WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


На правах рукописи

ПОЛЕТАЕВ Юрий Вениаминович

ПОВЫШЕНИЕ СТОЙКОСТИ ПРОТИВ ЛОКАЛЬНЫХ РАЗРУШЕНИЙ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ АУСТЕНИТНЫХ СТАЛЕЙ, ВЫПОЛНЕННЫХ ДУГОВОЙ СВАРКОЙ

Специальность 05.02.10- Сварка, родственные процессы и технологии А В Т О Р Е Ф Е Р А Т диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Ростов-на-Дону – 2012

Работа выполнена в Федеральном Государственном Бюджетном Образовательном Учреждении Высшего Профессионального Образования «Донской государственный технический университет» (ДГТУ) на кафедре «Машины и автоматизация сварочного производства», г.

Ростов-на-Дону.

Научный консультант: Заслуженный деятель науки и техники РФ, доктор технических наук, профессор Лукьянов Виталий Федорович, Донской государственный технический университет, г. Ростов-на-Дону

Официальные оппоненты: доктор технических наук, профессор Соколов Геннадий Николаевич, ГОУ ВПО «Волгоградский государственный технический университет (ГОУ ВПО «ВолгГТУ»), г. Волгоград доктор технических наук, профессор Сидоров Владимир Петрович, ФГБОУ ВПО « Тольяттинский государственный университет» (ТГУ), г. Тольятти доктор технических наук, профессор Чуларис Александр Александрович ФГБОУ ВПО «Донской государственный технический университет» (ДГТУ), г. Ростов-на-Дону

Ведущая организация: ОАО «ВНИИАМ», г. Волгодонск

Защита состоится 15 мая 2012 года в 15.00 на заседании диссертационного совета Д. 212.058.01 Донского государственного технического университета по адресу: 344000, г. Ростов-на-Дону, пл. Гагарина, 1, ДГТУ, ауд. 252.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ДГТУ.

Автореферат разослан «__» ____________ 2012 года.

Ученый секретарь диссертационного совета Г.В. Чумаченко

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ



Актуальность проблемы. Реализация «Программы развития Единой энергетической системы (ЕЭС) на период с 2010 по 2016 год» будет осуществлена за счет сооружения новых АЭС и ТЭС с энергоблоками большой единичной мощности, являющихся объектами новой техники. При изготовлении оборудования и трубопроводов АЭС (с реакторами типа БН и ВГ) и ТЭС используют высоколегированные стали аустенитного класса. Технологические трудности получения качественных без дефектов сварных соединений связаны с повышенной склонностью этих конструкционных материалов к деформации и образованию горячих (подсолидусных) трещин в зоне термического влияния (3ТВ). Сложность решения задачи возрастает в условиях единичного производства, что характерно для энергомашиностроения. Это обусловлено тем, что при создании объектов новой техники обычно применяют новые стали с различным сочетанием толщин свариваемых элементов. При этом разработка технологических режимов сварки осуществляется преимущественно экспериментальным путем из-за недостатка знаний о процессах охрупчивания, протекающих в металле 3ТВ, а так же отсутствия научно обоснованных расчетных методик.

При выборе конструкционных и сварочных материалов и разработке технологий сварки плавлением новых аустенитных сталей требуется комплексное решение проблемы достижения высокого уровня механических и служебных свойств сварных соединений. Одной из главных задач при этом является обеспечение требуемой стойкости металла 3ТВ против хрупкого межзеренного разрушения (МЗР) при рабочей температуре выше 773К, который получил в литературе условное наименование «локальное разрушение» (ЛР). В диссертации показано, что в условиях низкочастотного малоциклового нагружения (НМН), обусловленного нестационарным режимом эксплуатации энергооборудования, наблюдается значительное снижение малоцикловой прочности сварных соединений за счет ускорения процесса ЛР металла 3ТВ. В тоже время механизм и кинетика ЛР при НМН сварных соединений практически не изучены.

Актуальность проблемы определяется тем, что ЛР выявляются неожиданно и приводят к аварийным ситуациям и значительным материальным затратам. Последствия хрупкого разрушения оборудования АЭС могут быть катастрофическими.

Таким образом, разработка теоретических основ и практических способов предотвращения локальных разрушений сварных соединений оборудования и трубопроводов из аустенитных сталей с температурой эксплуатации 773 – 923 К, на основе анализа раскрытых механизмов и факторов формирования химической микронеоднородности и межзеренной хрупкости при сварочном нагреве и НМН, являются решениями актуальной научно-технической проблемы повышения эксплуатационной надежности сварных соединений энергетического оборудования высоких параметров и имеют большое значение для экономики страны.

Работа выполнялась в рамках координационного плана 0.01.04.14.04.М10 и научно-технической программы ОЦ.001, задание 0,5 ГКНТ СССР, научно-исследовательских работ по 9-ти план - заказам МИНЭНЕРГОМАШа СССР в период 1980-1987г., тематических планов госбюджетных и научно-исследовательских работ Минобразования РФ в период до 2008 года.

Цель и основные задачи работы. Разработать теоретические основы и технологические решения, обеспечивающие повышение, до уровня нормативных требований, стойкости против ЛР сварных соединений аустенитных сталей при изготовлении оборудования и трубопроводов АЭС, эксплуатирующихся в условиях высокотемпературного (773-923К) малоциклового нагружения.

Поставленная цель реализована путем проведения комплексных исследований в ходе которых необходимо было решить следующие научнотехнические задачи:

-изучить современные представления о механизме МЗР металлов и факторах стимулирующих ЛР в ЗТВ сварных соединений; выявить неизученные аспекты проблемы и определить направления для теоретических и экспериментальных исследований;

-раскрыть, теоретически обосновать и экспериментально подтвердить механизм влияния параметров термического цикла сварки (ТЦС) на формирование структурной и химической неоднородности и склонности металла ЗТВ к ЛР;

-теоретически и экспериментально обосновать принципы решения проблемы ЛР, разработать прикладной метод целенаправленного формирования аустенитно-стабильной и стойкой против ЛР структуры ЗТВ;

-разработать феноменологическую модель термоактивационного процесса МЗР при циклическом нагружении для теоретической оценки влияния скорости релаксации напряжений на кинетику процесса ЛР;

-разработать методы количественной оценки релаксационной стойкости и склонности к ЛР сварных соединений в условиях высокотемпературного НМН;

-экспериментально выявить и теоретически обосновать механизм влияния основных структурно-механических, конструктивных, технологических и эксплуатационных факторов на склонность сварных соединений к ЛР при высокотемпературном НМН. Разработать рекомендации по оптимизации химического состава металла ЗТВ аустенитной стали и погонной энергии дуговой сварки, при которых достигается повышение стабильности структуры и стойкости металла ЗТВ против ЛР до уровня нормативных требований;

- разработать и внедрить в производство технологии дуговой сварки оборудования и трубопроводов атомных энергетических установок из новых сталей аустенитного класса с жидкометаллическим или газовым теплоносителем с рабочей температурой 773-923К.

Методы исследований. При решении поставленных задач использовали методы математического анализа и статистики, аналитические и приближенные методы решения уравнений различного вида. Степень адекватности математических моделей, описываемым ими процессам, и точность расчетных методик оценивали сравнением расчетных и экспериментальных результатов.

При экспериментальных исследованиях применяли: математические методы планирования экспериментов и статистической обработки их результатов;

графо-аналитические методы расчета структуры металла 3ТВ; методики МГТУ им. Н.Э.Баумана и НПО ЦНИИТМАШ для оценки технологической прочности металла 3ТВ; методику НПО ЦНИИТМАШ и установку ТЦС-1 для воспроизведения имитированного ТДЦС; методы испытаний сварных соединений на склонность к ЛР при НМН; методы определения механических и жаропрочных свойств сварных соединений; металлографический, электронномикроскопический, рентгеноструктурный и химический методы анализа.

Научная новизна работы.

Раскрыты, теоретически обоснованы и экспериментально подтверждены механизмы целенаправленного формирования стабильной структуры металла ЗТВ, обеспечивающей стойкость против ЛР сварных соединений аустенитных сталей, при высокотемпературном (773-923 К) НМН.

1. Сформулирован и теоретически обоснован механизм ЛР металла ЗТВ аустенитных сталей при НМН сварных соединений оборудования и трубопроводов АЭС с рабочей температурой 773-923К и установлена его связь с технологией сварки.

2. Теоретически и экспериментально установлено, что механизм охрупчивания металла ЗТВ при сварке связан с развитием процессов, снижающих относительную прочность границ зерен и которые могут быть объединены в две группы:

-обуславливающие разупрочнение границ зерен и накапливание по ним повреждений в результате обогащения границ зерна примесными и сегрегирующими элементами, избыточными фазами и накоплением зародышевых дефектов по границам в процессе деформации в температурном интервале хрупкости (прямое разупрочнение);

-приводящие к упрочнению тела зерна (относительное разупрочнение границ зерен). Показано, что, оптимизируя тепловложение при сварке можно управлять структурной и химической однородностью металла ЗТВ и связанной с нею склонностью к образованию ЛР.

