Главная  Переработка нефти и газа 

Скачать эту книгу

0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 72 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 [ 83 ] 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123 124 125 126 127 128 129 130 131 132 133 134 135 136 137 138 139 140 141 142 143 144 145 146 147 148 149 150 151 152 153 154 155 156 157 158 159 160 161 162 163 164 165 166 167 168 169 170

феррита и аустенита образуются ячейки с весьма развитой дендритной формой и высокой дисперсности. Кроме того, в междрндритных пространствах, обогащенных Сг, образуется эвтектический феррит. После замедленного охлаждения в щвах этого состава сохраняется 5-6 % остаточного феррита. Остальной феррит преобразуется в аустенит в твердофазном состоянии. Такой шов приобретает однофазную аустенитную структуру после аустенитизации.

Наряду со структурным составом важным параметром строения шва является схема его кристаллизации. Сварка с большими скоростями приводит к образованию неблагоприятно высокого угла встречи между двумя растущими кристаллитами, а сварка с малыми скоростями - к возникновению осевого кристаллита, стыкующегося с двух сторон с двумя фронтами кристаллитов под большим углом. Значительная ра-зориентировка между осевым и боковыми кристаллитами увеличивает ликвацию по границам и плотность ростовых дислокаций. Наиболее благоприятна схема кристаллизации с изгибом кристаллитов, при котором угол срастания кристаллитов в центре шва близок к нулю. В условиях многослойной сварки крупные кристаллиты предшествующего слоя служат плоскими зародышами для последующего слоя, что приводит к транс-кристаллитному строению швов.

В зоне термического влияния стабильно-аустенитных сталей происходят следующие необратимые изменения: 1) расплавление сегрегатов и неметаллических включений вдоль строчечных выделений с последующим образованием легкоплавкой карбидной эвтектики и трещин-надрывов по периферии шва; 2) образование б-Fe; 3) коагуляция и растворение избыточных упрочняющих фаз; 4) рост зерна в зоне нагрева выше 1000 °С, что приводит к разнозернистости и к разупрочнению металла. Особенно неравномерно растет зерно в гомогенных сталях, находившихся перед сваркой в состоянии наклепа на 5-15%.

16.2.2. Трещины, в сварных соединениях

16.2.2.1. Трещины при сварке. Аустенитные жаропрочные стали отличаются высоким коэффициентом теплового расширения, малой теплопроводностью и высокой релаксационной стойкостью при высоких температурах. Это приводит к высокому уровню напряжений и деформаций при сварке, отпуске и при эксплуатации в условиях теплосмен.

Однофазная кристаллизация сварных швов жаропрочных аустенитных сталей приводит к формированию крупнокристаллической столбчатой первичной структуры с сильно выраженной ликвационной неоднородностью по Сг, №, Nb, В, С и т. д. В результате ликвации образуются легкоплавкие * карбидные,

боридные фазы в тройных стыках зерен и по траекториям срастания кристаллитов, препятствующие миграции границ зерен в более равновесные положения. В указанном состоянии металл шва имеет малую пластичность в интервале ТИХь которая может быть исчерпана в результате усадки шва и перемещения свариваемых заготовок. Так возникает первый тип горячих трещин кристаллизационного типа, зарождающихся в остаточных пленочных выделениях жидкой фазы при температурах до 1250-1200 °С.

Второй тип горячих трещин-в твердой фазе возникает при 1200-1000 °С в результате межзеренного характера высокотемпературной сварочной деформации. Она стимулирует выход дислокаций и примесных атомов на границы зерен и создает ступень- ки, раскрывающиеся при межзе-рениой деформации в результате притока вакансий и сегрегации примесных атомов в микротрещины. Изменение пластичности в этом интервале представлено на рис. 6.2 [4].

Третий тип горячих трещин, характерный для однофазных сталей,-ликвационные горячие трещины, образующиеся в ЗТВ по строчечным выделениям сегрега-тов и примесей, а в металле шва предыдущего прохода при многопроходной сварке и при сварке литых заготовок - по ликвационным прослойкам.

16.2.2.2. Трещины при послесварочной термообработке. При термической обработке жестких сварных узлов, имеющих концентраторы напряжений (непровары, подрезы, трещины и пр.), из сталей, содержащих карбидообразующие элементы (Ti, Nb, Мо), на этапе нагрева в интервале 650-800 °С возможно образование трещин по следующим причинам [3]:

- сосредоточение деформаций металла у концентраторов, вызываемых релаксацией напряжений, их накопление в процессе отпуска показано на рис. 16.2 линиями е и е;

- необратимые изменения при сварке в ЗТВ (рост зерен, формирование плоских карбидов по границам) и дисперсионное твердение в процессе медленного нагрева при термообработке в интервале 600-800 °С, что вызывает интенсивное снижение пластичности и снижение длительной прочности в металле ЗТВ (линия б); исчерпание пластичности (пересечение линий б и е) в процессе термообработки в зоне концентрации деформаций вызывает образование трещины.

Рис. 16.2. Изменение пластичности (б) и развитие деформаций (в и ь) в процессе термообработки сварных соединений сталей, подверженных дисперсионному упрочнению

Наиболее вероятны трещины при отпуске сварных конструкций из легированных Ti и Nb жаропрочных сталей (Х18Н12Т, Х18Н9Б, Х15Н35ВЗТ). Гомогенные стали (типа Х16Н9М2 и ОХ18Н9) не склонны к дефектам этой природы,

16.2.3. Охрупчивание при эксплуатации.

16.2.3.1. Высокотемпературное. В металле щвов аустенитных сталей, содержащих некоторое количество (8-10%) ферритной фазы, при длительном нагреве при 300-500 °С происходит охрупчивание, получивщее название 475-градусной хрупкости. Она имеет обратимый характер и устраняется при кратковременном нагреве до 550 °С.

При длительном нагреве до 650-900 °С металл щва, содержащий ферритную фазу, охрупчивается вследствие выделения карбида, обеднения углеродом и образования интерметал-лида FeCr-о-фазы по схеме: б-Ре->Л1е2зСб + а. Этот процесс создает опасность хрупкого разрущения при ударном нагружении.

Послесварочная гомогенизация швов, содержащих б-Fe, по режиму аустенитизации снижает скорость этого охрупчивания, а также восстанавливает пластичность сигматизированного шва. Швы с аустенитно-карбидной и боридной структурой имеют большую стабильность свойств в процессе длительной высокотемпературной эксплуатации (до 1000 ч при 700 °С). Швы с однофазной структурой, легированные Мо, также обнаруживают снижение ударной вязкости при 650-750 °С в течение 5-10 ч, что связано с выпадением дисперсных вторичных фаз.

В металле ЗТВ аустенитных сталей имеет место склонность к хрупким (локальным) разрушениям при высокотемпературной эксплуатации. Они аналогичны трещинам, образующимся после сварки и термической обработки [5].

16.2.3.2. Радиационное охрупчивание. Конструкции из аустенитных сталей, длительно находящиеся в активных зонах ядерных реакторов, подвергаются нейтронному облучению, что приводит к охрупчиванию металла и к снижению его свариваемости.

Под воздействием нейтронов, а-частиц в кристаллической решетке металлов образуются в результате ядерных реакций трансмутации Н, Не, а также вакансии, поскольку атомы твердого тела выбиваются из своих регулярных положений и переходят в междоузлия; это повышает прочность и снижает пластичность основного металла и особенно сварных швов. Для гомогенных сталей указанные неблагоприятные изменения механических свойств могут быть устранены при нагреве до 0,5 Г„л.