Z povrchových vrstev byly odebrány zkuáební tyče pouze ve třech hlavuich směrech X, Y u Z. Výsledky zkoušek v tahu jsou na obr. 6. Je vidět, že pevnostní vlastnosti závisí na směru odběru zkoušek hlavně při odboru ze středu tlousíky plechu. Nejlepší jsou ve směru XY. Plnatické vlastnosti závisí na orientaci velmi výrazně. CharakLor /.ávislosti u zkoušek při normální teplotě i při zvýšené teplotě je stejný. U tyčí odebraných 17, u YZ zkoušených při krát objevil předčasný čĹ bávaly do průměrných
ze středu tlousíky plechu ve směru Z, normální i zvýšené teplotě ae několilom. Výsledky těchto zkoušek se nezapohodnot, podle nichž byl diagram sestaven.
V podélném aměru byly odebrány zkušební tyče v různé hloubce. Ziívial03i' výsledků zkoušky tahem na hloube
.-^o.^.d zkuaeb-
n.( tyče je na obr. 7. Tato závislost je překvapivě silná a nu lze ji jednoduše vysvětlit. Volmi 3Ílná závislost se opět projevila u zkoušek vrubové houževnatosti. Výsledky jsou na obr. 8 a v tabulce b. Lze říci, že v hlavních směrech vycházejí poměrně příznivé hodnoty v podélném a příčném směru, hodnoty ve směru tloušíky joou vsak velmi nepříznivé. V úhlopříčných směrech jsou výsledky lepší než v přiléhajících směrech hlavních, na povrchu jsou výsledky lepší než uprostřed. Závěr Byl zkoumán vliv místa odběru a orientace zkušebních vzorku na výsledky zkoušek u polotovarů pro jadernou energetiku. Juou uvedeny výsledky zkoušení kování tyče z oceli 22K, plechu 20 mm '/. oceli 08Ch18N10T a plechů 20 a 230 mm z oceli 10GN2MFA. Orientace zkušební tyče má poměrně malý vliv na mez kluzu a mez pevnosti. Výraznější je vliv na tažnost a kontrakci, nejcitlivější je zrouška vrubové houževnatosti . Pokud jde o materiály, projevuje se nejslabší vliv orientace u austenitické oceli 00Ch18N10ľ, nejsilnější vliv je ve středu tlustého plechu oceli 10(£N2MFA. Toto lze vysvětlit přítomností nečistot, austeni.tická ocel má nejméně vměstků, ve středu tlustého plechu jiuh je nejvíce. Téměř ve všech zkoumaných případech vlastnoatí so projevilo zlepšení plastických vlastností při odběru zkušebního materiálu ve směru úhlopříčky. Zřejmě malé množství protáhlých vměatků orientovaných ke směru zkoušení pod úhlem 45°, t.j. ve směru skluzových linií, podporuje rozvoj plastické deformace. Pokud je však těchto vměstků více, jako je tomu uprostřed tlustého plechu, vzniká u zkoušek odebraných ve směru tloušíky nebo ve směru kterékoliv úhlopříčky nebezpečí předčasných lomů.
- 252 "
Tabulka 1
Výsledky hodnocení vrubové houževnatosti, ocel 22K, tyč průměr 420 mm
Směr a místo odběru zkus. tyčí axiální, povrch, axiální,střed tangenciální.povrch radiální,povrch radiální,střed Tabulka 4
67°3O'
90°/ Tabulka 5
50
Po] 32 34 38 43 48
30
I
-45 1
80
^09
í°cj
[mm]
1,92 1,75 1,16 1,08 1,00
21 27 40 34 50
x
2
lJ/cra J
-30
-28
-27
-21
114 106
T
50
"
ľ
»
XZ
"
YZ
"
68 66
Z
»
83
povrch »
Áh
K0
-33
střed
Z
T
200
X
"
7 9 17 20 31
max [j/cm2] 195 190 98 97 96
-57 -53 -37
-42
XY
Y
[°c]
KCV
190
150
jmm] 1.7 1,95 1,26
b09 -65 -54 -39 -34
1,2
1,12
-18
Výsledky hodnocení vrubové houževnatosti, ocel 10GN2MľA, plech ti. 230 mm
Smor a místo odběru
X
rľ K 0
Výsledky hodnocení vrubové houževnatosti, ocel 10GN2MPA, plech ti. 20 mra
Uhel odběru tyčeoc vzhledem ke směru válcování 0° 22°30' 45° •
T
rp
KO
KCVmQX
ÍJ/cra2]
25
180
53
21
80
33 30 29 54
190 130 160 165 85 205 135 90
80
23 53 70
8 8
35
*b80
Xrmul
1,4 1,5 1,35 1,25 1,2
T
b09
rQ -j
50 45 57 46 50
0,9
82
1,9 1,15
20
0,9
37 78
Tabulka 2
'Vyšledie;' zkoušení plechu 20 an z o s e l i 08Ch18LTT0T po rospouštěcín
i Zkušební zeplo~a Uhel ke aněru válcování 90° 67°3O' 45° 22°30' 0°
20°C, . , . J j r
kM
-Lp02
66,9 65,4 65,6 53,2 61,7
231
580
233 241 238
575 567 553 569
234,2 5,26
569,5 63,8 10,7 3 , 2
228
Průměrná hodn. Směr.odchylka Tabulka 3
r——
zOS
325°C
r
"p02
81 82 82
78,3 81
1,5
7? T * *
V
'
"pO2
35,3 403 39,3 161,7 393,7 37,4 166 416 37,2 164 417 35,3
76 77 76,3 74 73,7
163,7 409,5 36,9 7,8 1,7 3,5
75,4 1,5
159 168
81,7
i
412
žíháni I
*r
Z ^
420
166,3 162,3
3.5,6 409,3 35,3 39,2 339 415,7 35,3 413,3 36,9
73,7 76,3 77 76,3 75
165,6
411,5 36,5
75,7
165
172,3 162
4,2
8
1,7
I
1,3
Výsledky zkoušení plechu 20 mm z o c e l i 08Ch18lT10T po rozpouštěcín a s t a b i l i z a č n í m žíhání
Zkušební t e p l o t a Uhel ke 3měru válcování 90° 67°3O" 45° 22°30' 0° Průměrná hodn. Směr. odchylka
W
p02
20°C j> [MB£
A5aa
235 240,3 236,7 243,3 235,7
573
238
11,3
57,7
R
p02
37,3
76,3
37 39,2 37,6 36,7
394,6 37,8 4,0 4,2
55,1 58,1 58
79 80,7 30,3 81 77,7
172,3 182,3 182,3 179,7 184
390,7 397,7 391,7 393 400
566,8 57,9 5,6 1,9
79,7 1,4
180,1 4,6
565,7 60,5 559 565 571
,J
325!
350°C K
i,*
p02
Z L»J
75,7 77 77 76,3
171,3 175,7 175,7 181,7 132,3
393,7 393,7 388 392,3 399
36,7 36,4 37,2 36,1 36,5
75,7 77 77 76,: 77,-i
76,5 0,6
177,3 4,6
393,3 3,9
36,6 0,4
76,1 0,8
-
/KUŠtBNI
VZOHfck
254 -
ZKUŠEBNÍ
VZOREK
Obr. 1 Odbŕ;i* Ľkuijobního r.iatoriulu z výlinlcu dna a) výchozí Icruhovica z jednoho plechu b) výchozí kruhovlca svařená ze 2 plechů a]
b)
Obr. 2 Výsledky zkoušky tahem v závislosti na směru odběru vzorků, ocel 22K, kovaná tyč 0 420 min
AXIAL
PUVRCH
AXlT S1BEO
TÁNO POVRCH
BAD POVRCH
SMfR OflBÉRU VÍOHKO
BAD STÍED
-
-255
-
II Rm
IM 8*0
RpO.2
... L As
20 y
Obr. 3
'ilO
Výsledky zkoušky tahem v závislosti na úhlu odberu materiálu vzhledem ke směru válcování, ocel 10GU2UFA, plech 20 ram a) při 20°C
'.IM
b) při 35O°C
Ullll «C I M
Rm
_ < _ - , 4_
- • - — — • — - ^ - —
^
•
r
RpO.2
L.
4'.
um 1 •. I •!
Obr. 4
•
,('
/
i-"-
Závislost vrubové houževnatosti na teplotě a na úhlu OL odběru materiálu vzhledem ke arn válcování, ocel ploch 20 mru
256 -
z
s* Obr. 5
17 /
Označení aměrů při zkoušení plGcliu 230 mm
•i- -4—h—t-^ / I\
i Hm
a) Obr. 6
b)
VýuLcdk.y zkoušky tahem v závislosti na směru odíiorn vzorku, ocel 1OGN2MPA, plech 230 mm5 o) pri 20°Q
b) při 35O°C
- 257 -
Olu-.
Y
V,/.-; li.-ilL.y Ľltuuúk^ tahem, VĽorl • i.r ionlovaijé ve smeru v a l c o v a n í odebrány v různých m í s t e c h tlouíjÍJ-:./, o c o l 10GNMFA plech 2J0 mm
a)
ľFI'l HľA ZKmr'.t M
|v/
200 r
i— í 1 1
é I 'O
_.. ?
Vy XZ
' y' -
A
/Ú 40
XY ,-.-- X
i
\
•X
Obr. G Závislost vrubové houževnatosti na teplotě a na směru odběru zkoušek, ocel 10CrN2ICrA, plech 230 ra;u a) ppvrcíx _.. b) střed
+
*, — " ,«<» *'
60
60
7KOUŠENÍ
100 [°C]
1
,
^ Y
i
z
b) -
i
120
; •
140
258 -
i'iUJIOVÉ HODNOTY FAKTORU INTENZITY NAPĚTÍ A VELIKOST ĽEFmilQ V OCELI 15CH2NMFA
1'rom.fyz. Ludvík Kunz, CSc, UNDr. Petr Lukáš, CSc ÚH tav fyzikální metalurgie Č3AV, Žižkova 22, Brno
Experimentálně stanovené prahové hodnoty amplitudy faktoru intenzity napětí reap, křivka rychlosti šíření' únavových trhlin umožňují odhadnutí kritického rozměru přípustného defektu typu trhliny. Při současné znalosti meze únavy hladkých těles a prahové hodnoty K-faktoru je možno odhadnout snížení meze únavy v důsledku přítomnosti defektu typu vnitřního vrubu a kvantitativně ocenit přípustnost defektu typu povrchového vrubu. 1. Úvod Oceli, které se používají pro výrobu tlakových nádob jaderných reaktorů musí vyhovovat celému širokému spektru požadavků na jejich mechanické a technologické vlastnosti. Tlaková nádoba je při provozu různě namáhána, m j . i cyklickým zatěžováním, které je vyvoláno změnami pracovního režiHiu - upouštění, odstavení, změny výkonu, zkoušky. Požadavek mimořádné spolehlivosti a bezpečnosti provozu znamená tedy, 9. c používané materiály (u nás oceli 15Ch2NMFá, i?Ch2MPA, v zahraničí oceli A53.5 B, A508) je zapotřebí testovat i z hlediska odo]nosti proti poškození iniciací a růstem únavové trhliny. Při hodnocení odolnosti vůči cyklickému zatěžování je nutno vycházet ze skutečnosti, že reálné konstrukce, a zejrncína svařované, vykazují vždy defekty, at již typu trhlin nebo vrubů.
- 359 -
Požadavky, „laděné na materiál pro tlakové nádoby z hlediska Síření únavových trhlin,jsou obsaženy např. ve í:t.nndardu ASWK Section XI [i] . Požaduje se, aby křivka rychlosti šíření únavových trhlin, tj. závislost rychlosti šíření dl/dN na amplitudě K-faktoru ležela pod křivkou udanou v tomto předpisu. Křivka rychlosti šíření je tedy významnou materiálovou charakteristikou. V následujícím ukážeme, že experimentálně stanovené prahové hodnoty amplitudy faktoru intenzity n^Dětí K a - t n » "tj. hodnoty ke kterým konverguje křivka rychlosti šíření pro klesající rychlosti, umožňují kvalitativně ocenit vliv různých typů defektů. TJ/.e naleznout nejen kritický rozměr trhliny pro dané namánriní, ale při souSaané znalosti meze únavy hladkých těles ) ze učini t kvanti tativní závěry o vlivu vnitřních vrubů rcnp. vměstků na mez únavy a dále kvantitativně stanovit velikost přípustných vrubů na povrchu zatěžovaného tělesa.
?.flriavovécharakteristiky oceli 15Ch2NMFA Pro odhad přípustných vad v materiálu jsou z hlediska cyklického namáhání rozhodujícími charakteristikami křivka r-ychloati šíření a prahová hodnota K .. . Tyto charakteristiky byly pro ocel československé a sovětské provenience stanoveny již dříve a presentovány na předcházející konferenci na. Vsetíně (2] . Křivku rychlosti šíření únavových trhlin pro obě oceli popiauje jediná rovnice, která byla stanovena při zatěžování » parametrem asymetrie
R =• 0,1.
Rovnice
má tvar:
dl/dN = 6,65.10-9 Prahová hodnota amplitudy faktoru intenzity napětí je pro obr oceli také atejná:
K a t h =(5,8 ± 0,2) MPa m 1 > / 2 .