3. Установлено, что размер аустенитных зерен металла ЗТВ стимулирует склонность к ЛР, если при сварочном нагреве на межзеренных границах выделяется карбидная фаза дендритного вида, занимающая не менее 25-50% от суммарной площади границ. Выделение более прочных отдельных карбидных фаз в виде трехмерных частиц могут тормозить развитие МЗР.

4.На основании анализа разработанной феноменологической модели термофлуктуационного МЗР установлено, что в отличии от известных представлений о механизме МЗР в условиях ползучести, при НМН значительно активизируются процессы разупрочнения границ зерен, накопления поврежденности от ползучести и усталости и возрастает склонность сварных соединений к ЛР.

Практическая ценность и реализация результатов работы. Совокупность полученных автором и при его участии теоретических и экспериментальных результатов является обобщением и решением, на основе разработанных научно-обоснованных технологий сварки плавлением и сварочных материалов, крупной научной проблемы повышения качества и эксплуатационной надежности сварных соединений оборудования и трубопроводов атомных энергетических установок с жидкометаллическим (реактор БН) и газовым (реактор ВГ) теплоносителем, теплообменного оборудования ТЭС и АЭС из новых высоколегированных аустенитных сталей с температурой эксплуатации от 773 до 923К.

С целью повышения сварочно-технологических свойств электродов и технологической прочности металла шва при ручной дуговой сварке, разработаны составы электродных покрытий (А.С.№ 1391846 и А.С.№ 1745482). Предложенный « Состав поверхностного активатора, наносимого на сварочную проволоку» (А.С.№1534904) обеспечивает повышение устойчивости горения дуги и снижение склонности многопроходных сварных швов к образованию дефектов ( зашлаковок, несплавлений и пор) при полуавтоматической аргоннодуговой сварке плавящимся электродом.

На основании выполненных исследований и результатов аттестационных испытаний получено разрешение Гостехнадзора РФ на применение сварочных материалов и разработанных технологий сварки плавлением для изготовления оборудования и трубопроводов АЭС из новой низкоуглеродистой аустенитной стали 03Х16Н9М2. Указанные материалы включены в нормативнотехнические документы ПН АЭГ-7-008-89, ПН АЭГ-7-009-89 и ПН АЭГ-7010-89.

С целью подготовки производства ПО «Атоммаш» к изготовлению оборудования АЭС с реактором БН-800 выполнено опытно-промышленное освоение сварочных материалов и разработанных технологий ручной электродуговой сварки покрытым электродом, автоматической сварки под флюсом, электрошлаковой сварки и полуавтоматической сварки плавящимся электродом в среде защитных газов длинномерных сварных соединений толщиной до 150мм из стали 03Х16Н9М2. Изготовленные в промышленных условиях сварные трубы диаметром 297 и толщиной 30мм были отправлены на Черепетскую ГРЭС для проведения стендовых испытаний. На основании результатов аттестационных испытаний производственных сварных соединений и моделей имитаторов элементов корпуса и опорного пояса, имитаторов узлов днища центральной колонны и узлов теплообменника «натрий–вода» доказана эффективность разработанных технологических принципов повышения качества, стабильности структуры и служебных свойств металла 3ТВ при изготовлении сварных узлов оборудования и трубопроводов установки БН-800 из аустенитной стали 03Х16Н9М2. Результаты исследований позволили также научно обосновать возможность отказа от проведения высокотемпературной термической обработки – аустенитизации сварных соединений стали 03Х16Н9М2 в толщинах до 150мм, без опасности снижения стойкости металла ЗТВ против ЛР.

На основании результатов комплексного исследования обосновано выбранные сварочные материалы и разработанные технологии сварки внедрены в конструкторскую и технологическую документацию предприятия СКТБ «Квазар» для изготовления из стали 03Х16Н9М2 парогенератора атомной энергетической установки с реактором ВГ-400.

На основании вскрытого механизма охрупчивания металла 3ТВ сварных соединений 14% - ной хромистой стали легированной большим количеством марганца определены основные причины резкого снижения пластических свойств структуры ЗТВ сварных соединений при термодеформационном воздействии. С целью повышения качества, стабильности структуры и служебных свойств металла 3ТВ откорректирован химический состав (с внесением соответствующих изменений в ТУ 14-1-2790-79) новой аустенитной стали 06Х14Г11Ф и разработаны практические рекомендации по технологии изготовления сварных соединений воздухоподогревателей типа «пластинчатый теплообменник». Полученные экспериментальные данные по склонности к ЛР металла 3ТВ доказывают, что максимальная температура эксплуатации сварных соединений может достигать 823К.

Выявленная высокая чувствительность металла 3ТВ к ТЦС и склонность к образованию ЛР сварных соединений некоторых узлов главного циркуляционного насоса и другого оборудования АЭС, выполненных из хромистых и хромомарганцевых сталей ДИ-50 и ДИ-59 потребовала проведения комплексного исследования проблемы охрупчивания, результаты которого обобщены и внедрены в ПО «Атоммаш» в виде научно-обоснованных рекомендаций по уточнению химического состава металла ЗТВ сварных соединений исследованных сталей и технологий сварки.

С использованием метода флуктуационного анализа (ФА) рассчитаны оптимальные погонные энергии и разработаны технологии сварки, обеспечивающие минимальные изменения структуры металла 3ТВ и высокую стойкость против образования трещин повторного нагрева, что позволило научно обосновать замену высокого отпуска на низкотемпературный отпуск –термофиксацию без снижения качества и служебных свойств сварных соединений. Разработанные технологические рекомендации по повышению качества металла 3ТВ сварных соединений теплообменников внедрены в конструкторскую и технологическую документацию на ООО «Спецпромконструкция».

Применение разработанной методики оценки склонности сварных соединений к ЛР согласованно предприятием ФГУП «НИКИЭТ» для обоснования выбора аустенитных сталей и технологий сварки при изготовлении сварных конструкций энергетического оборудования, надежности и ресурса сварных соединений, а также для определения эффективности технологических рекомендаций и анализа причин локального разрушения. Методика внедрена в практику научных исследований ОАО НПО «ЦНИИТМАШ», МИНХ и ГП им.

И.М.Губкина, ПО «АТОММАШ», ОАО «ЭМК-АТОММАШ».

Суммарный экономический эффект от внедрения результатов работы составил: около двух миллионов рублей в т.ч. доля автора составляет 80%.

На защиту выносятся:

1. Прикладной метод ФА, позволяющий оценить влияние погонной энергии при сварке на стабильность структуры металла ЗТВ сварных соединений аустенитных сталей.

2. Феноменологическая (полуэмпирическая) модель термоактивационного процесса ЛР металла 3ТВ сварных соединений в условиях изотермичеон ного циклического нагружения; физически обоснованные критерии количественной оценки релаксационной стойкости и стойкости против образования и развития ЛР металла 3ТВ сварных соединений при НМН.

3. Результаты оценки влияния имитированного и реального ТДЦС на стабильность структуры и склонность к образованию горячих (подсолидусных) трещин металла 3ТВ аустенитных сталей 14Х14Н14В2М (ЭИ-257),12Х18Н12Т, 06Х14Г10, 06Х14Г12, 06Х14Г12Ф, 06Х14Г16, 08Х18Н9 и 03Х16Н9М2 полученные различными аналитическими и экспериментальными методами.

4. Закономерности влияния структурно-механических, конструктивных, технологических и эксплуатационных факторов на механизм пластической деформации и МЗР, а также кинетику ЛР металла 3ТВ при ДМН.

5. Результаты комплексных исследований свариваемости, качества и стабильности структуры металла 3ТВ, механических и служебных свойств, в том числе малоцикловой прочности сварных соединений, позволившие выявить преимущества и научно обосновать выбор низкоуглеродистой аустенитностабильной стали 03Х16Н9М2, сварочных материалов и разработанных технологий сварки плавлением для дальнейшего промышленного применения.

6. Обобщенные результаты промышленного внедрения выбранных сварочных материалов и разработанных технологий сварки плавлением для изготовления оборудования и трубопроводов АЭС и ТЭС из новых высоколегированных сталей аустенитного класса.

Автор принимал непосредственное участие в научных разработках от постановки задач до выполнения конкретных исследований, анализа и внедрения полученных результатов.

Апробация результатов диссертации. Основные положения и отдельные результаты диссертационной работы в период 1980-2010г.г. докладывались на международных, всесоюзных, республиканских, региональных, отраслевых научно-технических конференциях и совещаниях (в Москве, Киеве, Кишиневе, Николаеве, Волгограде, Санкт-Петербурге, Ростове- на -Дону, Волгодонске и др.), на семинаре научного совета отдела сварки ОАО НПО «ЦНИИТМаш», а также получили практическое апробирование в ОАО НПО «ЦНИИТМаш», ПО «Атоммаш», ФГУП «НИКИЭТ», СКТБ «Квазар», МИНХ и ГП им И.М. Губкина, ОАО «ЭМК-Атоммаш», ВИ (ф) ЮРГТУ (НПИ).

Диссертационная работа в целом обсуждалась в 2011 году на научных семинарах: кафедры «Машины и автоматизация сварочного производства» Донского государственного технического университета; кафедры «Оборудование и технология сварочного производства» совместно с кафедрой «Сопротивление материалов» Волгоградского Государственного технического университета.

