Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Условия эксплуатации и требования к материалам криосистем 11
1.1. Проблема исчерпания ресурса низкотемпературных объектов 11
1.2. Причины отказов и появления дефектов в крупногабаритных конструкциях 14
1.3. Конструктивные особенности и условия эксплуатации криогенных установок 20
1.4. Материалы и требования к материалам для изготовления низкотемпературной техники 26
1.4.1. Требования к материалам для низкотемпературной техники 26
1.4.2. Материалы для изготовления низкотемпературного оборудования 27
1.4.3. Влияние эксплуатационных факторов на свойства сталей низкотемпературного оборудования 29
1.5. Нормативно-техническая база системы промышленной безопасности оборудования опасных производств 33
1.6. Существующие подходы обеспечения безопасности опасных производств 37
Выводы по главе 1 41
Глава 2. Влияние условий эксплуатации на превращения, происходящие в материалах оборудования, эксплуатируемых при температурах климатического холода 44
2.1. Исследование влияния сегрегации примесных атомов на физико- механические свойства сталей 44
2.1.1. Феноменологические аспекты развития зернограничных сегрегации 44
2.1.2. Термодинамические аспекты развития зернограничных сегрегации 50
2.2. Образование и развитие зернограничных сегрегации примесных атомов в Fe-C сплавах технической чистоты 54
2.2.1. Формирование сегрегации примесных атомов в границах аустенитных зерен при нагревах выше точки Ас3 54
2.2.2. Развитие зернограничных сегрегации в Fe-C сплавах при нагревах ниже точки Ас3, проводимых после аустенитизации 60
2.2.3. Распределение элементов в границах ферритных зерен Fe-C сплавов 76
2.3. Влияние зернограничных сегрегации на механические свойства и коррозионную стойкость Fe-C сплавов 79
2.3.1. Влияние зернограничных сегрегации на охрупчивание 81
2.3.2. Изменение малоцикловой усталости 83
2.3.3. Развитие коррозионных дефектов 86
Выводы по главе 2 91
Глава 3. Исследование влияния зернограничных сегрегации примесных атомов на эксплуатационную надежность оборудования климатического холода 94
3.1. Проверка механизма образования и развития зернограничных сегрегации в углеродистых сталях промышленного производства 95
3.2. Анализ фактического состояния материала технологического оборудования, отработавшего расчетный срок службы 102
3.2.1. Изменение свойств и химического состава границ аустенитных зерен сталей оборудования, эксплуатируемого в интервале температур от-40 до 475 С 103
3.2.2. Изменение свойств и химического состава границ аустенитных зерен сталей оборудования, эксплуатируемого в интервале температур от-40 до 400 С 109
3.2.3. Оценка состояния материала оборудования климатического холода в зависимости от температурного режима эксплуатации 113
3.3. Пути повышения работоспособности оборудования, изготовленного из углеродистых сталей и эксплуатируемого в условиях Сибири и Крайнего Севера 115
3.3.1. Влияние размеров аустенитных зерен на зернограничные
сегрегации примесных атомов в углеродистых сталях 117
3.3.2. Влияние микр о легирования и термоциклирования на размер зерен и характеристики механических свойств сталей климатического холода 124
3.3.3. Управление природой неметаллических включений 130
Выводы по главе 3 134
Глава 4. Разработка метастабильной аустенитной стали для оборудова ния криогенной техники, эксплуатируемого без технологических разогревов 137
4.1. Факторы, определяющие процесс деформационного мартенситного превращения в метастабильных аустенитных сталях 138
4.1.1. Выбор критерия интенсивности деформационного мартенсит ного превращения 138
4.1.2. Влияние интенсивности деформационных мартенситных превращений на механические свойства метастабильных аустенитных сталей 139
4.1.3. Влияние способа нагружения на интенсивность деформационных мартенситных превращений 140
4.2. Оптимизация химического состава и режима термической обработки .. 143
4.2.1. Выбор состава опытных сталей с учетом критерия интенсивности ДМП 143
4.2.2. Выбор режима термической обработки опытных сталей 146
4.3. Влияние химического состава, пластической деформации и режима термической обработки на кинетику деформационных мартенситных превращений 150
4.3.1. Влияние низких температур и деформации на интенсивность мартенситных превращений 150
4.3.2. Влияние концентраций ванадия и азота на кинетику деформационных мартенситных превращений 151
4.3.3. Влияние режима старения на кинетику деформационных мартенситных превращений 157
4.4. Исследование влияния деформационных мартенситных пре вращений на механические свойства метастабильных аустенитных сталей 164
4.4.1. Влияние деформационных мартенситных превращений на удар ную вязкость 165
4.4.2. Исследование характера разрушения Cr-Ni-Mn аустенитных сталей с азотом и ванадием 166
4.5. Метастабильная аустенитная сталь для оборудования криогенной техники, не подвергающегося технологическим разогревам 168
Выводы по главе 4 171
Глава 5. Превращения, происходящие в материалах основного обо рудования, эксплуатируемого при температурах до 4,2 к и подвергаемого эпизодическим технологическим разогревам до 800-850 С 173
5.1. Оценка фактического состояния материала основного оборудования криогенной гелиевой установки 173
5.1.1. Изменение механических свойств материала вырезок из оборудования 174
5.1.2. Оценка причин, приводящих к падению характеристик механических свойств 175
5.2. Исследование влияния температуры и длительности технологичес ких разогревов на структуру и механические свойства стали 12Х18Н12Т при криогенных температурах 178
5.2.1. Влияние разогревов на изменение химического состава карбидной фазы стали 181
5.2.2. Влияние технологических разогревов на механические свойства стали 184
5.3. Исследование влияния эксплуатационных факторов риска на механические свойства стали 12Х18Н12Т 192
5.3.1. Изменения свойств металла в ходе эксплуатации в диапазоне температур 293^,2 К 192
5.3.2. Изменение свойств стали 12Х18Н12Т после длительной эксплуатации в диапазоне температур 1000-4,2 К 198
Выводы по главе 5 202
Глава 6. Исследование влияния длительной эксплуатации на склонность к возникновению коррозионных дефектов в стали 12Х18Н12Т 204
6.1. Коррозионное растрескивание стали 12Х18Н12Т 204
6.1.1. Оценка влияния растягивающих напряжений на электрохими ческие процессы, протекающие в стали 12Х18Н12Т 204