Mez únavy hladkých těles S" obou ocelí byla podrobněji studována v práci [?]. Pro ocel ôs. produkce bylo nale-
- 260 -
zeno
(V * í60 MPa, pro ocel sovětské produkce C
&
« 390 MPa. C
Uozdíly jsou vyvolány odliáným způsobem výroby a také poněkud odlišným tepelným zpracováním. j. Přípustné vady t.ypu ostrých trhlin Praktický význam prahových hodnot K a t h a křivky rychloHti šíření spočívá v tom,že umožňuje jednoduchým způsobem odhadnout, velikost přípustných defektů typu ostrých trhlin. Podmínka pro nešířeni ex bující trhliny při cyklickém namáhání třleaa je velmi jednoduchá. Je třeba, aby amplituda faktoru intenzity napětí K na špici defektu nepřesáhla prahovou hodnotu K . h , K
a * K ath
•
Předpokládejme, že defekt má tvar penízku o poloměru
Í2Í 1
•') loží v rov Lne kolmé na ampl: amplitudu nominálního napětí Pro amplitudu K-faktoru platí
6" , CL
a Podmínka nešířeni tohoto defektu je
Pro ocel 1 í>Ci;2NMFA je tato podmínka znázorněna na obr.1. Plocha pod křivkou representuje bezpečnou oblast, tedy oblast neoíření trhlin. Z obr. plyne, Se např. při zatěžování oceli ča. výroby amplitudou napětí 6^ a 350 MPa, (tedy třsnř' pod mezí únavy ) jsou trhliny do délky 1 i 0,09 mm trhlinami nepoäkozujícími. Uvedený jednoduchý odhad je však zapotřebí brát s určitou mírou opatrnosti. Prahové hodnoty K fc. , tak jak ,)a božné je stanovovat, se vztahují k makroskopickým trhlinám, t,j. trhlinám dlouhým. U velmi krátkých trhlin bylo pozorováno anomální chování ve smyslu jejich rychlejšího
- 261 -
ňi'rení. Lze tedy pro takové trhliny očekávat i nižší prahové hodnoty K-faktoru, což má za náaledek snížení velikosti přípufjtných trhlin. V oceli čs. výroby byly zjištěny složité sulfidickonxidJcké vniěstky, velikosti do O,O25mm [4,5]. I za předpoklndu, že by tyto vměstky byly tvaru ostré trhliny (tedy nepříznivější případ než ve skutečnosti) , nejsou poškozujícími defekty. Na obr.1 je příslušná hodnota amplitudy napřtí asi 670MPa, což je mnohem více než mez únavy hladkých tčles 6"c = 560 MPa. Uvedený přístup k hodnocení defektů vychází ze skutečnou ti, že není vůbec připuštěno šíření trhliny. V praxi lze vóak někdy (zejména v případě nizkocykloveho zatěžování) pontupovat méně konzervativně . Požaduje se, aby za daný počet zatěžovacích cyklů N došlo k rozšíření trhliny z počáteční délky 1 pouze na maximální přípustnou délku 1 p . Příslužnou amplitudu napětí 6" lze stanovit z rovnice rychlosti Síření (i) její integrací od 1 do 1^.
r J 1_
di 9
6,63.1O" K
- 9.26.10"
7
=N
(5)
J'ro d.-iný případ je zapotřebí znát výraz pro K-faktor; obvykle je vyjádřitelný ve tvaru K = 6" /irl . f(l/w) [6j, c*
d
kde w je rozměr tělesa ve směru šíření trhliny. Princip postupu je rámcově jednoduchý, praktické provedení však může být značně komplikované. 4. Přípustné vady typu dutin a vměstků Existence mikrotrhlin na mezi únavy a těsně pod ní je dnes věeobecně přijímána a exiatuje pro to i dostatek experimentálních důkazů. Mez únavy je interpretována jako cyklLcké napětí, které jt- zapotřebí pro šíření mikrotrhlin. To platí jak pro hladká, tak pro vrubovaná tělesa. Problém
- 2Ó2 -
únavy 3e tedy redukuje na problém podmínek pro šíření Ľ'chto trhlin. Vměstky, které jsou přítomny v cyklicky zatěžovaném m itoťíálu, mohou silně ovlivnit podmínky pro šíření mikrotrhlin a tím přirozeně ovlivnit i mez únavy. Její snížení v důsledku přítomnosti vměstků je obecně známo. Vliv vměstku závio.i m j . i na vzájemné interakci jeho povrchu s okolní matricí. U nekovových vměstků se často postupuje tak, že se předpokládá, že vměstek pi'sobí stejně jako vnitřní vruby nebo trhlinyI/?J. Pro posouzení vlivu vyjděme opět z podmínky (?) pro nešířeni trhlin. Uvažujme o povrchové trhlině v poJ onekonečnéru tělese, zatíženém nominálním napětím. Pro takovou trhlinu můžeme pro K-faktor psát
K a = 1,12 <srJ^T J'ŕi
z a t ě ž o v á n í n a mezi únavy j e
právt>
K . . . Platí K
G" = 5"
.
(6) a
K
j e rovno
tedy
ath -
1
'
1 2
kde 1 je kritická délka mikrotrhlin. Vzhledem k tomu, že rely problém je posuzován z hlediska lineární lomové mechaniky, je K, , veličinou nezávislou na geomeOrli tělesa v 11 UJÍ
nřTiiž r.e trhlina šíří a tudíž na geometrii nez.ivisí ani kritická délka 1 . Obě veličiny, K a t n a ^c P° v a žujeme za materiálové konstanty. V případ? těJesa s vrubem, charakterizovaným součinitelem koncentrace napětí a a poloměrem ^ byl odvozen teoretický vztah me?,! <* a vrubovým součinitelem Q *
Kombinací rovnic (7) a (8) získáme vztah
- 263 -
Pro praktické účely stačí použít aproximace pro «
<* = 1 + 2 ftjô kde
h
,
(10)
je poloviční rozměr vady ve směru kolmém na vnější
napřtí. Pro mez únavy tělesa s vadou dostáváme tedy
"ck " y y Ve zprávě [4] oe pro ocel sovětské produkce uvádí, že obsahuje mnohem větší vměstky než ocel čs. produkce. Jako příklad jt: uvádán protáhlý vměstek o délce Zh = 0,1 mm a poloměru P * 0,005 mm. Z rovnice (11) plyne pro takovýto defekt nnížení meze únavy 6" asi na 65%. Příklad šíření únavové trhliny z vměatku je uveden na obr.2. V této souvislosti poznamenejme, že při stanovení meze únavy v práci [3] byly vzaty v úvahu pouze takové vzorky, které na lomové ploáe n (.-vykazovaly stopy po velkých vměstcích. Vzorky s prokazatelnými vmčstky na lomových plochách měly vždy nižší mez a byly z hodnocení vyloučeny. '). Přípustné vady typu povrchového vrubu Kovnice (9) umožňuje m j . kvantitativně určit velikost přípuatných vrubů. Je známo, že povrchové vruby teprve od určité velikosti mají vliv na mez únavy. Jsou-li vruby dostatečně malé, např. po jemném broušení, neprojevují se vůbec. Kovnice (9) může být psána ve tvaru 211/2
uži.jemo-li vrubový součinitel p> . Pro nepoškozující vruby,
tj. pro vruby které neovlivní mez únavy, je '/.VK.nné fi =• 1 . Odtud plyne vazba mezi parametry vrubu m a a materiálovými konstantami
K th
a
^c
n a
v
na jedné;
s t r a n
^ druhé.
Jako příklad vezměme U-vrub v polonekcnečné desce zatížené amplitudou nominálního napětí 1, .jinými slovy, velmi malé povrchové U-vruby do poloměru asi0,008 mm nemají vliv na mez únavy a jsou tedy vruby nepoškozujícími. Teprve větaí vruby mají na mez únavy nepříznivý vliv. Uvedený postup lze použít např. k odhadu vlivu kva1 i ty opracování povrchu, případně vlivu poškození povrchu nn únavové vlastnosti výrobků. 6. Závěr Prahová hodnota faktoru intenzity napětí a mez únavy hladkých Lčles z oceli 15Ch2NMFA československé a sovětské výroby byla použita k odhadu: 1. Přípustné velikosti defektu typu ostré trhliny ve študovanom materiálu. >'. Snížení meze únavy v důsledku přítomnosti nekovových vměstků. •5. Pf-ípustné velikosti povrchového vrubu při cyklickém zatěžování .
Li teratura [1] A3ME Boiler and Pressure Vessel Code, Section XI, 1974. [.''] Kunz,L. , Lukáš,P.: Materiálové problémy lehkovodních reaktorů. Sborník z konference, Vsetín 1980. Dům techniky ČSVTS Praha 1980, 78. [í] Obrtlík.K., Polák,J.: Cyklická plasticita a únavové vlastnosti oceli 15Ch2NMi;'A. Sborník z této konference.
-
2Ó5
-
[4] Hazrabot-ka kriteriev razrušenija materiálov i elementov konstrukcij s učjotom reálnych uslovij ekspluatacii. Výzkumná zpráva, 1PP Kijev, SSSH 1981. [Ľ] 'i'roäíenko,V. ,T. a j.: Problémy pročnosti 1985, No 8, 6. [h] Tada.H., Paris,P., Irwin,G.: The Stress Analysis of Cracks Handbook, Del Kes. Corp., Hellertown, 1975. [7] Nordberg,H.:in Swedish Symposium on Non-Metallic Inclusions in Steel. Nordberg.H., ed. Uddeholm Tooling and Swedish Inst. for Metal Research, 18Sí. p. 59b. [H] Lukáš,P. , Kiesnil.M.: Mat. aci. iing. %±, 1978, 61.
i
1
i
500 h
t* ú o r M) ú r
í'.UU Ů,ÚS
0,10
0,15
o,xo
Podmínka pro šírení defektu typu ostré trhliny v oceli UiC
2 mm Únavová t r h l i n a š í ř í c í
ae z nekovového
vměstku.
- 2Ó7 -
2,0
-io
-iO
20
\t\ir.'). Závisloat vrubového součinitele fi na poloměru U-vrubu se součinitelem koncentrace napětí «.= 4
.J u -
CYKLICKÁ PLASTICITA A ÚNAVOVÁ ŽIVOTNOST .
••j'.H'Z
RNDr. Káral Obrtlík. CScj RNDr, Jaroslav Polák, CSc Ústav fyzikální metalurgie ČSAV, Brno
Křivky zpevněni-změkčani, cyklické deformační křivky a křivky životnosti v nízkocyklové a vysokocyklovó oblasti za teplot 20 a 350 °C u dvou oceli pro tlakové nádoby 15CH2NMFA připravených odlišnými technologickými postupyr
UVOĎ V souboru materiálových vlastností sledovaných pro zajištění bezpečnosti provozu komponent Jaderného reaktoru v průběhu požadavané životnosti má významné místo odolnost použité ocali proti únavě* Mezi důležité charakteristiky degradačniho procesu při cyklickém zatěžování patří údaje o cyklické plasticitě a únavové životnosti získané na hladkých vzorcích a to za teplot, při nichž Jsou materiály používány. Výsli;-.!t-y získané na hladkých vzorcích lze využit jak přímo pro predpovedi životnosti těles s mělkými vruby, jejichž chováni lze nahradit rovinným povrchem se zvýšenou hladinou namáháni, tak také při odhadu napěťových a deformačních poměrů u těles a vruby hlubokými [1] • Oednou z ocelí, kterých se v Československu a v Sovětokóm evazu používá ke stevbě tlakových nádofc lehkovodních reaktorů. Je nizkolegovaná ocel typu Ni-Cr-Mo-V o označeni 15Ch2NMFA, přičemž technologie výroby tohoto materiálu se v obou státech poněkud odlišuje [ 2 ] . Cílem této práce Je stanoveni charakteristik odolnosti proti cyklickému namáháni oceli 15Ch2NMFA produkce ČSSR a
vo vysokocyklové i v nízkocyklové oblasti při teplotách 20 a 350 °C a porovnání únavových vlastnosti obou studovaných materiálů.
EXPfcRIMENTY Experimenty byly provedeny na materiálu 15CH2NMFA československé (RS) e sovětské (RR) výroby* Chemické složení spolu e tepelným zpracováním a dosaženými mechanickými charakteristikami jsou u obou oceli velmi blízké a byly publikovány [3 J • Zkoušky nizkocyklové únavy se prováděly v symetrickém tohu-tlaku na vzorcích válcového tvaru s měrnou částí o průměru 10 mm a délce 15 mm na elektrohydreulickém pulsátoru pracujiciir v režimu uzavřené smyčky a jsou podrobněji popsány v práci [4] o Při pokojové teplotě byla udržována konstantní hodnota podélné deformace na mě r né délce 10 mm upro—2 —1 střed vzorku pří rychlosti podélné deformace 6 ~ 1 • 10 s Z a teploty 350 °C byla řízena příčná deformac8 vzorku při hodnotě rychlosti příčné deformace fiy ~ 5 • iU s . Za předpokladu, že mezi amplitudami podélné plastické deformace £ a příčné plastické deformace £LDCj plati přibližně
6»p *
2
•
6
je možná vyjádřit relaci mezi amplitudami celkové podélné 6 a příčné S H deformace vztahem
6a - 2 - £ a d
• •£* • < 1 - 2 V
),
(2)
kde V je Poissonova konstanta. E je Youngův modul a C je amplituda aplikovaného napětí. Během měřeni byl zaznamenáván počet uběhlých cyklů a ve zvolených intervalech také hysterózni smyčka v souřadnicích zatíženl-prodlouženi (popř,
o-
příčné zkráceni), z níž byly určovány ve i.
eBP (popř. £ a d . e c p d ) .
C'e
£
Zkouáky vysokocyklové únavy byly provedeny na elektromagneticky buzeném pulsétoru při frekvenci 70 - 100 Hz se sinusovým průběhem napěti v symetrickém tahu-tlaku vesměs za podmínek £ - konst. Použité vzorky mely válcovitý tvar s měrnou části o průměru 4 mm a délce 20 mm. V průběhu experimentu byly zaznamenávány časové závislosti amplitudy plastické deformace a amplitudy napěti* Podrobný popis metodiky měřeni a způsobu vyhodnocování uvádí Polák et al.
[5] . Míření za teplot 350 °C byla realizována v dělené odporové peci* Teplota byla udržována 8 přesnosti + 1«5 C.
VÝSLEDKY A DISKUSE Z časového průběhu amplitudy napětí při řízeni amplitudy plastické deformace £ byly ve vysokocyklové oblasti stanoveny pro oba materiály a obě teploty křivky zpevněni-změkčeni. Na obr* la jsou tyto křivky ukázány pro počáteční stadia zatěžování, kdy dochází k nejvýraznějším změnám v napětové odezvě materiálu* Podobné křivky byly získány ze záznamů hysteróznich smyček v nizkocyklové oblasti - viz obr. lb. Z obr. 1 Je vidět, že ve všech případech dochází k cyklickému změkčeni. Jehož velikost s rostoucím počtem jyklů klesá. Protože k uftálení hodnot napětové odezvy materiálu nedochází, byly pro konstrukcí cyklické deformační křivky a křivek životnosti vzaty hodnoty C odpovídajíci polovině života vzorku. Cyklické deformační křivky Jsou uvedeny na obr. 2, V nizkocyklové oblasti byla amplituda plastické deformace £ stanovena v polovině života ze šířky hysterézní smyčky; při 20 °C přímo, při zvýšené teplotě na základě vztahu ( 1 ) . SouL-orem experimentálních bodů zahrnujících nízkocyklová i vysokocyklová měření byla pro danou ocel a teplotu proložena závislost
- 271
-
a regresní analýzou určeny parametry K'a nó Dejich hodncty jsou uvedeny v tab. lo Z obr. 2 a z tab. 1 je patrnú, že přes rozdílné experimentální podmínky v nízkocyklové a vysokocyklové oblasti (rozdíly jsou ve velikosti vzorků, režimu a rychlosti zatěžování) naměřené křivky na sebe plynule navozují a získané závislosti typu (3) mohou sloužit pro praktická odhady napětovô-deformační odezvy u ocelí 15Ch2NMFA v širokém intervalu cyklického namáháni. Vliv teploty na cyklické křivky napětí-defcrmace se u obou ocelí projevuje poklesem napěťové odezvy v průměru 0 90 MPe a zároveň ponékud vzroste exponent cyklického zpevnění n - viz tab. lo Z tab. 1 a obr. 2 je vidět, že oba zkoumané materiály se v rámci přesnosti shodují ve sklonu cyklických křivek 1 ve vlivu teploty s tím, že u materiálu RR jsou tyto křivky posunuty v průměru o 40 - 50 NPa k vyššímu cyklickému i.V formačnimu napětím Křivky životnosti byly zjištěny ve tvaru Mansonovy-Coffinovy a odvozené Wohlerovy závislosti* Mansonovy-Coffinovy závislosti jsou uvedeny na obr* 3. Pro každou taplotu a ocel byla souborem naměřených bodů proložena závislost
Získané hodnoty parametrů 6j a c jsou uvedeny v tab. 1* I v případě křivek životnosti lze konstatovat, že návaznost vysokocyklových a nizkocyklových měřeni je velmi dobrá. Vliv teploty se na průběhu Mansonových-Coffinových závislostí prakticky neprojevuje. Svědčí to o významné úloze cyklické plasticko deformace v procesu únavového poškozování. Dinok je tomu u deformačních mezi únavy £ uveapc děných v tab. 2, z niž je patrno, že vzrůst teploty způsobí vzrůst veličiny G „ aôi o půl řádu*
V případe Mansonových-Coffinových .. . lit Konstatovat shodné chováni obou oceli s výjimkou toho, že při dané životnosti je u oceli RS amplitudy plastické deformace přibližně dvojnásobná ve srovnáni s materiálem RR* Tato relace se promítá také do hodnot deformačních mezi únavy ~ viz tab* 2* D
srametry odvozených Wohlerových křivek životnosti^ iíV . né v tab* 1, byly získány regresní analýzou souboru e _.:-, Lsnentálních údajů ne základě vztahu
G; .
