Содержание к диссертации
Введение
1 Структурно-масштабные уровни диагностики состояния металлических материалов и конструкций 19
1.1 Кластерный подход к иерархичности структуры при проявлении масштабного эффекта прочности в сварных элементах конструкций 30
1.2 Обособленная природа деформации поверхностного слоя 38
1.3 Роль поврежденности материала на широком спектре пространственных масштабов 44
1.3.1 Неоднородности пространственного распределения дефектов в материалах сварных соединений на разных масштабных уровнях 48
1.3.2 Структурно-масштабные закономерности физической природы поврежденности в конструкциях и их сварных соединениях с позиции фрактального детерминизма 54
1.4 Уровневый подход к оценке влияния структурно-механической неоднородности материалов сварных соединений на кинетику накопления усталостных повреждений 60
2 Комплексная оценка закономерностей поведения предельных характеристик сварных соединений углеродистых сталей в различных структурных состояниях 65
2.1 Характерные виды неоднородности сварных соединений 66
2.1.1 Особенности формирования разнородных сварных соединений 67
2.1.2 Химическая неоднородность 68
2.1.3 Структурная и механическая неоднородность 68
2.2 Уровневый подход к оценке структурно-механической неоднородности сварных соединений из феррито-перлитных сталей 73
2.2.1 Анализ механического поведения сварных соединений трубных сталей на макромасштабном уровне, определяющего неоднородность их состояния 73
2.2.2 Анализ образования структурной неоднородности сварных соединений на мезомасштабном уровне с позиции фрактального формализма 76
2.2.3 Оценка дефектности структуры сварных соединений по наличию неметаллических включений 81
2.3 Влияние структурно-механической неоднородности сварных соединений на характеристики несущей способности сталей повышенной прочности 92
2.3.1 Микроструктурные аспекты эволюции механических свойств сталей повышенной прочности при образовании сварных соединений 93
2.3.2 Влияние характера механической неоднородности на показатели несущей способности сварных соединений с мягкими прослойками
2.3.3 Напряженно-деформированное состояние механически
неоднородных элементов из сталей повышенной прочности 105
2.3.4 Диагностическое исследование энерго-механического состояния сварных элементов из сталей повышенной прочности 111
2.4 Основные выводы и обобщения по главе 114
3 Оценка влияния циклической повреждаемости на эволюцию структурно-механического состояния разнородных сварных соединений на разных масштабных уровнях 116
3.1 Моделирование напряженно-деформированного состояния сварных образцов при их циклическом нагружении 118
3.2 Масштабные уровни изменения структуры сварных соединений при малоцикловой усталости 129
3.2.1 Методы и подходы, основной инструментарий исследования 129
3.2.2 Металлографический анализ разнородного сварного соединения из сталей (09Г2ФБ – 17Г1СУ) 131
3.2.3 Анализ структурных изменений при циклической повреждаемости разнородных сварных соединений 133
3.3 Влияние циклической повреждаемости на твердость металла сварных соединений 143
3.4 Анализ диаграмм растяжения металла характерных зон сварных соединений в процессе циклической повреждаемости 145
3.5 Оценка механического поведения разнородных конструктивных элементов при накоплении усталостных повреждений 150
3.5.1 Влияние циклической повреждаемости на показатели прочности (пластичности) металла сварных элементов в макромасштабе 154
3.5.2 Влияние циклической повреждаемости на вязкость разрушения, поглощенную энергию Шарпи и ударную вязкость в различных зонах сварного соединения 157
3.6 Оценка синергетических и кинетических критериев
работоспособности сварных соединений (по методике В.А. Скуднова) 161