6.1.2. Влияние уровня пластической деформации на скорость анодного процесса в стали 12Х18Н12Т 206
6.1.3. Влияние скорости нагружения на стойкость к коррозионному растрескиванию образцов стали 12Х18Н12Т 211
6.2. Оценка коррозионных дефектов в стали 12Х18Н12Т с помощью магнитной проницаемости 217
6.2.1. Магнитная проницаемость стали 12X18Н12Т 217
6.2.2. Связь между магнитной проницаемостью и дефектами коррозионного растрескивания 220
6.3. Межкристаллитное растрескивание металла криосистем 221
6.3.1. Влияние основных легирующих и примесных элементов на стойкость к МКК стали 12Х18Н12Т 222
6.3.2. Влияние пластической деформации на стойкость стали 12Х18Н12Т против МКК 228
6.3.3. Влияние коррозионного фактора риска на магнитные свойства стали 12X18Н12Т 234
Выводы по главе 6 237
Глава 7. Магнитометрическая методика для определения зон установок, потенциально склонных к появлению дефектов 239
7.1. Существующие методы технического диагностирования оборудования криогенной техники 239
7.2. Сущность метода магнитометрического анализа состояния материала криосистем 241
7.3. Принципиальная схема прибора для определения зон поврежденных или потенциально склонных к коррозионному повреждению на обо рудовании криогенной техники 244
7.4. Проверка работоспособности разработанного метода на трубо проводе слива жидкого гелия из колонны в емкость хранения 246
Выводы по главе 7 248
Заключение и основные выводы по работе 251
Список литературы 260
Приложение 1. Материалы и методика исследований 280
- Причины отказов и появления дефектов в крупногабаритных конструкциях
- Образование и развитие зернограничных сегрегации примесных атомов в Fe-C сплавах технической чистоты
- Анализ фактического состояния материала технологического оборудования, отработавшего расчетный срок службы
- Оптимизация химического состава и режима термической обработки
Введение к работе
Среди наиболее острых современных проблем, поставленных отечественной промышленностью перед наукой, находится проблема исчерпания расчетного срока службы основного производственного и вспомогательного оборудования. Отсутствие в восьмидесятые-девяностые годы XX века планового последовательного перевооружения отечественной промышленности привело к моральному и физическому старению не только гражданских, но и оборонных производственных мощностей. Однако, даже ускоренная замена отдельных агрегатов и целых производств не может привести к быстрому обновлению промышленности в целом. Поэтому в ближайшие годы положение с заменой оборудования если и не будет усугубляться, то и существенно не изменится в лучшую сторону.
К числу отраслей, где проблема исчерпания ресурса стоит наиболее остро, относятся такие, которые в технологических процессах широко используют низкие температуры. Это системы получения, хранения и транспортировки сжиженных газов, стартовые позиции ракетных комплексов, криоэнергетика, прецизионная техника и многое другое. Острота проблемы связана с относительной молодостью техники низких температур, отсутствием достаточного опыта эксплуатации такого оборудования за пределами расчетного срока службы и достаточно объективных приемов оценки их фактического состояния.
В 1997 году был принят Федеральный закон № 116-ФЗ «О промышленной безопасности опасных производственных объектов», на базе которого была начата разработка единых подходов к проблеме остаточного ресурса оборудования, в частности, оборудования, эксплуатируемого в области низких температур. Одним из наиболее прогрессивных подходов к вопросам продления срока службы является переход от усредненного, так называемого «паркового» ресурса к ресурсу индивидуальному, определяемому для каждого конкретного сосуда, емкости, трубопровода на основании контроля их фактического состояния. Однако такой подход требует не только переосмысления всего существующего комплекса расчетных и исследовательских приемов оценки ресурса оборудования, но и создания принципиально новых методик исследования фактических свойств материалов, разработки новых подходов, описывающих изменения свойств в зависимости от условий их эксплуатации.
Проблема исчерпания ресурса низкотемпературного оборудования и продления срока его службы за пределы расчетных параметров поставила ряд дополнительных задач, решение которых до сих пор не найдено. До настоящего времени отсутствуют достоверные данные об изменении структуры и свойств материалов под воздействием длительной низкотемпературной и термоциклической эксплуатации. Не набрана репрезентативная статистика разрушений низкотемпературного оборудования, вызванных исчерпанием его срока службы. Не существует единой концепции, обобщающей влияние внешних факторов (условий эксплуатации, технологических процессов регенерации и консервации и т.п.) на фазовый состав, структуру и свойства сталей, опираясь на кото рую, можно было бы прогнозировать безопасные пределы эксплуатации того или иного оборудования.
Это, в свою очередь, требует дальнейшего совершенствования существующих и разработки новых инженерных методов анализа состояния материалов оборудования, отработавшего расчетный срок службы, уточнения действующих и введение дополнительных критериев оценки ресурса и долговечности конструкций, ужесточения технических требований к применяемым материалам. Однако контроль материала криосистем наталкивается на ряд объективных трудностей. Во-первых, это сложная и дорогостоящая система теплоизоляции криосистем, препятствующая прямому доступу к материалу оборудования. Во-вторых, крайне сложный температурный цикл его эксплуатации. Интервал температур эксплуатации и межэксплуатационных разогревов криосистем может достигать примерно тысячи градусов - от температур жидкого гелия в эксплуатационный период до 1000 К в ходе регенерационных разогревов систем очистки и катализа в установках сжижения газов.
Кроме сложного термоциклического режима работы оборудования в ходе эксплуатации, межэксплуатационных остановов и простоев на материалы криосистем воздействуют магнитные и электрические поля, агрессивные коррозионные среды, вызывающие в сталях межкристаллитную коррозию и коррозию под напряжением, в них могут возникать сложнонапряженные состояния, приводящие к пластическому формоизменению.