(5)
Pripomeňme, že veličiny G"í a b určité únavové zkoušky je možná vyjádřit pomoci parametrů K', n', 6^ a C v rovnicích {•*) B {5)« V souhlase s cyklickou křivkou napětí-deformece Jsou amplitudy napěti při dané ž:sotnosti u oceli RR posunuty k vyšším hodnotám v porovnáni s materiálem RS* Vybrané číeolné údaje uvádí tab* 3* Odpovídajícím způsobem se chovají také odvozené napětovó meze únavy C* - viz tab* 2* Tabulfcs 3 je pro ilustraci doplněna hodnotami amplitudy celkové cíaformece vypočtenými na základě parametrů v tab* I* Tab* 3 tak poskytuje podklad pro porovnání životnosti obou materiálů při režimu s řízeným napětím nebo deformaci* Nutno poznamenat, že experimenty, prováděné na vzorcích o průměru 4 mm, v obi jati nižších amplitud plastické deformace byly poznamenány značným rozptylem v hodnotách životnosti^ Vzhledem k tomu, že s poklesem amplitudy řízené veličiny klasa kritický rozměr defektu [ 6 ] a s k K sujícim průměr em vzorku roste relativní vliv defektu, lze ;:a hlavni při« činu tohoto rozptylu označit přítomnost stru;. :urnich nehomcgsnit a nekovových vměetkŮ v materiálu* U ocbii RR byla čatnost a velikost těchto poruch podstatné vyáäí než u oceli RS [7] a výsledky několika únavových zkouéek na oceli RR nebyly v důsledku zjevných strukturních vad brány v úvahu při stanovaní únavových charakteristik* Při hodnoceni skutečné únavové pevnosti součásti je pak nutné vzít v úvahu četnost a velikostní rozděleni těchto defektů.
/ -i -
Při cyklickém zatěžováni oceli typu 15CH2NMFA dochází při teplotách 20 a 350 °C k cyklickému změkčení. Pro praktické účely lze cyklickou plasticitu, charakterizovanou cyklickou křivkou napětí-defortnece, při dané teplota aproximovat mocninovou funkci v celém oboru únavové životnosti. Křivky životnosti £ versus N, lze popsat rovněž mocninovým zákonem prakticky nezávisle na teplotěa Vliv zvýšené teploty (350 °C) se projevuje poklesem cyklického deformačního napěti přibližná o 90 MPa a asi pětinásobným vzrůstem deformační meze únavy. Únavová vlastnosti obou ocelí jsou velmi podobné* Odhlódneme-li od přítomnosti defektů, jeví se ocel RR poněkud vhoilnôjäi pro použití v podmínkách řízené amplitudy napětí, kdežto ocel RS bude lépe snášet namáháni v oblasti omezené životnosti, kde rozhodující veličinou je amplituda deformace.
LITERATURA [l] POUÍK, O.i Mater. Sex. Engng, 61 (1S83), 195 O [2] BRUMOVSKÝ, M„ - BRYNDA, Do - VACEK, M.: Kritéria výběru a porovnání vlastností ocelí pro tlakové nádoby lehkovodnich reaktorů. lni Materiálové problémy lehkovodních reaktorůo Vsetín 1980, s. 7 O [3] KLESNIL, Mo et al.J Zváranie, 31 (1982), 326„ [4] KLESNIL, M o et al.s Nizkocyklovó únavjvó charakteristiky ocele pro lehkovodní reaktory. Bude publikováno« [5] POLÁK, Do et ale.: Problémy pročnosti, 9 (1979), 42. [6] OBRTLÍK, K. - POLÁK, a.1 Fatigue growth of surface crack6 in elastic-plastic region. Qude publikováno. [7] TROSČENKO, V. T. - ChWMAZA, L. A o - POKROVSKIO, V«, V.: Razrabotka kritériev razrušenija materiálov i elementov konstrukcij s učotom reálnych uslovij expluatacii* IPP AN USSR, Kiev 1981, kap. I.
Tabulka It únavové charakteristiky oceli RO a RR
1 1
Teplota
j
Ccj
jOcel
K'
[MPa]
20 RS
i
350
20 RR
-c
1,37 0 ,709 •0,35 • 0,023
0,0819 865 • 22 •0 ,0025
907
0,0788 •0 ,0041
2,11 •0,84
0 ,824 •0 ,033
970 0 ,0658 • 37 •0 ,0037
0,1319 1,48 •0 ,0097 •0,73
0 ,764 •0 ,039
• 49
29
0 ,1211
• 0,019
*;
Interpolace na
*
3 2
1056
2,7
20
15
3 50
20
350
10
0 ,0962
•0 ,0045
» z ní od-
[ MPa]
[°c]
RR
0 ,0587 •0 ,0033
•0 ,0051
2,79 •0,63
Teplota
4
866
0 ,786
854 • 31
1031 + 78
RS
-b
0 ,0794 +0 ,0058
Tabulka 2 J Hodnoty deformační meze únavy g vozené napétové meze únavy C
Materiál
[MPa]
824 + 37
t óiSO
n
360 290
1.4 *>
390
8.1
300
-
2 -/S -
Tabulka 3: Hodnoty amplitudy napětí
ťj' a amplitudy celko*
vé deformace vypočtené pro danou životnost.
Ocel RS Teplota
[°c3 20
350
N f [cyklus]
Ga [MPa]
500
577
50 000
441
500
491
50 000
337
e
Ocel
3 . • 10
15 .0 2 .47
12
t "J
2 ,03
*" Gk [MPa] 616 455 543 349
RR É, •
103
10 .1 2 .37
10 .2 1 .92
Obr. 1 Typický průběh křivek
|
zpevnění - změkčeni ocel RS ocel RR
20 °C 350 °C
10'c a = 8.1
r
^
43
400
45 31 '
20 _ . _ . 350 °C
8.2 i
300
c) vysokocyklová oblast
10
20 N [1O3 cyklů]
——
b) nízkocyklová oblast
o a.
700
N, = 16.4 10
b" •<>•.,•o
22.2 10
600 „ - 6.67,0 104 10 : 500 100
200
300 N [cyklus] — '
Obr. 2 Cyklické křivky napětí deformace A O
•
A
€mp £
- konat. • konst,
C ad ' kon8t-
10
10
t
S
30')
Our. 3 Msnsonovy - Coffinovy krivky životnosti A A
£ m konat, ap O £ • konst © £ d » konat. A* A' nedošlo k lomu
\
;
^
10
ÍN, [cyklus]
10'
—
10
2N, [cyklus] -—
VODÍKOVÍ A RADIAČNÍ ZKŘEHNUTÍ NÍZKOLEGOVANÝCF ••Z^LÍ PRO REAKTOBOVÉ TLAKOVÍ NiÍDOBY fíNDr. J. Otruba, Ing. K. Šplíchal, Prof. ing. J. Koutský, DrSc. tJetav jaderného výzkumu, Řež Vodíkové křehnutí Cr-Mo-V oceli bylo studováno v závislosti na parametrech elektrolytického navodíkování a ozařování neutrony„ Bylo prokázáno, že k degradaci plastických vlastností dochází nad kritickým obsahem vodíku 2,5 ppm Jak u ozářených tak r.9ozářených vzorků. Superpozice radiačního a vodíkového křehnutí může vést až k úplné ztrátě plasticity. 1. Úvod Pro zajlšténí spolehlivosti a zbytkové životnosti reaktorových tlakových nádob (RTN) lehkovodních reaktoru Je nezbytná znalost stupně radiačního zkřehnutí a znalost vlivu chladicího prostředí na vlastnosti nízkolegovaných ocelí* Významným důsledkem korozního účinku chladivá Je uvolnění vodíku, Jeho difúze do materiálu a následné vodíkové křehnutí. Mírou vodíkového křehnutí Je pokles tažnouti (resp. kontrakce plochy) při stetickó tahové skoušce, prováděné nízkou deformační rychlostí při teplotách blízkých pokojové. 2, Mat£riál_ame52erimgntální^godmínkv^ Experimenty byly realizovány na nízkolegované Cr-Mo-V oceli, která Je užívána pro výrobu nádob lehkovodnícb reaktorů, jllatariál byl zakalen do oleje, vyžíhán na uvolnění pnutí, což flmuluje tepelný režim odpovídající výrobní technologii nádoby. Chemické složení materiálu ve váhových procentech bylo násle<JuJíbí: C 0,15; Mn 0.36; Si 0.31; I? 0.010; S 0.012; As 0.001; Cr 2.78; Ni 0.2; Mo 0.58; 7 0.29; Cu 0.09. Z finálně opracovanéno plechu tlouštky 160 mm b.yly vyrobeny hladké tahové tyče kauhového průřezu o průměru 4 mm a pracovní délce 20 mm. Část byla ozářena v materiálovém reaktoru W R S při teplotách a 560 K neutronovými fluencen.1 3,4.1023,resp.4,9.1023nm~2 jjro energia neutronů B a > 0,5 Me V. Katodickým navodíkování m Olářených e neozářených ty5í v 1 N kyselině sírové s 30 mg/i b ; y l y ruzn ^«ni proudovými hustotami po dobu 1 hodiny
- 270 -
připraveny vzorky s různým obsahem vodíku. Obsah vor J K u ryl stanovován metodou vakuové extrakce pomocí exhalografu EAH-200 fy Balzers upraveného pro práci s radioaktivními vzorky. Vodíkové křehnutí bylo vyhodnocováno z parametrů tahové zkouu4
ky prováděné na stroji Inatron deformační rychlostí 8,3.10" -," při pokojové teplotě. Podrobnosti experimentů jsou v /I,-, 3. Y^sledkv. 3.1 Yliv_neutronoyého_ozáření Ozářením použitého materiálu při 560 K reap. 400 K doälo k jeho radiačnímu zpevnění: mez kluzu R ~ 2 vzrostla o 19% reap. 47'/«, pevnoat 1^ o 12% resp. 32%. Tažnost po ozáření při 560 K se prakticky nezměnila a po ozáření při 400 K poklesla o 36'/.; (obr.l - počáteční hodnoty). 3« 2 Vliy_obaahu_vodxku Vliv obsahu vodíku na mez kluzu a mez pevnosti materials neozářeného a ozářeného při 560 K je zanedbatelný ( R p o 2 ^e i>60 reap. 600 MPa, 1^ je 628 resp. 668 M P a ) . U materiálu ozářeného při 400 K obě meze s obsahem vodíku klesají (Tab. 1 ) . Zvláště výrazný je pokles pevnosti při vysokých obsazích vodíku. Závislost tažností na obsahu vodíku je pro materiál ozářený při 560 K a neozářený prakticky stejná, pro materiál ozářený při 400 K je průběh obdobný, hodnoty tažnosti jsou však podstatně" nižší (obr. 1 ) . Do obsahu 2 ppm H 2 se tažnost mění jen málo, nad 2 ppm prudce klesá. U materiálu ozářeného při 400 K dochází při obsazích vodíku nad 10 ppm (proudové hustoty 100 Am *" a více) v důsledku superpozice radiačního a vodíkového křehnutí k úplné ztrátě plasticity a předčasnému lomu. 3,3 Ocel v dodaném utavu obsahovala 0,4 - 0,6 ppm a po ozáření 1,2 - 2,0 ppm vodíku. Závislost obsahu vodíku na proudové hustotě navodíkování (obr. 2) vykazuje dvě stadia. V prvním obsah vodíku dosahuje v ozářených i neozářených vzorcích 2-3ppm. Dalai průběh navodíkovací křivky je určován strukturními a radiačními defekty. S poklesem ozařovací teploty, t j . s rostoucím radiačním poškozením oceli, roste obsah vodíku, po ozáření při 560 K 1-1,5 krát, při 400 K 3-4 krát. Bod zlomu na křivkách se pohybuje k nižším hodnotám proudov„-3h hustot.
Uvolnění vodíku pří pokojové teplotě b ?.:•:• = sudováno na vzorcích navodíkovanýcb při 200 a 300 A.m~" p: aobu i hodiny. Ob&ah vodíku po 72 hod. odplyňování při pokojové teplotě poklesl u neozářených vzorků téměř na počáteční hodnotu (pod 1 ppm) a pro vzorky ozářené při 560 K na polovinu hodnoty po navedíkování, pro vzorky ozářené při 400 K obsah vodíku zůatal prakticky nezměněn. Lom vodíkovaných vzorků neozářených a ozářených při 560 K Je popsán v /2-4/ a výsledky lze shrnout takto: - Lom tvárný - Šiškový, byl pozorován u vzorků do obsahu 2 ppra Hg. Jediným mikromechanizrnem lomu je tvárné důlkové poruSení. - Lom "vodíkový" - byl pozorován ve vzorcích obsahujících nad 3,5 ppm H 2 ; převládajícím mechanizmem lomu je kvazištěpení v důsledku vodíkového zkřehnutí /5/. Fazety kvazištěpení jsou iniciovány nehomogenitami jako vměstky, tehliny a interkrystalická oddělení v místech styku tří zrn; od těchto nehomogenit se lom paprskovitě šíří. lom je rovinný, kolmý k ose tahu a vzorek vykazuje minimální zúžení. - Smíšený lom - byl pozorován v intervalu 2-3,5 ppm Ho, lota tvárný přechází v lom vodíkový (nedokonalá číška s ojediněle se vyskytujícími fazetami kvazištěpení). Na lomu vzorků ozářených při 400 K a navodíkovaných se podílejí převážně křehčí procesy. Podle vzhledu lae lomy rozdélit do skupin: - Lom tvárný - kvalitativně stejný jako v předchozím případě (obr. 3), byl pozorován pouze na vzorcích nevodfkovaných. - Lom křehký - byl pozorován při obsazích vodíku nad 10 ppm (50 A.m" ); lomová plocha je rovinná, kolaá k oee tahu. Lom je iniciován při okraji lomové plochy fazetou (fazetami) interkrystalickóho štěpení (po hranicích původního austenitického zrna)(obr. 4 ) . Další šíření lomu se děje kombinací interkrystalického a transkryatalického štěpení. Pouze ojediněle, při okraji lomové plochy lze pozorovat kvazištěpení v důsledku vodíkového křehnutí jako přechod od interkrystalického štěpení k transkrystalickému.