Публикации. Основные положения диссертационного исследования лично и в соавторстве опубликованы в монографии и в 35 печатных работах (общим объемом 34,8 п.л.), в том числе: 19 статей – в рецензируемых научных журналах и изданиях; 13 статей – в сборниках научных трудов и материалах конференций; 3 – авторские свидетельства на изобретения.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти разделов, общих выводов, приложения и содержит 302 страницы машинописного текста, в том числе 31 таблицу, 117 рисунков, списка литературы из 163 наименований и приложений на 9 страницах.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении приведены данные по современному состоянию исследуемой проблемы, сформулированы актуальность работы, цель исследования, научная новизна и практическая ценность полученных результатов.

В разделе 1 «Проблема межзеренного локального разрушения металла 3ТВ сварных соединений аустенитных сталей » изложены: результаты анализа литературных данных по основным аспектам проблемы ЛР металла 3ТВ; современные представления о физической природе и механизме МЗР при ползучести; проанализированы достоинства и недостатки существующих лабораторных методов испытаний склонности к ЛР металла 3ТВ; критерии выбора жаропрочных аустенитных сталей и известные рекомендации по повышению стойкости против ЛР сварных соединений. Намечены направления для теоретических и экспериментальных исследований и сформулированы задачи работы.

Образование хрупких ЛР металла 3ТВ сварных соединений энергетического оборудования при температуре выше 773К в большинстве случаев было неожиданным и преждевременным, так как по результатам стандартных испытаний жаропрочности свойства металла 3ТВ удовлетворяли предъявляемым требованиям. ЛР образуются и развиваются эквидистантно сварному шву, в участке крупного зерна металла 3ТВ, на расстоянии 1-3 зерен от линии сплавления (Рис. 1), в зонах воздействия максимальных изгибающих напряжений.

ЛР образуются в тех случаях, когда вязкость металла 3ТВ недостаточна для того, чтобы абсорбировать пластическую деформацию ползучести, возникающую в результате релаксации растягивающих напряжений от изгиба в сварном узле.





Факторы, способствующие образованию ЛР, могут быть объединены в следующие три группы: конструктивные, технологические и эксплуатационные.

Следует отметить, что, несмотря на значительное количество исследований, проблема ЛР металла ЗТВ сварных соединений еще далека от разрешения.

Это подтверждается продолжающимися случаями ЛР сварных стыков энергетического оборудования при высокотемпературной эксплуатации. Определены научные проблемы по теме диссертации и направления теоретических и экспериментальных исследований:

-образование ЛР на расстоянии 1-3 зерен от линии сплавления свидетельствует о решающем влиянии процесса сварки на формирование исходной химической, структурной и механической неоднородности участка крупного зерна ЗТВ, приводящим его в состояние ускоренного, по сравнению с основным металлом, разрушения в условиях высокотемпературной эксплуатации.

При этом основной проблемой является отсутствие научно обоснованных прикладных методов, связывающих погонную энергию при сварке с размером ау стенитного зерна и вероятностью образования охрупчивающих фаз,позволяющих оптимизировать величину погонной энергии и разработать технологию сварки обеспечивающую стабильность структуры и стойкость против ЛР металла 3ТВ сварных соединений;

-ЛР сварных соединений образуются при сложном совместном воздействии статических и циклических изгибающих нагрузок. Теория разрушения металла ЗТВ в условиях статического нагружения (ползучести) в основном изложена в работах отечественных и зарубежных ученых: Ананьевой М.А., Земзина В.Н., Зубченко А.С., Ратнера А.В., Крутасовой Е.И., Феклистова С.И., Хромченко Ф.А., Шрона Р.З., Фроста Г., Эшби М..Александера Х. и других. Однако до настоящего времени проблему ЛР не связывали с воздействием НМН, обусловленного нестационарным режимом работы энергетического оборудования;

- неизученность механизма, причин образования и факторов стимулирующих ЛР сварных соединений в условиях НМН не позволяет разработать теоретические основы и технологические способы предотвращения этого опасного вида эксплуатационного повреждения;

- другой проблемой является отсутствие лабораторных методов и физически обоснованных критериев оценки склонности к образованию и развитию ЛР в металле 3ТВ при НМН сварных соединений. Это не позволяет производить обоснованный выбор аустенитных сталей и технологий сварки при изготовлении сварных конструкций перспективных АЭУ с жидкометаллическим или газовым теплоносителем с температурой 773-923 К, а также оценку эффективности технологических рекомендаций и анализ причин ЛР;

-рассмотрены известные рекомендации по повышению стойкости против ЛР металла ЗТВ сварных соединений. Показано, что эффективность этих рекомендаций необходимо проверять на конкретном сварном соединении каждой исследуемой марки стали.

Таким образом, решение проблемы ЛР непосредственно связано с раскрытием, теоретическим обоснованием и экспериментальным подтверждением механизмов целенаправленного формирования однородной и стойкой против ЛР структуры металла ЗТВ сварных соединений энергетического оборудования в условиях НМН.

В разделе 2 «Разработка методов оценки стабильности структуры и стойкости против ЛР металла 3ТВ сварных соединений» обоснована последовательность проектирования технологии дуговой сварки сварных соединений новых аустенитных сталей; разработан прикладной метод ФА для оценки стабильности структуры ЗТВ при сварке; изложено теоретическое обоснование предложенных аналитических зависимостей влияния погонной энергии сварки на формирование структурной и химической микронеоднородности ЗТВ для оптимизации погонной энергии сварки; на основании изучения феноменологической модели термоактивационного процесса МЗР при циклическом нагружении установлены общие закономерности разрушения и разработаны физически обоснованные критерии ЛР металла 3ТВ при НМН.

Выбор технологических режимов формирования однородной и стабильной структуры металла ЗТВ при сварке является сложной многоплановой зада чей и носит эмпирический характер. Обозначим основные этапы расчетноэкспериментального метода проектирования технологии дуговой сварки новых аустенитных сталей:

1.Выполняют анализ исходных данных (назначения и условий эксплуатации сварной конструкции, марка конструкционного материала и т.п.).

2.Используя разработанный прикладной метод ФА анализируют влияние погонной энергии на стабильность структуры ЗТВ и определяют нижний предел диапазона оптимальных погонных энергий сварки при котором формируется минимальная структурная и химическая неоднородность участка крупного зерна ЗТВ.

3.С помощью методики НПО ЦНИИТМАШ, экспериментально исследуют предрасположенность стали к образованию горячих (подсолидусных) трещин при обоснованно выбранной величине максимальной температуры Тмах ТЦС участка крупного зерна ЗТВ.

4. Выбор оптимального диапазона погонной энергии процесса зависит от большого числа факторов, в том числе способа сварки, требуемого уровня качества и свойств ЗТВ и.т.п. В этой связи применение крупногабаритных имитированных образцов на данном этапе работы является технически и экономически обоснованным, так как позволяет выполнить дифференцированную оценку влияния различных факторов на повреждаемость металла ЗТВ, что затруднительно при использовании сварных соединений.

5.Разработанная методика предусматривает нагрев на установке ТЦС-специальных образцов-заготовок размером 12х20х160мм проходящим током по режиму выбранного ТЦС с последующим изготовлением из них образцов для испытаний склонности к ЛР в условиях НМН, металлографических исследований и других. Тмах нагрева назначали по результатам испытаний стали на склонность к образованию горячих трещин. При нагреве до Тмах формировалась структура без следов оплавления и аналогичная структуре участка крупного зерна ЗТВ реального сварного соединения.

6.Образцы-заготовки нагревают до Тмах с различными скоростями нагрева и охлаждения, что обеспечивает возможность целенаправленного управления формированием структурной и химической однородности металла ЗТВ за счет изменения в широком интервале времени пребывания металла выше температуры интенсивного роста зерна и развития диффузионных процессов.

7.Проводят комплексное исследование взаимосвязи между основными показателями качества и стойкости против ЛР металла ЗТВ и параметрами ТЦС с целью установления допустимого верхнего значения оптимального диапазона погонных энергий.

8.Анализируют результаты экспериментальных данных и вносят корректировку в теоретические расчеты (при необходимости), либо разрабатывают технологические рекомендации по формированию структурной и химической однородности металла ЗТВ при сварке.

9.На основе технологических рекомендаций разрабатывают технологию дуговой сварки обеспечивающую формирование металла ЗТВ в оптимальном диапазоне погонных энергий. При этом осуществляют выбор конструктивного оформления сварных соединений и сварочных материалов.

10. Изготавливают сварные соединения в соответствии с разработанной технологией, а также с отклонениями от нее в пределах возможных для производственных (монтажных) условий. Выполняют аттестационные испытания сварных соединений аустенитных сталей в исходном состоянии и после термической обработки, в том числе исследование склонности к ЛР сварных соединений в условиях НМН с учетом влияния структурно-механических, конструктивных, технологических и эксплуатационных факторов.

Разработка метода ФА. Стабильность структуры металла аустенитных сталей при термодеформационном воздействии определяется типом и скоростью выделения избыточных фаз (карбидов, интерметаллидов и др.), которые могут играть положительную или отрицательную роль в зависимости от влияния на служебные свойства металла 3ТВ сварных соединений.