Все эти факторы не могут не приводить к изменениям фазового состава, магнитной структуры и физико-механических свойств низкотемпературных материалов в ходе длительного срока службы. Однако оценить их роль в изменении эксплуатационных свойств сталей и сплавов, интенсивность раздельного и совместного воздействия на структуру и свойства сталей представляет серьезные трудности.
Известно, что наиболее резкое падение запасов надежности и долговечности оборудования криосистем отмечается при одновременном воздействии нескольких факторов риска, из которых существенную роль играют термоциклическое, деформационное, коррозионное.
В результате таких воздействий в материале оборудования возможны фазовые и структурные превращения; коррозионные и сегрегацинные процессы.
Фазовые и структурные превращения, протекающие в материале основного низкотемпературного оборудования, а это в основном аустенитные Cr-Ni стали, изучены достаточно хорошо. Поскольку большая часть элементов низкотемпературного оборудования изготовлена из аустенитных сталей 12Х18Н10Т и 12Х18Н12Т, фазовые превращения не имеют существенного развития. Более существенную роль должны играть процессы коррозионных разрушений и образования зернограничных сегрегации. Поэтому они требуют всестороннего изучения.
Проблема продления ресурса криогенного оборудования на протяжении многих лет является основной сферой деятельности кафедры металловедения СПбГУНиПТ (ранее Ленинградского технологического института холодильной промышленности).
В качестве объекта исследования в данной работе рассматривались материалы низкотемпературного оборудования, в частности, группа материалов криогенной гелиевой установки Оренбургского гелиевого завода. Выбор этой установки обусловлен особо сложными условиями ее работы, что позволило считать ее наиболее представительной и характерной для низкотемпературного оборудования разного назначения. Работа этой установки учитывает весь температурный диапазон эксплуатации, начиная от климатических температур и заканчивая температурой кипения жидкого гелия - 4,2 К. Соответственно, все оборудование, входящее в ее состав можно разделить на три группы: первая — работающее в зоне климатического холода; вторая - в зоне криогенных температур без технологических разогревов; третья - эксплуатируемое при низких температурах до 4,2 К с технологическими разогревами до 1000 К.
Отдельные участки оборудования находятся под действием локальных пластических деформаций, вызванных либо монтажными работами, либо изменениями трассировки трубопроводов
Кроме того, большая часть оборудования подвергается воздействию агрессивных внешних сред. В результате на участках, находящихся в зоне пластической деформации, возможно образование дефектов от коррозии под напряжением (КР), а в зонах, подвергающихся технологическим разогревам — возможно появление трещин межкристаллитной коррозии (МКК).
Под действием технологических разогревов, достигающих 1000 К, возможно протекание процессов образования и развития зернограничных сегрегации (ЗС), приводящих к охрупчиванию материалов.
В настоящее время существует несколько методов неразрушающего контроля, позволяющих выявить дефекты в материале оборудования. Однако практически не разработаны методики, выявляющие зоны, потенциально опасные к появлению таких дефектов. В ходе исследований были выявлены изменения уровня магнитных характеристик материала в процессе эксплуатации криогенных установок. Проведенные кафедрой работы позволили предложить магнитометрию - определение магнитной проницаемости - для оценки состояния стали 12Х18Н12Т, являющейся материалом основного оборудования. Преимуществом этой методики является возможность исследования материала внутри установки с помощью гибких эндоскопов.
Таким образом, проведенные исследования позволили разработать новый подход к оценке фактического состояния материала оборудования криогенных установок. Исследование фактического ресурса гелиевой установки, работающей в наиболее сложных условиях, анализ условий эксплуатации всего комплекса оборудования и обработка документации позволяют выявить участки оборудования, которые должны быть обследованы более внимательно. С помощью метода магнитометрии могут быть определены зоны, потенциально склонные к возникновению дефектов коррозионного растрескивания, межкристаллитной коррозии, зернограничных сегрегации, приводящие к охрупчиванию материала оборудования. При необходимости может быть рекомендовано локальное вскрытие изоляции и дополнительные исследования, позволяющие выявить изменения в структуре и необходимость проведения ремонтных работ.
Цель работы - оценка влияния длительной эксплуатации на превращения, физико-механические свойства, коррозионную стойкость сталей низкотемпературного оборудования и использование полученных результатов исследований при уточнении остаточного ресурса оборудования, отработавшего расчетный срок службы.
В работе были поставлены и решены следующие задачи:
1. Исследование фактического состояния металла вырезок из различных групп низкотемпературного оборудования (сосудов, колонн, трубопроводов, фильтров) и определение свойств хладостойких сталей после длительной низкотемпературной и термоциклической эксплуатации, установление причин, приводящих к снижению запасов пластичности и вязкости материала.
2. Выявление эксплуатационных факторов, влияющих на снижение надежности и срока службы оборудования низкотемпературной техники.
3. Определение температурно-временных областей возникновения и развития зернограничных сегрегации примесных элементов в границах зерен сталей низкотемпературного оборудования, оценка влияния зернограничных сегрегации примесных элементов на механические свойства, переходную температуру хрупкости, малоцикловую усталость и коррозионную стойкость хладостойких сталей.
4. Использование результатов исследования опытных образцов и образцов из вырезок для разработки рекомендаций по повышению надежности и безопасности работы оборудования с учетом всех изменений, произошедших в оборудовании за время службы, и переходу от среднестатистической (средне-парковой) оценки запасов оборудования к созданию индивидуальных методов диагностики ресурса материалов низкотемпературной техники, выполнению на индивидуальной базе данных прочностных расчетов и выдаче рекомендаций по эксплуатации.