-
28 I -
- Přechodový lom - zahrnuje skálu lomů od lomu tvárného do lomu křehkého. Charakteristické je, že na Icinové ploše lze rozlišit oblaot periferní - křehčí a centrální - tvárnější (obr. 5.-2, Sppmlipjobr.ô.- 9 ppm H 2 ) . Tato skuteSnoat ukazuje; na povrchové zkřehnutí, projevující se též v poprat•.V/.-L;' povrchu, které je dobře patrné na obr, 5. Centrálnj otiaat lomu vzorků obsahujících do 4 ppm H 2 je vytvořena tvárným (iůlkovým porušením, nad touto hodnotou kombinací důlkového porušení (smyk) 3 transkrystalickým štěpením (obr. 2f). Na lomu periferní oblasti se do 4 ppm H 2 podílejí důlkové poružení a kvazištěpení v důsledku vodíkového křehnutí. V intervalu 6 - 1 0 ppm H 2 je lom vzorku šikmý a v periferní oblasti lze rozlišit části smykové (skloněné pod cca 45 k one tahu) od oblastí "normálových" (zhruba kolmých k ose tahu) porušených převážně interkryetalickým oddělením (obr. 6). 4. Diakuze Atomy vodíku mohou snadno vstupovat do kovové mřížky, poiiybovat se v ní, ale mohou zde být též snadno zachyceny mřížkovými defekty. Za přednostní místa záchytu jsou povahovány dislokace, důležité jsou též hranice zrn a nekovové inkluxe. V případě navodíkování materiálu ozářeného při 560 K radiací vyvolané defekty pouze zvyšují "účinnost" navodíkové;ií,nemění však mechanizmus vodíkového křehnutí, který je obdobný Jako u materiálu neozářeného. Vodík v průběhu navodíkování difunduje ke vměstkům, trhlinám či jiným pórům, rekombinuje zde na vodík molekulový, který působí na okolní materiál "vnitřním tlakem". V průběhu plastické deformace se na stěnách výňc zmíněných dutin vytvářejí nové "aktivní" povrchy (stupně), kde vodíkové molekuly adsorbují a disociují na atomární vodík. Velké množství tohoto vodíku je unášeno do mřížky pohybujícími He dislokacemi, kde na defektech ve skluzové rovině (skluzovém pásu) dochází k opětovné rekombinaci vodíku na molekulový o následné separaci materiálu podél skluzových rovin a skluzových pásů /6/ - kvazištěpení v důsledku vodíkového zkřehnutí.
- 28l -
Vysvětlení vodíkového zkřehnutí po ozáření na 400 K Je obtížnějěí. Radiací vyvolané defekty jsou jiného charakteru m/ž. po ozáření při 560 K a jak ukazuje únik vodíku z takovýchto vzorků, je vodík při pokojové teplotě v radiačních defektech vázán silněji než v strukturních. Povrchové zkřehnutí pak ukazuje na to, že difúze vodíku probíhá "pomaleji", a předčasný lom při obsazích vodíku ve vzorcích nad 10 ppm na ty, že radiační defekty s vodíkem vytvářejí překážky, které jsou pro dislokace nepřekonatelné. Při plastické deformaci při nízkých obsazích vodíku dochází pravděpodobně k přednostnímu 7,/ir.liytn vodíku radiací vyvolanými defekty a relcombinace velikú podél skluzových rovin se nemůže uplatnit. Podél hranic původního austenitického zrna jsou vyloučeny karbidy a ou^regovány různé nečistoty, které mohou být považovány za "milcroinkluzo" vy3oké hustoty a vodík může na nich precipitovat. Jestliže tlak v těchto "mikropórech" je dosti vysoký, mechanizmem popsaným výše, dojde ve velmi malé oblasti k transkrystalickému šíření trhliny /6/. Výsledné interkrystaLické šíření vzniklé propojením těchto malých oblastí je jen zdánlivé. V práci zjištěný, pro vodíkové křehnutí kritický obsah vodíku 2 - 2 , 5 ppm, je ve shodě s literárními údaji pro ozářenou a neozářenou ocel A 302 B /7/» pro ocel A 533 B a A 542 / 8 / . Rovněž dílčí výsledky pro nízkolegovanou Cr-Ni-Mo-V ocel ukazuje podobnou závislost /9,10/. 5. Závěr Pro vodíkové křehanutí neozářeného i ozářeného materiálu ue jako kritický jeví obsah vodíku v rozmezí 2 - 2 , 5 ppm. Ozáření neutrony při teplotě 560 K nemění mechanizmus voriíl.ového křehnutí, hlavní roli hrají strukturní defekty. JJefekty vyvolané ozářením neutrony při 400 K způsobují zmpnu mechanizmu vodíkového křehnutí, zvyšuje se úloha původních auatenitických hranic zrna, úloha ostatních strukturních defektů je silně potlačena. Superpozice vlivů radiace při teplotě 400 K a obsahu vodíku může vést k úplné degradaci vlastností materiálu, tj. úplné ztrátě plasticity a k předčasnému lomu.
- 36 J -
Literatura /!/ Výzkumné zprávy ÚJV č. 4394.U, 4827.M. / 2 / Šplíchal K., Otruba J.: Sborník £, dil str. 41-50 z konference Vědeckovýzkumné a osvojovací práce pro jaderné elektrárny s lehkovodními reaktory, Karlovy Vary,l. - 4. 12. 1981. 73/ Zprávy tfjV C. 5270.M a 5747.M. 7 4/ Otruba J., Burda J., Koutský J.: Sborník z VI. celostátní fraktograŕické konference, Zlatá Idka, 1981, str. 181. /5/ Kifcuta A., Araki T., Kuroda T.: Fractography in failure analysia, ASTM STP 645, Philadelphia 1978, str. 107-127. 76/ Moser M.: Practography and Ifiechaniam of Hydrogen Cracking in Steel, ve Sborníku z V. metalografickŕbo 5s.yr.isia, část 2, Vysoké Tatry 1983, atr. 37-43. 77/ Brinkman C. R., Berston J. H.: The Effect of Hydrogen on the Ductile Properties of Irradiated Pressure Vessel Steels, ASTP-Spec. Publication K 484-(1971.). /&/ Takaku H., Kayano H.: J. Nucl. Mat. 76 (1978) 299. /9/ Hrubý J. aj.: Vliv vodíku nízkolegované ocele Cr-Mo-V a Cr-Ni-Mo-V pro RTN a regenerace radiačního poškození Cr-lío-V oc.-^le - Výzkumné zpráva ÚJV 5724.M. 710/ Šplíchal K. aj.: Dosud nepublikované výsledky.
Závislost meze kluzu a pevnosti díkování pro materiál ozářený pr'. nevodíkovaný
vodík.do 10 ppmH^
uóírech navo-
vodík.nad 1
, ~/MPa/
860
830
796
'VI-a/
865
842
795
Ohr. 1. Závislost celkové tažnosti Ac r.a obsahu vodíku pro materiál neozéřený, ozářený při 560 K a při 400 K.
r
, . . . . „ ..23 -2
, .-23 56C K ; 3,*• • "U
c
r
Q. Q. (Nl
I
i
^
^
^
/
A
5-
* < *
ozáŕanO
1
2
5
X
20 50 100 200 500 2 [A m" i
Obr. 2. Závislost obsahu vodíku na vzorcích v závislosti na proudové hustotě navodíkování. Doba navodíkován: 1 nodina.
CO
- 286
-
Cbrázky 3, 4, 5, 6 - materiál Cr-Mo-V ozářený fluenoí 4,9.10 2 3 nm" 2 při teploto 400 K.
Obr. 3. Lom tvárný, vzorek nevodíkovany
llx Obr. 5. Lom přechodový, povrchová křehnutí vzorek vodíkovaný 2,5ppm
2 Ox Obr. 4. L O D křehký, vzorek vodíkovaný 14 ppsu
Obr* 6. 2 Oi Lom přechodový, vzorek vodíkovaný 9 ppm
KADIACNÍ
POSKOZKNÍ OCELI 15Ch2NMFA A J£HO OVLIVNĚNÍ MÉDÍ
A FOSFOREM M.Vacek,
R . : : t o č o 3 , P.Novosad, Ú s t a * ^ a d e r n e ' h o výzkumu,, Řež
M. P.rumovský, J . f i r y n d a ,
ZKS k . p . 5KUL>A P i z u ň
Anotace KJI njpr.Timeni álních tavbách chrom-nikl-molybden-vanad»v- ui-.oJi 1r)Ľh2NMPA byl studován vliv mědi ( U,08-0,52%) a fn:;i'nru (O,ou6-u,u18% ) na jejich radiační poškození. Po zhrub'. : tejnnr, oy.třcni fJufncí 2,3x10
n/m >C!,5 MeV byla zvětše-
ni' raiiiační poškozeni přímo úmorní obnahu mědi H fosforu v uceli. Med* má ale mnohem pronikavější účinky, než fosfor. 1- zkoumaných průmyslových taveb o hmotnosti až 195 tun : r namorené ruriianni zkřehnutí pohybovalo v přípustných m e zích. Nebyl prokázán vliv hmotnosti taveb na jejich odolnost k rn(!i ařnímu zkřehnutí a zpevněni. 1 . liviíd Vzr'i "i. n,] i c.i
potřoba onerr.ie v ČSaR bude ke konci osmd
H/'itých let ZBjiňíovánfi hlavně výrtuvbou jaderných elektz-áren :• reap Lory VVKR 10U() MW. Tlakové nádoby těchto reaktorů bni:i)o vyrábřny z '.hroin-niki-niolybden-vanadové oceli oznařeni ľiChi'JNiWFA. ľracovn: teplota stěny reaktorové tlakové nádoby jí* kolen; 29^ t! n i-řodpokláriarou maximální flufncí 6,4x10 n/m
> 0 , 5 M<ÍV. ftojně jako u oceli jiných typů je i u této
oceli rudiu^r.í odolnost ovlivňována do značne miry obsahem % f."' ,; ť r ý c h rir;či;Tt^t, jako například mědi a fosforem. V souia-
dn :•••, :ivětovým t.r-^ndem bude i zde snižována celková délka .'••v/irú na nádobě s použitím ingctů větní hmotnosti, kde at1 piT-wio z ingotu o hmotnosti 7u tun až na ingoty o hmotnonti ; " M ( M M .
V reťor-Uě j .sou :;hrnuty výnledky experimentálního nlu(ÍÍM vlivu nľ'ii':. r. ľoísforu na r a d i a č n í odolnost o c e l i 15Ľh2NMPA vo ••.rovnrhu
f firůmy:;lovými
tavbami.
?. !fn: frláL a experimentální z a ř í z e n i pro ožarovaní a vyhodí zkuňebni ch t y č i .
Vo všech pri pudech bylo pro studium radiačního zpevněni pou/ito zkušebních tyči pro zkoušku statickým tahem o průměru •iktivní části tyče 4 mm s pětinásobnou délkou / V . Pro studium tvKiinčního zkřehnutí pak zkušebních tyčí Charpy-V dle 5sN 4? '"•J01.5 a to vždy Jen ze základního materiálu. Svarové cpoje budou 'it.ufiovfíny později. P.I. Použity materiál a orientace zkušebních tyčí. c.1.1. Experimentální tavby oceli 15Ch2NMFA a různým obsahem mědi n fonforu. Výchozí vsázku experimentálních taveb č. 1jJO6/1,2 , • í'• >«/11 2 a 1j1u/1,2 tvořila ocel 15Ch2NMFAA, číslo tavby ?9494, která byJu natavena ve 1uu kg indukční kelímkové peci VI1HŽ Karlštejn ee zásaditou vyzdívkou. Po dolegování mědí & ťon forem nn požadovanou úroveň byla taťba rozlita do dvou In— !•'••>tú o hmotnosti 5U kg. Vzniklých 6 in^otú bylo překováno na plľch o rozměrech 6o0x2U0x28 mm a ten byl tepelně zpracován .']«:• I '''iu.jícím způsobem: f
)20°Ľ/?h./vzd. + 65U°C/1uh./vzd. + 62U°C/25h./pec do 300°C/vzd.
?.1.2. Ucel 15Ch2NMFAA ."ísio tavby 294S4. Ocol byla vyrobena k.p. ŠKODA ťlzeň technologii slévání, kdy tnvení probíhalo v elektrické obloukové a zásadité SM peci. Potom následovalo odlití do vaxuového kesonu. Získaný ingot o hmotnosti Jo tun byl překován na desku o rozměrech 35Uux 1 M J U X 3 2 5 mm, která byla po obrobení normalizována a popuštěna mí:: ledujícím režimem: í*4u°C/1í>h./vzd. + 650°C/35h./pec Potom byla deaka zuňlechtěna následujícím způsobem: 930°C/1uh./voda + 6í>O°C/25h./vzd. ZkuTební tyče byly odebrány v 1/3 tlouštky plechu s podélnou o.'fou kolmou nn převládající směr tváření. Chemické nložení této tavby odpovídalo zpřísněným požadavkůn pro použití v místech maximálních neutronových toků na náiJob?, kde je ještě limitován obsah As, Co, Sn, £>b, S, P i Cu. Chemické složení této i ostatních experimentálních taveb, stejně jako nrkterých taveb průmyslových,je uvedeno v tabulce I.
;'.1.3.
Pr*imy.4lov«
ťivby o c e l i
i5Ch?NtviFA Č.J5757,
'-ívhy byly vyrobeny j - ľ-
I]-;VP,
nl>> z í skiny
37687, 37V-W-
ctejnou technologií
ingot měl u tavby
č.^5757
sléváni,
(tloušťku
prv-UMire 3 !0 mm) .• ' . <"•.4*5993 ( t l o u é t k a 242 mm) hmotnost 135 tun u u iMvl.y ř . j 7 6 8 7 ( t l o u š t k a 252 mm) a č.37S>8u ( t l o u š ť k a l
700 mm)
hmot h<>:il 19 j
t u n . i'o překování
ce o vnějším
průměru kolem 2800 mm bylo provedeno j e j i c h
ingotů na l i n u na hlaiiké
prstentepel—
n* " p r a c o v á n i : J
60°C/v7.d. + 92O°C/voda + 6t>0°C/vzduch *
.
+ 6r)0°C/1Uh./pec
TuvbH
'i n u°(;/vodn
+ 6í>0°C/vzduch
0:'O°C/25h.
+ 650°C/?i)h./pec
Zlujňobn:/ tyče tahové a Charpy-V byly odehrvíny s podélnou ořou v t a n g e n c i á l n í m směru p r s t e n c e v 1/3 tyří
r:h/irpy-V
tlouf-tky.
byl M o r i e n t o v á n a ve směru t l o u š t k y
Osa vrubu
prstence.
Tavbu o.3t>7r->7 .je používána v Atestačním programu pro dium v l'i:-tno:ití záklaůního m a t e r i á l u a svarových spojů
stu-
oceli
ISCM^NMPA. ?.,?.
O'/.fiŕovŕie í z'iŕízení u př .'ikuriební' tyóe tahové i Charpy-V byly ozařovány v
elektric-
ky v;.'i..-íp'"ne r.onďr Chouca-IwT fra?icouznké výroby v reaktoru VVK-S itjV fii"/ vř.dy v<j :-te,)ném kanále ^7/10. Okamžitý neutronový
17 2 v nondě re puhybnvnl kolem 2,6x1 U n/m > 0 , 5 MoV. Kadiační !><.Tirrcnty HO uakuterínily 18. Mařená i zařov.ncí
v sondách 5 . 1 1 ,
12, 1 3 , 14,
tok ex-
16, 1? a
t e p l o t a pro celou sondu ( n o s i č e vzorků )
;:(.• ve vSech případech pohybov.-ila mezi 280 až
2S0°C.
,'i'yi-hlP rieiitrori.v byly .-itanoveny « r e a k c e Cu
(n,oC)Co
t<.'p<íJÍK* neutrony z roakec Lo^'in, t»>)Co za p o u ž i t á c í c h k o r u i t a n t : ( 7 C u - 0 f 5 m b ; ( > ^ o - 3 7 , 2 b a TQ^ { J u 7
a
následují5,26 r . C o «
/ . 3 . ZkuSební ?.aŕízení a podmínky. ?.'i.1, .'Jtntickí! /.kousky v tahu. Zk.iufíky :vtatickým tahem byly prováděny na trhacím
stroji
- 29° -
ln:;'ron TT-DM-L .se zat^žovací hlavisí A 216-2 v rozsahu za• —2 —I
t ľí.oní do 5 u kN Í: deformační rychlosti tyčí 2,5x1 u
I'kou.Mky probíhaly při teplotě místnosti kolem 25°C.
min.