Недостатком существующего метода оценки стабильности структуры в процессе термического старения аустенитной стали разработанного Феклистовым С.И. является то, что он не учитывает влияние погонной энергии сварки на формирование наиболее высокой степени химической микронеоднородности именно в участке крупного зерна металла 3ТВ, расположенного на расстоянии 1-3 зерен от линии сплавления.

Предложенный в диссертационной работе прикладной метод ФА избыточных фаз, образующихся в процессе роста аустенитных зерен металла 3ТВ сварных соединений, позволяет оценить влияние погонной энергии сварки на стабильность структуры металла ЗТВ аустенитных сталей и является развитием перспективного научного метода ФА.

Для прогнозирования вероятности образования участка химической микронеоднородности с учетом влияния размера зерна использовано уравнение j j K K B B Пуассона в виде Р 2 e 2 j! j! (2.1.) Где Р - вероятность образования зародыша с заданной концентрацией в 1 см металла; - начальная концентрация элемента соответствующая его содержанию в твердом растворе, ат.%; j- конечная концентрация элемента на участках химической микронеоднородности, ат.%; е-основание натурального логак рифма; В=( 2) - коэффициент учитывающий размер зерна, где К-число баллов зерна по ГОСТ 5639-82. Количество участков с заданной концентрацией по каждому элементу определяется зависимостью j K K Nf=NoP=No 2 e 2 (2.2) j! Где N - количество участков с заданной концентрацией элемента; N f о количество участков любой концентрации в 1 см металла, вычисляемое по периоду кристаллической решетки аустенитной стали в закаленном состоянии.

Для зародыша величиной 100 атомов в аустенитной матрице 20 3 20 N =8,86х10 1/см, а для 1000 атомов N =0,9х10 1/см.Поскольку количесто о во флуктуационных зародышей в 1 см в единицу времени равно Nf скорость их образования в металле 3ТВ можно определить по выражению И.Л.Миркина:

N0 Р 8( J )V = Дт, (2.3) t hгде Дт – коэффициент термодиффузии; h-толщина межзеренной прослойки, ограниченной стыком двух и более зерен. Связывая такой вероятностный подход с условиями образования участков микронеоднородности можно по результатам оценки типа и скорости роста избыточных фаз судить о стабильности структуры металла ЗТВ при сварке.

Влияние процесса сварочного нагрева на структурно-фазовые изменения аустенитной стали оценивали используя предложенную М.Х.Шоршоровым и А.С. Акритовым математическую модель кинетики роста аустенитного зерна путем миграции его границы в участке перегрева металла ЗТВ в зависимости от применяемой погонной энергии сварки:

у А W= , (2.4) ф tmax Qсв ф где W- скорость роста зерна; А-коэффициент; t фактическое время max пребывания металла 3ТВ в интервале температур Тк-Тмах; Тк- температура кристаллизации металла сварочной ванны; Тмах- максимальная температура нагрева металла участка перегрева, удаленного на расстоянии У от оси источника нагрева; Qсв- погонная энергия сварки. Фактический размер зерна может быть определен из уравнения (2.4) путем интегрирования, при условии, что миграция границы начинается при У =Д (первый и второй ряд зерен, примыкающий к линии сплавления). Предложенные аналитические зависимости позволяют обосновать расчетом оптимальные значения Qсв обеспечивающие минимальную химическую микронеоднородность структуры и склонность к ЛР металла 3ТВ.

Разработка феноменологической модели. Для феноменологического описания термоактивационного процесса ЛР использовали физические представления о разрушении и теоретические положения В.В. Владимирова. Модель исходит из конкуренции двух кинетических процессов - разрушения и пластической деформации. Если скорость процесса пластической деформации выше, чем у процесса разрушения, то микропластическая деформация успевает пройти около всех концентраторов раньше, чем там начнется разрушение. В результате напряжения около концентратора уменьшаются вследствие релаксации. Если пластическая деформация пройти не успевает, то разрушение происходит при максимальных локальных напряжениях.

Пусть процесс разрушения локализован в объеме. Последовательные положения фронта трещины будем описывать перемещением точки в фазовом пространстве через потенциальные барьеры Wi (i=0,1,2…), образованные мелкомасштабными препятствиями (Рис. 2.) Преодоление потенциальных барьеров л происходит благодаря совместному действию локальных напряжений и тепловых флуктуаций. Высота барьеров с i>m настолько мала, что временем их преодоления можно пренебречь. Общий наклон потенциальной кривой Wi оп ределяется уменьшением суммарной энергии за счет работы приложенных напряжений, высота барьеров – локальными препятствиями. Высота Wi зависит л от времени Wi= Wi(t), а эффективная высота Wi( ) может меняться из-за изл л(t) менения величины локальных напряжений вследствие релаксации Развитие процессов разупрочнения границ зерен, способствующих уменьшению эффективной поверхностной энергии, понижает потенциальный барьер для зарождения микротрещин, то есть Wi.

Пусть среднее время перехода через i-тый барьер (например, зарождения -i-той микротрещины), Wi tip =to exp[ -S] (2.5) k T Vv (t) л где S= - параметр, описывающий глубину релаксации, т.е. отноK T шение увеличения высоты потенциального барьера Wi вследствие релаксации к средней тепловой энергии.

Сделаем допущение, что л делится на релаксирующую р и не релаксирующую н.р.части, причем переход от л(t=0)= н.р+ р к л (t )= н.р н. р. р(1 t / tp);t tрел происходит по линейному закону: л(t ) t tрел н. р. (2.6.) где t рел- время релаксации.

В момент приложения нагрузки в месте возможного зарождения микротрещины или в вершине уже имеющегося концентратора возникает локальное напряжение л(0), которое затем релаксирует по закону (2.6.). В зависимости от релаксационной способности материала и внешних условий процесс разрушения может происходить или при почти неизменных лмах=нр+р или при напряжениях, существенно уменьшенных благодаря релаксации. Первый случай tP tP реализуется при долговечности <>tpeл (Рис.3) Проанализированы вероятности разрушения для различных скоtP ростей релаксации: отсутствие релаксации tpeл , ~ m.tp.(н.рел); малая скоtP tP рость релаксации tpeл> ; средняя скорость релаксации tpeл ; большая скоtP tP рость релаксации tpeл ; m.tp.(рел) tP Установлена существенная зависимость долговечности материала от величины и скорости релаксации напряжений, температуры, а так же наличие разброса характеристических времен-долговечностей из-за термоактивационного характера процесса. Доказано, что скорость релаксации напряжений является фактором определяющим кинетику процесса МЗР.

На основании результатов теоретических исследований обоснованы условия нагружения, разработаны экспериментальные методики и критерии оценки релаксационной стойкости и склонности к ЛР сварных соединений.

Разработанная методика моделирует условия нагружения материала в зонах конструктивной концентрации напряжений при нестационарном режиме работы энергетического оборудования, связанном с плановыми или аварийными пусками и остановами. Деформирование сварных образцов по схеме чистого изгиба осуществляли в жестком режиме по трапецеидальному циклу с выдержками в полуцикле растяжения =3 мин.-168 час и полуцикле сжатия =10мин 1 (Рис 4). Для оценки чувствительности металла 3ТВ к надрезу поперек образца по линии сплавления наносили один краевой надрез типа Шарпи (=5,3) или Менаже ( =3,0) глубиной 1,0мм.

Оценку релаксационной стойкости выполняли в процессе испытаний образцов при НМН. Релаксация напряжений наиболее интенсивно протекает в первые часы испытаний, после чего устанавливается относительно невысокая скорость деформации. В этой связи, с некоторым допущением процесс релаксации начального напряжения мах=0 можно рассматривать как процесс деформирования образца под действием некоторого постоянного по величине эффективного напряжения (что близко к условиям испытаний на статическую длительную прочность) эф, величину которого рассчитывают по формуле Е.А.

Хейна:

эф=ост+0,33·=ост+0,33(о-ост) (2.7.) Анализ первичных кривых релаксации о=(1) позволяет получить следующие характеристики стали:

-скорость релаксации напряжений d/d;

-сопротивление релаксации в виде эффективного эф или остаточного напряжения ост, которое имеет сварное соединение по истечении определенного времени при данных условиях нагружения;

-степень упрочнения П, определяемая как отношение начального напря3 жения растяжения третьего цикла к.

Оценку надежности сварных соединений производили на стадии образования и развития ЛР. В качестве критериев оценки склонности к ЛР предложены количество циклов р нагружения до образования разрушения длиной 0,5…1,0 мм (критерий длительной малоцикловой прочности) и глубина С (мм) либо скорость V (мм/цикл) развития разрушения после равного количества циклов при одинаковых остальных параметрах нагружения (амплитуде деформации а, температуре Т и др.) Оценку стойкости против образования ЛР выполняли в два этапа. На первом этапе получали расчетную зависимость а от р по формуле предложенной Н.А. Махутовым.

t д.п.

