<<
>>

Эксплуатационное деформационное старение

Естественно ожидать, что эксплуатация в условиях, вызывающих по крайней мере в локальных зонах пластическую деформацию, в состоянии вызвать охрупчивание материала по типу деформационного старения, которое в отличие от наклепа и последующего деформационного старения, возникающего на стадии изготовления конструкции, назовем эксплуатационным деформационным старением.

Чаще всего формирование зон локальной пластической деформации наблюдается в тонкостенных резервуарах и аппаратах разного назначения. При существующей технологии их изготовления неизбежны отклонения от правильной геометрической формы, вызванные неточностью сборки, усадкой сварных швов и рядом других факторов. Местами предпочтительного возникновения зон пластической деформации являются протяженные сварные швы, образующие угловатости (уводы кромок). В зависимости от технологии изготовления сварных листовых конструкций эти угловатости направлены внутрь или наружу резервуара. Развитие пластических деформаций наблюдается также в зонах смещения кромок и на контурах хлопунов. Все отклонения от идеальной формы конструкции строго регламентируются.

Согласно ПБ 03-381-00, угловатость вертикальных сварных соединений не должна превышать 3°. При диагностировании технического

Рис. 4.16. Уменьшение увода кромок при исходном нагружении в цилиндрических сосудах из стали 12Х18Н10Т:

1 — в зонах продольного (•) и кольцевого (о) шва; 2 - бобышек, приваренных к обечайке (а) и торосферическому днищу (¦)

состояния тонкостенных конструкций следует уделять особое внимание зонам возможного развития деформационного охрупчивания. Особенно интенсивного накопления пластической деформации следует ожидать в конструкциях, испытывающих малоцикловое нагружение.

Эксперименты [95] показали, что в процессе исходного нагружения происходит необратимое изменение размеров увода кромок в зоне сварных соединений крупногабаритных сварных цилиндрических моделей сосудов, изготовленных по промышленной технологии из сталей аустенитного класса.

Испытания проводили при отнулевом цикле нагружения внутренним давлением. Увод кромок измеряли специальным приспособлением с индикатором часового типа. Деформацию наружной поверхности сосудов определяли тензорезисторами с базой 1 мм.

Из рис. 4.16 следует, что уменьшение технологического отклонения происходит в зависимости от относительной интенсивности номинальных напряжений oiH/oB при исходном нагружении сосуда (fD и fK - увод кромок до и после нагружения; о 1и = (Уз/2) (pR/S) - интенсивность номинальных напряжений; р - внутреннее давление; R - радиус резервуара; S - толщина стенки; ов - временное сопротивление материала. Кривые 1 и 2 построены по результатам испытания соответственно сосудов диаметром 450x2 мм с уводом кромок продольных сварных швов и диаметром 1300x10 мм с вваренными бобышками

Рис. 4.17. Изменение прочностных (о0 2, ов) и пластических (6, гр) свойств, критической температуры хрупкости Т50, удельных работ распространения ар и зарождения а3 вязкой трещины в зависимости от длительности предварительного циклического нагружения при оа = 450 МПа (сплошные) ио, = 590 МПа (штриховые): ¦, А - значения Т50 после естественного и искусственного при 250°С старения

диаметром 121. мм. Видно, что интенсивность изменения геометрии сосудов при исходном нагружении зависит от типа концентраторов напряжений и прикладываемой нагрузки. При последующем циклическом нагружении сосуда тем же давлением, что и в первом цикле, происходит обратимое изменение увода кромок, которое существенно меньше, чем при первом нагружении. Эта разница в величине увода кромок при последующем нагружении обусловлена развитием пластической деформации в зоне сварного соединения.

Опасность разрушения из-за развития эксплуатационного деформационного охрупчивания возрастает для сварных конструкций, эксплуатируемых в районах с низкими климатическими температурами.

На рис.