3.7 Определение состояния металла сварных соединений по изменениям нерасчетных параметров (по методике В.А. Сандакова) 164
3.8 Анализ динамики поврежденности сварных соединений с применением магнитных методов неразрушающего контроля 165
3.9 Морфология циклических изломов сварных соединений 169
3.9.1 Макроанализ эволюции структуры изломов разнородных сварных соединений в условиях накопленных повреждений 170
3.9.2 Анализ поверхностей разрушения различных зон сварного соединения в общей концепции роли поверхности при накоплении циклической повреждаемости 172
3.9.3 Анализ структурных изменений сварных соединений при циклической повреждаемости методом МФП 182
3.9.4 Оценка особенностей микроморфологии структуры циклических изломов (по данным МФ-параметризации) на разных масштабных уровнях 187
3.10 Основные выводы и обобщения по главе 191
4. Масштабно-иерархическая соподчиненность уровней структурно-механической неоднородности сварных соединений при термической обработке 193
4.1 Методика проведения термической обработки 195
4.2 Влияние термоциклической обработки на параметры состояния сварных соединений стали 09Г2С на макро- и мезоуровнях 198
4.3 Анализ эволюции структурного состояния сварных соединений стали 09Г2С при ТЦО методом мультифрактальной параметризации 202
4.4 Влияние термоциклической обработки на сопротивление разрушению сварных соединений сталей феррито-перлитного класса 206
4.5 Анализ напряженно-деформированного состояния сварных элементов после термической обработки
4.6 Влияние термоциклической обработки на эксплуатационную стойкость сварных элементов 213
4.7 Эффективность многоуровневого подхода к анализу влияния термической обработки на состояние разнородных сварных соединений сталей различных структурных классов 2 4.7.1 Особенности структурной и химической неоднородности сварных соединений стали 20 и стали Х25Н19 216
4.7.2 Анализ влияния длительного отпуска на мезоструктуру сварных соединений стали 20 и Х25Н19 219
4.7.3 Влияние длительного нагрева на химическую неоднородность сварных соединений стали 20 и Х25Н19 220
4.7.4 Мультифрактальный анализ эволюции структуры сварных соединений стали 20 и Х25Н19 при длительном температурном воздействии 224
4.7.5 Влияние длительного отпуска на механическое поведение сварных соединений стали 20 и Х25Н19 на мезоуровне 227
4.7.6 Влияние длительного отпуска на структурно-механическое состояние сварных соединений стали 20 и Х25Н19 на микроуровне 230
4.7.7 Влияние длительного отпуска на механическое поведение сварных соединений стали 20 и Х25Н19 на макроуровне 232
4.8 Основные выводы и обобщения по главе 234
5 Структурно-механический подход к оценке технического состояния высокотемпературного оборудования оболочкового типа 237
5.1 Анализ механического поведения металла трубопроводов в термосиловых условиях эксплуатации . 241
5.2 Закономерности деградации структуры материалов элементов высокотемпературного оборудования при длительной эксплуатации 258
5.2.1 Специфика структурных изменений, происходящих в паропроводах из аустенитных нержавеющих сталей 260
5.2.2 Трансформация структурно-фазового состава низколегированных теплоустойчивых сталей в процессе длительной эксплуатации 270
5.3 Комплексна оценка структурно-механического состояния металла разрушенных элементов высокотемпературного оборудования 282
5.4 Диагностика фактического состояния металла паропроводов из хромомолибденовых и хромоникелевых сталей, эксплуатируемых после нормативных сроков службы 295
5.5 Современный подход к прогнозированию остаточного ресурса оборудования после длительной эксплуатации 311
5.6 Основные выводы и обобщения по главе 319
Заключение 321
Список сокращений 327
Список литературы .