а = р + у = (2.8.) m mc 4N Et4NP p t где р и у – соответственно пластическая и упругая деформация; и -экспериментально полученные значения, соответственно, длительной д.п пластичности и прочности за время испытания NP 1, где Еt– модуль уп ругости первого рода при температуре испытания; m =0,5 и mс=0,05коэффициенты. Для случая р»у упругой компонентой можно пренебречь и считать, что:

t а р = (2.9.) m 4NP Из соотношения (2.9) выводится выражение t р=0,25( /р)1/m (2.10) Анализ уравнения (2.10) показывает, что увеличение в каждом полуцикле растяжения приводит к увеличению амплитуды пластической деформации Ер на величину пластической деформации от ползучести р вследствии релаксации напряжения , уменьшению доли у и закономерному снижению р. При этом суммарная длительность испытаний возрастает.

Второй этап оценки состоял в экспериментальной проверке соотношения (2.8). В случае соответствия расчетных и экспериментальных данных экстраполяция долговечности на больший ресурс времени обоснована. Обработку первичных результатов испытаний (1), а=(Np), эф=(1) проводили с использованием методов математической статистики. Определение ресурсных параметров выполняли в соответствии со схемой (Рис 5).

Для оценки интенсивности ЛР использовали экспериментальные диаграммы разрушения в координатах эф = ) и С= ). Скорость разрушения V определяли путем численного дифференцирования плавной зависимости С= (). Сопоставление зависимостей V= (N) позволяет выявить металл ЗТВ обладающий наиболее высоким сопротивлением развитию разрушения, а так же оценить остаточный ресурс (живучесть) на стадии докритического ЛР В разделе 3 «Влияние химического состава сталей и ТДЦС на стабильность структуры и стойкость металла 3ТВ против локального разрушения» приведены результаты комплексных исследований повреждаемости структуры металла 3ТВ в зависимости от характера легирования углеродом, титаном, марганцем, молибденом аустенитных сталей 12Х18Н12Т, 10Х14Н14В2М(ЭИ-257), 06Х14Г10, 06Х14Г12, 06Х14Г12Ф, 06Х14Г16, 07Х18Н9 и 03Х16Н9М2, а также изложено теоретическое и экспериментальное обоснование механизма и кинетики ЛР сварных соединений.

По своему химическому составу исследуемые аустенитные стали являются многокомпонентными системами для которых характерно развитие сложных процессов разупрочнения границ зерен металла ЗТВ при сварке и высокотемпературной эксплуатации. Исходная поврежденность металла 3ТВ после сварки, а также дальнейшее снижение межзеренной прочности структуры в процессе длительного малоциклового нагружения определяют кинетику ЛР сварных соединений. Повышение качества и служебных свойств металла 3ТВ может быть достигнуто за счет применения технологии сварки с оптимальным тепловложением, а также - аустенитных сталей, проявляющих малую чувствительность к ТДЦС.

Аустенитные стали с карбидным и интерметаллидным упрочнением.

Исследовали в качестве тестовых материалов стали ЭИ-257 и 12Х18Н12Т про работавшие 70 тыс.час в составе паропроводов СВП на Черепетской ГРЭС, с известной историей эксплуатационных ЛР. Химический состав и механические свойства сталей в состоянии после эксплуатации соответствовали требованиям нормативных документов. Оценку склонности сталей к образованию горячих (подсолидусных) трещин в металле 3ТВ при сварке произвели с помощью методик МГТУ им.Н.Э.Баумана (на установке ЛТП 1-6) и НПО ЦНИИТМАШ (на установке ДСТ). Вследствие однофазной аустенитной структуры сталь ЭИ 2проявила явную предрасположенность к образованию горячих трещин.

Сталь12Х18Н12Т содержащая в структуре 2…3% - фазы хотя и не обнаружила явной склонности к указанному виду повреждения, однако ее А-зависимости возрастающие относительно медленно с уменьшением , характеризуют сталь как чувствительную к ТДЦС и предрасположенную к охрупчиванию.

Исследуемые стали проявляют различную способность образовывать карбиды в конденсированном состоянии. Результаты ФА показали, что наибольшая вероятность соответствует образованию термически устойчивого карбида Сr23 C6 (Рис.6) Однако, у стали 12Х18Н12Т процесс образования мелкодисперсных частиц карбидной фазы ТiC характеризуется наибольшей скоростью, что может привести к дисперсионному твердению матрицы, снижению релаксационной способности и повышению склонности металла ЗТВ к МЗР.

Результаты фазового анализа карбидных осадков и металлографических исследований подтвердили результаты ФА.

Следует отметить, что высокая чувствительность стали 12Х18Н12Т к ТДЦС не позволяет получить минимальную химическую микронеоднородность металла 3ТВ, даже при выполнении сварных соединений методом ручной дуговой сварки (РДС) с обоснованной расчетом =0,3-0,4 МДж\м. При повышесв Q нии погонной энергии сварки до 0,6 МДж\м заметно увеличивается протяженность 3ТВ и размер зерен (до 3 раз). Так, в корневой части 3ТВ зерна имели средний размер 350 мкм при максимальном условном диаметре отдельных зерен 600мкм. Металлографические исследования выявили наличие крупных карбидов дендритной формы занимающих практически всю площадь границ указанных зерен. Расчеты электронограмм, полученных с этих выделений показали, что это карбиды состава Ме23С6; в теле зерен обнаружены только дисперсные карбиды состава ТiC, возможно Тi(C,N). Присутствие дисперсных частиц ТiC в матрице существенно стабилизирует дислокационную структуру и повышает релаксационную стойкость стали. Даже после проведения аустенитизации сварных соединений в металле 3ТВ сохраняются крупные карбиды дендритной формы.

Таким образом, ТДЦС, способствуя интенсивному развитию процессов образования межзеренной и внутризеренной химической неоднородности приводит к разупрочнению границ зерен и формированию значительной исходной поврежденности металла3ТВ аустенитной стали 12Х18Н12Тстабилизированной Тi. Как и следовало ожидать наибольшую склонность к ЛР проявили сварные соединения в исходном после сварки состоянии. Применение электрода ЦТ- взамен ЦТ-15 обеспечивающего получение менее прочного металла сварного шва, снизило неоднородность механических свойств сварного соединения и повысило релаксационную способность и долговечность металла 3ТВ, примерно на 20%-40% у «гладких» (без надреза) сварных образцов. При испытании образцов с надрезом свойства металла шва на долговечность сварных соединений не оказывают влияние.

Проведение аустенитизации при Т=1373 К (выдержка 1 час) сварных соединений стали 12Х18Н12Т способствовало повышению релаксационной способности и в 1,5…2 раза долговечности металла ЗТВ по сравнению с исходным после сварки состоянием, а так же аустенитизированными сварными образцами стали ЭИ-257. Однако интенсивность ЛР металла ЗТВ стали 12Х18Н12Т на отдельных этапах примерно, в 3….5 раз большая чем у стали ЭИ-257 (рис.7). При увеличении температуры, амплитуды деформации и длительности выдержки наблюдается заметное снижение стойкости против образования и развития ЛР за счет интенсивного охрупчивания структуры ЗТВ вследствие ускорения процессов накопления длительного статистического и циклического повреждений.

Таким образом, с помощью разработанных методик проведены теоретические и экспериментальные исследования результаты, которых показали, что:

-предложенные критерии достоверно оценивают структурную стабильность металла 3ТВ и склонность сварных соединений к образованию и развитию ЛР, так как полученные результаты коррелируют с данными эксплуатационных наблюдений. Так по сравнению со сталью ЭИ-257, аустенитизированные сварные соединения стали 12Х18Н12Т обладают более высокой стойкостью против образования ЛР, но более низкой сопротивляемостью развития магистральной трещины, что связано с недостаточной стабильностью структуры ЗТВ в условиях НМН;

-проведение аустенитизации сварных стыков из стали 12Х18Н12Т обеспечивает результат временного повышения стойкости против ЛР, что согласуется с результатами наблюдений за эксплуатационными локальными разрушениями паропроводов СВП. Высокая интенсивность ЛР в закритической области характеризует сталь 12Х18Н12Т как ненадежную в эксплуатации;

- разработанная лабораторная методика воспроизводит характер ЛР аналогичный характеру эксплуатационных разрушений металла 3ТВ сварных соединений при высоких температурах. Разрушение локализовано в участке крупного зерна металла 3ТВ, на расстоянии 1…3 зерен от линии сплавления и имеет хрупкий межзеренный характер.

Аустенитные хромомарганцевые стали. Применение прикладного метода ФА позволило решить научно-техническую проблему повышения стойкости против ЛР металла ЗТВ на основе выбора оптимального химического состава новой аустенитной стали типа 06Х14Г11Ф, разработанной для замены стали 12Х18Н12Т. Теоретически и экспериментально исследовано влияние марганца в количестве (10…16)% на структуру и свойства металла ЗТВ сварных соединений 14%-ных хромистых сталей. Методом ФА оценена стабильность структуры металла ЗТВ сталей 06Х14Г10,06Х14Г12, 06Х14Г12Ф и 06Х14Г16 и расчетом обоснована верхняя граница диапазона оптимальных погонных энергий сварки (до 2,2 МДж/м). У всех исследованных составов основным видом избыточной фазы следует считать карбиды Ме23С6, - фазу состава Mn4N, и в небольшом количестве - карбиды ванадия. При этом наибольшая вероятность флуктуации участков - фазы соответствует, стали 06Х14Г16. Стали имеют достаточно высокую стойкость против образования горячих трещин при сварке, а их сварные соединения в состоянии без термической обработки обладают удовлетворительной стойкостью против хрупкого разрушения при нормальной температуре.

