Главная Распределение усилий в сварных соединениях 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 даже при большой длительности разрушаются вязко и нечувствительны к концентрации напряжений. Для них дополнительных мер по обеспечению плавности сопряжений в районе соединения можно не принимать. Образцы в высокоотпу-щенном состоянии (средней прочности) занимают промежуточное положение. Для них разрушения в мягкой прослойке начинаются при длительности испытания свыше 300 ч при несколько большей пластичности по сравнению с низкоот-пущенными образцами. Одной из наиболее важных характеристик материала как при высоких температурах, так и температуре 20° С, является его чувствительность к трещппо- подобным дефектам. Значения чувствительности позволяют обосновать требования в условиях ползучести к допустимым дефектам в сварных соединениях. Как и в условиях испытания при температуре 20° С, могут быть использованы положения механики разрушения с применением силовых или деформационных критериев и проведением испытаний на образцах тех же типов. На рис. 13 по данным [13] в параметрической обработке приведены результаты испытания при 560° С сварных образцов толщиной 18-20 мм стали 12Х1МФ (шов наплавлен электродом Э-09Х1МФ) с естественным надрезом на внецентрен-ное растяжение. Расчетное значение начального коэффициента интенсивности напрялсения fe., характеризующего напряженное состояние в вершине трещины, определялось по формулам линейной механики разрушения. При заданных длительности работы / и уровне напряжений а глубину трещины / можно предварительно определить по формуле
580 560 19 P=T(20*LgiJ-10~ Рис. 13. Параметрическая зависимость кгм - t для сварных швов, электродом типа наплавленных Э-09Х1МФ: / - исходное состояние; 2 - отпуск при 720-740° С где <? - безразмерный параметр трещины; ft определяется из построений / и на рис. 13; С - постоянная, зависящая от формы и размеров данного элемента и дефекта, а также от характера нагружения. Используя данные испытаний, обобщенных на рис. 13, можно подсчитать, что в сварном стыке паропровода с толщиной стенки 20 мм*, эксплуатирующемся при 560° С в течение 10 ч, при напряжении а = 6 кгс/мм (построение /) допустимая глубина дефекта без опасности разрушения стыка может быть 2 мм [13]. Термическое состояние стыка после сварки в этом случае не влияет на его надежность. При работе в течение 10 ч (построение ) сравнительно небольшой дефект в неотпущенном стыке может привести к его разрушению. Опыт эксплуатации подтверждает повышенное развитие трещин у стыков хромомолибденованадиевых сталей, не подвергающихся отпуску, именно в первый период эксплуатации. Для высокотемпературных установок характерны периодические пуски и остановы, во время которых в зонах концентрации возможны дополнительные пластические деформации из-за проявления температурных и компенсационных напряжений. Как показал опыт эксплуатации, это приводит к возникновению * При расчете элементов е другой толщиной стенки должны использоваться результаты испытания образцов близкой толщины. трещин в указанных участках сварных соединений (у вершин угловых швов в местах стыковки труб с разной толщиной стенки, у непроваров, подрезов и других). Такое проявление эффекта малоцикловой усталости при высоких температурах в отличие от комнатной при оценке повреждаемости требует одновременного учета ее накопления за счет механизмов усталости и ползучести. Для инженерной оценки циклической долговечности сварных соединений при высоких температурах можно использовать [8] схему Мэнсона, в которой исходными характеристиками являются механические свойства и длительная прочность при рабочей температуре, а также частота нагружения. Долговечность определяется по меньшему из двух значений, подсчитанному по правилу 10%: или по формуле, основанной на линейном суммировании повреждений от усталости и ползучести при некотором условном (эфс[)ективном) цикле нагружения. * л/ m-i-C,12 где Nf -долговечность в условиях ползучести; Л -долговечность при отсутствии ползучести, определяемая по методу универсальных наклонов; А и т - постоянные для данного материала и условий испытаний, определяемые по кривой длительной прочности в логарифмических координатах; F - частота нагружения; k - условный коэффициент, принимаемый обычно равным 0,3. Проверка указанной схемы на угловых и стыковых соединениях хромомолибденованадиевых сталей показала, что для относительно быстрых циклов (в условиях испытания около 5 мин) или при сравнительно невысоких температурах, когда эффект ползучести относительно невелик, с достоверностью можно использовать формулу 10%. Для циклов большой длительности, характерных для стационарных установок, расчет по правилу 10% дает завышенные значения долговечности и в этих случаях нужно использовать формулу суммирования повреждений. Стабильность структуры и свойств. Как отмечалось ранее, на жаропрочность влияют структурное состояние металла и его стабильность во времени. По условию формирования сварного соединения его различные зоны в исходном состоянии имеют неравновесную структуру