4.17 приведены результаты влияния предварительного циклического нагружения на комплекс механических свойств низколегированной нормализованной стали 16Г2АФ. Эта феррито-перлит- ная сталь с размером зерна феррита 5,6+1,6 мкм природно не склонна к деформационному старению. Испытания при повторно-статическом нагружении [96] проводили на гидравлической машине УММ-100 с частотой нагружения 10 цикл/мин. Пластины размером 700x100x16 мм подвергали нагружению по пульсирующему циклу с постоянной амплитудой при двух уровнях: отах = 450 и 590 МПа (выбор таких амплитуд напряжений обусловлен необходимостью воспроизведения в условиях испытаний разных уровней пластической составляющей цикла нагружения); к моменту окончания стадии циклического деформационного упрочнения суммарная накопленная пластическая деформация составляла 0,2-0,3 и 7,8-8,5% соответственно.

Циклическое нагружение приводит к заметному изменению уровня механических свойств стали 16Г2АФ (рис. 4.20, а). Интенсивность роста о0 2 при увеличении числа циклов N больше при нагружении с ая = 590 МПа, чем при нагружении соа = 450 МПа. Временное сопротивление возрастает практически одинаково при обеих амплитудах нагружения и достигает стадии насыщения при N/Np= N =10% Np - число циклов, при котором происходит окончательное разрушение образца). Наиболее заметное снижение характеристик пластичности (6, Ф) также наблюдается при N =10%.

Сопротивление хрупкому разрушению стали 16Г2АФ зависит от длительности предшествующего циклического нагружения (рис. 4.17). После нагружения при оа = 450 МПа до N =1% критическая температура хрупкости Тьо понижается на 25% по сравнению с исходным состоянием, что обусловлено генерированием подвижных дислокаций. Атомы углерода и азота не успели закрепиться и тем самым проявить эффект деформационного старения. Дальнейшее циклическое нагружение приводит к существенному повышению Т50. Уже при N =10% она на 10°С выше, чем у стали в исходном состоянии. В интервале числа циклов нагружения N =10^-70% наблюдается некоторое повышение Т50 для обеих амплитуд нагружения.

В целом циклическая деформация стали в этом интервале вызывает охрупчивание почти в такой же степени, как естественное и искуственное старение при 250°С пластически деформированной на 10% стали (рис. 4.17).

Существенно больший эффект снижения сопротивления хрупкому разрушению под влиянием усталости наблюдается в низкоуглеродистой стали. Повышение Тк (по критерию KCU = 0,2 МДж/м2) при N =70% составило для спокойной стали 30-40°С по данным [97] и 60°С по данным [98], а для кипящей стали 80°С.

Таким образом, эффект эксплуатационного деформационного старения сталей существенным образом зависит от химического состава стали. Наличие в стали 16Г2АФ ванадия, который связывает основную часть азота и углерода в дисперсные частицы карбонитридов V(C,N), снижает при пластической деформации эффект охрупчивания. Напро-

Глава 4

тив, присутствие в кипящей стали наряду с атомами азота и углерода растворенных газов обусловливает существенное охрупчивание.

В связи с ролью наклепа и последующего старения с охрупчиванием материала тесно связан вопрос об обоснованности использования гидравлических и пневматических испытаний для технического освидетельствования сосудов и трубопроводов, работающих под давлением. Установленные Госгортехнадзором России правила эксплуатации сосудов и трубопроводов давления, котлов, грузоподъемных кранов и т.д. предписывают обязательное проведение по сути перегрузочных испытаний на прочность конструкций и плотность разъемных соединений элементов пробной нагрузкой (давлением). Гидравлическое испытание сосудов проводится пробным давлением Рпр, которое значительно (не менее чем на 25%) выше расчетного давления в сосуде. Регламентируемая температура гидроиспытаний составляет 5 ч- 40 °С.

При проведении гидроиспытаний конструкций, имеющих конструктивные концентраторы напряжений и дефекты, возможно формирование зон пластической деформации. Как следствие этого происходит повышение склонности стали к хрупкому разрушению.

