К деградации металла сварных соединений паропроводов

Тип работы:
Реферат
Предмет:
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ


Узнать стоимость

Детальная информация о работе

Выдержка из работы

УДК 669. 539. 219
Т. А. СЫРЕНКО, преподаватель
Харьковский машиностроительный колледж, г. Харьков В. В. ДМИТРИК, канд. техн. наук
Национальный технический университет «Харьковский политехнический институт», г. Харьков
К ДЕГРАДАЦИИ МЕТАЛЛА СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ПАРОПРОВОДОВ
Представлены результаты изучения особенностей деградации структуры сварных соединений паропроводов из теплоустойчивых перлитных сталей, длительно эксплуатирующихся в условиях ползучести и малоцикловой усталости. Представлено результати вивчення особливостей деградації структури зварних з 'єднань паропроводів з теплостійких перлітних сталей, що тривало експлуатуються в умовах повзучості та малоциклової втоми.
Введение
Деградация металла сварных соединений паропроводов из теплоустойчивых Сг-Мо-У перлитных сталей (15Х1М1Ф и 12Х1МФ), длительно эксплуатируемых в условиях ползучести и малоцикловой усталости, а также их повреждаемость по механизмам образования пор ползучести и трещин малоцикловой усталости, обусловлена физикохимическими процессами, которые проходят в металле сварных соединений. Именно физико-химические процессы, обеспечивают образование структурной, химической и механической неоднородности металла сварных соединений, что способствует повышению интенсивности его поврежденности и последующей разрушаемости.
Изучение особенностей физико-химических процессов, происходящих в металле сварных соединений паропроводов при их длительной эксплуатации является целесообразным для уменьшения интенсивности повреждаемости сварных соединений.
Основная часть
Диффузионную подвижность атомов Сг и Мо в кристаллах я-фазы (металл сварных соединений) в условиях ползучести рассматривали на примере ее связи с вакансионным механизмом, рис. 1.
Определение коэффициента диффузии, характеризующего интенсивность перемещения атомов в кристалле а-фазы, производили путем выделения двух параллельных плоскостей Б1 и Б2, рис. 2, расстояние между которыми соответствовало нескольким параметрам ячейки, а -фазы. Допускали, что в пластинках имеет место градиент концентрации вакансий К, то есть N81 & gt-N82-
Рис. 1. Схема последовательных перескоков атомов в вакансию
Рис. 2. Схема прыжков диффузии вакансий в ячейке кристалла а-фазы
Объемная концентрация вакансий1 связана с поверхностной концентрацией соотношением1 = Ь^ (где Ь^ - число вакансий в единице объема, деленное на число плоскостей). Разность (N^-^2) представили как функцию градиента концентрации вакансий
N V
--. Учитывая, что
ах
да, _% - м?! (1)
дХ Ь
Запишем
Щ
Nvsl — Nvs2 = Ь (~Х) (2)
Поток вакансий в направлении их меньшего количества X составит
I = - 1уь2 т,
6 дХ '
V- скорость перемещения вакансий.
Учитывая, что температура 545−585 0С способствует увеличению перескоков, энергия активации диффузии вакансий может соответствовать энергии активации перескоков атомов. Тогда
Е
Бу = Б0 -ехр (--?) К!
1, 2Т
где Б° = -Л V- коэффициент диффузии.
6
Можно показать, что энтальпия образования вакансий в металле изучаемых сварных
кДж
соединений Н'- примерно равна 35−45--------, а энергия активации перескока Еп при
моль
Тэ = 585 °C будет составлять около 30−33 к^ж. Однако, значения энтальпий на
моль
участках зоны термического влияния будут отличаться, что обусловлено их различной структурой. Наименьшие значения энтальпий характерны для участка неполной перекресталлизации.
При длительной эксплуатации сварных соединений кристаллы се-фазы становятся в различной степени рыхлыми, и поэтому атомы Сг и Мо могут в них перемещаться и по межузельному механизму. Однако преимущественным на наш взгляд является перескок атомов (ионов) из одного межузлия в другое путем смещения ближайшего атома из узла решетки. Образуется метастабильная конфигурация типа подвижной гантели, рис. 3.
Рис. 3. Схема гантельного механизма миграции атомов в кристалле а-фазы
Учитывая, что процессы образования вакансий и диффузионные перемещения атомов взаимосвязаны, целесообразно рассмотреть особенности диффузии в поле внешних сил кристалла а-фазы.
В металле сварных соединений при их длительной эксплуатации в условиях ползучести дрейфовую скорость атомов можно представить в виде
V = 1К
где и — подвижность атомов Сг и Мо-
{ - действующая сила, состоящая из химической и упругой составляющих
_ _Г _ _ кТ_(дС ^
~)т ~ с [ах/
где /И = + кТ 1п С — химический потенциал-
С — концентрация диффундирующих атомов-