Научная новизна работы состоит в следующем:
- определены основные факторы риска, ответственные за снижение надежности и долговечности оборудования низкотемпературной техники;
- установлено, что кратковременные технологические разогревы (достигающие в сумме за период эксплуатации от 100 до 1000 ч) могут приводить к развитию зернограничных сегрегации примесных атомов в материалах низкотемпературного оборудования, приводя к охрупчиванию материала при эксплуатации в области низких температур;
- уточнены температурно-временные области максимального развития зернограничных сегрегации атомов фосфора, азота, серы, марганца, кремния и цветных металлов на границах зерен углеродистых и ряда легированных сталей;
- показано, что эксплуатация основного низкотемпературного оборудования в диапазоне температур 1000 -,2 К может приводить к возникновению коррозионных трещин по механизму межкристаллитной коррозии (МКК), а при температурах от 293 до 4,2 К - по механизму коррозионного растрескивания (КР);
- определены температурно-временные параметры технологических ра-зогревов оборудования, не приводящие к возникновению склонности к МКК и развитию зернограничных сегрегации примесных атомов в материалах низкотемпературного оборудования;
- уточнена взаимосвязь структуры, параметров эксплуатации, химического и фазового состава материала основного низкотемпературного оборудования с ее магнитной проницаемостью;
- определена возможность применения полученных результатов при разработке рекомендаций по оценке фактического состояния и продления срока службы вспомогательного оборудования изготовленного из углеродистых сталей и отработавшего расчетный срок службы в 100 тыс. ч;
Практическая значимость работы:
- выявлены основные факторы риска, снижающие надежность и долговечность низкотемпературного оборудования, отработавшего расчетный ресурс в 100 тыс. ч. Это позволит более обосновано назначать режимы термической обработки сталей и рассчитывать температурные режимы эксплуатации и технологических разогревов низкотемпературного оборудования;
- рекомендованы мероприятия, позволяющие повысить ресурс безопасной эксплуатации низкотемпературного оборудования, в зависимости от температурных условий эксплуатации.
Предложено для вспомогательного оборудования, эксплуатируемого при температурах климатического холода, применять низкоуглеродистые стали, микролегированные ванадием, ниобием или титаном и модифицированные РЗМ и силикокальцием.
Разработана и предложена метастабильная аустенитная сталь 06Х15Н9Г8АФ (патент № 2173351) для основного низкотемпературного оборудования, эксплуатируемого по режиму 293-77 К;
- уточнена и дополнена методика для проведения неразрушающего контроля металла оборудования основных технологических линий получения и очистки жидких криопродуктов на предмет обнаружения зон потенциально склонных или поврежденных коррозией;
- разработан способ диагностики и контроля качества материала трубопроводов (патент № 2193771).
Причины отказов и появления дефектов в крупногабаритных конструкциях
Металлические конструкции в зависимости от своего функционального назначения в процессе эксплуатации подвергаются различным силовым воздействиям, различающимся по причинам их возникновения, длительности воздействия, характеру изменения во времени, уровню нагружения, температурным условиям эксплуатации. Характеристика силовых воздействий частично дается в соответствующих нормативных документах [27, 39], регламентирующих проведение расчетов конструкций на стадии их проектирования. Различают три основные группы причин возникновении силовых воздействий: природно-климатические (снеговая, ветровая, сейсмическая и температурные нагрузки); конструкционные (внутренние силовые усилия, весовые и монтажные нагрузки, технологические остаточные напряжения); технологические - нагрузки, обусловленные технологическими операциями.
Природно-климатические природные воздействия вызывают перераспределение напряженно-деформированных состояний, особенно в зонах концентрации напряжений. Из-за резких колебаний температур эксплуатации возможно возникновение дополнительных внутренних напряжений, особенно в массивных элементах конструкций [28]. Значения коэффициента концентрации напряжений в упругопластической области при снижении температур от 293 до 200 К увеличиваются на 12-50 % для различных конструкционных сплавов [4]. Для большинства типовых металлоконструкций характерно циклическое на-гружение с различными режимами (табл. 1.1.), что приводит к интенсивному накоплению повреждений и возникновению магистральных трещин до выработки установленных сроков эксплуатации [29, 30].
Нагрузки от собственного веса крупногабаритных конструкций приводят к повышенной деформации элементов и появлению дополнительных монтажных нагрузок. Важным фактором неопределенности являются монтажные отклонения от проектных решений - смещение и отклонение трассировок, отступление от размеров, образование зазоров в соединениях, наличие геометрических несовершенств и др. Все это приводит к появлению дополнительных внутренних усилий в элементах конструкций [31].
Значительное количество сварных соединений различного типа формируют в процессе эксплуатации в крупногабаритных металлоконструкциях сложные поля остаточных напряжений и зон с повышенной структурно-механической неоднородностью. Кроме того, на конструкцию действует широкий спектр внешних нагрузок статического, циклического и динамического характера.
Время, условия и тяжесть каждого отказа конструкций обусловлены целым рядом событий различного характера, воздействующих на объект. Многофакторность причин, результатом действия которых является переход системы в новое качественное состояние, связанное с наступлением отказа, позволяет говорить о причинно-следственном комплексе событий, формирующем отказ [4]. Анализу условий и причин отказов инженерных сооружений и конструкций посвящено большое количество работ [30-34 и др.]. Основными причинами отказов, по мнению авторов, являются дефекты заводского изготовления конструкций, несоответствие марки стали характеру и температурным условиям нагружения (стадия производства), ошибки, допущенные в проектах (стадия проектирования), нарушение расчетных схем конструкций, превышение допустимых нагрузок (стадия эксплуатации). Как видно, не учитываются процессы, которые могут протекать в материале оборудования в ходе его длительной эксплуатации.
Данные анализа работоспособности низкотемпературных металлоконструкций показывают, что отказы резервуаров, сосудов и газгольдеров составля ют 20 %, кожухов и воздухонагревателей 22 %, опор 14 %, эстакад и галерей 7 %. При этом на стадию монтажа приходится 27 %, на период испытаний около 10 % и на эксплуатацию 63 %. Наиболее неблагоприятными факторами, оказывающими влияние на характер разрушения конструкций, являются режимы и уровень нагружения элементов, температура эксплуатации, качество металла, концентрация напряжений, масштабный фактор, технологическая и эксплуатационная дефектность, деформационное и естественное старение и ряд других. При этом отказ является, как правило, следствием воздействия совокупности ряда факторов. Для большинства отказов стальных строительных конструкций характерно сочетание таких факторов, как концентрация напряжений, динамическое старение при сварке, остаточные сварочные напряжения, пониженные температуры [3].