Установлено, что для обеспечения требуемого уровня технологических, механических и служебных свойств в составе металла ЗТВ 14%-ной хромистой стали должно быть не менее 12 % марганца. Экспериментально подтверждено, что требуемая стабильность структуры и стойкость металла ЗТВ против ЛР в условиях НМН при 823К у сварных соединений стали 06Х14Г12Ф значительно более высокая чем у стали 12Х18Н12Т.

Изучено влияние основных структурно-механических, технологических и эксплуатационных факторов на механизм ЛР металла ЗТВ стали 06Х14Г12Ф.

Определены основные причины нарушения стабильности структуры металла ЗТВ при температуре выше 873К, связанные с наличием большого количества (8-10)% ферритной фазы в металле ЗТВ.

Таким образом, сталь 06Х14Г12Ф может быть рекомендована для замены стали 12Х18Н12Т при изготовлении сварных конструкций с максимальной рабочей температурой до 873К.

Аустенитные хромоникелевые стали «Высокоуглеродистые» дисперсионно - твердеющие аустенитные стали проявляют высокую чувствительность к ТДЦС и склонность к ЛР. Наиболее эффективным является комплексное решение этой проблемы, учитывающее обоснованный выбор стабильноаустенитных сталей не ухудшающих свойства под воздействием сварки и переход к более ее совершенной технологии с оптимальной погонной энергией.

Используя, разработанный прикладной метод ФА, выполнено теоретическое исследование влияния легирующих элементов на стабильность структуры металла ЗТВ высоколегированных сталей 12Х18Н12Т, 06Х14Г12Ф, 07Х18Н9 и 03Х16Н9М2 при дуговой сварке. Установлено, что структурная и химическая однородность металла ЗТВ возрастает при уменьшении в аустенитной стали углерода ( менее 0,06 %), исключении из состава титана, рациональном легировании молибденом и марганцем. Экспериментальные исследования подтвердили это теоретическое положение.

Установлено, что сталь 03Х16Н9М2 с содержанием улерода С 0,04%, молибдена до 2 % и умеренно легированная хромом в наибольшей степени соответствует эксплуатационным требованиям. В стали 03Х16Н9М2 затруднены процессы образования и роста наиболее вероятного карбида вида Ме23 С6, что обеспечивает малую чувствительность к сварочному нагреву и сохранение структурно-стабильного состояния при последующих термодеформационных воздействиях. У стали 07Х18Н9, содержащей 0,01% титана, вероятность образования карбидов вида Ме23С6 в 2…3 раза более высокая, чем у стали 03Х16Н9М2, а вероятность образования карбидов титана в 3…5 раз меньшая, чем у стали 12Х18Н12Т. Вследствие наличия не менее 2% —феррита в структуре металла 3ТВ аустенитные стали 03Х16Н9М2 и 07Х18Н9 не склонны к образованию горячих трещин при сварке.

Влияние параметров ТЦС различных способов дуговой сварки на формирование структурной и химической однородности металла 3ТВ и склонность ее к ЛР в условиях НМН изучили на образцах моделирующих структуру участка крупного зерна 3ТВ, а также - вырезанных из сварных соединений.

Максимальную температуру нагрева Тмах=1643К назначили по результатам оценки склонности исследуемых сталей к образованию горячих трещин. При нагреве до этой температуры признаков оплавления не наблюдали, а стали имели минимальную пластичность. Для оценки влияния деформационного цикла 3ТВ при сварке часть имитированных образцов подвергли растяжению до остаточной деформации 4…5% при нормальной температуре.

Установлено, что нагрев по ТЦС (РДС, АСФ, АрДС), хотя и способствовал росту зерна, однако практически не повысил склонности к ЛР имитированной ЗТВ по сравнению с основным металлом. Холодная пластическая деформация имитированных образцов заметно снизила стойкость против развития ЛР по сравнению с реальными сварными соединениями. Таким образом, применение имитированных образцов для оценки стойкости структуры против развития ЛР взамен реальных сварных соединений не рекомендуется. Расчетом ФА обосновано и экспериментально подтверждено, что формирование требуемой структурной и химической однородности и стойкости против ЛР металла ЗТВ обеспечивается при выполнении сварных соединений дуговой сваркой с оптимальной погонной энергией до: 5 МДж/м (сталь 07Х18Н9); 15 МДж/м (03Х16Н9М2) Выполненные металлографические исследования показали, что металл 3ТВ сварных соединений стали 03Х16Н9М2, имеет равновесную структуру практически свободную от выделений избыточных фаз. Только на некоторые части границ крупных зерен имеется небольшие по размерам отдельные выделения второй фазы. Электронно-микроскопические исследования и дифракция электронов свидетельствуют, что это карбиды вида Ме23С6.

Результаты комплексных исследований показали, что по характеристикам свариваемости, стабильности и стойкости структуры металла 3ТВ против образования и развития ЛР новая низкоуглеродистая сталь 03Х16Н9М2 заметно превосходит известные аустенитные «высокоуглеродистые» стали ЭИ-257, 12Х18Н12Т, 07Х18Н9.Это связано с ее высокой пластичностью, малой чувствительностью к ТДЦС, надрезу и высокой релаксационной способностью структуры.

Механизм и кинетика процесса ЛР в 3ТВ в условиях НМН. Анализ предложенной в работе феноменологической модели термоактивационного процесса МЗР позволяет теоретически обосновать механизм ЛР в следующем виде. Известно что, локализация деформации и процесса МЗР связана с появлением межзеренного проскальзывания (МЗП). Проскальзывание вдоль границ осуществляется так называемыми межзеренными дислокациями, движущимися в плоскости границ. Каждый дефект границы (изломы, ступеньки, частицы из быточных фаз и т.п.) является потенциальным барьером на пути движения дислокаций и местом возникновения локальных перенапряжений при МЗП.

л В соответствие с формулой (2.5) стойкость против МЗР (долговечность) тем выше, чем больше скорость релаксации, которая зависит, прежде всего, л от прочности тела зерен. С ростом прочности снижается деформационная и релаксационная способность тела зерна по отношению к границам зерен, что способствует локализации деформации на менее прочных межзеренных границах.

Локализация деформации в узкой приграничной зоне облегчает образование повреждений по границам зерен в процессе МЗП, так как возникающая концентрация напряжений не ослабляется за счет внутризеренной деформации. Тал ким образом, скорость и полнота протекания процессов разупрочнения границ зерен будет определять кинетику ЛР металла 3ТВ сварных соединений.

Методами оптической, электронной микроскопии металла ЗТВ и численного анализа диаграмм разрушения (Рис.8) экспериментально подтвержден вышеизложенный механизм ЛР. Так, основной причиной низкой стойкости против ЛР металла ЗТВ стали 12Х18Н12Т является дисперсионное твердение аустенитной матрицы карбидами состава ТiC и разупрочнение границ зерен выделившимися карбидами вида Ме23С6.

Выявлено стимулирующее влияние циклической упруго-пластической деформации на процесс нарушения стабильности структуры металла ЗТВ. Так после испытаний с Еа=0,05% длительностью 120 суток, при Т=923К вес выделенного карбидного осадка увеличился почти на порядок по сравнению с исходным состоянием металла ЗТВ. Характерным видом МЗР металла ЗТВ стали 12Х18Н12Т являются клиновидные трещины зарождающиеся в стыке трех зерен.

Установлено, что высокая стойкость против ЛР металла 3ТВ низкоуглеродистой стали 03Х16Н9М2 обусловлена умеренной прочностью (по результатам измерения микротвердости) зерен аустенита, свободных от выделений вторичных фаз упрочняющих матрицу. Поэтому значительная часть деформации реализуется в теле зерен по механизму сдвига с образованием линий и полос скольжения. Локализация деформации на границах зерен (Рис.9) и последующее МЗР наступает после упрочнения тела зерна постепенно нарастающего в результате формирования полигонизационной субмикроструктуры «решетчатого вида». Следует отметить, что полосы скольжения увеличивают поврежденность границ зерен, образуя в большем количестве ступеньки размером до 40нм. Развитие МЗП вдоль границы приводит к множественному раскрытию ступенек и образованию в начале микропор, а затем их ускоренного последующего объединения в микротрещины в местах заторможенного сдвига, например на стыке трех зерен. Развитие зародышевых микротрещин и их слияние приводит к образованию клиновидных трещин соизмеримых с диаметром зерна.

Дальнейшее объединение нескольких клиновидных трещин в макротрещину приводит к уменьшению эф при Np цикле нагружения. Чем ниже частота цикла нагружения и чем выше температура, тем меньше скорость деформации, больше МЗП и скорость накопления повреждений на границах зерен.

На основании анализа диаграмм разрушения и макростроения изломов описана кинетика процесса ЛР при НМН. Периодическое изменение напряженно-деформированного состояния металла у вершины трещины, связанное с релаксацией напряжений за счет ползучести при временной выдержки 1, приводит к образованию по глубине образца зон квазихрупкого разрушения, ограниченных усталостными линиями. Развитие трещины происходит скачкообразно на глубину поврежденной от ползучести зоны у ее вершины.

