Стартовая >> Архив >> Генерация >> Неразрушающий контроль металла теплоэнергетических установок

Исследование основных параметров ударной вязкости сталей - Неразрушающий контроль металла теплоэнергетических установок

Оглавление
Неразрушающий контроль металла теплоэнергетических установок
Изменения структуры и свойств металла паропроводов
Ползучесть металлов
Дислокационная модель процесса ползучести
Механизм разрушения при ползучести
Методы определения остаточной деформации труб паропроводов и коллекторов
Методы определения остаточной деформации труб паропроводов в рабочем состоянии
Ультразвуковой метод определения остаточной деформации
Методы измерения твердости котельных сталей
Сопоставление различных методов определения характеристик прочности сталей перлитного класса
Уточнение зависимостей для безобразцового определения характеристик прочности металла
Определение характеристик прочности сталей 20ХМФЛ и 15Х1М1ФЛ и сварных соединений
Влияние химического состава и других факторов на структуру сталей
Исследование основных параметров ударной вязкости сталей
Связь ударной вязкости с характеристиками испытаний на растяжение
Ускоренные методы определения предела длительной прочности
О взаимосвязи длительной прочности и кратковременных механических свойств
О взаимосвязи предела длительной прочности с содержанием легирующих элементов в твердом растворе
Определение структурных составляющих стали
Оптимальная глубина зачистки труб, проведение карбидного анализа и измерений твердости

В отечественной и зарубежной литературе отсутствуют данные о методах определения ударной вязкости по структурному и фазовому составу стали, хоти высказывается мнение, что фазовый состав, размер зерна, дисперностъ и распределение структурных составляющих, а также изменение состояния границ зерен оказывают существенное влияние на ударную вязкость и характеризуют склонность стали к хрупкому разрушению.
В настоящей работе предпринята попытка выяснения тех структурных характеристик металла, которые наиболее ответственны за уровень ударной вязкости. Решение этой задачи позволит в дальнейшем определить пути безобразцового определения ударной вязкости металлов.
Одним из важнейших факторов, определяющих значение ударной вязкости, является размер зерна. Многими исследованиями было установлено, что склонность перлитной стали к хрупкости определяется в основном размером зерен феррита и мало зависит от размера зерна перлита.
Пластическая деформация мягкой ферритной фазы значительно опережает пластическую деформацию, проходящую в более твердых зернах перлита. Чем крупнее зерна, тем больше различие в степени пластической деформации отдельных элементов микроструктуры. Для сталей с ферритно-перлитной структурой это различие в зависимости от размера зерна служит определяющим факиром оценки склонности к хрупкости.
Большое влияние на ударную вязкость оказывает состояние граничного слоя зерен. В переходном слое между зернами степень порядка атомов отличается от степени порядка их в зерне, вследствие чего приграничный слой должен отличаться меньшей прочностью межатомной связи, чем само зерно. При хрупком разрушении металла разрушающее напряжение определяется хрупкой прочностью граничных слоев зерен. Из этого следует, что значение хрупкой прочности стали должно зависеть от размера зерна, т. е. от относительной доли площади и протяженности граничных слоев. Ослабление границ зерен способствует образованию дефектов и преждевременному разрушению металла.
Суммарная протяженность границ зерен на шлифе прямо пропорциональна суммарной площади поверхности зерен в единице объема и выражается следующей формулой [38J:
(4-4)
где Σ5 — удельная площадь поверхности границ зерен, mm/mm2, ∑Ρ — удельная протяженность линий границ на плоскости шлифа. мм-1.
При рассмотрении влияния размера зерен на ударную вязкость следует учитывать и влияние примесей, концентрирующихся на границах. Это влияние проявляется в снижении пластичности и вязкости. При определенных температурах границы являются эффективным препятствием для распространения деформации от зерна к зерну, что определяет возникновение градиента деформации, неоднородность. таким образом, сопротивление пластической деформации увеличивает не собственно граница, а взаимодействие при данной температуре зерен, разделенных этой границей.
Если дислокации, движущиеся в отдельных зернах, дойдя до границы, надежно задерживаются у нее, то деформация локализуется в микрообъемах, а общее сопротивление деформации образца возрастает. Эффективность границы как препятствия для движения дислокаций определяется степенью несовпадения ориентации плоскостей скольжения в соседних зернах.
Разрушение по границам зерен можно подразделить на два типа в зависимости от вызывающих его причин:

  1. разрушение, обусловленное наличием на границах зерен выделений карбидов (инородной фазы);
  2. разрушение, вызванное охрупчиванием границ зерен сегрегацией примесей без появления отдельной фазы (отпускная хрупкость легированных сталей).