Это особенно опасно для конструкций, эксплуатируемых в диапазоне низких климатических температур. В целом следует сделать вывод, что для материалов с ограниченным запасом вязкости гидроиспытания в состоянии вызвать опасные последствия - повышение риска хрупкого разрушения при эксплуатации в диапазоне низких климатических температур.

Рис. 4.18. Изменение смещения критической температуры хрупкости А!ГКДС в зависимости от длительности выдержки при 400 (о, л, ?) и 450°С (•, ^, ¦) сталей 10ХСНД (/), 12ГН2МФАЮ (2) и 10ХН1М (3)

4.4.2. Тепловая хрупкость

Тепловой хрупкостью называется явление охрупчивания стали вследствие длительного воздействия повышенных температур (250- 550°С), вызывающих снижение когезивной прочности границ зерен вследствие сегрегации примесей по границам зерен и выделения по этим границам частиц дисперсной фазы. К числу вредных примесей, сегрегирующих по границам зерен, субзерен и раздела фаз, относятся фосфор, мышьяк, сурьма, олово и некоторые другие химические элементы.

Развитие тепловой хрупкости выявлено в сталях разного состава и термообработки. Прирост критической температуры хрупкости Ткдс существенным образом зависит от температуры и длительности эксплуатации конструкции (рис. 4.18). Наибольший прирост охрупчивания происходит за первые 1000 ч выдержки в диапазоне температур охрупчивания [104]. Тепловое охрупчивание выявляется также в чистых сталях, в том числе после электрошлакового переплава (рис. 4.19).

Механизм развития тепловой хрупкости включает две стадии:

I. Структурные изменения в стали в процессе длительных тепловых выдержек.

П. Сегрегационное обогащение примесями границ структурных элементов и раздела фаз.

В свою очередь стадия I включает следующие процессы:

— повышение плотности распределения частиц дисперсной фазы по границам структурных элементов (зерен, реек, субзерен, пакетов реек);

Рис.

4.19. Изменение уровня критической температуры хрупкости от длительности выдержки стали 10ХСНД-Ш при 340°С (/) и 460°С (2)

укрупнение по границам элементов структуры частиц дисперсной фазы; перестроение дислокационной структуры в сторону укрупнения субзерен, имеющих по границам субзерен повышенную плотность распределения частиц карбидов; перераспределение химических элементов, образующих карбиды (карбонитриды) в сторону увеличения содержания в них более сильных карбидообразующих элементов.

Столь сложные процессы структурных изменений протекают с разной степенью интенсивности в зависимости от температуры, ее длительности, исходной структуры, химического состава, в том числе содержания вредных примесей.

На рис. 4.20 видно, что карбиды располагаются цепочкой вдоль границ бывших реек мартенсита и бейнита. Приведена электронная фрактограмма хрупкого излома стали 10ХСНД после закалки в воде, высокого отпуска и последующей 5000-4 выдержки ч при 400 °С.

Типичная картина влияния типа структуры на склонность к тепловой хрупкости стали 10ХСНД приведена на рис. 4.21 [99]. Сталь 10ХСНД с исходной структурой сорбита отпуска в большей степени подвержена охрупчиванию, чем та же сталь с феррито-перлитной структурой.

Изменение температуры нагрева при аустенитизации, что свойственно разным участкам околошовной зоны, практически не влияет на склонность к тепловой хрупкости. Наибольший прирост критической температуры хрупкости Т50 выявляется за первые 1000 ч выдержки.

Максимум теплового охрупчивания сталей проявляется в диапазоне 400-450 С (рис. 4.22). С ростом выдержки до 10000 ч и больше максимум охрупчивания сталей смещается в область более низких температур. Наибольшей склонностью к тепловой хрупкости обладают кремний- марганцовистые стали, а наименьшей - стали с молибденом.

В сварных соединениях сталей с феррито-перлитной структурой степень теплового охрупчивания металла околошовной зоны и особенно сварного шва существенно выше, чем основного металла. Степень охрупчивания металла возрастает по мере повышения в его структуре продуктов промежуточного (бейнит) и особенно сдвигового превращения (мартенсит). В этих условиях режимы сварки, вызывающие появление в стали закалочных структур, обусловливают повышенную склонность сварных соединений к тепловой хрупкости.