Анализ причин хрупких разрушений сварных конструкции, проведенный Международным институтом сварки [35] позволил выявить распределение отдельных факторов по частоте их проявления при авариях: чувствительность металла к надрезу (19,7 %), конструктивные надрезы (13,6 %), остаточные напряжения (12,9 %), старение и наклеп (10,6 %), усталостные трещины (6,8 %), внешняя нагрузка (6,1 %), термические напряжения (4,5 %), трещины в зоне термического влияния (2,5 %), термообработка (2,3 %), трещины в металле шва (1,6 %). Общий процент проявления факторов, связанных с влиянием концентрации напряжений и наличием трещин, достигает 50 %. Большая часть конструкций климатического холода разрушается при температурах от —50 до -5 С. Разрушение резервуаров и сосудов давления происходит при более высоких (в среднем на 10 С) температурах, что связано с влиянием больших размеров [4].
Очевидно, что реализация того или иного вида отказа является следствием наличия различных силовых воздействий, рассмотренных ранее, и комбинаций указанных неблагоприятных факторов. Эти обстоятельства осложняются конструктивными ошибками проектирования, технологическими нарушениями при монтаже и отклонениями от правил эксплуатации. Признаками отказов и предельных состояний объектов являются неустранимое нарушение требований безопасности; прекращение (полное или частичное) выполнения объектом заданных функций; отклонение заданных показателей качества продукции за пределы установленных норм; возникновение процессов, препятствующих функционированию объекта; достижение объектом назначенных показателей, например, ресурса, срока службы и т.д.); технико-экономические факторы. Проявлениями признаков предельного состояния могут служить трещины, поломки, деформации, изменение геометрии рабочих поверхностей вследствие износа, пластических деформаций, изменения физико-механических свойств материала.
На стадии разработки и проектирования объекта целесообразно проведение классификации отказов предельных состояний, возникновение которых возможно при производстве и эксплуатации объекта. Важнейшими критериями при классификации являются достоверность и качество используемой информации. В данной ситуации целесообразно использовать результаты научных исследований и разработок, испытаний и эксплуатации, данные анализа причин отказов объекта, объектов-аналогов, их составных частей, элементов конструкций, деталей. Общие классификационные признаки критериев предельных состояний приведены в табл. 1.2 [4].
Наиболее сложными из указанных являются анализ и расчетное обоснование показателей надежности. Их решение невозможно без классификации признаков и установления количественных критериев предельных состояний для рассчитываемого объекта с учетом его функционального назначения, условий эксплуатации, принятой системы технического обслуживания и ремонта. Такая классификация должна проводиться для типовых конструкций, машин и оборудования одинакового назначения, как это сделано для карьерных экскаваторов [36], химического и нефтехимического оборудования [37], для строительных конструкций [38], оборудования атомных энергетических установок [39] и других видов техники и отраслей промышленности.
Образование и развитие зернограничных сегрегации примесных атомов в Fe-C сплавах технической чистоты
К настоящему времени теория сегрегационного охрупчивания сплавов разработана недостаточно, что связано с рядом объективных факторов. Предположения о возникновении в границах зерен сталей каких-то хрупких прослоек, толщиной от десятка до нескольких сотен ангстрем, высказывались достаточно давно. Однако только с созданием новых сверхтонких методов анализа химического состава изломов удалось доказать наличие этих хрупких прослоек - сегрегации. Наиболее точные результаты были получены методами Оже-эмиссионной спектроскопии, которая обеспечивает получение достоверных результатов при анализе слоев толщиной от 3 до 30 А [14, 196, 211]. Для послойного анализа изменения химического состава стали вглубь от поверхности излома успешно используется методика эмиссионного спектрального микроанализа. Теория и установка для исследования изломов этим методом была разработана на кафедре металловедения и технологии металлов
Исследование процессов развития зернограничных сегрегации и их влияние на формирование механических и коррозионных свойств а-твердого рас твора границ зерен было проведено на специально выплавленных модельных сплавах, химический состав которых приведен в табл. 2.2. Для получения модельных сплавов была использована шихта металлов технической чистоты, что позволило отсечь влияние посторонних элементов, которые постоянно присутствуют в сталях промышленной выплавки (никеля, хрома и т. д.) и могут внести некоторые изменения в процессы диффузионного перераспределения основных и примесных элементов внутри а-твердого раствора железа.
Опытные плавки были выплавлены в лабораторных печах с основной футеровкой. Отливки были подвергнуты гомогенизирующему отжигу при 1320 К, 5 ч; полному отжигу (Ас3 + 30 С) с выдержкой 2 ч. Термически обработанные слитки были обточены на токарных станках для снятия обезуглероженного и окисленного слоя. Глубина резания 5 мм. Затем от слитков отрезалась прибыльная часть и «чистый» металл подвергался холодной дробной прокатке с шагом деформирования в 5 % до суммарного обжатия 25 %. Из полученных заготовок были изготовлены образцы размером 10x11x55 мм, которые закаливали в стеклянных колбах, наполненных аргоном. Помещенные в колбы образцы подвергали нагреву в диапазоне температур 473-1273 К с выдержкой в течение 0,5-1000 ч. Дополнительно в тех же условиях, но без помещения в колбы с нейтральным газом, проводился нагрев образцов в течение 0,01-0,1 ч.
После нагревов для определения работы развития трещины (КСТ) на образцы наносились надрез и усталостная трещина, а также боковые надрезы глубиной 2,5 мм, которые предотвращают возникновение в металле вязких участков разрушения срезом, приводя к снижению удельной энергоемкости разрушения и позволяя приблизиться к типу разрушения, характерному для изделий крупных сечений. Образцы разрушались на ударном копре МК30 при температурах 383—77 К что позволяло определить переходную температуру хрупкости сплавов. В ходе испытаний в среде жидкого азота на всех образцах были получены хрупкие межзеренные изломы, которые затем анализировались методом ОЭС-ESCA/AES на установке РШ-548 (метод Оже-эмиссионной спектроскопии) [213]. Глубина анализируемого слоя составляла 20 А. При необходимости проводилось послойное ионное травление, позволяющее производить анализ распределения химических элементов вглубь от границ зерен. Для получения дополнительной информации были изучены химические составы фаз на установке УЭМ-1, разработанной на кафедре технологии металлов и металловедения СПбГУНиПТ [197]. Топография изломов была проанализирована на рас тровом электронном микроскопе JSM-55 с ускоряющим напряжением 60 кВ. Часть образцов была использована при определении долговечности сплавов ох-рупчивания при малоцикловой усталости.