- Роль поврежденности материала на широком спектре пространственных масштабов
- Анализ механического поведения сварных соединений трубных сталей на макромасштабном уровне, определяющего неоднородность их состояния
- Масштабные уровни изменения структуры сварных соединений при малоцикловой усталости
- Анализ эволюции структурного состояния сварных соединений стали 09Г2С при ТЦО методом мультифрактальной параметризации
Роль поврежденности материала на широком спектре пространственных масштабов
Как известно, различные виды и типы неоднородности характерны практически для всех классических конструкционных материалов, применяемых в нефтегазовой отрасли; при этом наиболее неоднозначной с позиции обеспечения в таких конструкциях технологической и экологической безопасности выступает присущая сварным соединениям из углеродистых легированных сталей структурно-механическая неоднородность, вызванная, прежде всего, многокомпонентностью их химического состава, а также наличием дефектов в структуре различной этимологии и происхождения, максимальный размер которых может быть сравним с размерами исследуемого локального объема материала.
Согласно суждениям Ю.В. Баяндина [109], О.А. Плехова [346], И.А. Пантелеева [366], Т.А. Паламарчука, А.А. Яланского, Н.Т. Бобро, В.П. Куринного [367, 368], разделяющим позицию М.А. Садовского, В.Ф. Писаренко, В.Н. Родионова [369, 370], а также мнение С.А. Лисиной, Г.А. Уткина и А.И. Потапова [371, 373, 374], для всех твердых материалов (независимо от их принадлежности к группам металлов или неметаллов) характерен один «тождественный» признак, обусловливающий в отдельных фрагментах этих материалов наличие иерархической последовательности топографического распределения структурно-механической неоднородности на разных масштабных уровнях, которая, как правило, не связана с физико-химическими свойствами исследуемого материала при первом приближении.
Ретроспективно рассмотрением деформируемого твердого материала в рамках открытой системы элементов, находящихся в определенном энергетическом состоянии, способном к изменениям от стабильности до неустойчивости, занимались такие отечественные корифеи, как В.С. Иванова [6, 181, 219, 227, 228, 365], В.Е. Панин [1, 2, 8 – 10, 88, 98, 208], А.А. Батаев, Л.И. Тушинский [162 – 164, 171, 174], А.А. Шанявский [91, 92, 111, 309, 437], В.В. Лепов [147 – 149, 422] и многие их коллеги и последователи. Разделяя позицию перечисленных авторов в этом вопросе, констатируем, что при подведении извне к рассматриваемой системе энергии, возможно обнаружение взаимодействий отдельных её компонентов, приводящих к изменениям не только своих свойств, но и свойств всей системы в целом.
Предположительно, при сохранении подобия характера изменения свойств, приводящего систему в неустойчивое положение, на всех масштабных уровнях, возможно получение некоторого аргументированного объяснения возникновения дискретной иерархии размеров наличием такого подобия. В соответствии с [366, 367], в процессе деформирования твердых тел появляется иерархическая дискретность преимущественных размеров фрагментов, а их образование сопровождается возникновением дискретных промежутков времени, в течение которых при деформировании материала происходит переход системы из неустойчивого состояния в устойчивое [367].
На современном этапе в мезомеханике принято использовать некие математические модели (ММ), построение которых учитывает не только классические методы математического анализа, евклидову геометрию, но и механику сплошной среды. Использование подобных моделей позволяет описывать поведение материала и его сварных соединений при малых деформациях методами теорий пластичности, ползучести и/или методами наследственно-упругой среды. Вместе с тем, основные допущения, используемые в математических моделях, следующие: – металл сварного соединения представляет собой сплошную среду; – функции, описывающие поведение среды, являются «непрерывными и достаточно гладкими».