.
ľ.3.P. Zkourcky vrubové houževnatosti. Zkušební
ty"e Charpy-V
byly vyhodnocovány na
ocejchova-
r i * -m kyvu
-120
n->. + r'O()°C s maximální pracovní kapacitou 23n J ('JO kpm).Rych lor.t nárazu kladiva j e 5,6 j.
TCzperimontulní
• • . ! . Hmi inňni
m/s.
výnledky.
zpevnění.
1'růměrnó hodnoty mechanických c h a r a k t e r i s t i k
ze
zkoušky
nt:il. Ickým tahem jnou zpracovány v t a b u l c e I I . Typické
ukázky
(liu/iJTřunů n n p č t i - p r o ' i l o u ž e n í ;jaou pro l a b o r a t o r n í tavbu uvodf-ny
nn obr.1 >> pro průmyslovou
;•.'
tavbu 5.35757 na o b r . 2 . Ltlderísovou
ncíž ve; stavu neozářenem. U experiir.eiifcálnich
,:ře,)m£ (třibuLlcn I I ) , že v e l i k o s t r a d i a č n í h o
: !i'.:n» nťutroriov' 1 Clucnci
vr
ozáře-
u všech o c e l í byla po
pozorována ponřkud v ý r a z n ě j š í mez kluzu s d e l š í
(.rťoriiinci, ,jľ
že prakticky
1J08/1
značné míře závine
taveD
zpevnění
při
na obsahu me-
tl J v o c e l i . ).;'.
Hfi'i ia^ii.i
zkřtíhnuti.
Exfiiicimnntňlno
?. j i ."• i ěn e přechodově křivky vrubové houžev-
riíjt.'">ti n pric-n^ho r o z n i ř e n í j s o u pro l a b o r a t o r n í tavbu r i • i• !>. r o: • 1 f? ny nu o b r . ) n pro průmyslovou Tr'inzLtní
ť'j.loty,
definované
J / r m ? ( odpovídá 3(i f t - l b ) t H'. ,i/crn' ( 5 0 prod i šími
ft-lhj
po ozáření
1J n u/2
tavbu S.J5757 na o b r . 4 .
vrubovou h o u ž e v n a t o s t í 51
59 J/cm 2 ( odpovídá T k o dle / 2 / ) ,
n příčnému r o z š í ř e n í
0,90 mm jsou pro
j e ň t ě uspořádány v t a b u l c e
stav
I I I spolu s d a l -
odpovídají cumi hodnotami. I řcchoriove krivky
byly experimentálními
body
ffrik í.-í'iány pomoci p o č í t a č e na základě vztahu,
většinou
odvozeného Uid-
ľ i •• J Jí-in J},J. 1'oMnbn'" jako u radiačního zpevněni zi; r* linutí
je
i u radiačního
po'-i tfíTiíi konstanta A, k t e r á vyjadřuje
k rurijii-'ru'inu
zkřehnutí
p ř i ntr.-jné ozařovací
odolnost
teplotě.
oceli
- 2Ql -
•1. 'linkiioe výn I edkú . 4 . 1 . P.a'liiirní Z|n'vn''ní. U ox|>fíHm«Mi..-'ilr]i<:h taveb ae hodnota radiačního zpevně;
ní pohybovala •><: 17 do ;.4 ';'... (tcbulkíi I I ) . Ke.jnizší hodnoty • .v.'y naměřeny u taveb :: nejmenším obsahem rněni (tavbn 11310/ í , ? ) n nej v'"-t ni hodnoty u taveb s nejvyšším nb3uhera .mědi (l 'Oř-./1,2). Podobný trend lze z,jir>tit i u konstanty B. Vliv •/.v;,'ŕf-neho ob::ubu foui'oru nn radiační zpevnění a konstantu B ;:<.• /,<Jf však projeví] pouze v jednom případě (1J1 či/1 , 2 ) . U II;:(.M tních '^tyř tnveb (1306/1,2 a 13(-'8/1,2) bylo naměřeno rnení i'M'iinňrn' '/.pevnění u taveb se zvýšeným obsahem fosforu. T•• i-.v iiiohlo být způnoheno náhodnou vyšší ozařovací teplotou ty"••i ne y.výpi.'Tiv.'n obi'.ahem fosforu. /\ .'.'. Radiační zkřehnutí. IJ expfrirri^ntfíltiíoh taveb je rozptyl jednotlivých vý.--leaIfi" vnibnvr houžovnatonti n příčnóhc rozšíření minimální. V jeiinom pří pud Ž (joklnr.lo pŕ::'ôné rozšíření ozářené oceli pod ithioxovou hodnotu { 13'-)8/2)t zatijiíco vrubová houževnatost se :-.iiiž L1 a na 1K) J/crn . Vodic iictein: Lál ní možnosti porušení reaktorové tlakové fi,'i.j-'l>y křehkým
lomem pri nižších tfplotách zde ještějhlavnč
u ozAŕvnó n'íf'obyj existuje možnost jejího porušení houževnatý.- •/.[iů::obo!n nf-i n/zké energii separace a to při vyšších teplotách. Pro L i tomuto způsobu porušení je reaktorová tlaková li/niobu v UfjA x.ajiř-íována požadavkem federálního kódu / 4 / , ve kť>rcin fin pmvi,
íc hodnota nárazové energie horního plata
v ..riíú rhnrpy-V
nesmí klesnout pod 68 J { 50 ft-lb). To odpo-
vid.-'i hodnot* vrubové houževnatosti KCV • 8b J/cm . Po pou/it./i:i o/.íírení ac k léto mezr.i hodnotě nejvíce přiblížila exper-iircntíUru tnvbri 1308/2 a pojom č.1306/2 (mnx.KĽV = 124
J/cm'),
li ( rŇiiiy,.;lovýoh tavob byl pokles vrubové houževnatosti v hou-.-•(• v-..•..('• oblfis-ti firechodove křivky po použitém ozáření minimi'1m' { tabulku I I T ) . /; porovnán.-; ohr.3 n 4 vyplývá, že v přechodovém páamu j.i.)u exi-erimfintálné zíckané hodnoty vrubové houževnatosti a pnYiľ'hn rozäiŕcn.1' průmyslových taveb zatíženy značným roz-
:ií.yl f-iii. l'ři:.-(\ň;]ř.í stanoveni rozmezí tohoto rozptylu by však v v •.• 'i-iovilo v'.i-i četnost zkoušek. Vyšší četnost zkoušek bude ir i nrííilnou vrtního rozptylu v přechodovém pásmu neozářených •.••vh vn rrnvnúr.I a tavbami ozářenými, stejně jako nedostatečná hutnost zkouřek lí" v
by mohla být příčinou
naměřených rozdí-
velikosti rtuilučního zkřehnutí(&TT ) jednotlivých prú-
!,iy." i ov.vcři tavrb po stejném ozáření (obr.5 a tabulka I I I ) . ! r-.j iníené přechodové křivky potom pravděpodobně neodpovídají :.Kute'xným rtředním hodnotám, ale v důsledku rr.n 1 ě četnosti měření y.évim' spíše na národnom rozdělení naměřených hodnot. Z .•i' '••: i ::kn zvvření objektivnosti a spolehlivosti vstupních úda•"• ;>y •• t.-: í i/otora bylo vhodnější používat npodních mezních hodno i, vrubové houževnatosti a příčného rozníření / 5 / . / obr.í> a tabulky III vyplývá, že radiační zkřehnutí o••• I Ĺ ViCh2M'iFA Dilnř závisí na obr.ahu mědi a také fosforu. :'<>!•! i řt'"m' zkřehnutí stejné oceli se zvýšeným obsahem fosforu ,)f v/.dy vítT'í, než u oceli s nižším obsahem forďoru. Ocel ;;: vy'-rim ohaahem fosforu má tedy nižší odolnost k radiačnímu ŕk rednutí, ne;": rl.ejnň ne*L s nižním obsahem fosforu. r,ovétr,)ovujicí. rruiny.jiové tavby jsou z h I c'il;:ka rr.>l iačn:i' odolnonti všechny vyhovující. ',. Z á v r y . •,, ' .
•. ('•/.]••• r-ÍTr.f -ílních tavbách oceli lbCh2M,iiFA byl studován
•i iv oii.'Kihu mi-'di a fosforu na jejich radiační zpevnění a zkřehnu!.Y p.-) ozářeni ( ?,?-2,^ ).l U'-'n/m > O t 5 MeV pri teplotě 2H8*C. ;
^..'. Volikont radiačního zkřehnuti je po stejném ozářeni úmór-
n'. o!).'-íihu j;;ľ>:ii a také fosforu v oceli. Med" má ale na radiační •/>: iwiir.'ij t"í pr'tui ikavě jří vliv, než fosfor. •i.'.. U rudí/•/m'ho zpevnórií byl rovněž zaznamenán výrazný vliT :n--'Ji n.1' j'h'-- ,•. 7ý:"i:íií , h I u vliv fosforu nebyl jur.nč prokázán. i'1 > ' ' u" •'••- vy.-v" í. 1 uje nepře inostmí v oi-.ai-o yncS t plote t..h«vy.-.h f. ,v'"M', co:-, n u n I o ť . n t o .•'.iríiřjái v l i v i'oai".
. -~ ..,;.; n o v u t .
-
2Q3
-
' ) . 1 . Z hled Luku m"x.ii:i"í ln f " pŕ.i ;>;::; .,nťího r a d i a č n í h o z k ř e h n u t í re v"-'• • í-i;i;/ :•.}, j-uiiiani'1 průmyslové t a v b y o c e l i 1l3Ch21'
i;ii'"l L O , U 8 %.
'j ,'j. Vrlký rozptyl vý-Iodků v přechodové o b l a s t i vrubovp hou•/.• ' viintoíiti fi p ř'iřn"ho rozruřoní průmyslových taveb o c e l i I'JCIJ^NMPA, kt«T.v vyplývá z j e j í h o chemického složení a zpra(iovíím, pRtrn'" povedo k používání spodních mezních hodnot těchto c h a r n k t ^ r i n t i k . f
'..
T. L f. • T i i t u r i i .
/ I / M.Vucek a ícc> (• s .'íuci i/iřfiJ" n t a b i l i t a Cr-Ni-Mo-V o c e l i s (in.-iiir'ilnjiri H zvýřťným obnaheín mědi a forrľoru pri tě /'/
'\inrvriy r>ií3f-'?tn na pročnojt elementov r-cuktorov, paroLr,eucrutoj-ov, c
iji
:-o.-;u.ilov i truboprovodov atomnyoh e l e k t r o : : t a n -
opytnych i issledovutel:;kich
i U;Í tunovok, Motal lur'/',ija, /'./
teplo-
2ř;(-;°C. Zpráva ÍJJV G6OO-M, 158J.
W.Oldfielri:
j«uer. : ych
reaktorov
í/íoskva, tíSSR, Ib'f'3.
Curve P i t t i n g Impact Test Duta;
Statistical
i r o c e d u r t . A-TM S t a n d a r d i z a t i o n News 1575,
s.24-23.
//I/ The Co'ie of r'nderai Keguiations, T i t l e 1u, Chapter I , Vnrt '•(), i.icc-r,: in/j of Frotiuction and Ut.Uizntion Faci1iti.:;i, Jj'eiJernl R e g i s t e r , Vol.jta, No.Uu, July 1S7J. /'>/ V.i-.oulu, M.Krumovrsk;/: udhady spodních ínezr:.ích i.oanot vrubové n ]omove h o u ž e v n a t o s t i . Aplikace na o c e l i ČSK 11 5u.}. Fřo:2r.r'.řikři ve UVÍM, Prnlia, 1 5 .1 2.1 9 8 j .
[Mfh]\ ft I
/ - N£OZARENO
2- 2J. 1023n.m2: rO2 - 28S°c
4- ů€ uiu napeti-prodlouženi
5
fa
ze zkoušky statickým tahám
fené a ozařeoé Cr-íii-íio-V ooeli experimentálni tavby 1306/! Cu, 0,006 P).
•f
NtOZARENO
2- 2, 268°C
ii nupěti-prodlouzeni ze zkouáky statiokým t alien ne ozářené a ozářené Cr-Ni-fco-V oceli průmyslové tavby č.357^7•
- 295 -
Pis'.
o
-e
0 ^-^. ^^^"^ A
-—--""o .. *A—-—^—
*>*
KCV
NE0ZÁČENO 2,3. 102\/rrf> 200
Pŕeohodové krivky vrubové houž«vo*toeti a příčného rosälx*ai neozáŕeaé a ozáfené experimentálni tavby 1310/2.
X
I
'•'0
:'ŕccito<Jové krivky vrubové houževnatosti a příčného rozáiřen.í a ozái'ené oceli l^ChžNWA, c.tavb,y 357>r/f ozn. "l r /".
•
I]
120
ČT
15~?5?
<:./. 37687
(t3.r>t)
Oil
(195 i)
0,013
\A t\l.
37980
í f95 i)
O
r I.
45W3
(f351)
A
LABOf?ATO/?A// T/1t/B
A Q3O 0,30 ~? QO/3 QOO9
Cu_ P
100 MAX/MAL NĽ PČIPUSTNĹ
7H#EHNUri'
60
,21
10
,22 10
,23
10
n/n?* Q5 MeV
Obr.>. Porovnáni experimentálně naměřeného a maximálně přípustného radiačního zkřehnuti oceli
ipfi -
\
\
+
CM
\
í
\
\
C\f u
28S°(
CM-
O"
n
\
CM
\
i
v.
r~
Obr.6. ZávialMt radiačního Etttomutl ooell 15C 2RILFA na oba hu aědi a fosforu.
i
O
,30
3
CO
o
o
Str
CM
o
O
o
Q
o
2 * •H
•N o
©
GL
V*
iožer
~;
V)
j)
C
•H
c
o OJ •H O
o
00
in
O
O
o
r~
e
o
!*
00
•rl
C
CO
•«ľ
c
o
o -H
CM O
o o
c
O)
•v f(
«-< OJ
o
o
o o
s
o
s
o
CM
O
-«<
o
o
o
in >-<
in CM OJ
0110
eo OJ
u' o o >
e
O (0 V(
'O
60
o
in
m
CM
•H
•H
ft
tO O
CO
O
o
o
m o o
en o o
O
o
o o o
O O O
o
00
1O
IO
OJ
IO OJ
o
o
o
o
o
o
OJ
07
m
CO
•>
o
o
o
o
o
o
n
eo
O in
o
in
O in
•H
OJ
Ol
oo CM
o
O
in
m
«^
CM
CO OJ
>
TJ
«->
-n
s.
N
o eo
o
CO
CO
oo oo o o o •H eo eo eo !* ft
CO
in
o
CO
in
oo o
o
*H
o
o
CO
CM -f
o
f l
o in
CM CO
CM
o o
eo
o o o o o o o o o o o o o CO m in teo o
r>i
O O
03
CM
CO
o
o
1-
00
CM
o
o
CO
eo
O
m
CM
x
Ol Ol
o
oo
o
oo
o
OJ
O
• CM
O
00
m1
O
n o a> -< o
C0
Ol
M< C
00 CM
CO
o
íOl
t~
o
CM •H
00
m m
eo
o
s
o
eo
M
3
o
1—<
o
CO
o o
f-
o
CM
O
O
o
"o
PH
o
r- in
O)
o
O
oo m s o
rH
S
o
o
0]
Oi
O
o
t-
CM
•oo
in
•H CM
oo
00
i
u o
00
x
OJ
o
i
en
o
•H
S
•H O
c
o
o
to
-C VI
in
Q
o
00
. C
in
s
m
u
o
o
o
í
o ..
s
z
ft
.52
O
>
o
o o
s
IA to O CM
O)
eo ^i eo
in
t-
in
eo
m co to <J) eo H
CM
IO C/3 60
•< K
in m
m in
1 CO
J •*.•< -r
co
o o: B m
•H O.