Одной из наиболее спорных проблем в теории образования зерногранич-ных сегрегации примесных атомов является вопрос о том, в ходе каких режимов термической обработки возникают зернограничные сегрегации — при нагревах под нормализацию и закалку сталей, то есть в области y-Fe, или в области a-Fe. Для уточнения этого вопроса образцы плавок 1 и 3 (табл. 2.2), нагретые выше точки Ас3 (1173-1273 К), были быстро охлаждены в воде. Это позволило зафиксировать состояние границ зерен аустенита после высокотемпературного нагрева. Затем эти границы были вскрыты при 77 К путем разрушения динамическим изгибом. Распределение химических элементов в границах зерен сталей представлено в табл. 2.3. Исследования были выполнены методом Оже-эмисси-онной спектроскопии, глубина анализируемого слоя составляла 15-20 А.
Установлено, что границы аустенитных зерен обогащены примесями замещения - серой и фосфором, причем с повышением температуры нагрева содержание этих элементов в границах аустенитных зерен повышается (рис. 2.4, 2.5). На рис. 2.4, б приведены концентрационные кривые распределения атомов фосфора вглубь от границы аустенитного зерна. По мере удаления от поверхности концентрация фосфора постепенно понижается, однако даже на расстоянии в 1000 А (результаты ЭСМА) наблюдается примерно десятикратное превышение его содержания над содержанием в сплаве (для плавки 1 — 0,06 % ат. при среднем в стали 0,02 % ат. - 0,009 % мае). Такой растянутый по глубине концентрационный пик характеризует неравномерную сегрегацию, энергия взаимодействия атомов фосфора с границей зерна (Еа), а, следовательно, и их воздействие на прочность границ будет относительно невелико. С повышением температуры нагрева с 1173 до 1273 К и продолжительности выдержки при на греве с 0,5 до 100 ч (рис. 2.4, в) форма сегрегации постепенно смещается в сторону равновесного состояния. Оно наиболее опасно с точки зрения охрупчива-ния стали, поскольку в этом случае атомы примесных элементов концентрируются в тонком, равном 3-5 межатомных расстояний, слое границы зерна.
Однако в проведенном исследовании интенсивность нагрева и продолжительность выдержки оказались недостаточными для создания равновесной сегрегации. Даже после 100 ч выдержки при 1273 К толщина сегрегации составляла около 100 А. Следует также отметить, что с увеличением продолжительности выдержки незначительно уменьшается содержание атомов фосфора в границе зерна, то есть одновременно с изменением формы сегрегации - смещением ее в сторону равновесного состояния (рис. 2.4, в) наблюдается ее частичное рассасывание (см. табл. 2.3).
Концентрация серы в изломе резко повышается с повышением температуры нагрева, достигая у плавки 1 при 1273 К, 0,5 ч 24 % ат (8,9 % мае.) и возрастает с увеличением продолжительности выдержки до 100 ч до 31 % ат (рис. 2.5, а, б). Таким образом, после выдержек 100 ч при 1273 К каждый третий атом в границе зерна - это атом серы, а по теории вероятности 50 % взаимодействий атомов в границе - это взаимодействия S-S или Fe-S. Добавив к этому наличие фосфора в границах зерен плавки 1 при этих температурах (табл. 2.4) -0,40 % ат., можно сделать вывод о том, что граница зерна резко отличается по химическому составу от основного материала (см. табл. 2.3) и представляет собой систему Fe-S-P с числом взаимодействий атомов металл-неметалл и неметалл-неметалл более 50 %.
Как видно из рис. 2.5, б, сток атомов серы в отличие от атомов фосфора в границы зерен продолжается непрерывно в течение всего времени высокотемпературного нагрева стали в аустенитной области. Введение в сталь марганца (плавка 3, табл. 2.3) кардинально изменяет процесс сегрегационного движения атомов серы (рис. 2.5, в). Марганец в процессе выплавки и кристаллизации сплавов связывает серу в сульфиды MnS, практически выводя ее из твердого раствора и уменьшая объем ее сегрегации примерно в 10 раз (рис. 2.5, в).
Причиной увеличения концентрации примеси в границах зерен при повышении температуры (что теоретически маловероятно из-за повышения степени растворимости примесных атомов в у-твердом растворе при повышении температуры) вероятно является резкое уменьшение суммарной площади поверхности границ зерен. Такое уменьшение площади связано с увеличением размеров зерен у-твердого раствора в ходе высокотемпературного нагрева (рис. 2, 6). Так, у плавки 1 размер аустенитных зерен в процессе нагрева увеличивается от 9-8 балла при 1173 К, 0,5 ч до 7-6 балла при 1273 К, 0,5 ч и 6-5 балла при 1273 К, 100 ч.
Анализ фактического состояния материала технологического оборудования, отработавшего расчетный срок службы
Анализ перераспределения атомов примесных элементов в углеродистых сталях в ходе длительного срока службы был проведен на металле вырезок из вспомогательного оборудования энерготехнологического назначения. Это оборудование традиционно изготавливается из качественных низкоуглеродистых сталей. Качественные низкоуглеродистые свариваемые стали находят достаточно широкое применение в самых различных отраслях промышленности — строительстве, оборудовании стартовых позиций и комплексов, энергетическом и энерготехнологическом оборудовании. Несмотря на столь широкий спектр использования, все это оборудование объединяет общее условие необходимости обеспечения безопасной эксплуатации. Находясь на открытом воздухе, материал оборудования должен сохранять высокие запасы пластичности и вязкости при температурах климатического холода (213-233 К). Образование в границах аустенитных зерен сталей сегрегации примесных атомов, в первую очередь атомов фосфора, способствует резкому падению этих характеристик.