Учитывая абстрактную формализацию вышесказанного, возможно использование в ММ мощного математического аппарата – теории дифференциальных уравнений в частных производных. И тем не менее в механике существуют тенденции, показывающие направление ее дальнейшего развития, связанное, по мнению [375], с введением таких нетрадиционных математических объектов как:
Обобщение континуальной моделисреды, принимая во внимание понятиепредставительного объема среды иучитывая внутренние степени свободы –микроповороты и аффинныедеформации мезообъема Теория кристаллической решетки и физика твердого тела
Универсальность построения каклинейных, так и нелинейных моделейсред Прозрачность связи структуры смакропараметрами среды и возможностьцеленаправленного проектирования средс заданными свойствами
Большое число материальных констант,требующих экспериментальногоопределения.Отсутствие связи указанных констант свнутренней структурой материала Дефицит тотальной «многоохватности» впостроении математических моделей.Затруднения учета нелинейности инелокальности связей
В материаловедении самоподобные структуры появляются вследствие протекания структурно-физических и механических процессов в металле сварного соединения, в результате которых возникают иерархии неоднородностей, изменчивости строения, трещинообразования и блочности материалов на различных масштабных уровнях. В зависимости от интенсивности напряжений воздействия на самоподобные по структуре материалы возникает избирательный механизм включения в работу соответствующих неоднородностей и дефектов.
Анализ ситуаций наличия у объекта исследования границ раздела, на которых свойства материала и его напряженное состояние претерпевают существенные изменения, показал, что применение в этих случаях для данного объема метода усреднения весьма нерационально. Ввиду возможного проявления дискретности материалов на разных структурно-масштабных уровнях, накладываются ограничения в применении метода структурно-неоднородных сред, тем самым затрудняя достоверно оценивать их напряженно-деформированное состояние (НДС). Тем не менее, наличие автомодельности (самоподобия) у металлических материалов (а также сварных соединений, полученных из этих материалов) доказывает подчинение их дискретного строения принципам иерархичности, а это, в свою очередь, делает возможным сопоставление между собой разнородных свойств и процессов, нахождение методов их моделирования, особенно при смене масштабных уровней.
В механике твердого тела важную роль играют понятия подобия механических явлений, самоподобия процессов деформирования и разрушения и масштабный фактор прочности, которые рассматриваются достаточно подробно в своем историческом развитии как составная часть приложения фрактальных представлений в науке о материалах.
Дискретные и самоподобные структуры характерны также для стальных сварных соединений. Явления статистического подобия распределений наблюдается не только при статическом, но и при динамическом разрушении материалов и являются также характерными при изучении размеров частиц на микроструктурном масштабном уровне. Намеченные направления построения моделей трещинообразования в сварных металлических материалах должны базироваться на разработках А.Н. Колмогорова, учитывать фрактальное самоподобие их структур в локализованных участках на разных масштабах диагностики и иметь однозначную связь с многогранниками Вороного-Дирихле, построенными по узлам кристаллической решетки металла.
Однако, до сих пор не систематизированы и не упорядочены научные труды и публикации по тематике фрактальной геометрии, с помощью которой возможно описание всех существующих (или определенного количества) материалов и природных явлений. В рамках этой предметной области необходимо продолжение и активизация процесса накопления общих идей, концепций и подходов, особенно в отношении геометрии, так называемого порового пространства в материалах и их сварных соединениях. Авторы работ [375-377] экспериментально доказали, что фрактальные размерности порогового пространства некоторых материалов и их сварных соединений, могут быть использованы для описания сложно организованных, т.е. сильно неоднородных элементов металлических материалов.
Анализ механического поведения сварных соединений трубных сталей на макромасштабном уровне, определяющего неоднородность их состояния
Результаты проведенных исследований говорят о необычайно сложной картине протекающих металлургических процессов в сварочной ванне изучаемых в настоящей работе сталей, механизмы которых представляют особый интерес. Так как неметаллические включения, отлагаясь по границам зерен, могут энергично реагировать с газами, ухудшать структуру различных зон сварного соединения, то стало быть, могут и сильно снижать их физико-механические свойства. Их присутствие понижает ударную вязкость, износостойкость, усталостную прочность, пластичность, коррозионную стойкость и т.д. Во многих случаях неметаллические включения в отливках служат причиной их поломки. Форма неметаллических вклю чений в большой степени зависит от температуры плавления. Неметалли ческие включения, имеющие более низкую температуру плавления, чем температура плавления сплава, лучше коагулируют и остаются в затвердевшем металле в шаровидной форме. Напротив, включения, которые имеют температуру плавления более высокую, чем температура плавления сплава, выделяются в твердом состоянии и имеют беспорядочную форму с
Концентрация пластических сдвигов в микрообласти у включения Для первого типа характерно, что при дальнейшей циклической деформации микрополость выходит в матрицу в острых углах включения и распространяется по металлу. Зарождение микротрещины подобным образом возможно, если включение представляет собой прочное соединение правильной формы с коэффициентом относительной жесткости 1. К таким включениям относятся сульфиды марганца и окислы алюминия.