На рис. 4.23 приведено влияние скорости охлаждения в зоне термического влияния сварки на

Рис. 4.24. Изменение микроструктуры стали (х200) плавки № 84535 в зависимости от скорости охлаждения после нагрева до 1300 °С, vOXJI, °С/с: а - 0,1,6-1, в - 10, г - 20, д - 90, е - 290

степень охрупчивания стали 09Г2МФБ после 500 и 1000 ч выдержек при 450 °С [100]. Зону термического влияния сварки стали 09Г2МФБ имитировали нагревом ТВЧ до 1300 °С и охлаждением в разных средах. С целью изучения влияния химического состава на склонность к охрупчиванию изучены две плавки. Составы, мас.%, обеих плавок № 84535 (С 0,06; Мп 1,47; Si 0,36; Р 0,014; S 0,020; Мо 0,21) и № 82496 (С 0,12; Мп 1,51;

Si 0,30; Р 0,020; S 0,018; Мо 0,14) соответствовали марочному составу по ТУ 14-1-4473-88. Влияние скорости охлаждения околошовной зоны на структуру стали 09Г2МФБ представлено на рис. 4.24 и в табл. 4.8.

Таблица 4.8. Влияние скорости охлаждения околошовной зоны на структуру стали 09Г2МФБ

Плавка

°С/с

Структура стали

0,1

Феррит + перлит

1

Феррит + верхний бейнит

№82496

10

Бейнит

20

Бейнит + мартенсит

90

Реечный мартенсит

290

Пластинчатый мартенсит

0,1

Феррит + перлит

1

Феррит + перлит + верхний бейнит

№84535

10

Феррит + бейнит

20

Бейнит + пакетный мартенсит

90

Пластинчатый мартенсит + реечный мартенсит

Из сопоставления рис. 4.24 и табл. 4.8 следует, что вариация химического состава стали и условий сварки, обусловливая изменение структуры металла, соответственно вызывает изменение ее склонности к тепловой хрупкости. По существу, степень охрупчивания металла - плавочная, а не марочная характеристика стали. В реальных условиях изготовление и ремонт конструкций по режимам, вызывающим появление в сварном соединении закалочных структур, приведут к росту степени охрупчивания сталей в условиях длительного термического воздействия.

Вместе с появлением в структуре закалочных структур возрастает склонность стали к развитию межкристаллитной хрупкости (табл. 4.9). Наиболее склонен к ослаблению границ кристаллитов пластинчатый мартенсит.

Согласно [91], предварительный наклеп на 5 и 10% стали 10ХСНД уменьшает максимальное смещение температуры вязкохрупкого перехода в область более высоких температур в условиях теплового охрупчивания. При этом максимальная величина ДТК не- деформированной стали после выдержки 1000 ч при 450°С составляет 100°С, тогда как для металла, деформированного на 10%, АТК = 60°С. Видна положительная роль наклепа. Однако наклеп смещает интер-

Рис. 4.25. ДТкдс термоулучшенной стали 10ХСНД в зависимости от содержания фосфора, длительности выдержки 500 ч (о), 1000 ч (Д) и 3000 ч (о ) при 450 (а) и 400 (б) °С

вал максимального охрупчивания в сторону более низких температур (400°С).

Следует ожидать, что наклеп например, зоны гиба на трубопроводах, обусловливает протекание процессов охрупчивания при более низких температурах.