Результаты теоретических и экспериментальных исследований показали, что кинетика процесса ЛР металла 3ТВ для каждой марки аустенитной стали имеет свои особенности, зависящие от влияния большого числа факторов. Выявление главных факторов ответственных за ускоренное развитие процессов разупрочнения границ зерен и МЗР, установление общих закономерностей их влияния на охрупчивание структуры, позволит научно обосновать пути повышения качества и стойкости против ЛР металла 3ТВ сварных соединений.

В разделе 4 «Влияние различных факторов на механизм и кинетику локального разрушения сварных соединений при НМН» представлены результаты исследования влияния основных структурно-механических, конструктивных, технологических и эксплуатационных факторов на кинетику ЛР металла ЗТВ в условиях НМН; разработаны пути повышения стойкости против ЛР сварных узлов энергетического оборудования.

Теоретически обосновано и экспериментально доказано, что ЛР металла ЗТВ сварных соединений эксплуатирующихся в условиях высокотемпературного НМН, являются результатом комплексного воздействия неблагоприятного сочетания основных структурно - механических, конструктивных, технологических и эксплуатационных факторов.

Установлено влияние амплитуды деформации и остроты надреза на повышение склонности к ЛР металла ЗТВ. Так, нанесение острого надреза снизило долговечность сварных образцов, примерно на порядок. Экспериментально подтверждено, что чувствительность металла ЗТВ к надрезу зависит от пластических свойств аустенитных сталей. Наиболее высокие пластические свойства при рабочих температурах имеет сталь 03Х16Н9М2. Результаты показывают, что у сварного соединения при 823К (а= 0,5%) даже при наличии надреза с теоретическим коэффициентом концентрации напряжений =3,0…5.3 замена конструкционного материала стали 12Х18Н12Т и 07Х18Н9 на сталь 03Х16Н9М2 приведет к повышению длительной малоцикловой прочности соответственно в 3-5 раз и 1,4 -1,8 раз. Установлено, что тип надреза влияет только на долговечность, а сопротивление развитию ЛР определяется межзеренной прочностью и локальной пластичностью материала в вершине растущей трещины, Исходный дефект-надрез следует рассматривать в связи с образованием области упругопластических перегрузок и возникновения в результате циклического нагружения трещины, являющейся еще более жестким концентратором.

Влияние технологических факторов. Анализ результатов комплексных исследований позволил определить общую закономерность влияния тепловых условий сварки, способов, технологии получения и конструктивного оформле ния сварных соединений, параметров режима последующей термического обработки на структурно-фазовое состояние, механические и служебные свойства металла 3ТВ сварных соединений стали 03Х16Н9М2. Результаты ФА показали, что вероятность образования крупных участков химической микронеоднородности может возрасти при погонной энергии сварки более 15 МДж/м. С учетом этих данных разработаны технологии ручной дуговой сварки (РДС), полуавтоматической аргонодуговой (АРДС) и автоматической сварки под флюсом (АСФ). Металлографические и электронно-микроскопические исследования реплик со шлифов не выявили наличия зернограничных карбидов дендритного типа. Показано, что применение односторонней V- образной разделки кромок может быть причиной преждевременного хрупкого разрушения сварного соединения в связи с повышенной склонностью к ЛР металла ЗТВ в корневой части. Для снижения величины угловых деформаций подобные сварные соединения рекомендуется выполнять РДС способом «поперечной горки» Получены новые экспериментальные зависимости свидетельствующие, что рост аустенитного зерна при сварке является фактором, стимулирующим ЛР металла ЗТВ, если этот процесс сопровождается формированием развитых межзеренных участков химической микронеоднородности, занимающих не менее 25-50% от суммарной площади границ. По этой причине сварные соединения выполненные ЭШС (Qсв=95Мдж/м) характеризуются повышенной склонностью к ЛР в условиях НМН.

На примере сварных соединений стали 12Х18Н12Т, показано, что аустенитизация может привести к повышению стойкости металла 3ТВ против ЛР, однако аустенитизация при Т=1323…1373К длительностью 1…4часа не оказала положительного влияния на стойкость против ЛР металла ЗТВ стали 03Х16Н9М2. Более того, увеличение температуры и длительности термообработки способствовало охрупчиванию стали. Таким образом, априорное применение известных рекомендаций без надлежащей оценки их влияния на структуру и свойства металла 3ТВ конкретного сварного соединения каждой исследуемой марки стали может способствовать снижению эксплуатационной надежности сварных узлов.

Полученные результаты позволили научно обосновать отказ от проведения высокотемпературной термической обработки-аустенитизации сварных соединений низкоуглеродистой стали 03Х16Н9М2.

Влияние температуры испытаний и частоты цикла нагружения.На основе теоретических положений разработанной феноменологической модели термоактивационного МЗР раскрыт механизм влияния температуры и частоты цикла нагружения на кинетику ЛР металла ЗТВ. Температура и частота цикла нагружения, определяя величину амплитуды пластической деформации, ход кривой циклического деформирования, скорость релаксации напряжений, кинетику процессов разупрочнения границ зерен, стимулируют склонность к ЛР в условиях НМН. Из формулы (2.5) следует, что с ростом температуры ускоряется развитие термоактивационного процесса ЛР за счет возрастания до 70….80% относительного вклада МЗП в общую пластическую деформацию. Аналогич ный результат, может быть, достигнут при значительном уменьшении скорости пластической деформации ползучести.

Экспериментальные данные показали, что повышение температуры с 773 до 923К способствовало снижению коэффициента упрочнения до П=1, росту скорости релаксации напряжений (6 раз) и пластической деформации цикла (за счет увеличения деформации Ер от ползучести) соответственно, в 22,5раза. Чем больше амплитуда пластической деформации Ер+ Ер (см.рис.4) и ниже длительная пластичность металла 3ТВ, тем в большей степени окажется пониженной долговечность сварного соединения (формула 2.10) Установлено, что снижение частоты цикла нагружения по своему повреждающему воздействию эквивалентно увеличению длительности нагружения с малой скоростью деформации или температуры. В этих условиях наиболее полное развитие получает процесс ползучести, МЗП и накопления длительного статического повреждения. При этом величина Np значительно уменьшается, а основным фактором, определяющим долговечность, становится время испытания (рис. 10).Экспериментально установлено, что малоцикловые испытания с частотой более (1-10) цикл/ч приводят к получению завышенных оценок, связи с изменением механизма ЛР (переход от МЗР к смешанному характеру разрушения). Показано, что снижение частоты цикла с 1 до 6х10 цикл/ч приводит даже у образцов из стали 03Х16Н9М2 к уменьшению долговечности (по циклам) в 7 раз, однако время до образования ЛР увеличилось в 23 раза. Но, при этом, длительная пластичность металла ЗТВ стали 03Х16Н9М2 была всегда значительно выше по сравнению со сталями 12Х18Н12Т и 07Х18Н9, что обеспечило и более высокую стойкость против образования и развития ЛР ее сварных соединений при испытаниях с v =10…..6х10 цикл/ч.

Выявленные основные факторы межзеренной хрупкости при НМН могут быть объединены в следующие группы: фактор материала, конструктивный, технологический и условия эксплуатации. От совместного влияния этих факторов зависит время начала стадии локализации процесса деформации в границах зерен. Показано, что среди факторов, определяющих склонность к ЛР, главными являются состав и структура металла 3ТВ, а так же ее стабильность и сохранение высокой длительной пластичности при температурнодеформационном воздействии. Например, у низкоуглеродистой аустенитной стали 03Х16Н9М2,без карбидного упрочнения структуры, имеющей высокую пластичность и релаксационную способность металла 3ТВ, стадия локализации деформации в границах зерен наступает значительно позднее, чем у более жаропрочной дисперсионно-твердеющей стали 12Х18Н12Т.

На основании результатов выполненных исследований и накопленного практического опыта разработаны пути повышения стойкости против ЛР металла ЗТВ сварных узлов энергетического оборудования.

В разделе 5 «Внедрение результатов работы» приведены сведения, подтверждающие внедрение или практическое использование полученных в работе результатов. Результаты диссертационной работы были положены в основу аттестационного отчета по исследованиям основных механических, тех нологических и служебных свойств сварных соединений стали 03Х16Н9М2.

Получено разрешение ГТН РФ и включены в нормативно-технические документы ПН АЭГ-7-008-89, ПН АЭГ-7-009-89 и ПН АЭГ-7 -010-89 аттестованные способы и рекомендуемые параметры режима сварки, сварочные материалы для изготовления сварных конструкций из стали 03Х16Н9М2, позволяющие осуществлять длительную и надежную эксплуатацию сварных соединений толщиной до 150 мм, в исходном состоянии при температуре до 923К.