Для второго типа при увеличении числа циклов нагружения микрополость выходит в матрицу и распространяется по металлу. К таким включениям в сталях относятся сульфиды типа твердого раствора FeS в MnS, а также некоторые пластичные силикаты.
У третьего варианта при увеличении числа циклов образуется микротрещина, которая от включения развивается по металлу. Зарождение микротрещин в этом случае наблюдается у включений с коэффициентом 1.
Одним из факторов, влияющих на возможность зарождения трещин является размер включений. Критический размер силикатных включений, вытянутых вдоль направления прокатки не должен превышать 32-35 мкм. Для одиночных оксидных включений критический размер равен 5-8 мкм. Для сульфидных включений типа твердого раствора FeS в MnS длина в направлении прокатки 37-40 мкм при ширине 1,6 мкм.
Таким образом, структурно-фазовый состав сталей является одним из определяющих факторов, влияющих на формирование общего комплекса ее механических свойств. Структурный состав, форма и дисперсность выделяющихся фаз во многом предопределяют эксплуатационные свойства сталей и их сварных соединений.
Обзор ряда исследовательских работ А. Коттрелла, Б. Могутнова и В. Гаврилюка, представленный в [379] показал, что анализу и решению проблемы энергии взаимодействия атомов углерода (С) с дефектами посвящено немало научных трудов. Так как в закаленных и деформированных сталях методами современной металлографии при выполнении различных экспериментов стало возможным наблюдать «разнообразную палитру» дефектов различного происхождения и этимологии; при этом четко разграничить их непосредственные вклады в процесс разрушения всего объема материала весьма затруднительно. Взаимодействие атомов углерода с дефектами не может представлять собой какую-либо константу по причине имеющихся зависимостей от ряда факторов. Согласно [385], с ростом деформации дислокации и карбиды оказываются в тесном контакте, обусловливая в процессе пластической деформации изгиб и перерезание частиц цементита скользящими дислокациями. Несмотря на то, что в твердом растворе остается их определенная доля, они способствуют переносу части атомов углерода в свои ядра. Другая часть атомов проникает в твердый раствор из-за диффузии, стимулированной пластической деформацией в дефектном материале. Обобщая научные взгляды В.С. Демиденко, И.И. Наумова, Э.В. Козлова [383], а также учитывая позицию в этом вопросе Н.А. Поповой [385] и Г.К. Уазырхановой [379], приходим к некоторому синтезированному выводу, что атомы углерода в материале с высокой концентрацией дефектов могут локализоваться: – на неискаженном твердом растворе -железа; – на искаженном твердом растворе в местах с большой амплитудой кривизны-кручения кристаллической решетки; – на твердом растворе в кластерах вблизи карбидообразующих элементов и на деформационных вакансиях; – на ядрах дислокаций и в атмосферах вокруг дислокаций; – на субграницах и на границах зерен, в микротрещинах в виде кристаллического или аморфного графита [379].