Повышение в стали содержания фосфора приводит к увеличению степени теплового охрупчивания (рис. 4.25). Особенно интенсивный прирост критической температуры хрупкости выявляется при содержании фосфора более 0,02%. Отличительной особенностью теплового охрупчивания является отсутствие его связи с прочностными и пластическими свойствами, выявляемыми при испытании гладких стандартных образцов. На рис. 4.26 на примере стали 12ГН2МФАЮ

°о,2’ °в’ МПа

Рис. 4.26. Изменение а02(о, д) и сгв (•, д)в зависимости от длительности выдержки стали 12ГН2МФАЮ при 340 (1) и 550°С (2)

Рис. 4.27. Структура термоулучшенной стали 12ГН2МФАЮ после 10000 ч выдержки при 500°С (АТКДС = 80°С). х 300

Рис. 4.28. Фасетки межзеренного разрушения по границам зерен феррита и перлита (а) в стали 09Г2С, границам реек бейнита (б) и бывших зерен аустенита (в) стали 10ХСНД (угольные реплики), х 1800

показано влияние длительных (до 10000 ч) выдержек при повышенных температурах 340 и 500 °С на уровень предела текучести и временного сопротивления [11]. Повышение Ткдс составило 40 и 80°С соответственно.

Для закаленно-высокоотпущенной стали 12ГН2МФАЮ [101], несмотря на незначительные колебания прочностных характеристик на базе небольших выдержек (до 1000-2500 ч), какого-либо заметного

упрочнения или разупрочнения на баэе 10000 ч не выявляется. Таким образом, диагностирование состояния тепловой хрупкости в сталях по результатам статических испытаний на растяжение практически не возможно.

Существенная особенность состояния тепловой хрупкости сталей разных составов и структур — распространение хрупких трещин по границам структурных элементов: зерен, субзерен, пакетов реек мартенсита и т.д. [56]. Металлографическое исследование структуры стали на травленых шлифах (рис. 4.27) после охрупчивания не выявляет каким-либо образом ослабленых границ зерен.

Типичные электронные фрактограммы хрупких изломов сталей с разными типами структур приведены на рис. 4.28. В термоулучшенных сталях распространение хрупких трещин может происходить как по границам бывших пакетов мартенсита (бейнита), так и По границам бывших зерен аустенита (рис. 4.28, б, в). В последнем случае такая ситуация наблюдается, как правило, при существенной степени охрупчивания. В сталях с феррито-перлитной структурой распространение хрупких трещин происходит по границам зерен феррита и колоний перлита (рис. 4.28, а).

Наблюдается тесная корреляционная связь между приростом уровня критической температуры хрупкости и долей межкристаллитного (межзеренного) разрушения в хрупких зонах изломов.

На базе теоретических и экспериментальных исследований установлено [46], что для смешанного механизма распространения трещин: хрупкий транскристаллитный скол + хрупкое межкристал- литное разрушение реализуется зависимость вида:

* ^Лв -Ytc(1~/m)

"" * ~              d*(i+V.)              '              (41)

где Тк* - постоянная материала, отражающая вклад в уровень Тк сопротивления пластическому деформированию со стороны дислокаций, твердого раствора, границ зерен и субзерен (ячеек), а также частиц второй фазы; ёф - размер зерна феррита, Дв - размер элементарной вязкой микротрещины, В - коэффициент, учитывающий условия испытания, Уте - эффективная поверхностная энергия при хрупком транскристаллитном сколе; - геометрический коэффициент, отражающий форму кристаллита; /м - доля межкристаллитного разрушения в хрупких зонах изломов. Линейный тип связи Тк = Тьо с (1-/м)/^(1+4/м) действительно выявлен для сталей 12ГН2МФАЮ, 10ХН1М, 10ХСНД, ЮХСНД-Ш (рис. 4.29).

alt="" />

Из уравнения (4.1) следует, что при постоянном размере кристаллита (зерна) критическая температура хрупкости Тк линейно зависит от отношения (l-/M)/(l + /M) [46]. Линейный тип связи Т50 с отношением              свойствен сталям после разных режимов термооб

работки (отпуска) и сварки (рис. 4.30). При построении зависимости ^50 от (1-/м              для стали 2,25 Сг-1 Мо использовали табличные

данные [102]. Для конструкционных сталей в термоулучшенном состоянии (закалка + высокий отпуск) коэффициент пропорциональности к* в зависимости ТК от fc*(l-/M)/(l+/M)варьируется от 80 до 270°С [46]. Вариация значений k обусловлена изменением механизма распространения хрупких трещин. При значительном зернограничном охрупчивании (/м gt; 65%) распространение трещин происходит предпочтительно по границам бывших зерен аустенита.