Увеличение размера зерен увеличивает вероятность появлении более опасных дефектов при пластической деформации и тем самым приводит к уменьшению ударной вязкости.
Ниже приведены значения удельной площади поверхности при ниц зерен ΣS для всех размеров зерна по стандартной шкале, определенные на основе зависимости (4-4).

Как отмечалось в гл. 1, а процессе длительной эксплуатации стали при высокой температуре (500—570С) в ней происходят фазовые и структурные изменения: карбидные превращения, коагуляция карбидных частиц, изменение состава карбидов и основного твердого раствора. Все эти процессы связаны с диффузионными явлениями, скорость протекания которых зависит от температуры и длительности эксплуатации.
Механические свойства стали во многом определяются формой карбидных частиц.
Карбиды выделяются в виде игл и пластинок различной формы и размеров. Размеры и форма карбидов зависят от условий диффузии элементов, необходимых для образования данного карбида. При выделении карбидов в высокодисперсном состоянии увенчиваются твердость и предел прочности стали, а укрупнение карбидов вызывает уменьшение твердости. Пластинчатые карбиды придают стали повышенную прочность и пониженную пластичность по сравнению со сталью с зернистыми харбидами.
Большое влияние на свойства хромомолибденовых и хромомолибденованадиевых сталей оказывает характер распределения карбидов. Выпадение карбидов по границам зерен с последующей их коагуляцией приводит к хрупкости стали. Равномерное распределение мелкодисперсных карбидов улучшает весь комплекс свойств стали.
Скорость коагуляции карбидов зависит от их химического состава, который в свою очередь влияет на интенсивность обменных реакций между карбидной фазой и твердым раствором.
Химический состав карбидов изменяется по мере их стабилизации. В сложнолегированных сталях одновременно присутствует несколько карбидных фаз, В низколегированных сталях выделение специальных карбидов предшествует образование цементита. Цементит растворяет значительное количество марганца, хрома и молибдена. В процессе эксплуатации при высоких температурах цементит заменяется специальными карбидами. При этом наблюдается повышение твердости стали.
Карбиды молибдена и ванадия практически не содержат железа и хрома. Этим объясняются малая способность этих карбидов к коагуляции и их упрочняющее действие, так как реакция обмена между карбидом ванадия и молибдена и твердым раствором заторможена из-за отсутствия связывающего элемента — железа.
После длительной эксплуатация структура низколегированных сталей перлитного класса 16М, 12МХ, 15ХМ и 12Х1МФ состоит в основном из феррата (92—95%) и карбидов. Легирование феррита молибденом, хромом, ванадием отдельно или совместно сказывается на его пластичности и вязкости. Содержание более 1% № вызывает снижение ударной вязкости феррита, в то время как содержание до 1,5% Сr ударную вязкость повышает.
В сталях перлитного класса могут образоваться два типа карбидов:

Таким образом, железо, марганец и хром образуют только карбиды первой группы, ванадий — только карбиды второй группы, а молибден может образовывать карбиды обеих групп. При содержании 0,5—3% хром и молибден входят в состав цементита, образуя карбиды типа (Fe, Сr) аС и только при содержаниях выше 5% они образуют специальные карбиды. (Молибден в низколегированна сталях своего карбида не образует, в входит в раствор сложных карбидов хрома, повышая их устойчивость против выделения углерода (графитизации) и процессов коагуляции. К тому же молибден снижает способность стали к росту зерна.
Карбидообразующие элементы могут не только входить в состав карбидов, но и легировать феррит. Чем более устойчив карбидообразующий элемент, тем он труднее растворяется в аустените и тем выше его содержание в феррите.
Наибольшее упрочнение вызывают молибден, ванадий и хром.

Упрочняющее действие на сталь их карбидов на порядок выше, чем цементита. Чем мельче частицы карбидов, тем большее упрочнение они вызывают. Степень дисперсности карбидов зависит от устойчивости аустенита. Дисперсность карбидов молибдена, ванадия и хрома очень высока, В Cr-Mo-V сталях частицы карбидов имеют волокнистую форму, длина их составляет несколько микрон.
Огромное влияние на ударную вязкость оказывают, как отмечалось, степень дисперсности и характер распределения выделившихся частиц и их связь с твердым раствором. Установлено, что пни равномерном распределении выделившихся карбидов (такое явление наблюдается при небольшом количестве выделившихся карбидов молибдена и хрома) наблюдаются высокие и равномерные значения ударной вязкости, а выделения карбидов, объединившихся в цепочки по границам зерен, приводят к повышению хрупкости, т. е. к сильному снижению ударной вязкости.
В исходном состоянии Cr-Mo-V сталей ванадий практически весь находится в карбидном осадке и не участвует в дальнейших фазовых изменениях в процессе эксплуатации. Хром при этом в незначительных количествах выделяется в карбиды. Исходя из этого влияние ванадия и хрома на изменение ударной вязкости при длительной работе металла в котельном агрегате не учитывалось, т. е. было сделано предположение, что содержание молибдена в карбид- ком осадке, не играя во всех случаях основной роли в изменениях ударной вязкости, является в то же время наиболее стабильным показателем (индикатором) этого изменения.