По мнению [385] в ходе пластической деформации перераспределение атомов углерода определяется: – энергией взаимодействия конкретного дефекта с атомами углерода; – стабильностью карбида, из которого атомы углерода переходят в другие позиции; – плотностью различного типа дефектов и возможностью размещения на них определенного количества атомов углерода [385]. Резюмируя вышеизложеное, можно сделать некоторые обобщения: – атомы углерода располагаются в ядрах и атмосферах Коттрелла на дислокациях [167, 384]; – порядка 0,20,25 вес.% С может иметь локализацию на дефектах кристаллического строения [381]; – на стадии деформированной фрагментации на субграницах расположено до 0,12 вес.% С. Аналогичное количество углерода дислокации переносят в сильно искаженный твердый раствор [383], обусловливая при этом полное разрушение цементита [381]; – при плотности дислокаций 1011 см2 в сталях на дислокациях локализуются 0,08 вес.% С [379]. Изучение взаимодействия атомов углерода с дефектами строения в сталях показало, что стабильность кристаллов цемента зависит от напряженного состояния матрицы и выделения.
Масштабные уровни изменения структуры сварных соединений при малоцикловой усталости
При уровне накопленных повреждений, равном 0,4Ni/Np зафиксирован провал механической прочности центральной зоны сварного соединения, обусловленный хаотичным изменением поверхностной энергии материала при циклировании. При этом, типичный характер механического состояния по сварному шву в этой области поврежденности идентичен начальной стадии циклических испытаний. Подобная ситуация рассмотрена в работах А.А. Шанявского, Т.П. Захаровой, Ю.А. Потапенко [91, 92, 110, 111], где обобщены представления об установлении при циклических испытаниях некой области бифуркационного перехода (конкретизации числа циклов нагружения) в состояние «однозначного соответствия», характерного для ненагруженного материала [35].
Анализ процессов накопления повреждений, сопровождаемых упрочнением или разупрочнением материала, показал отсутствие (или эпизодичность) типизации поведения материала в области малых деформаций. Причина подобного состояния кроется в квантовой природе частично замкнутой системы «металл - нагружающее устройство» [179].
Интенсификация процессов скапливания поврежденности в материале становится заметна при увеличении числа циклов нагружения до 1500 (область 0,6Ni/Np); в характере распределения механической прочности наблюдаются значительные перемены, связанные с переходом материала сварного соединения в стадию упрочнения.
Ранее доказан нелинейный характер накопления повреждений при малоцикловом нагружении [110, 177, 182 - 183, 188, 190 - 192] за счет неподчинения суммирования циклических повреждений принципу наложения. При этом в работе [92] объяснение данного факта видится в разграничении оценки усталостной долговечности материала как частично замкнутой системы от принципиального поведения открытой системы.
При уровне 0.8Ni/Np процесс накопления повреждений в зоне предразрушения существенно усложняется, так как начинают сказываться процессы, связанные с образованием пластических шарниров [189]. Закон распределения механической прочности по шву претерпевает значительные изменения, ввиду того, что деградационные процессы интенсифицируются теперь и в более прочном металле сварного соединения.
Уровень упрочняемости основного металла, определяемый как 0,2/в также имеет тенденцию к изменению. При исходном уровне упрочняемости обоих металлов, равном 0,8, у наименее прочного материала сварного соединения (сталь марки 17Г1СУ) эта характеристика постоянно деградирует и к моменту разрушения становится равной 0,73. Тогда как второй металл изменяет эту величину в обратном направлении и к числу циклов порядка 2000 становится равным 0,87.
Замечено, что исходная «мягкая прослойка» сварного шва получает упрочняющий эффект от внешнего воздействия, но только до уровня накопленных повреждений, равном 0,2Ni/Np. Затем наблюдается тенденция к уменьшению прочностных свойств в критической области циклической повреждаемости 0,4Ni/Np. Далее вновь происходит изменение механических характеристик металла шва, обусловленное эффектом памяти металлов. Уровень упрочняемости металла шва постоянно изменяется подобно поведению этой величины у менее прочного металла, только значительно интенсивнее. В исходном состоянии данная характеристика прочностных свойств материала центральной части шва имела количественную величину 0,93, а к моменту разрушения стала равной 0,72.