Как было показано ранее, образование сегрегации фосфора в границах зерен углеродистых сталей, в основном приходится на температурную область 823-873 К, в то время как «Правилами устройства и безопасной эксплуатации оборудования», подведомственного ГГТН РФ, максимальная температура эксплуатации оборудования из углеродистых сталей не должна превышать 748 К. При условии, что в момент поставки и монтажа оборудования углеродистые стали ответственного назначения находятся в нормализованном состоянии, в ходе эксплуатации в них не должны развиваться процессы охрупчивания материала, повышающие их переходную температуру вязко-хрупкого разрушения. Однако при анализе материала оборудования, эксплуатируемого при повышенных температурах, например в устройствах подачи пара и горячей воды, отмечается снижение запасов пластичности и вязкости. В ряде случаев эти изменения настолько существенны, что приводят к хрупкому разрушению оборудования при ремонтных или межэксплуатационных остановах в зимнее время, когда металл охлаждается до температуры окружающей среды. имеется на объектах, подведомственных ГГТН РФ. В их документации содержатся все сведения о параметрах эксплуатации, повреждениях, ремонтах, количестве остановов оборудования и времени его простоя. В связи с этим в качестве объектов исследования были выбраны энерготехнологические трубопроводы острого пара (вырезки 10-1, 20-3, 20-4, 20-5) и сосуды высокого давления (вырезки 10-2, 20-6 и 20-7), отработавшие расчетный ресурс или выведенные из эксплуатации по причине хрупкого разрушения материала.
Химические составы металла вырезок и условия эксплуатации оборудования приведены в табл. 3.5. Металл всех контролируемых объектов, срок ввода которых в эксплуатацию приходился на 1968-1973 г.г., был изготовлен и термически обработан в соответствии с ПТЭ ГГТН СССР от 30.08.66 г. Температурный интервал эксплуатации оборудования, выпущенного в соответствии с этими Правилами, составляет 233-748 К, максимально допустимые напряжения в металле от внутреннего давления среды 0,5-0,75 Стод. Анализ подобного оборудования тем более интересен, что позволяет, параллельно с проверкой сходимости результатов, полученных на опытных плавках и промышленных сталях, решить еще ряд задач сегрегационного воздействия примесных атомов на изменения свойств материалов в ходе длительной эксплуатации, которая может оцениваться как старение в течение сотен тысяч часов. Причем такое старение происходит в условиях постоянного внутреннего давления среды, что создает в материале дополнительные напряжения. Реализовать такие режимы термической обработки в лабораторных условиях практически невозможно, поэтому образцы-вырезки по условиям их обработки могут быть признаны уникальными, а данные по длительной низкотемпературной диффузии крайне важными и интересными.
Кроме металла вырезок в табл. 3.5 приведены химические составы двух сталей промышленного производства без длительной эксплуатации — стали 10 (образец 10-3) и стали 20 (образец 20-8). Анализ этих образцов проводился как для сопоставления результатов контроля с данными, полученными в разделе 3.1, так и для подтверждения достоверности результатов, полученных в этом разделе анализов, а также сравнения данных о распределении примесей в материалах до и после длительной эксплуатации.
Химические составы поверхностей разрушения образцов сталей после испытаний на определение удельной работы развития трещины в диапазоне температур 293-77 К были изучены ОЭС методом и методом эмиссионной спектральной микроскопии. Термическая обработка сталей 10-3 и 20-8 заключалась в нагревах до температур, соответствующих температурам эксплуатации того или иного объекта исследования и изотермической выдержки при этой температуре в течение 100 ч.
Это позволило определить изменение свойств и химического состава поверхности разрушения образцов, связанных с длительной высокотемпературной эксплуатацией. Были проведены испытания ударной вязкости металла и определена работа развития трещины (КСТ) по ранее описанной методике. Результаты исследований приведены на рис. 3.4 и в табл. 3.6 и 3.7. Анализ приведенных данных позволяет сделать ряд заключений по влиянию температуры и продолжительности эксплуатации на состав зернограничного твердого раствора и механические свойства промышленных углеродистых сталей.
Таблица 3.6. Ударная вязкость и работа развития трещины в образцах вырезок из оборудования, отработавшего расчетный срок службы (более 100 тыс.час)
Установлено, что высокотемпературная эксплуатация - стали 20-6 и 20-7 (температура эксплуатации 723 и 743 К соответственно) привела к их столь сильному охрупчиванию, что ударная вязкость сталей при температурах 233 К и ниже оказалась меньше минимально допустимой, которая согласно Правил устройства и безопасной эксплуатации оборудования, подведомственного ГГТН РФ должна составлять KCVmin 0,25 МДж/м2. Следовательно, оборудование KCVmin менее 0,25 МДж/м2. с должно быть выведено из эксплуатации по исчерпанию ресурса как не соответствующее требованиям ПТЭ (у стали 20-6 KCV233 - 0,27 МДж/м2, у стали 20-7 - KCV233 - 0,14 МДж/м2 (см. табл. 3.6).
Разрушение образцов обеих сталей (20-6 и 20-7) было явно хрупким -межзеренным (рис. 3.5, а, б). В то же время ударная вязкость стали 20-8, обработанной при тех же температурах в течение 100 ч осталась на достаточно высоком уровне, а сам излом сохранил выраженный вязкий - внутризеренный характер (рис. 3.5, в).
Анализ химического состава поверхностей разрушения образцов показал, что причиной исчерпания ресурса оборудования явилось диффузионное перераспределение в границы аустенитных зерен атомов примесных элементов (табл. 3.8). Хотя известно, что скорость диффузии атомов примесей при температурах 723-743 К невелика, однако длительности нагревов в 243,4 и 216,6 тыс. ч оказались достаточными для образования в границах сегрегации атомов фосфора, свинца и олова. Причем форма сегрегации этих элементов максимально приближена к равновесной (рис. 3.6).
При более высоких температурах разрушения - 253 и 293 К - разрушение носит квазихрупкий внутризеренный характер. Топография изломов представляет собой смесь глубоких и плоских фасеток, причем число последних уменьшается при повышении температуры испытания (рис. 3.5, г).