Более низкие напряжения стали 12Х1МФ в сочетании с высокой ударной вязкостью обусловлены легированием стали ванадием и более высоким содержанием хрома по сравнению со сталью 12МХ, что приводит, как указывалось выше, к разупрочнению феррита.
Величина микронапряжений хорошо коррелирует с условной структурной характеристикой вязкости стали ΣS/Смо (рис. 4-1), однако для определения ἀв по величине S/Смо требуется знание размеров блоков. Для численного выражения напряжений в зерне необходимо вводить соответствующие поправки, как это сделано на рис. 4-1.

Рис. 4-2. Влияние плотности линий скольжения в феррите стали 12Х1МФ на ударную вязкость.
Изучение тонкой структуры металла позволяет выявить закономерности изменения уровня ударной вязкости, жаропрочности и других свойств металла как при термической обработке, так и в процессе длительной эксплуатации. Микроструктурное исследование металла позволяет установить различия в структуре вязкого и охрупченного металла. Для выявления тонкого строения металла, структуры субграниц зерен, плоскостей скольжения и плотности дислокаций применялись методы металлографического выявления тонкой структуры (травление реактивами на основе пикриновой кислоты, специальные травители для выявления дислокационной структуры теплоустойчивых сталей перлитного класса).
В настоящей работе сделана попытка установить связь между ударной вязкостью и тонкой структурой, изученной на электронном микроскопе. Исследовался металл паропроводных труб из стали 12Х1МФ в исходном состоянии и после различных сроков эксплуатации длительностью до 80 тыс. ч с ударной вязкостью от 1 до 32 кгс-м/см.
Ранее было установлено, что основными причинами снижения ударной вязкости стали 12X1МФ являются миграция легирующих элементов к границам зерен, образование по границам зерен хрупкой прослойки, распад по границам зерен остаточного аустенита, интенсивное выделение карбидной фазы в районе температур 650— 680°С и остаточные напряжения второго и третьего рода в твердом растворе [41). В зависимости от действия того или иного механизма охрупчивания изменяется и ударная вязкость в процессе эксплуатации.

Исходное структурное состояние металла труб из стали Ι2Χ1ΜΦ. установленное на блоках 150, 200 и 300 МВт, различно. Поэтому закономерности изменения ударной вязкости металла труб в процессе эксплуатации также различны. В этих условиях представляет интерес установить связь с ударной вязкостью каких-либо общих структурных признаков, характерных для любого металла труб из стали 12Х1МФ, находящихся в эксплуатацию
Влияние плотности дислокаций на ударную вязкость стали
Рис. 4-3. Влияние плотности дислокаций на ударную вязкость стали 12Х1МФ.
Результаты проведенного исследования показали, что такими признаками могут служить число дислокаций и их распределение в твердом растворе и плотность линий тонкого скольжения. Установлено, что чем больше плотность линий тонкого скольжения, тем меньше ударная вязкость металла труб на стали 12Х1МФ. Этот факт хорошо иллюстрируется рис. 4-2.
В [42] показано, что плотность дислокаций в стали типа 12Х1МФ в процессе длительной эксплуатация изменяется немонотонно. Между ударной вязкостью и плотностью дислокаций была установлена отчетливая корреляционная зависимость (рис. 4-3). Следует, однако, подчеркнуть, что подсчет дислокаций про наводился на образцах с различной ударной вязкостью в исходном состоянии и с различной длительностью эксплуатации в пределах 80 тыс. ч. Поэтому кривая на рис. 4-3 не отражает кинетики изменения ударной вязкости или плотности дислокаций в процессе эксплуатации металла. Однако тем более достоверен общий характер выявленной зависимости.
Таким образом, между плотностью дислокаций и линиями тонкого скольжения, с одной стороны, и ударной вязкостью металла труб из стали 12Х1МФ, с другой, имеется взаимосвязь.



 
« Непрерывное измерение горючих в уносе при сжигании АШ в котле ТПП-210А   Новая система автоматического регулирования и оптимизации загрузки шаровых барабанных мельниц »
электрические сети