Более «приемлемо» процесс накопления повреждений отражено в поведении предела текучести центральной части шва. Вместе с тем данная механическая характеристика в указанной зоне как бы усредняет значения аналогичных величин в основных металлах. Также показано кардинальное отличие в поведении временного сопротивления в этих зонах в сравнении с их пределами текучести.
Установлено [35], что совместная деформация разнородных металлов способствует реализации контактного упрочнения «мягких прослоек», величина которого зависит от степени механической неоднородности. Чем больше степень неоднородности, тем выше эффект контактного упрочнения мягких прослоек.
Представленные в пункте 3.4 настоящей работы экспериментальные данные также подтверждают, что анализируемые здесь разнородные сварные соединения в определенной степени склонны к проявлению наследственности. Так, А.Н. Савкин в своей докторской диссертации [315] ранее доказал, что величина наследственности \ непосредственно зависит от уровня перегрузки (или недогрузки) и может быть описана уравнением: где/? - характеристика индивидуальных свойств материала, отражающая его способность учитывать предысторию циклических нагружений.
Обладание количественными значениями указанной характеристики позволит более полноценно осуществлять выбор критериев поврежденности материала сварных соединений, по изменению которых возможно проводить отслеживание начала процесса дефектообразования в структуре металла при его циклическом нагружении, приводящее к зарождению и росту трещин.
Влияние циклической повреждаемости на показатели прочности (пластичности) металла сварных элементов в макромасштабе
Согласно результатам многочисленных исследований Института ВНИИСТ (Всероссийский научно-исследовательский институт по строительству и эксплуатации трубопроводов) определена актуальная направленность научных исследований, заключающаяся в поисках резервов конструкционной прочности и надежности разнородных сварных соединений, а также соединений, имеющих мягкие и твердые прослойки. Основная опасность подобных гетерогенных элементов конструкций состоит в более раннем, по сравнению с основным металлом, вступлении сварного шва в состояние пластического течения с последующей концентрацией пластических деформаций и разрушением под действием продольных напряжений [193].
Сотрудниками ВНИИСТ предложено следующее вступление в состояние пластического течения (а) всего объема сварного шва. Условием более раннего вступления металла трубы в пластическое течение по сравнению со сварным швом будет выполнение требований неравенства (б):
Для решения этой задачи достаточно необходимой была оценка запасов прочности и пластичности сварного соединения до разрушения при продольном растягивающем напряжении, равном пределу прочности основного металла. Запас пластичности определялся по отношению к величине деформации в, соответствующей максимальному сопротивлению металла при простом растяжении [193].
Анализ эволюции структурного состояния сварных соединений стали 09Г2С при ТЦО методом мультифрактальной параметризации
Так с увеличением часов наработки происходит заметный рост временного сопротивления на поверхности трубы, особенно интенсивно это наблюдается на внешней поверхности. После 180 тысяч часов эксплуатации внутренняя поверхность трубопроводов также упрочняется.
Статистический анализ разрушившихся в процессе эксплуатации трубопроводов и пароперегревателей показал местное утонение стенок труб в области разрушения практически в 30% случаях и одновременное увеличение их диаметров на 3040 %.
В процессе исследования была выполнена оценка степени деформационного старения металла трубопровода с помощью рассчитанных коэффициентов упрочнения по временному сопротивлению разрушению Ку = вэ/ ви , где ви – временное сопротивление материала трубы в исходном состоянии; вэ – временное сопротивление материала трубы при эксплуатации. Расчет коэффициентов деформационного старения металла трубопроводов низкого давления показал, что с увеличением длительности эксплуатации этот показатель механической прочности материала имеет тенденцию к росту. При этом у трубопроводов высокого давления выявлена большая степень интенсивности деформационного старения. Таким образом, установлено, что у трубопроводов с низким давлением рабочей среды (3,7 МПа) при различных наработках коэффициенты равны:
Данные показатели деформационного старения могут служить дополнительными характеристиками макро-масштаба, учитывающими структурные особенности анализируемых сталей в микро-масштабе. Неоднородность изменения прочностных свойств материала трубопроводных систем обусловлена их различной деформационной упрочняемостью, которую Бернштейн М.Л., Золотаревский В.С. и другие авторы [21, 39, 40, 52-54, 64, 97, 107-108] однозначно связывают с энергией дефектов упаковки д.у. в аустенитных сталях. Склонность к образованию дефектов упаковки (степени упрочнения при деформировании) находится в обратной зависимости от величины энергии дефектов упаковки (ЭДУ), определяющей процессы, происходящие при пластическом деформировании металла [30].