„ Практически одинаковые значения k = 130 °С получены для основного металла низколегированной стали 10Х2ГНМ и ее сварных соединений [103]. Свариваемая низколегированная сталь 10Х2ГНМ для реакторов гидрокрекинга поставлялась в листах после нормализации. Сварные соединения получены электрошлаковой сваркой с применением проволоки диаметром 3 мм из стали 04Х2МА и флюса АН-22. Опытные сварные стыки размером 1600x1000x200 мм подвергали тер

мической обработке в условиях ПО «Волгограднефтемаш»: нормализации от 920-930 °С, 8 ч, 13-ч отпуску при 630-650°С. Для оценки склонности металла сварных соединений к тепловой хрупкости образцы размером 12x12x180 мм выдерживали 1300 и 3500 ч в муфельной печи при 550 и 450 °С [103].

Поскольку при определении степени охрупчивания стали анализируется хрупкий излом, то стало возможным использовать в качестве образца микропробы [3, 4]. Последние с целью получения хрупкого излома охлаждают до температур на 50... 100 °С ниже порога хладноломкости.

Как следствие протекания при тепловом охрупчивании сегрегационных процессов фосфора и его химических аналогов выявляется существенное увеличение количества частиц карбидов, участвующих в инициировании вязких микротрещин при температурах выше порога хладноломкости [17]. Согласно [17], работа распространения вязкой трещины КСр связана с истинным разрушающим напряжением Sk соотношением: КСр =kSkАв, где Дв - размер элементарной вязкой микротрещины (ямки); k- коэффициент пропорциональности, зависящий от условия проведения испытания. Увеличение числа центров инициирования ямок приводит к уменьшению размера ямок. Соответственно развитие в стали тепловой хрупкости сопровождается снижением величины КСр.

Снижение когезивной прочности границ зерен в диапазоне температур развития тепловой хрупкости приводит к существенному снижению характеристик трещиностойкости.

Рис. 4.31. Изменение вязкости разрушения К1с (Кс) (а) и доли волокна в изломе образцов (б) в исходном состоянии (1), после выдержки 2000 ч при 340 °С (2) и 4000 ч при 460 °С (3) термоулучшенной стали 10ХСНД-Ш

На рис. 4.31, а представлены результаты влияния охрупчивания термоулучшенной стали 10ХСНД-Ш после 2000 ч выдержки при 340 °С и 4000 ч при 460 °С на вязкость разрушения К1с. Особенно резкое смещение температурной зависимости К1с происходит после охрупчивания стали на 85 °С (кривая 3). Кривые доли волокна в изломе испытанных образцов (рис. 4.31, б) также показывают существенное смещение в область более высоких температур в результате развития в металле тепловой хрупкости.

В рамках структурного подхода к оценке трещиностойкости стали предложено [56] выражение для определения вязкости разрушения поликристаллических материалов с ОЦК решеткой:


где Е - модуль Юнга, у'тс ~ эффективная поверхностная энергия хрупкого транскристаллитного скола, pt - доля микротрещин транскристаллитного скола, распространяющихся вдоль направления роста макротрещины.

Из приведенного выражения следует, что критический коэффициент интенсивности напряжений К1с не зависит от размера зерна феррита, но зависит от степени ослабления когезивной прочности границ зерен, оцениваемый по доле межкристаллитного разрушения. Линейная зависимость К1с от Vl_/M (рис. 4.32) экспериментально установлена для явления тепловой хрупкости в толстолистовой стали 10Х2ГНМ, подвергнутой в процессе изготовления сосуда давления закалке и многократному отпуску [106].