Следует подчеркнуть, что все исследованные поверхности разрушений образцов обогащены углеродом, который как в границах зерен, так и в теле зерна находится в виде цементитных частиц. Повышение концентрации примесных атомов и никеля в изломе при внутризеренном разрушении также связано с карбидным превращением (см. табл. 3.8).
Оптимизация химического состава и режима термической обработки
Анализ работ, посвященных метастабильным аустенитным сталям криогенной техники и исследованию их свойств в широком интервале температур до 20 К, а также требований, предъявляемых к ним, позволили обосновать и разработать методику их исследования. Интенсивность мартенситного превращения в метастабильных аустенитных сталях (MAC) зависит от различных факторов: химического состава и структуры [227, 232, 285-287]; условий нагружения [250, 254, 261, 257, 288]; режима термообработки и предварительной деформации [238, 259, 262, 289].
В результате работ, проведенных на кафедре металловедения СПбГУНиПТ, были предложены уравнения регрессии, связывающие критерий интенсивности ДМП с химическим составом стали: где Мср293;Мср77 - значения критерия при температурах 293 и 77 К, соответственно. Проверка адекватности уравнений регрессии показала их хорошее соответствии фактическим результатам. Было предложено разделение сталей на три группы по степени нестабильности аустенита (рис. 4.2). Показано, что наилучшим комплексом механических свойств обладали стали II группы, для которых выполняется условие:
Методика, предложенная в работе [245] позволяет учесть влияние степени нестабильности аустенита, а, следовательно, и химического состава и интенсивности ДМП на механические свойства сталей:
Применение этой методики позволяет выбрать состав метастабильной хромоникельмарганцевой стали стали, обладающей заданными прочностными и повышенными пластическими свойствами.
Области оптимальных составов сталей, определенные с учетом критерия интенсивности ДМП для температур 77 и 20 К представлены на рис. 4.3. Для обеспечения максимальных значений пластических и вязких свойств во всем температурном диапазоне выбранный состав должен обеспечивать оптимальные значения критерия интенсивности ДМП. С целью повышения прочностных свойств при комнатной температуре за счет карбонитридных фаз после старения, стали дополнительно легировали азотом и ванадием.
В соответствии с методикой, изложенной в [222], были определены равновесные концентрации азота и ванадия. Для выбранного состава стали количество азота должно составлять не более 0,37 %. Для образования карбонитрида ванадия необходимое количество ванадия должно выбираться по соотношению [V]/([C]+[N]) = 3,1. В металл опытных плавок вводили ванадий в количестве, позволяющем иметь соотношение [V]/([C]+[N]) менее 3,1, равном 3,1 и более
Известно, что марганец и хром повышают, а никель снижает растворимость азота в расплавах железа. Определено, что минимальная концентрация марганца, обеспечивающая полное растворение в аустенитной матрице расчетного количества азота составляет 9 % при концентрации хрома 12 % и менее 7 % при увеличении концентрации хрома до 16,5 %. Концентрация марганца была выбрана на уровне 8 %, позволяющая обеспечить растворимость азота в матрице и создать благоприятные условия для образования мартенсита деформации. Необходимая концентрация хрома при этом составила 14,5-15,0 %, что позволило гарантировать коррозионную стойкость стали. Содержание никеля в стали при выбранной концентрации марганца и хрома в опытных плавках, согласно рис. 4.3, составляет 8-9 %. Найденный расчетом состав стали может обеспечить, согласно рис. 4.3, М77=1,2 и М20= 1,7.
Химический состав опытных сталей приведен в табл. 4.1. Особое внимание уделено исследованиям по возможному регулированию интенсивности деформационных мартенситных превращений за счет химического состава, режима термической обработки и условий нагружения.
Температура аустенитизации играет существенную роль в формировании механических свойств материала. Влияние температуры аустенитизации на механические свойства Cr-Ni-Mn метастабильных аустенитных сталей было исследовано в [233].
Как видно из рис. 4.4, повышение ударной вязкости сталей при всех температурах испытаний происходит при температуре аустенитизации 1303-1353 К. При дальнейшем повышении температуры аустенитизации из-за растворения карбонитридов и начинающегося роста зерна ударная вязкость начинает падать. Значения предела текучести при комнатной температуре с увеличением температуры аустенитизации сначала незначительно падают, а затем несколько повышаются. Таким образом, оптимальный уровень температур нагрева при аустенитизации для исследуемых сталей составляют 1303-1353 К. Поэтому для термообработки опытных сталей была выбрана температура аустенитизации 1323 К.
Структура всех опытных плавок после аустенитизации при температуре 1323 К охлаждением в воде плавок состоит из зерен аустенита и неметаллических включений различного характера, которые располагаются равномерно внутри зерен по всей поверхности шлифа. Рентгеноструктурный анализ неметаллических включений позволил определить неметаллические включения типа Сг7Сз и незначительное количество карбидов и карбонитридов ванадия.
С целью наиболее полного связывания ванадия и удаления из твердого раствора азота стали подвергали старению. Максимальное время выдержки при старении сталей с азотом и ванадием выбрано на основании анализа работ [260, 261, 266, 267, 276, 280]. В частности, авторами [272] установлено, что максимальное упрочнение Cr-Ni-Mn стали с азотом и ванадием достигается при температуре 923-973 К. Старение проводили при температурах 923 и 963 К в течение 10, 20 и 25 ч.
Механические свойства опытных сталей приведены в табл. 4.2. Для испытаний были выбраны пятикратные цилиндрические гладкие образцы с диаметром рабочей чти 6 мм и длиной 30 мм (тип 1 №4к по ГОСТ 22706-77). Перед испытаниями измеряли базовую длину и диаметр рабочей чти на инструментальном микроскопе МИИ-2. После разрушения производили измерение удлинения образца и диаметра шейки.
Прочностные характеристики материала определяли по диаграмме «нагрузка-деформация». Динамический изгиб образцов с острым надрезом типа 11 по ГОСТ 9454-78 проводили на маятниковом копре МК-30 с запасом энергии 300 Дж. Копер оснащен пьезоэлектрическим датчиком нагрузки и фотоэлектрическим датчиком перемещения, что позволяет записывать