Ввиду того, что исследуемые трубопроводы низкого и высокого давления изготовлены из стали аустенитного класса (с г.ц.к. - решеткой) марки 12Х18Н10Т, которая значительно легирована никелем, затрудняющим поперечное скольжение дислокаций при деформации (на микро- структурно-масштабном уровне, в них неизбежен процесс интенсивного упрочнения (на мезо- и макро-уровнях). При увеличении продолжительности эксплуатации в структуре металла трубопроводов по границам зерен и внутри них происходит выделение карбидов сначала в виде изолированных включений, а затем в виде сплошных цепочек (в основном - по границам аустенитных зерен), имеющих в процессе наработки тенденцию к утолщению.
Идентичные исследования изменения механического поведения материала пароперегревателей, изготовленные из перлитной стали марки 12Х1МФ, в процессе высокотемпературной эксплуатации (Тэкс = 545 С) были выполнены на их фрагментах. Исходные геометрические размеры пароперегревателя высокого давления (29,8 МПа) составили - диаметр 32 мм, толщина стенки 6 мм. Длительность эксплуатации пароперегревателей установлена на уровне 183766, 230117, 232010, 239569 часов.
По аналогии с трубопроводами высокого и низкого давления, изготовленными из нержавеющей стали, были проведены замеры твердости в поперечном сечении фрагментов пароперегревателей, предварительно разделенных на 12 секторов. Главными образующими у получившихся колец служили прикромочные области, располагающиеся вблизи внутренней и внешней поверхностей на расстоянии 1 мм. Замеры твердости выполнялись методом Роквелла (шкала В) на приборе ТК-2. Обработка полученного массива данных проводилась с применением прикладных программ STATISTICA 6.0, Tixomet Pro.
Характер распределения твердости в поперечном сечении пароперегревателей представлен на рисунке 5.5. Слева от лепестковых диаграмм цифрами обозначена длительность эксплуатации в часах. Во всех исследуемых фрагментах пароперегревателей выявлено увеличение твердости при удалении от внутренней поверхности к внешней. Такая закономерность наблюдалась на всех уровнях наработки. При этом установлено, что наибольшая неоднородность в показателях твердости соответствует длительности эксплуатации пароперегревателя 240 тыс. часов, особенно на его внутренней поверхности. Отсутствие получившейся «окружности» на внутренней поверхности возможно связано со значительными диффузионными процессами и наличием эллипсности у трубы. Также определенный вклад в механическую неоднородность внутренней поверхности вносит и коррозионное воздействие рабочей среды. Так как низколегированные жаропрочные стали удовлетворительно сопротивляются окислительному воздействию сред, образующаяся на их поверхности окисная пленка приводит к понижению прочности металла [30].
При длительности эксплуатации более 230 тысяч часов наблюдаются явные утонения стенок пароперегревателей, в структуре диагностируются порообразование и зарождение трещин термической усталости.
Максимальный интервал разброса твердости HVmax по толщине пароперегревателей варьируется от 47 (наработка от 183 тыс.ч) до 92 (наработка более 232 тыс.ч), а минимальный HVmin тоже значителен – порядка 20 HV. Далее по корреляционным зависимостям между твердостью и основными механическими характеристиками, специально выведенными для жаропрочных сталей были выполнены соответствующие расчеты