с высокой степенью пересыщенности твердого раствора и большой плотностью структурных несовершенств. Во время последующих высокотемпературных выдержек такое структурное состояние является нестабильным и подвержено значительному изменению, сопровождающемуся и существенным изменением свойств. Хотя термическая обработка заметно снижает степень структурной неравновесности разных зон соединения, она тем не менее не восстанавливает полностью структуру и свойства сварного соединения до уровня свойств основного металла. Для шва и околошовной зоны сварных соединений, подвергаемых при сварке перегреву, последующая высокотемпературная выдержка по-разному влияет на структуру и свойства. Если сталь не содержит энергичных карбидообразующих элементов, то с увеличением температуры и длительности выдержки твердость участка перегрева постепенно снижается (кривая 1 на рис. 14), что связано с распадом неравновесной структуры и коагуляцией дисперсных фаз. При наличии в стали таких элементов как ванадий, титан и ниобий, на начальной стадии старения твердость растет тем заметнее, чем выше содержание этих элементов (кривые 2 и 3). Это связано с эффектом твердения за счет выпадения дисперсных карбидов ванадия из пересыщенного твердого раствора. Дальнейшая выдержка ведет к постепенному снижению твердости, обусловленному эффектом перестаривания. Чем выше температура выдержки, тем быстрее достигается максимальная твердость и тем меньше она. В зависимости от термического режима сварки исходная структура шва и околошовной зоны может заметно меняться. Соответственно и процессы старения этих зон могут развиваться по- разному. На рис. 15 приведены зависимости изменения твердости и пластичности околошовной зоны сварного соединения стали 15Х2НМФА в процессе старения. Образцы перед испытанием нагревали и охлаждали по режимам для околошовной зоны с получением конечной ее структуры в диапазоне от мар-тенситной до бейнитно-феррит-ной. Наложение кривых охлаждения на диаграмму анизотер-мического превращения показало, что они охватывают все возможные режимы сварки и наплавки. Для образцов с наиболее равновесной структурой (бейнитно-ферритной) четко проявляется эффект старения и кривая 2 имеет явно выраженный максимум; с повышением степени неравновесности исходной структуры эта закономерность нарушается. Кривая / для образца с мартенситной структурой имеет два перегиба, являющиеся следствием одновременного протекания двух процессов: распада закалочных структур и дисперсионного твердения. Если
17 18 P=T{20Hgt) -10 Рис. 14. Влияние содержания ванадия в низколегированной стали на изменение твердости в околошозной зоне в процессе старения. Содержание ванадия: / 0%; 2 - 0,17%; 3 - 0,35% 360 320 280 2U0 б с, мм - 19 17 18 19 P=T(20*LgtJ-10~ 6) 17 18 а) Рис. 15. Сводные параметрические зависимости изменения твердости и чувствительности к трещинам околошовной зоны стали 15Х2НМФА в процессе старения: а - твердость; б - критическое раскрытие; исходная структура околошовной зоны: / - мартенсит; 2 - бейнит с ферритом на кривых старения разных зон сварного соединения отсутствуют пики твердости, а с увеличением температуры и длительности выдержки твердость монотонно С}1ижается, то заметного изменения свойств этих зон, как правило, не происходит. В отличие от этого развитие в процессе старения дисперсионного твердения сопровождается существенным изменением свойств шва и околошовной зо}1ы. Для перлитных сталей оно обычно приводит к повышению переходной температуры хрупкости и к увеличению таким образом опасности хрупкого разрушения изделия при температуре 20° С, как, например, во время гидравлического испытания сосудов и трубопроводов, проводимого в этом температурном интервале. Для сталей разных структурных классов оно сопровождается также сниже- Рис. 16. Микроструктура высокотемпературного хрупкого разрушения в околошовной зоне сварного соединения стали 12Х18Н10Т. 300 X нием высокотемпературной пластичности в диапазоне температур и выдержек, соответствующих максимальной твердости. Минимальное критическое раскрытие трещины по результатам испытания при высоких температурах образцов на чистый изгиб составляет лишь 0,05-0,12 мм (рис. 15, б), в то время как для основного металла оно обычно не падает ниже 0,8 мм. Наиболее низка пластичность образцов с мартенситной структурой: с переходом к более равновесным структурам околошовной зоны температурный интервал хрупкости сужается и сдвигается в зону более высоких температур. Такое резкое снижение пластичности зон перегрева сварных соединений при высокотемпературной выдержке приводит к опасности появления в них трещин при термической обработке и последующей эксплуатации. Они обычно имеют межзеренный характер и, как правило, концентрируются в околошовной зоне на расстоянии одного-двух зерен от границы сплавления (рис. 16). Массовое их появление при высокотемпературной эксплуатации явилось одной из основных причин отказа в 60-х годах от широкого применения аустенитных паропроводов из стали 12Х18Н10Т. Подобные трещины, возникая при термической обработке при последующих