дХ — расстояние. Знак «-» показывает, что { направлена в противоположную сторону роста химического потенциала.
Знание строения карбидных фаз М3С, М7С3, М2зС6, М6С и их дефектов [1−4], на основе положений кристаллохимии в сочетании с данными о диффузионных процессах и дислокационных перемещениях [4−6], позволило изучить особенности твердофазных реакций МзС-> МуС-з->МгзС-б-«МбС. Получили подтверждение, что подвижность элементов решетки в условиях ползучести является весомым условием протекания приведенных реакций.
Наиболее интенсивно структурные изменения при длительной наработке сварных соединений происходят на участке неполной перекристаллизации зоны термического
влияния (ЗТВ). Известно, что именно этот участок характеризуется наличием значительной
структурной неоднородности, большей, чем аналогичная неоднородность других участков ЗТВ, а также наплавленного и основного металла сварных соединений.
При определении скорости карбидных реакций учитывали известное выражение для частоты обмена мест атомами
— е/
п = аУ^в /кт (3)
соответствующее уравнению Аррениса
— V
п = п0 В АКТ (4)
где п — количество атомов Сг и Мо, которые переместились с мест в решетке М3С в решетку М7С3-
по — структурный фактор-
Ед — энергия активации.
В структуре решетки М3С, являющейся нарушенной, существенно снижается энергия активации для отрыва атома от окружающих его атомов. В условиях длительной эксплуатации (& gt-200 000ч) увеличивается сегрегация атомов Сг, Мо и Мп (в меньшей мере) в приграничных зонах а-фазы, что способствует, химическим путем, изменению строения М3С. Одновременно устанавливается контакт между сегрегированными атомами Сг и Мо, рис. 4., что приводит к протеканию реакции М3С-> МуС-з.
Х-КЯУ: 0−20 КеО
1_1 у.е.: 50* Ргеъег: 50? 05
Кел1: 50 $
& lt- .1 5. 216 К"М 10.7 & gt-
РЭ* 2К сЬ 271= /Н си
НЕИ1"_________________________________________________
Рис. 4. Спектр приграничной зоны зерна а-фазы. Участок неполной
перекристаллизации ЗТВ сварного соединения паропровода острого пара из стали
12Х1М1Ф. Ресурс 275 637ч
Для практического снижения скорости реакций М3С -& gt-¦ М уС’з -*М 23Сб -> М г, С необходимо выявить кинетику реакций и факторы влияющие на скорость.
Изучение приведенных реакций включало два этапа:
1. Экспериментальное определение скорости протекания данных реакций в условиях длительной эксплуатации сварных соединений, а также математическое описание реакций.
2. Оценку кинетических параметров реакции и их интерпретацию в сопряжении с механизмами происходящих процессов.
Для выявления МуСз как продукта реакции М3С-> МуС’з производили
рентгенографическую идентификацию фаз методами Дебая-Шеррера, а также химический анализ с учетом методики [4].
Принимая повышенную способность выделений к реакции при кристаллографических превращениях как эффект Хедвилла, установили, что при концентрации в приграничной зоне Сг до 3% протекает реакция М3С-> МуС-з. Следуя классификации [5], полиморфные структурные изменения М3С-& gt-МуСз-*МгзСб можно отнести к превращениям в первой координационной сфере. В процессе данного превращения расположение ближайших соседних атомов полностью нарушается, создается новый тип решетки с измененной координацией. Имеет место медленная во времени реконструктивная перестройка решетки, чему способствуют промежуточные координации, представляющие существенный энергетический барьер.
Рассматривая реакции М3С-> МуС-з -& gt-М2зСб-^М6С, наиболее интенсивно протекающие на границах зерен, а — фазы, что в значительной мере зависит от процентного содержания хрома и молибдена, локализованных в зоне реакции, установили зависимость сегрегации хрома от времени, рис. 5.
Сг,%
01--------------. ------. ------,------
ю5 1,5-ю5 2−10* 2,5−10*
Рис. 5. Зависимость содержания Сг и Мо в приграничных зонах зерен /7-фазы от времени. Сварное соединение, см. рис. 4
Некоторое отличие выявленной сегрегации Сг и Мо, образовавшейся после длительной эксплуатации сварных соединений, от известных данных [7−9], на наш взгляд, можно объяснить ее локальным характером, зависящим от исходной сегрегации, структуры, диффузионных процессов и др. факторов.
Учитывая связь карбидных реакций с локальной сегрегацией Сг и Мо, выявили изменение количества фаз в процессе эксплуатации, рис. 6, в структуре металла участка неполной перекристаллизации ЗТВ сварных соединений из стали 12Х1МФ. Количество карбидов М6С являлось незначительным и составляло около 5%. Можно показать, что после 250 000ч эксплуатации основными упрочняющими карбидами в сталях 12Х1МФ и 15Х1М1Ф являются карбиды М23С6, УС, М7С3. Наблюдали образование новых карбидов УС. Находит подтверждение [10], что содержание молибдена в карбиде М23С6 составляет около 12%.