Таким образом, измерение доли межзеренного разрушения в хрупких зонах образцов и микропроб элементов оборудования, аппаратов и других конструкций позволяет более достоверно определять значения К1с и 61с в области хрупкого и квазихрупкого разрушения. Последнее указывает, что существующий подход [43] в определении температурной зависимости К1с = f(TKcn) для охрупченного металла смещением кривой Klc = f(TKcn ) на величину охрупчивания ДТк не точен. Этот подход не учитывает возможность снижения уровня К1с под действием тепловой и радиационной хрупкости, вызывающих снижение когезивной прочности границ зерен.

Анализируя картину смешанного разрушения, когда элементарная хрупкая трещина «пробегает» не только по телу зерен феррита, но и по «ослабленным» (сегрегацией и выделениями карбидов) грани-


цам, пришли к выводу о возможности снижения разрушающего напряжения SK [56]. Принимая,что единичный размер микротрещины описывается соотношением Ах = с?ф(1 + ?=/м) (см. п. 3.6.1) получили следующее выражение для SK:

(4.2)

где у;с - эффективная поверхностная энергия при транскристаллит- ном сколе; (1ф - размер фасетки транскристаллитного скола; ^ - коэффициент пропорциональности, зависящий от геометрической формы кристаллита (зерна). Из (4.2) следует, что при ^ ~ 1


Действительно, такая зависимость экспериментально наблюдается для рассмотренной стали 10Х2ГНМ (см. рис. 4.32).

Влияние процесса теплового охрупчивания на характер и направление изменения контролируемых характеристик ударной вязкости и вязкости разрушения сталей: Ударная вязкость КС - кривая КС = f(THcn) смещается в область более высоких температур, уровень КС на верхнем шельфе зависимости КС = f(THcn) уменьшается; Вязкость разрушения Кс (К1с) - кривая Кс(К1с) = i(TKCn) смещается в область более высоких температур, величина Кс (К1с) на нижнем шельфе зависимости Кс (К1с) = f(THCn) уменьшается, величина Кс (К1с) на верхнем шельфе снижается;

Критическое раскрытие трещины 6С (61с) - кривая 6С (61с) = f(THcn) смещается вправо в область более высоких температур, величина 6С (61с) на нижнем шельфе зависимости 6С (61с) = f(Twcn) уменьшается, величина 6С (61с) на верхнем шельфе зависимости 6С (6lf) = f(Тисп) снижается.

Диагностическая карта для выявления тепловой хрупкости - см. п. 4.4.

При отсутствии или слабом изменении характеристик прочности, пластичности и отношения предела текучести к пределу прочности наиболее достоверным диагностирующим признаком развития процесса теплового охрупчивания является появление в хрупких зонах изломов межзеренной (межкристаллитной) составляющей.

В ряде случаев при металлографических исследованиях можно по характеру распределения структурных составляющих на травленом шлифе судить о возможности обнаружения в стали теплового охрупчивания lt; В сталях с феррито-перлитной структурой наибольшая вероятность межзеренного охрупчивания наблюдается, когда перлитные колонии и частицы карбидов «оконтуривают» границы зерен феррита (рис. 4.33).

Развитие процессов теплового охрупчивания стали выявлено в кожухах доменных печей и воздухонагревателей, корпусах кислородных конверторов и миксеров, сосудах и аппаратах давления разного назначения (табл. 4.10). Критическая температура хрупкости Т50 стали 09Г2С фрагмента доменной печи № 10 Магнитогорского металлур-

Рис. 4.33. Структура стали 16ГС с долей межзеренного разрушения 38 ± 3 %. х 200

гического комбината достигала +140°С. При этом доля межзеренного разрушения в хрупких зонах изломов составляла 61% [107].

Для аппаратов и сосудов, работающих под давлением в условиях развития тепловой хрупкости, снижение характеристик трещиностойкости сталей обусловливает увеличение вероятности хрупкого разрушения. В диапазоне температур гидро- и пневмоиспытаний (+5 - +40°С), регламентируемом Правилами [5], трещиностойкость низколегированных сталей 16ГС, 09Г2С снижается в несколько раз, что чревато опасностью хрупкого разрушения.