OJ O
oo-^
co o to
OJ
OJ«3< t - CO
HK5H f- to co
CO
co i)i 00 o Ift O) coco t- o co CO
o o
r-1-
OCO
co oo
OOCO
00 t -
CO CD
Tj( -*•
t-o
0!
Q
u
o
1
A
c I."
A ó
rrt
|
5 Jíí
a
Q. tP.
Si
n
.n
o
rH V) 'H
ŕs
.Q :.^ "
o *>
oi
c:
1 -í IO CJ
1 CO t ~ CO 00 OJ OJ
1 o CO to OJ O l
1 CO C: c-> OJ OJ OJ
O! rH to
CO •— CO CO t - CO
CO O> O IO - 0 T.H
CO O
T? CO O
•q* t- t- r-
i n CM
a> 00 f-
I O CO CO Ol
CD
O) O
t- t- t-
•<ŕ co
m to o
CO t >
m h- 00
t - OJ
O O
O>00
o o
rH rH
Ol OJ
in r- c»
^foo o t - c n t—co mo*— coř» toi~cb
i
C0
I O l CO
o c~ co co
í Ol
n cr
IO C!
in t-
O> t -
CC in
rH
•H
-*
co
o oi
'••?
i n co
Z- o
n w
rH O CO « irj co
ch
CO
t - t~
Ol
rH
o:
CO
Ol
co in
CO r H
co
rH
OJ
o
O)
in r H
Ol
Ol
OJ
O l •*
Ol CM
o; OJ
03
CO
Ol
OJ
CM
Ol
CM O
OJ « -
O3 t ~
in
-H
•-
0 ' -ŕ O
OJ
1
r-t t OJ
rH rH
00 rH O
O
O
CO
CO
t
O5 O
o o o
• oico
r-4
m o o o
» OJ
ŕ—I CD
n
o o o
O
rH O
o o
CO
CO
Ol in
OJ in
o
O
o
o
-H
CJ
rH
O
r^. * -* CO
CO
in —•
uomciío m o o o cor-t-t-
i. in co
IO l -
1
o
o o
O
t n oj
C CO CO 10 to ič
t-
1 rH
w a
m
I CO
1^
•a
R '
•u< t o
i n
rH
3 to C o
01
o o
OJ 00o OJ rH r-;
CO 00OJ OJ rH rH
i.-ľ> O I O 'O
co o t- a>
O> 0 0
co in
i O OJ OJ -H
1317 1427 1375 1497 1368 1584 1566 1348 1630 1468 1347 1630 | 1519 1373 1533 1520 1487 1511 1521 1625 1679
co
ň
^ to
r- co co
CO CO
1 CO Ol
•-<
C73O1 i^rH oooco rH-^iin " < * ^ o -c
If? K
ň.
r-
CO CO
ojio oco cot-
c o •:••
a.
•>
CC
OJ — I OJ rH
OJ
-r
'ľ, •oCO
CO
OJ O o
t-
00(O co
r? 00 t ~ OJ COl rH
o
m in co co
in o n n
OJ
o
•H
o> CO
rHOO f . CO
t-
i m
CO
'
0 0 CO
o
I- o
O fOJ rH
<
I O
O CO
r- co
O3
in in in m n m in co in m co
21,
"d
C
n
OJ
rH
Ol
CC
CO O CO
00
o
CO
o
CO
I {->
O)
o o o IO
o o
o o m r-
O) t CO r H CO
1 Oi 00 r-
o
o
o
o o
o
-H
CO
o
*
t—
a>
IO
CO c? CJ
t' CM*
CO Ol
c
- 301 ,
•C CO « t
•ÍJ V O Tľ \d i .7, t-- i« m C\J CO 00 CO
';:
to
•—<
© O © r-| ©}
r—
•. 3 i -
ŕ
o
c
1-
co
CO • 01 co C] 10
t o t - oo
•H *>O> C7> 00
CC.
v,
c
OJ -H
c> r - <
C l '~l CVJ lO IO uO CM I O -;» r-4
1
t**
•-i 1-1
•H ^H •H co c© *t
r-
r--
•H CO 1 0 CM
1 av 10
1 Ľ0 O CO co >-» CM CM
1
1 O CO 05 IO
co 0
i n co
o> O CV 'JO r f —i i l C\J CO CJ iO IO t o CO CO
1
Cľ5 ť -
1
OJ
01i 0
r-< (Q
O
\n \n n
C- IO
CM CM
—t
Tf
01
C-i O )
r-
- ^ CO
1 - H CM CO «* -1 —i <-i F-Í
CO •«)<
o
g
t-
-H CO
t
O
l-l
CD t>- r* t -
m
r- r-
1
u
o
•H f-CO fO •<J< n •-< ^•o V M
OJ
O'i ~Ti O O i. • -j lO c : to
M • o Qu
CO O
OJ •* I O I O
CO
0 '"> O) CO 0 0
to
n
O O co Ol - i CM CVJ —<
0
« co g 0
CO
liO C/3
co
ka III, ".idiační zkřc/nutí zko:: \-.ných Cr-N'i -" ~-7 tranzitních Obsah
O (0 • OJ VI
Číslo tavby 1310/1 1310/2 13C6/1 1306/2 1308/1 1308/2
Cu 0,08 0,08 0,30 0,30 0,52 0,52 0,05
34 J-97
0,06
TJ
0,05
J
of inyv?a< -h
teplot. £ n/ai X1 ~
Tranzitní teplota
xKr *
TT
ATT
energie neutr^
•i
TT51 T T59
0,011
-39 0
-34 + 5
-21 +20
-17 +2-1
-19 +27
-16 +33
—
1,9
2,2
1,7
-14 -10 + 1 +96 +102 +123
1,2
2,3
-10 - 6 + 1 1.9 + 105 + 113 +130
- 3 +58 _ o +1G7 + 1 +130
11
1,2
2.2
1,7
-60 +61
12
1,2
2,3
1,9
-45 -41 -30 +98 +103 + 137
2,5 3,0
2.2 3.0
11
1,2
2,2
12
1,2
2.3
11
1,2
12
0,018 0,009 0,015 0.006 0,013 0,009
3,9 7
13 14
3,9 1,7
-83 -80 -50 -53 -64 -61
-75 -77 -4 0 • ? •' -51 -30 -75 -70 -i:: -60 -57
4,5 2,1
-33 -80 3,7 j -57 -53 1,7 I -70 -66
i
<
b"
b~ •
e
B
. 1 ) ~
!!
l
••?
39
41
41
40
14
170 150
46
49
54
61
52
18
177 144
110
112
122
139
121
115
119
138
129
125
121
125
136
153
134
143
144
167
151
43 _ 14 _ 48 _ 53
17
38 17
28 17
27 25
34 39
12 6
30 19
30 19
35 24
47
10
27
35 22
ji
27 14
33 15
41 14
32 14
_O0
-31 i -30
4,5 2,1
0,009
-40 -40 + 96 + 113
-53-47 -11 - 9 -36 -30
1,8 2,4 3,7 1,7
0.C09
; : ; !
-55 +70
+50
r
:
• ur. tranz. tepl.
ev
13 14 357./
W T
pcdle různě
180 130 185 124 180 134 175 .110
.
O
^l
-20 -33 _ -50 o -61 -46 _ -65
245 2302 2 0 • -iifi 252 233 248
-19 i
" 4 ! 270 256 ! -.14
257 ]-13
303 -
PORADIAČNÍ TEPELNÉ ZPRACOVÁNÍ OCELÍ PRO REAKTOROVÉ TLAKOVÉ NÁDOBY Ing. Jiří Hrubý,ČSc., ing. Petr Novosad lístav Jaderného výzkumu, Řež V referátu Jsou uvedeny výsledky z radiačních experimentů v reaktoru W R - S , kde byly exponovány oceli pro RTN typu CrNiltoV a CrMoV při ozařovací teplotě 288 °C a 4.3 50 °C. Jo uvedeno uspořádání radiačního experimentu a vyhodnocení gama aktivity. Byly stanoveny u ocelí změny mechanických vlastností vlivem radiace. Je popsáno vybudované zařízení pro poradiační tepelné zpracování ocelí a dále jsou uvedeny výsledky zotavovacího procesu a regenerační teploty. Poradiační žíhání je známá metoda pro odstranění radiačního zkřehnutí u nízkolegovaných ocelí. Dřívější studium poradiačního žíhání k odstranění radiačního zkřehnutí v USA bylo soustředěno na oceli pro tlakové nádoby armádních reaktorů (ocel A 35O-LP3-armádní reaktor PM-2A) / I / . Úspěch a výhody, irtarých se dosáhlo poradiačním tepelným zpracováním ocelí, byly dalším podnětem pro eventuální možnost využití poznatků u libovolných reaktorů / 2 , 3/. Naši snahou bylo získat poradiační hodnoty z krátkodobého re genera ční no procesu u CrMMoV a CrMoV ooexí. Žíhací zařízení pro radioaktivní zkušební vzorky (obr.l) Sestává ze 3 samostatných celků: 1) pec s rovnomerným teplotním pásmem; 2) vakuová komora (retorta); 3) vysokovakuová souprava. Vakuová komora a vysokovakuová souprava jsou vzájemně propojeny a vakuově utěsněny. Vakuová komora je žíhací retorta z nerezavějící oceli. Horní část je chlazena vodou. Retorta umožňuje ve vakuu rychlé zasunutí vzorků do žíhacího pásma a jejich vytažení do chladícího pásma po zvolené časové výdrži. Zkušební vzorky jsou před žíháním očištěny a zahaleny do Al-folií a uloženy do držáku vzorků. Retorta i pec jsou odstíněny od radioaktivního záření a k práci s radioaktivními zkušebními tělesy jsou k dispozici dvě prachotěsné skříně rovněž ndatíněnó a opatřené vlastními RA-filtry B napojením na centrální odtah pracoviště Uspořádání radiačního experimentu a vyhodnocení gama aktivity. Byly uskutečněny dva experimenty: a) pro ozařevací teplotu
pod 150 °C bylo použito ozařovací pouze "áho byl ! vložen segment ae zkušebními tělesy z oc-b. I) tahové tyče 0 4 nim a válečky o průměru b laa, iólky 3 mm, určané pro měření tvrdosti; b) pro ozařovací ^apiotu 288 C byla použita sonda Chouca MT (výrobek CEK-Grenoble). V rámci •prováděného experimentu REX-A 10 / 4 / bylo využito horních dvou pater (P-j_ a ? 2 ) sondy pro tahové tyče (0 4- mm) oc-sií :•- a 3. Chemické složení je uvedeno v Tab„ 1. Pro radiační experiment byly zkušební tyče uspořádány s pravidelným střídavým rozložením ocelí A a B Jak v patru P, tak P 2 . Gama aktivita zkušebních tyčí byla proměřena 4 T ionizační komorou ve spojení s elektrometrem. Zařízení i způsob měření byl popsán již dříve /5/. Gama aktivita byla vyhodnocena na základě etalonů radionuklidů Co a na tento radionuk.'-.id zaměřené hodnoty přepočítány. Naměřeizá hodnoty, vyjádřeTiéh MBq Co jsou uvedeny v Tab. II. Zjištěná gama aktivita je u oceli A (CrNiMoV) o 2Vfo vyšaí než u ocele B (CrMoV). Měření gama aktivity bylo uskutečněno 139 dní po ukončení expo55ice ocelí. Neutronová fluence byla naměřena 2,1.10 n/m pro Sn > 0,5 MeV pro obě patra sondy. Průměr gama, aktivity zkušební tyče ocele A je 2 4 3 + o o i MBci Co a odpovídající měrná aktívita je 43,7 MBq Co/g. Průměr gama aktivity zkušební tyče oceXe E je 2O5,7^?p»2 MBq 6 O C o a odpovídající měrná aktivita je MBq b O Co/g. se,B Neutronová fluence u ozařovacího pouzdra se zkušebními tělesy oceli D byla naměřena 1,4.10 ^n/m pro En > 0,5 MeV, Podle teplotních detektorů ozařovací teplota nepřekročila 124 °C a naměřené měrná gama aktivita zkušebních tyčí ocele D byla 11,6 MBq 6 0 C o / . Vliv radiačního prostředí a poradiažního číhání na ocele. Statická zkouška v tahu s počáteční rychlosii deformace .£. - 8,3.10" .e" byla použita u zkuSebních tyčí o 0 4 mm pro sledování vlivu radiace a regeneračního žíháni na oceli A, B, D. Výsledky měření jsou shrnuty do Tab. Ill a obr. 2, 3,4. U ocelí A a B došlo vlivem neutronového záření při ozařovací teplotě 288 °C ke zvýšení meze kluzu R 0,2, me«e pevnosti Rjg a rovnoměrné tažnosti A m a k poklesu celkové tažnoati A a kontrakce 2. Ocel CrNiMoV (A) prokázala nepatrně
- 305 -
í radiační zpevnění než ocel CrMoV (B). Ozářením ocele CrMo'/ (D) při ozařovací teplotě pod 124 °C došlo k větším změnám mechanických vlastností a to zvýšení meze kluzu R 0,2, meze pevnoati R_, k poklesu rovnoměrné tažnosti A , celkové tažnosti A^ a kontrakce Z (Tab. III). Závislosti mechanických vlaatnoatí na žíhací teplotě jsou vyneseny na obr. 2 pro ocel D. Poloviční regenerace podle rovnoměrné tažnosti nastává u sledované oceli při 270 °C, podle celkové tažnosti při 275 °C, podle meze kluzu R 0,2 je 50% regenerace při 273 °C a podle meze pevnosti 1^ je 275 °C. Regenerační křivka pro ocel D byla získána i měřením tvrdosti podle Vickerse při zatížení 294 N. Regenerační teplota (50% regenerace) vychází interpolací z grafu (obr. 3) 280 °C. Matematickým zpracováním naměřených hodnot tvrdosti /6/ se inflexního bodu dosahuje při teplotě 273,2 °C-. Oceli A a B (T s 288 °C, fluence 2,l,10 23 n/m 2 Enp>0,5MeV) byly podrobeny regeneračnímu žíhání do 600 C. Žíhání bylo rovněž isochronní (2 hodinové), pouze pro teploty 400 °C a 450 °C byl žíhací čas prodloužen na 48 hodin. Vliv poradiačního žíhání se projevil nejlépe u hodnot smluvní meze ľ^luzu IL 0,2 a meze pevnosti R ^ ostatní hodnoty kolísaly v rozmezí experimentálních chyb (kontrakce Z, rovnoměrná tažnost A a celková tažnost Ar JI/. Průběh regeneračního žíhání ocelí A a B je vynesen do grafů na obr. 4. Interpolací stanovená regenerační teplota Je pro ocele A a B téměř stejná a rovné se 500 °C (2h-isoch.žíh.) a 450 °C při žíhání 48 hodin. Při posuzování průběhu regeneračního žíhání ocelí A a B pozorujeme podobnost průběhu u obou ocelí a nelineární zotavení při postupně vyšších žíhacích teplotách. Hawthorne / 8 / sledoval regenerační žíhání na vzorcích Charpy-V ocelí A-533 B (TQZ = 288 °C, fluence 2,4.10 23 n/m 2 En> 1 MeV) s obsahem mědi 0,2%. Dosáhl při žíhání (454 °C 168 h) plitijého zotavení z radiačního poškození, ale účinnost žíhání byla vysoce závislá na materiálu. Ukázalo se, že zotav vení horního plata na křivce přechodové teploty nepřináší ještě zotavení přechodové teploty. Zotavení vrubové houževnatosti při žíhání (399 °C a 454 °C - 24 h) bylo pouze o 11 °C
•Of
Q ž 14 °C menší v přecúcdové teplotě než při 168 h žíhání. Zotavení při vyšší žíhací teplotě (454 °C - 24 h) bylo větaí než při delším žíhaní na nižší teplotě (399 °C). Závěr Regenerační teplota stanovená pro ocele A a B ze zotavovacích procesů je téměř stejná; 500 °C pro 2 hodinové žíhání a 450 °C při 48 hodinevém žíhání ( T o z = 288 °C, fluence 2,1.102-3n/m2 En? 0,5 Me V. Čím je žíhací čas delší, tím se regenerační ta plota posouvá k nižším hodnotám. Vyšší ozařovací teplota zvyšuje regenerační teplotu, protože zotavení radiačního poškození probíhá hůře. Zvýšené gama aktivita ocele A (o 20%) je způsobena chemickým složením - vyšší obsah kobaltu a nepatrně se podílí i oboah niklu. Jadernou reakcí •* Ni (n,p) vzniklý produkt aktivace Co (poločas 71 dnů) má vysoce účinný průřez pro termální neutrony a je rychle převáděn na "Co a potom na Co. Naměřené hodnoty gama aktivity ocelí A a B jsou v dobrém souladu s celkovým průměrem gama aktivity ocelí v obou patrech ozařovací sondy. Kolísání v jednotlivých patrech nepřesahuje Literatura: /1/ oteele L. E. : Zkřehnutí ocelí reaktorových tlakových nádob neutronovým ozářením. UISJP-Zbraslav (1978) etr. 199-205 / 2/ Ľerpan J.. C. Z.: Priority jaderné předpisové komice ve výzkumu bezpečnosti při křehnutí reaktorových nádob, žíhání a svědečné dosimetrii. Kojlrmalizace v jaderné technice 2 (1983) str.111, ČSKAE-ÚISJP Zbraslav /3/ Vace^ M.: Současný stav svědečných programů ve světě. Ibidem str. 37-^3 /4/ oalamon J.: Protokol o radiačním experimentu A-10,A-ll, A-12 - ÚJV květen 1980 /'i/ Hrubý J, Husér J., Vacek M.: Zpráva ÔJV 4595-M (1978) /6, líampl P.: Zpráva ÚJV 5810.M (1981) / 7 / Hrubý J. Novosad P., Axamit R.: Zpráva IÍJV 6439.M (1983) 78/ Hawthorne J. R.: NUREG/CR-3229 (1983).