При наработке сварных соединений свыше 276 000ч. количество карбидных фаз М23С6 на границе зерен, а — фазы составляло около 90%. Такие фазы образовывают, путем их коагуляции по длине, прерывистые цепочки, имеющие элементы сплошности, рис. 7.
%, карбидных
Рис. 6. Схема изменения карбидных фаз в структуре участка неполной перекристаллизации ЗТВ сварных соединений от длительности их наработки, см. рис. 4.
Рис. 7. Карбиды М23С-б по границам зерен СК-фазы. х5000. Сварное соединение,
см. рис. 4.
Форма распределения карбидов МгзСб по границам зерен, а — фазы в сталях 12Х1МФ и 15Х1М1Ф является похожей.
Выявили, что при длительной наработке сварных соединений количество Мо2С и УС претерпевает некоторое увеличение, рис. 8.
Рис. 8. Зависимость увеличения выделений Мо2С и УС в структуре участка неполной перекристаллизации ЗТВ от длительности наработки сварных соединений.
Основной металл — сталь 12X1МФ
В процессе прохождения реакций МзС-> МуС-з-^МгзСб->МбС, соответственно, решетки карбидов находятся в нестабильном состоянии, что обеспечивается перестройкой их структурных составляющих и подвижностью их элементов. Наличие незначительной энергии активации диффузионных процессов, связанных с частотой колебаний атомов, позволило определить среднее число переходов п во времени больцмановской функцией распределения энергии.
п = а?0 В ~ЕАкг
где се — геометрический коэффициент-
У — средняя частота колебаний порядка 1013 сек-1.
Скорость реакции зависит от частоты обмена атомов местами, что обусловлено локальной сегрегацией хрома и молибдена в зоне протекания реакции, а также от увеличенной плотности дислокаций, накапливающихся вследствие пластической деформации. Перечисленные эффекты суммарно приводят к увеличению внутренней и межфазной (поверхностной) энергии. Механизм реакций МзС-^МуС-з -> МгзС-б-«МбС и их скорость зависят от особенностей самих фаз, участвующих в таких реакциях, их активности, границ фаз и диффузионных процессов.
При изучении продукта реакции, новой карбидной фазы, образовавшейся на границе, учитывалась природа границ фаз и скорость диффузии через фазы, с коэффициентами самодиффузии на их поверхности [11].
Реакции предшествует объемная и зернограничная диффузия Сг и Мо в приграничные зоны а-фазы и на их границы, что приводит к образованию реакционного слоя, имеющего структурные и стихиометрические несовершенства, которые сохраняются на протяжении всей реакции.
Выводы
1 Выявили, что в металле длительно эксплуатируемых сварных соединений паропроводов с различной интенсивностью происходят диффузионные процессы, обеспечивающие образование в приграничных зонах кристаллов — фазы сегрегационных
зон с повышенной концентрацией хрома и молибдена, что способствует прохождению карбидных реакций М3С М7С3 М23С6.
Список литературы
1. Ланская К. А. Жаропрочные стали. — М.: Металлургия, 1969. — 245 с.
2. Куманин В. И., Ковалева Л. А., Алексеев С. В. Долговечность металла в условиях ползучести. — М.: Металлургия, 1988. — 222 с.
3. Дмитрик В. В., Царюк А. К., Конык А. И. Карбидные фазы и повреждаемость сварных соединений паропроводов в условиях ползучести // Автоматическая сварка. -2008. — № 3. — С. 39−49.
4. Пигрова Г. Д. Влияние длительной эксплуатации на карбидных фазы в Cr-Mo-V сталях // Металловедение и термическая обработка металлов. — 2003. — № 3. — С. 6−9.
5. Блантер М. Е. Теория термической обработки. — М.: Металлургия, 1984. — 327 с.
6. Мейер К. Физико-химическая кристаллография. — М.: Металлургия, 1972. — 479 с.
7. Хромченко Ф. А. Ресурс сварных соединений паропроводов. — М. :
Машиностроение, 2002. — 351с.
8. Гофман Ю. М. Оценка работоспособности металла энергооборудования ТЭС. -М.: Энергоатомиздат, 1990. — 136 с.
9. Березина Т. Г., Бугай Н. В., Трунин И. Н. Диагностирование и прогнозирование долговечности металла теплоэнергетических установок. Киев.: Техника, 1991. — 120 с.
10. Крутасова Е. И. Надежность металла энергетического оборудования. — М.: Энергоиздат, 1981. — 236 с.
11. Дмитрик В. В., Сыренко Т. А. К механизму диффузии хрома и молибдена в металле сварных соединений паропроводов // Автоматическая сварка. — 2012. — № 10. — С. 22−25.
DEGRADATION OF METAL OF WELDED SEAMS IN STEAM PIPELINES
T. A. SYRENKO, V. V. DMITRIK, Candidate of Engineering
The paper presents the results of the study of the specifics of degradation of structure of welded seams in steam pipelines of heat resistant perlitic steels in continuous operation in conditions of creep flow and low-cycle fatigue.
Поступила в редакцию 23. 07 2013 г.

ПоказатьСвернуть
Заполнить форму текущей работой