Подобная ситуация возникла осенью 1995 г. на нефтеперерабатывающем заводе в Кременчуге при гидроиспытании колонны К-2 из стали 16ГС с наплавкой стали 08X13. При гидроиспытании давлением 0,4 МПа при 5°С у основания конической обечайки диаметром 5100 мм произошло интенсивное хрупкое трещинообразование. Согласно данным металло- и фрактографических исследований, металл наплавки и основной металл обечайки в результате 23 лет эксплуатации получил значительное ослабление границ зерен [108].

Доля межзеренного разрушения в хрупких изломах образцов для сталей 08X13 и 16ГС составила 30 и 33% соответственно. В результате охрупчивания стали 16ГС значение вязкости разрушения уменьшилось в два раза. Возникли трещины на всю толщину стенки колонны и на всю толщину наплавленного 3-мм слоя.

Повышение склонности к хрупкому разрушению вследствие развития при эксплуатации в сосудах и аппаратах давления тепловой хрупкости нередко приводит к большим разрушениям. Так на колонне К-2 установки ЭЛОУ-АВТ-6 ПО «Новополоцкнефтеоргсин- тез» в 1984 г. при гидро испытании образовалась хрупкая вертикальная трещина длиной 17 м (что выяснилось после снятия утеплителя). Температура эксплуатации нижней части колонны из стали 16ГС составляла +360°С.

Развитие межзеренной хрупкости при умеренной температуре эксплуатации (255-318°С) выявлено также в широко используемой при повышенных температурах стали 15Х5М. Для исследования были взяты вырезки из технологических трубопроводов установок гидроочистки. В табл. 4.11 представлены технологические параметры обследуемых трубопроводов.

Структура стали 15Х5М трубопровода установки гидроочистки № 1 представляет мелкодисперсную феррито-карбидную смесь (сорбит отпуска) (рис. 4.34, а). Такая структура свойственна стали в термоулучшенном состоянии. Иная структура в трубопроводе установки гидроочистки № 2 (рис. 4.34, б). Контуры колоний перли-


Таблица 4.10. Степень развития межзеренного охрупчивания в элементах металлургических сооружений

Рис. 4.34. Структура стали в трубопроводе линии гидрогенизата (а) и в трубопроводе бокового экрана печи (б), х 200
та размыты, что указывает на развитие процессов перерождения перлитной структуры. Встали 15Х5М трубопровода бокового экрана получил развитие распад перлитной колонии с образованием сферойдизированных карбидов. Этот процесс массопереноса углерода тормозит развитие сегрегации фосфора и его химических аналогов по границам зерен, способных вызвать снижение когезивной прочности.

Большая степень охрупчивания стали 15Х5М в установке гидроочистки № 1


хорошо согласуется с вышеприведенными данными о большей склонности сорбитной структуры к тепловой хрупкости по сравнению с феррито-перлитной.

Развитие тепловой хрупкости выявлено в металле высокотемпературного ротора [67]. Для оценки склонности к хрупкому разрушению из двух роторов, отработавших 90 и 114 тыс. ч, вырезали образцы для испытаний на ударный изгиб. Образцы были взяты из разных зон вдоль центрального осевого канала. Как видно из рис. 4.35, тепловое воздействие приводит к повышению критической температуры хрупкости в обоих роторах. Максимум повышения Тк составляет 90°С. Охрупчивание же максимально при рабочих температурах от 410 до 430 °С. 

<< | >>
Источник: Горицкий В.М. Диагностика металлов. 2004

Еще по теме Эксплуатационное деформационное старение:

  1. Деградация механических свойств конструкционных деталей
  2. 4.3.4. Наклеп и деформационное старение
  3. 4.4. Эксплуатационные факторы охрупчивания
  4. Эксплуатационное деформационное старение
  5. 4.5. Диагностическая карта опознания вида хрупкости