- 307 -
Tub. I - chemické složení nizkolegovanych ocelí (>hm) pro RTU. v. 'Iruh oceli
^ \
prvek
\^
A CrNiMoV
C Si
0,13 0,20
Mn P
0,45 0,007 0,010 2,17 1,26
ÍJ
Or
Ni Mo Cu V As Co
AI Ti N
°2
Pb Ľb i Í3n
0,57 0,05 0,115 0,003 0,008 0,002 0,003 0,007 0,003 < 0,0002 0,001 <0,0005
B CrMoV 0,15 0,19 0,46 0,012 0,021 2,79 0,09 0,65 0,10 0,32 0,002 0,006 0,001 0,002 0,008 0,003 0,0008 0,004 0,002
D CrMoV C,18 0,31 0,36 0,012 2,78 0,20 0,58 0,09 0,29
Obr. 1. Žíhací zařízení pro radioaktivní vzorky Obr. 2. Regenerační žíhání ocale D-průběh mechanických vlastností. Isochronní 2h, vakuum 6,6 mPa. Obr. 3. Průběh tvrdoati podle VickerBe-zatížení 290 N-regenerační žíhání c íle D (isochronní 2h, vakuum 6,6 tnPa). Obr. 4. Regenerační žíhání ocelí A a B (isochronní 2h a 48h vakuum 6,6 mPa). Tab. I. Chemické složení ocelí A, B a D. Tab. II. Indukovaná gama aktivita. T a b. III. Vliv neutronové fluence a ozařovací teploty na mechanické vlstnoati ocelí A, B a D.
-
tOS -
Tabulka II. Indukovaná gama aktivita ocele A (CrNiMoV) a B (CrMoV) 2 23 zkušební tahové tyče 0 4 mm fluence /n/m / 2,1.10 Sn>0,5 MeV; 1,7.10 •* Sn*-1 MeV ozařovací patro sondy P 1, P 2 eonda REX ocel A-10. Poloha
1 2 •? 4
i> 6
7 8
9 10 11 lľ
Označení vzorku
1A1
2B4
1B1 2C4 1C1
2D4 1D1 2E4 1E1 2P4 1P1 2G4
60 /MBq/ Co gama aktivita 208," 254,6 192,6 256,6 197,7 221,8 192,9 243,0 212,2 233,4 216,0 260,4
/P2/
1
1A2
2
2A3 1B2 2A4 1C2
;j
4
5 6
7
2B3 1E2
0
2G2
9 10
1P2
2E3
11 12
1G2 2P3
196,8 248,8
ocel
ozařování 3.178,2MW pri výkonu 6 MW
B
A B A B A
B A
B A B A B A
B
2o5,4 A 254,6 B 225,7 A 262,3 200,6 B A 223,8 B 214,1 A 239,2 vzorek zničen t 228.6 A
měření po 139 duech od ukončení experimentu v reaktoru
R p o,2 ÍKPa) fluence 2,1.10 2 3 n/o 2 En> 0,5MeV. T f t 7 = 288 °C
660
729
8,2
18,9
Z (/O 70 7 9 f 44+2,1 , -4,0 77,4
zmena
+13,8%
8, os
+145
-5.3S&
-2,5%
výchozí stav
527i 1 2 608
705
2O,l +-3-x > 0 7 20,0
76,31^5
fluence 2,1.10 2 3 n/m 2 En>0,5 MeY Tn5, = 288 °C změna
2+O'3 ' -0,4 9,0
+15.3*
10,2%
+25£
-0,5%
-6,255
výchozí stav fluence l,4.10 2 -Vm 2 En> 0,5MeV0 TM < 124 C změna
587*7
688+7
7,7+0,3
21,2+0 ,4
77,4±2
o •o
Ocel
výchozí stav A
B
R
a (MPa)
A
m
A
U)
67S;|°
7
2 + 1 »° '» -0,8
20,9 + í' 31
77
71,6
OJ
733
752
2,6
15,2
75,7
+25%
+10%
-70?S
-3056
-3%
Tab. Ill - Vliv neutronové fluence a ozarovací teploty na mechanické vlastnosti ocelí A,B a D.
O
.••í
o
o U n, vi
n
- ji I -
Obr. 2 Regenerační' zihani ocele D
HV
Tfeplota ozařováni' < 15O°C 23 1,6.10 n/m2 En>0,5MeV ocet D • - inflexm' bod ( 5 0 % regenerace)
200
300
400 , ,500 -•-». teplota (°C)
Obr. 3 Prubeh tvrdosti - regenerační' žíhaní ocele D
j.
•-••:>••«
.Kp
"•
L._L_.._ stav
Obr.4
Regenerační žíhání ocelí A a B
- 3l3 -
CYKLICKÉ DEFORMAČNÍ VLAS2N0STI A ŽIVOTNOST MATERIÁLU TLAKOVÍ NÁDOBY S NÁVAREM Ing. Václav Linhart, C S c , Ing. Blahoslav Auředník, CSc. Státní výzkumný ústav materiálu Praha Vliv návarové vrstvy na nízkoeyklovou únavovou životr... * Porovnání s ocelí 15Ch2MFA a s meznými výpočtovými křivka < Cyklické deformační charakteristiky vzorků s návarem v prú!: životnosti. Podmínky šíření trhlin a prahové hodnoty v nava vám kovu, v ooeli 15Ch2MPA a v tělesech s návarem při cykl.1 kém namáhání. Diskuse účinku návarové vrstvy u stěny velké tloušíky. Austenitická návarová vrstva má nižší mez kluzu a cykl kou mez kluzu, než základní materiál stěny. Na stejný napě{o podnět proto reaguje deformací s vyšším podílem plastické ky. Tento účinek se může uplatnit při cyklickém namáhání p.t. vším v místech s výraznými koncentracemi napětí, jak je +DD napr. v oblasti vyhrdlení. Návarová vrstva může však také c příznivě ovlivnit celkovou životnost nádoby v případech, ká.v v této vrstvě nebo v podnávarové oblasti dochází k výskytu v linek technologického původu. V našich pracích /1,2,3/ jsme se zabývali cyklickými vlídnostmi a podmínkami rozvoje trhlin při cyklickém namáhání v • ávarové vrstvě a pak v bimetalioké kombinaci, tvořané základním materiálem nádoby 15Ch2MFA a austenitickým návarem. Vzorky hýly vyrobeny a desek s původní tloušíkou 280 mm, po rozdělení 100 mm, oboustranně navařených austenitickým návarem tloustl.7 ca 12 mm automatem pod tavidlem. Při navařování byly dodržovň ny v maximální možné míře podmínky, platné pro stěnu nádoby. Výroba desek s návarem zajistil k.p. ŠKODA Plzeň - ZES. Základní materiál desek - 15Ch2MFA - má popuštěnou zákil nou strukturu s R p 0»2 - 580 MPa, R^ 690 MPa. První austenítická vrstva byla navařena páskovou elektrodou SVO7Ch25N13 při použití tavldla 48-0j-10 sovětské výrobyj vrohní vrstva páskovou elektrodou ŽAZ Vamberk SV08Ch19N1062B, tavidlo 0F10 ze stejného závodu. Následovalo žíhání svařence při teplotě 665 °C po dobu 75 hodin. Struktura prvé austenitické vrstvy je hrubozrnná, druhé vrstvy Jemnozrnnější a dandritickým charakterem uspořádání a se sííově vy* .'učenými částicemi a -feritu.
K porovnání cyklického deformačního chování a nízkocyklová životnosti materiálu s návarem a bez návaru se uskutečnily zkoušky na tyčích podle obr.1, odebraných z navařených desek. stiínu tyčí o tlouěíce 15 mm tvořil z poloviny návar a z poloviny základní materiál. Z napěíové cyklické deformační odezvy při namáhání s konstantním rozkmitem deformace A£ - obr.2 vyplývá převážně odpevňujíoí charakter bimetalické kombinace, a to v podstatné části životnosti. Tento charakter také potvrzuje cyklická deformační křivka, stanovená v polovině životnosti, v porovnání s deformačními křivkami při statickém namáhání a po 1. cyklu - obr.3. Odpevňující charakter bimetalické kombinace je přirozený, uvážíme-li jednoznačný odpevňující charakter základní oceli stěny - 150h2MPA - obr.5. ale také odpevňování vlastní austenitické návarové vrstvy, které nastává ve významné části životnosti (cyklování při Ač = 0,0065). Na obr.4 je uvedeno porovnání celkové specifické absorbované plastické energie do vzniku trhliny, stanovené při zkouškách a konstantními hodnotami Ač , a to pro základní materiál 1liCh2MFA s pro tyč dle obr.1 s návarem. Pohlcená energie byla vyhodnocena počítačem z plochy cyklických deformačních smyček v jednotlivých cyklech. V důsledku snížení napěíové odezvy při atejaé hodnotě rozkmitu AS nastává u bimetalické kombinace v porovnání se základní zušl*chtěnou ocelí 15Ch2MPA výrazný pokles integrální pohlcené energie do vzniku trhliny. Důležitou informaci o účinku návarové vrstvy poskytly cyklické únavové zkoušky životnosti při konstantní hodnotě At t resp.
Některé zo zkouuených tyčí - t; ' • c,8, 9, 14„ 17 - obsahovaly na rozhraní návaru a základr: materiálu de.fekty. Podle výsledi '\ uz. kontroly byly největší z nich vyhodnoceny náhradní velikostí 3 až 4 mm. Podle práce / 3 / se může jednat o struskové vměatky nebo o ostrůvky feritické fúze v auatenitu, příp. i o drobné studené spoje. 2 uvedených tyčí obsahovala rozměrně.iňí vadu tyč č.8. U ostatních tyčí se jednalo o vady drobné. Z obr.6 je zřejmé, že zjištěná životnost přeato ani u tyče č.8, ani u tyčí č.9, 14 a 17 nevybočuje z přirozeného rozptylového pásma. Také u těchto tyčí iniciovala únavová trhlina na struno základního materiálu, na vnější straně. Přítomnost defektů damS velikosti se tedy na nízkocyklovou únavovou životnost neprojevila. Porovnání experimentálně zjištěné křivky životnosti pro tyče s návurem s mezními a s konstrukčními křivkami podle výpočtových předpisů / 8 / jo na obr.7. Mezní křivky pro obě skupiny ocelí byly stanoveny z konstrukčních křivek vynásobením životnosti bezpečností nu = 1G. Z obr.7 je zřejmé, že zjištěná křivka životnosti leží v porovnání s meznou křivkou nízkolegované oceli (t = 360 °C) na bezpečné straně. Hlavní výsledky výzkumu podmínek rozvoje trhlin únavovým procesem na tyčích o rozměrech 100 (resp.80) x 8 mm při cyklickém namáhání s frekvencí 0,2 Hz a při R = &ai:a/&rmx = ° na oceli 15Ch2HFA a na návarovéin kovu separovaném z navařených desek jsou na obr.8 a 9. Na obr.8 jsou uvedeny získané závislofiti rozvoje trhlin dl/dN 0*3 K) společně s pásem rozvoje trhlin, získaným na oceli 15Ch2MPA sovětské výroby z literatury /6/. Vedle regresních růstových křivek jsou u našich výsledků uvedena také rozptylová pásma, charakterizovaná statisticky vyhodnocenými tolerančními mezemi pro P = 90 %. Je zřejmé, že zjititiíná růstová závislost oceli 15Ch2MFA Ss. výroby má příznivý průběh. Leží těsně pod dolní hranicí rozptylového pásma, tudíž an bezpečnější straně. Rychlosti rozvoje trhlin v návarovóm kovu jsou pak znatelně vyäší, nežli v základní oceli stSny, a to asi 3»7 krát. Z obr.8 vyplývá, že příslušná růstová závislost leží při horní hranici rozptylového pásma oceli 15Ch2MFA sovětské výroby. Horní hranice rozptylu závislosti šíření trhlin v návaru, která odpovídá horní toleranční mezi P • 90 %t leží nad tímto pásmem.