испытаниях или эксплуатации изделия, могут явиться очагами хрупких разрушений. Склонность к хрупкому разрушению в околошовной зоне наиболее полно может быть выявлена проведением высокотемпературных испытаний сварных образцов на изгиб (рис. 17). В условиях изгиба длительная прочность при 600° С сварного соединения стали 15Х1М1Ф в исходном и недоотпущенном состояниях, когда в наибольшей степени проявляется эффект дисперсного твердения, примерно на 30% ниже соответствующих значений для основного металла (рис. 17, а). После высокого отпуска, приводящего к перестариванию металла околошовной зоны, длительная прочность повышается и становится близкой к прочности основного металла в том же исходном состоянии. Длительная прочность при изгибе Рис. 17. Зависимости длительной прочности при испытаниях сварных образцов на изгиб; а - плоские образцы стали 15Х1М1Ф: 9 - исходное состояние после сварки; ▲ - недоотпуск при 680° С; f- отпуск при 730° С; - трубчатые образцы стали 12X18H10T: О - растяжение; сварные образцы: Д - растяжение; ▲ - изгиб 3 4 J 7 сварных соединений аустенитной стали 12Х18Н10Т (рис. 17, б) также заметно снижается. В условиях растяжения длительная прочность сварных соединений близка к прочности основного металла и разрушений в околошовной зоне, характерных для эксплуатации, не происходит. Количественно оценить вероятность хрупких разрушений можно в условиях испытания по методике ЦКТИ [4] сварных образцов на изгиб с постоянной скоростью деформации. За показатель склонности против хрупких разрушений принимают относительное удлинение наружного волокна до появления трещины. Для приближенной оценки склонности сварных соединений к хрупким разрушениям в околошовной зоне можно использовать различные технологические пробы и в первую очередь тавровую [2] и стыковую пробу ЛКЗ [4]. Проведенные по методике ЦКТИ испытания позволили четко разделить сварные соединения по склонности к хрупким разрушениям в околошовной зоне и оценить влияние на нее различных факторов. Наблюдаемая при этом разница в длительной пластичности может достигать одного-двух порядков. Так, сварные соединения стали 15Х1М1ФЛ (рис. 18, а) при высокой прочности основного металла разрушаются в исходном и недоотпущенном состояниях практически бездефор-мацконно (6 = 0,1 + 1,0%). Проведение для них высокого отпуска, который снимает эффейт дисперсного твердения и уменьшает прочность основного металла. заметно повышает пластичность до 12-20%. Хотя и в этом случае разрушения концентрируются в околошовной зоне, они сопровождаются значительной деформацией, что заметно уменьшает вероятность хрупких разрушений. Высокой склонностью к хрупким разрушениям в исходном и стабилизированном состояниях обладают сварные соединения стали типа 12Х18Н10Т, легированной титаном (рис. 18, б). Лишь аустенизация, снимая эффект дисперсионного твердения, обусловливает повышение пластичности сварного соединения до уровня, основного металла. С ростом жаропрочности аустенитной стали, достигаемым обычно дополнительным легированием ее титаном, ниобием и алюминием, склонность сварных соединений к хрупким разрушениям в околошовной 4% зоне заметно возрастает. Особенно велика она в сварных соединениях высокожаропрочных сплавов на никелевой основе [4]. Одним из основных факторов, определяющих жаропрочность сварных соединений аустенитных сталей, является охрупчивание их швов при высокотемпературных Рис. 18. Изменение длительной пластичности сварных соединений,склонных к хрупким разрушениям в околошовной зоне. Испытания на изгиб по методике ЦКТИ: а - сталь 15Х1М1ФЛ: 9 - исходное состояние; Щ - недоотпуск при 630° С; А - высокий отпуск пои 730° С; б - сталь 12X18H10T: ф - исходное состояние; Щ - стабилизация при 800° С; А - аустенизация при 1150° С; ---- основной металл выдержках. В зависимости от фазового состава шва и его легирования оно может иметь разную природу. Охрупчива1!не наиболее распространенных аустенито-ферритных, а также феррито-аустенитных и ферритиых швов связано прежде всего с нестабильностью ферритной фазы при высоких температурах. Ответственными за него в данном случае являются механизм)>1 475-градусиой хрупкости и б-охрупчивания. Тонкое распределение ферритной фазы в сварных швах ускоряет процессы распада ферритной фазы. По данным испытания на ударную вязкость металла аустенитных и аустенито-ферритных швов (рис. 19) выявляются две области их высокотемпературного охруп-чивания. Первая из них, расположенная в интервале 300-500° С, начинает проявляться, если содержание ферритной фазы в структуре шва превышает 8-10%. Увеличение его до 20% приводит уже к резкому падению ударной вязкости даже после относительно кратковременных выдержек в этом интервале температур и мол<ст проявляться в появлении трещин в корневых слоях многослойного шва непосредственно во время сварки. Ответственным за охрупчивание в этом интервале температур является механизм 475-гр;:дусиоп хрупкости, приводящий к структурным изменениям в первую очередь на границе раздела аустенитной и |
© 2011 - 2024 www.taginvest.ru
Копирование материалов запрещено |