.ranové hodnoty rozvoje trhlin účinky -..„., á.i nta<< •,-. . ' : - zná hodnoty nesymetrie cyklu R pro oceJ. ; „-^-.Í-.ÍÚ!. <. ^ . •... aitický návar jsou znázorněny rozptylovými páry na, &.:•. : .-..•>: v unce namáhání f = 34 Hz, základna pro stanoveni prafcn. - y "!0 cyklů). Při míjivém namáhání (R = 0) jsou prahc --5r -íí K u pro separovaný austenitický návar podstatně . • :, nežli oceli 15Ch2MFA. Při vysoké asymetrii cyklu (R*>0) , ?c-_ rozdíly méně výrazné, i když i zde leží hodnoty A K D r a h :;:.;clitického návaru při nebo pod dolní hranicí pásma hodnot zeli 15Ch2MFA. He.-ílné podmínky rozvoje trhlin v tělese s návarem charakz..r^zuii obr.10 a 11. Jde o zkoušky na tyčích 56xB mm při frekyr.zi. t » 34 H E a R = 0. V obr. 10 je uveden rozvoj trhlin z, povrchu, a austenitickým návarem, v obr. 11 z podnávarové oblaati... rři šírení trhliny z povrchu austenitickým návarem je průběh zprvu charakterizován rychlostmi blízkými hodnotám, získaným u separovaného návaru. V oblasti pod povrchem dochází postupné k9 zvolnění růstu a v další fázi k přechodu k růstové závisloetí,, platné pro základní materiál 15Ch2MPA. Při síření z podr.áv&rové oblasti - obr. 11 lze pozorovat obrácený průběh. Rych~ lost-i v podnávarové oblasti se příliš neliší od základního materiálu 15Ch2MPA, i když jsou poněkud vyšší. Po určitém zpomalení v oblasti rozhraní základního materiálu a návaru dochází k prudkému urychlování rozvoje. Při povrchu pak dochází k náhlému protržení zbývajícího můstku návarovóho kovu a současně dochází k prudkému nárůstu rychloati šíření směrem do jádra základního materiálu. Na zpomalení rozvoje trhliny v okolí rozhraní návaru a základního materiálu působí podle dosavadních á e tření dva faktory : zvýšená tvrdost struktur}1 v úzkv-V přechodovóm pásmu a rozložení pnutí v této oblasti. Podle Kupky / 7 / může pnutí za určitých okolností dosahovat v kriticko oblasti význačných záporných hodnot. Diskuse k účinku návaru při cyklickém namáhání Z dosud získaných výsledků na separovaném austenitickém návaru a na bimetalickýeh vzorcích /2,4/ je zřejmé, že při namáhání v režimu s konstantním rozkmitem cyklické deformace odolává austenitický návar lépe, nežli ocel s popuštěnou zákalnou strukturou typu 15Ch2MPA. Stejnou situaci j~.-e pozo:-?v^Ii i u
jiných Cr-Ni austenitických ocelí. Životnost návaru je pak vyiíáí, nežli základní oceli / 2 / . Při namáhání v režimu se stálým cyklickým silovým účinkem je tomu u separovaného návaru právě naopak / 4 / . V návarové vrstvě bimetalické stěny vzniká při cyklickém namáhání při režimu s konstantním silovým účinkem situace modelově nepříliš vzdálená cyklickým deformačním podmínkám v kořeni vrubu. Lze pak očekávat, že cyklické namáhání v návarovó vrstvě se bude blížit podmínkám a konstantním rozkmitem deformace, i když případně s určitou základní jednosměrnou složkou. Nižší životnost zjištěná při namáhání s j £ = konst. na zkuňebních tyčích s návarem je nepochybně způsobena zvýšeným namáháním základního materiálu po vzniku plastické deformace v návarové vrstvě. Lze očekávat, že tento účinek bude s růstem tlouštky vrstvy základního materiálu klesat. Do značné míry to bude platit i pro případ gradientů napětí od vnitřního povrchu stěny v kritických místech. Vzhledem ke značným tloučtkám íitěny a k malému poklesu napětí v povrchových vrstvách v tloužtce adekvátní návarové vrstvě nebude ani zde situace účinkem návaru výrazně zhoršená. Jiné podmínky ovsem nastanou, sníží-li se podstatně plasticita a tedy i životnost návurové vrstvy např. v důsledku technologických odchylek. Získané podklady o rozvoji trhlin v náveru a z podnávarovd oblasti účinkem cyklického namáhání umožňují alespoň orientačně zhodnotit situaci v konkrétních případech. Pozornost zasluhují prahové podmínky rozvoje trhlin v oblasti a vysokou hodnotou asymetrie cyklu R •» 0,9. Tato namáhání odpovídají účinku fluktuací tlaku, ke kterým dochází za běžného provozu s velkou četností. Při hodnocení spolehlivosti a bezpečnosti nádoby může hrát svou úlohu jak potenciální výskyt trhlin v návaru z povrchu, tak také eventuální výskyt trhlin podnávarových. I když závazné výpočtové postupy / 8 / k těmto problémům nepřihlížejí, mají svůj význam při komplexním hodnocení spolehlivosti zařízení ae širšího hlediska. Závěr 1. Výsledky nízkocyklových únavových zkoušek poukazují na nepříznivý, i když ne přília výrazný vliv austenitické
* 'J -
návarové vrstvy na životnost bimetalického zkušebního telesa. Při daných geometrických poměrech činilo snížení životnosti v porovnání se základní ocelí 15Ch2MFA 10 až 20 %. Defekty zjištěné na rozhraní návaru uz. kontrolou se při tom výrazně neprojevily. 2. Při cyklickém Eatěžování bimetalické části v režimu s konstantní hodnotou ú£ byl zjištěn výrazný odpevňovací charakter v podstatné části životnosti. Tento poznatek dobře souhlasí a významným odpevňovacím charakterem oceli 15Ch2MPA i s převážně odpevňovacím charakterem austenitické návarové vrstvy. 3. Uvedené podklady o podmínkách rozvoje trhlin při cyklickém namáhání svědčí o nižší úrovni prahových hodnot
4. Gajdoš í.: "Nízkocyklovó deformační chovaní oceli 15Ch2MPA a austenitickým návarem v oblasti koncentrace napětí." Sborník konference "Vědeckovýzk. a osvoJovací práce pro jaderné elektrárny", Karlovy Vary 1981 b. Fitter J.: "Měření akustických vlastností a stanovení možností uz. kontroly základního materiálu s austenitickým návarem." Výzk. zpráva SVTÍM Z-78-3931 6. Karzov G.P. aj.: "Voprosy normirovanija technologiceskich defektov švárnych sojedinenij sosudov vysokogo davlenija." Leningrad 1974 7. Kupka J.: "Zbytková napětí v antikorozních austenitických návarech," Sborník konference k otázkám jader. reaktorů W E R . Železná Ruda 1978 8. Normy rasčota na proČnosí elementov reaktorov a j . Moskva, Metallurgyja 1973 9. A:;ME Boiler and Pressure Vessel Code. ASl'M, Wew York 1974
§ 412
si-3.. tyíí
*1. Tur
560
340
llllj
L i .1 I UJii
I
I I l iiu
• průbihu ilvotnoatl
•tttlektf witěiování | (polorina
8
9
Obr. 3. Cyklická d«f onačnl křivka S - £& materiálu • nára.r*m.
\
Obr.4. ZáTlal«at ««11MT«{
•p«clfiek4 plaatlaké vaalku trhllay a»t«rlálu
10
10
10"
10"
1CK
10
Ob*.5. Sroroáaí napěťové odezvy sákladního aat«rlálu • nat»riálu a á /]£- 0,0065.
10' K
1 t>Ch2MPA / + sávat y
I
10'
l i l i .1.1 I I
10
s
I 3
»«X:v
1 i I I.U I
i
I J.. .L I LI
1
10-
N 0br.6. Porovnání mešních křivek oceli 15Ch2MFA a tyče s návurem.
10
10"
OJ
i i
n
V
I
N
I Ll-lJli
10-
L
I
I I. l . l l l J
10"
1
'
I I I Ili I H
10-
mcsní křirka sákladní matarlál-autoaatový návar awrtttiltu, padla 9ÍMkmmfék vfttUákk. 2 mešní křivka pro aískelagwaaé act]* do t*36O°C, io 3 konatrukční lcrlrka pro aískalagavaatf aocla do t-360«»c, 1
4
mmznf. křlrka ehromaiklov^eb ocolí 4o t-450°C, "I"10 5 konstrukční křivka ohrozanlklorýoh ocolí do t-49O°C
Okr* 7* Porovnání konstrukčních a mtsaích křivok podlá výpo3tor
,1 .10' dl
15Ch2MFA
Ň
m
AY.
1/2
20
-
/ 30
<2 . -
40
(SSSR)
10
iir.íi. Podmínky šíření trhlin T oc«li 15Ch2MPA a v návarovém kôru. o (JU
r.9.
Prahové hodnoty kOTU.
o o » l i 15Ch2M^\ a návarového
AK /MPa m l / 2 / 10 r
20
r
30
II
40
/I
?••••:
/ram/c/
IQ" 5
Obr.lO« Rozvoj t r h l i n s povrchu s návar«n. A K /MPa m 1 / 2 / 20
10
40
30
1
navar
ssákl. mat.
dN
10 - 4 i /nan/o/ a 6
/ navar.
//
/ /
/ z á k l . mat.
1/
/
10"
i
''.11/
i
6
4 4K
i
8 i/2 ara /
i
10-
Obr.11. Rozvoj trhlin z podaávarové oblasti.
-
3
2Ó-
NÉKTiiH^CH PROJEVU POVRCHOVÉ KOíiOZfí BOUCÍSTÍ 2> CHRÓMOV ÍCti A CHriOMNIKLOVrCH OCELÍ intf. Pavel Bořek, ing. Zdeněk Čížek, Ctíc. Ca úřední v.ýzkumný ústav, k.p. Skoda Plzeň
Austrakt; Příspěvek uvádí některé příklady vzniku povrcnové koroze součástí z legovaných ocelí, identifikované při výrobě retsulocni.cn mechanismů reaktorů VVER 440. Specifikovány jsou příčiny korozních jevů a možnost chemického způsobu odstranění korozně neodolnych filmu z povrchu součástí.
V souvislosti se zaváděním některých novech výrobnícii technologií resp. nových typů materiálů v rámci výroby zařízeni pro jadernou energetiku, bylo v Chemických laboratořích !'V/,0 k.. . Skode řešeno několik méně známých projevů výrazného snizfiní korozní stability povrchu polotovarů a funkčních dílů /. vyaocelegovaných ocelí (CSN I1/ 246, 17 247, 1? 042 a GOST 08CH18H10T, 20CH17N2-BŠ, 14CH17K2, 10CH11N2, 1CH13W3, 95CH.18), bůelcdkem snížení korozní stability a vzniku razně intenzívníc n koroznícn procesů aa povrchu součáatí byly významné potíže pri výrobě a montáži různých lunkčních celků - zejména AliK reaktoru 440. bystematickym postupem s využitím dostupného souboru ruzdisciplin a metod byly identii'ikov&ny následující hlavrd príčiny sníženi korozní stability povrchu legovaných ocelí: o) vznik lokálních korozních center a rozvoj povrchové koroze jako důsledek kontaminace povrchu součásti během jejich mechanického opracováváni; ú) vznik korozně neodolných filmů na povrchu součástí následném jejich tepelného zpracování ve vakuových o&řevových pecícn; c) snížení korozní odolnosti součástí z oceli 17 042 resp. 9l>CHl8 následkem nevhodného režimu tepelného zpracování. ad a; Vznik lokálních korozních center na povrcnu součástí v důsledku kontaminace povranu byl prokázán především
- 327 -
v případe provedení vnitrnid. vyvrtl o polotovarů z ocer lí ČSN 17 246, 17 247 a GOST l4CHi /N2t 10ChllN2 (vyvrtávací zaříiení Loch. a vrtací nlovice Coromant ry Sandvik). Analýzou povrchu vývrtu b;. 1 a zjišóena významná znečistení povrchu růz.iými nečistotami z oleje, a to především otěrovými částicemi na bázi železa, nezachycenymi filtračním zařízením, a přímým otěrem z používaných nástroju. Otěrové častice ve všech případech představovaly zdroj povrchových korozních projevu, které však žádným způsobem nenarušovaly základní material součástí. Jako velmi účinný se v tomto případě projevil dalo uvedený způsob chemického čištění povrchu vyvrtá nahrazující dosud prováděné mechanické opracovaní. ad b) ľŕi hodnocení současní vyroben.'ch z nerezavéjícich oceli typu GOST 2OCU17N2-BŠ, l4CHl?í)2 a ICttlili}, Dyly po skončení funkčních zkoušek v podmínkách vodní smyčky na jejich povrchu (.především nejm echa nic Jty neopracovaných plochách po TZ ve vakuu, tj. ploch;/ ozubeni a pod.) zjištěny lokální a plošné korozní projevy. Souborem analytických metod a testu, vcetné povrchové analýzy metodou SIMS, byla na neopracovan^cn plocuách prokázána změna chemického složení povrchu součástí oproti základnímu materiálu. V této souvislosti bylo prokázám snížení obsanu chrómu na povrchu součásci do tlouš6ky méně než lyUm. Vznik tenké povrchové vrstvy ochuzené o cnroin byl experimentálne potvrzen simulací tepelného zpracovaní ř;oučascí v laboratorní vakuové pecx Degussa. Na základě provedených prč.ci a v souladu s literárními údaji o chovaní slitin železa a chrómu ve vakuu za vysokých teplot , byla povrcnová koroze součástí z uvedenýcú nerezavějících ocelí duna do příčinné souvislosti s důsleaky použiténo způsobu teyelneno zkracovaní. Uvedené aKuteciiiOř-iti je nezbytné brát v úvahu při volbě tecnnologií založenýcn na vakuovém TZ součástí z legovaných oceli (.volba ochrany povrchu, finál.il operace b poo.). V návaznosti na uváděna zjišténí byl navržen zpisob odstranění těchto povrcnových korozně neodolných vrstev chemickou cestou.
128 -
-
na c) .inížení
Korózni odolnosti oceli 17 042 a yi>Chl8 (chro-
•.lové oceli s vysokým' obsahem uhlíKUJ
bji-~> zjištěno
při
montáži některých součástí pohonů Ai-oí. Souborem anályticjiycň makro i /nikrometod a met-alograiickym studiem, podloženým radou tecnnologíckých experimentu" byla v p ř í padě uvedeních typů oceií prokázána vysoká závislost jejich
korozní s t a b i l i t y
na režimu tepelného zpracováni
Q teplote ohřevu, rychlost ochlazení, teplota a doba popouštěni, vliv -wakuotí^ho ohřevu;.
?íi
volbě nevhodných
podmíněn TZ máji oba typy oceli vysoký skioxi k plodné i interkry:jtalické
korozi i v běžných korozních prosfcie
ctích (destilovaná \oda). p ř í č i n uvedených iroroznlch pro-
;Jouuauné s idenuifi^aci
jev ň i>.yla ie-j'-aa i možnost vhodného způsobu odsLranění koroz:ió neodolnych vrstev
E filmů chemickou cestou. K danému úče-
lu byl vyvinut poatup založený na půsooení na povrch současní roztokem na bázi Kyseliny
sírové,
persíranu amommého a fluo-
ri.du sodného'*. Výsledkem je naleaení a oojevení n cky a energeticky o,;rycovánl.
možnosti ôecn-
nenáročného chemického zpúsoou finálního
boubor vyvinutých
způsobů chemického č i š t ě n í po-
vrchu výrobku a polotovarů z nerezavějícími
ocelí (provozně
ovúrený a využívaný v závodech OB, ZES) je chráněn autorským ruvúdceníra o vynalezu AO č. 221332• Ľtručnô popsané korozní jevy a j e j i c h příčiny byly identiiikovány v rámci výroby komponent reaktoru WEii 440. Lze vrak ^redpokludafc, tí'Uut
že s obdobnou problematikou bude možné se
a aitii.ané zkušenosti
tak využít v programu WER 1000.
Literatura Hultgrwi R.,0rr K.L.,Anderson P.D. t Kelley K.K. s Selected values of thennodynamic properties of metala and alloys, John Wiley, New York 1963 A.O. *. 221332
-