Разработанная концепция повышения качества и стойкости металла 3ТВ против МЗР при сварке и ДМН на основе выбора аустенитно-стабильных низкоуглеродистых нестабилизированных титаном сталей и оптимального теплового режима сварки апробирована на ПО «Атоммаш». Полученные результаты свидетельствуют, что сварные соединения стали 03Х16Н9М2 не уступают по свойствам лучшим европейским низкоуглеродистым аустенитным сталям, используемым в качестве конструкционных материалов для АЭУ с жидкометаллическим теплоносителем. Разработанные технологии сварки и выбранные сварочные материалы внедрены в конструкторскую и технологическую документацию предприятия СКТБ «Квазар» для изготовления парогенератора АЭУ ВГ400 из низкоуглеродистой стали 03Х16Н9М2. Задачи по промышленному освоению и внедрению новых материалов и технологических процессов изготовления сварных соединений энергетического оборудования АЭС и ТЭС решали в сотрудничестве с предприятиями и организациями: ПО «Атоммаш», ООО ЭМК«Атоммаш», ООО«Спецпромконструкция», ОАО НПО«ЦНИИТМАШ», СКТБ «Квазар», ФГУП «НИКИЭТ»,МИНХ и ГП им. И.М.Губкина, Волгодонским филиалом ВНИИАМ. Внедрение результатов работы позволило решить ряд важных задач народнохозяйственного значения и получить экономический эффект около 2 млн руб.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ 1. Решена научная проблема предотвращения ЛР сварных соединений аустенитных сталей трубопроводов и оборудования АЭУ с жидкометаллическим или газовым теплоносителем эксплуатирующихся в условиях высокотемпературного (773-923К) НМН, на основе раскрытых, теоретически обоснованных и экспериментально подтвержденных механизмов целенаправленного формирования стабильной и стойкой против ЛР структуры металла ЗТВ.

2. Установлено, что образование МЗР в участке крупного зерна ЗТВ имеющего строго локальный характер (на расстоянии 1-3 зерен от линии сплавления) свидетельствует о решающем влиянии процесса сварки на формирование исходной поврежденности структуры. Более высокая по сравнению с основным металлом структурная и химическая неоднородность металла ЗТВ после сварки и дальнейшая деградация структуры в процессе высокотемпературного НМН является основной причиной развития ЛР именно в участке крупного зерна.

3.Установлено, что допустимая структурная и химическая неоднородность участка крупного зерна металла ЗТВ достигается при дуговой сварке с погонной энергией до 0,4 (ЭИ257 и 12Х18Н12Т); до 2,2 (06Х14Г12Ф); до (07Х18Н9) и до 15 МДж/м (03Х16Н9М2). Сварка с большей погонной энергией способствует охрупчиванию металла ЗТВ, наиболее заметному у сварных соединений дисперсионно-твердеющей стали 12Х18Н12Т.

4.Установлены новые экспериментальные зависимости показывающие, что рост аустенитного зерна при сварочном нагреве является фактором способствующим охрупчиванию металла 3ТВ, если этот процесс сопровождается заметным разупрочнением границ зерен за счет формирования развитых участков химической микронеоднородности, занимающих не менее (30-50)% от общей площади границ.

5. Установлено, что стабильность структуры и стойкость металла ЗТВ против образования горячих (подсолидусных) трещин при сварке и ЛР при эксплуатации возрастают до уровня нормативных требований при уменьшении в аустенитной стали содержания углерода (менее 0,06%) исключении из состава титана, рациональном легировании молибденом и марганцем. Исследуемые стали, в порядке повышения вышеуказанных характеристик, могут быть расположены в следующий ряд: 10Х14Н14В2М (ЭИ257), 12Х18Н12Т, 06Х14Г12Ф, 07Х18Н9 и 03Х16Н9М2.

6.Основой разработанной феноменологической модели термоактивационного процесса ЛР при НМН, является представление о конкуренции двух кинетических, релаксационных процессов - микропластической деформации и МЗР. Зарождение микротрещин начинается обычно тогда, когда все другие конкурирующие релаксационные процессы оказываются не эффективными.

Установлено, что в отличие от известных представлений о механизме разрушения в условиях ползучести, при НМН значительно активизируются процессы формирования неоднородности (локализации) пластической деформации на границах, способствующих ускорению разупрочнения границ зерен и повышению склонности металла ЗТВ к межзеренному локальному разрушению.

7.Показано, что достоверная оценка склонности аустенитных сталей к ЛР возможна только при испытании сварных образцов изготовленных идентично производственным сварным соединениям. Применение имитированных образцов рекомендуется на стадии проведения предварительной оценки влияния параметров ТЦС различных способов сварки на формирование структурной и химической неоднородности моделируемой ЗТВ. Установлена необходимость комплексного учета влияния основных структурно-механических, конструктивных, технологических и эксплуатационных факторов на кинетику ЛР сварных соединений при НМН.

8. Установлено, что при эксплуатации сварных соединений воздухоподогревателей из стали 06Х14Г12Ф предельная температура может достигать 823К, так как при более высокой температуре металл ЗТВ проявляет склонность к ЛР при НМН.

9. Показано, что среди факторов определяющих стойкость сварных соединений против ЛР, главными являются состав и структура ЗТВ, а также ее стабильность при технологических и эксплуатационных температурнодеформационных воздействиях. По характеристикам свариваемости, стабильности структуры, а также стойкости металла 3ТВ против ЛР в диапазоне рабо чих температур 823….923К, новая низкоуглеродистая сталь 03Х16Н9М2 заметно превосходит известные аустенитные стали ЭИ257, 12Х18Н12Т и 07Х18Н9.

10.Показано, что эксплуатационная надежность сварных соединений при НМН может быть обеспечена:

-исключением или ослаблением действия факторов, способствующих развитию процессов разупрочнения границ зерен и МЗР;

-использованием в качестве конструкционного материала низкоуглеродистых аустенитных сталей типа 03Х16Н9М2. Требуемый уровень служебных свойств сварных соединений можно обеспечить обоснованным выбором легирования стали, состава сварочных материалов и технологий сварки;

- переходом к расчетному обоснованию выбора способов дуговой сварки с оптимальным тепловложением;

- улучшением условий эксплуатации за счет обеспечения работы оборудования и трубопроводов в проектных условиях.

11. Промышленное внедрение разработанных технологий сварки на ПО «Атоммаш», ООО «ЭМК-Атоммаш», ООО «Спецпромконструкция» и других предприятий практически подтвердило эффективность использования научных разработок диссертации на широкой номенклатуре изделий ответственного назначения. Созданные технологии сварки обеспечили повышение качества, механических и служебных свойств производственных сварных соединений до уровня требований предъявляемых к оборудованию и трубопроводам АЭС, что свидетельствует о достижении цели настоящей работы.

НАИБОЛЕЕ ЗНАЧИМЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ 1. Полетаев Ю.В. Длительная малоцикловая прочность сварных соединений и выбор аустенитно-стабильных сталей:/ [Монография] //ЮРГТУ (НПИ). Новочеркасск: ЛИК, 2010.-281 с.

Статьи в рецензируемых научных журналах и изданиях:

2. Тарновский А.И., Полетаев Ю.В., Зубченко А.С. Методика исследования накопления повреждений сварных соединений при малоцикловой ползучести // Автоматическая сварка. -1982.- №11.- С.15-17.

3. Полетаев Ю.В., Тарновский А.И., Зубченко А.С. Локальные разрушения сварных соединений аустенитных сталей при малоцикловом нагружении с длительными выдержками //Физико-химическая механика материалов.-1983.- №5.-С. 105-107.

4. Тарновский А.И., Полетаев Ю.В.Феклистов С.И. Стойкость аустенитных сталей против развития трещин при ползучести // Энергомашиностроение.-1984. -№4.- С.36-38.

5. Полетаев Ю.В. Оценка трещиностойкости сварных соединений в условиях малоцикловой ползучести. // Автоматическая сварка.-1986.- №5 -С.17-20.

6. Полетаев Ю.В. Влияние релаксации напряжений в сварных соединениях аустенитных сталей на их склонность к локальному разрушению при малоцикловой ползучести.

//Автоматическая сварка.-1986.- №10.- С.18-20.

7. Poletaev YU.V. Evolution of welded Joint crack resistance in the conditions of lowcyclic. // Welding international-1987.-N 3.-P.211-213.

8. Poletaev YU.V. Effect of stress relaxation in austenitic steel welded joints on their inclination to local fracture in low –cycle creep. // Welding international. 1987. N 7.P.615-617.

9. Полетаев Ю.В. Зубченко А.С. Структура и свойства сварных соединений хромомарганцовистых сталей. // Сварочное производство.-1987.-№7.-С.20-22.

10. Полетаев Ю.В., Зубченко А.С., Феклистов С.И. Влияние режима и техники ручной дуговой сварки на склонность сварных соединений стали 03Х16Н9М2 к локальному разрушению в 3ТВ. // Автоматическая сварка. -1988. -№9. -С. 42-45.

11. Полетаев Ю.В., Пеньков В.Б., Феклистов С.И. Склонность аустенитных сталей к образованию горячих трещин при сварке и локальных разрушений при малоцикловой ползучести. //Автоматическая сварка. -1989. -№2.- С.8-14.

12. Полетаев Ю.В., Зубченко А.С. Склонность к локальному разрушению сварных соединений хромомарганцевых и хромоникелевых аустенитных сталей. // Сварочное производство. -1989.-№10.- С.11-13.

13. Полетаев Ю.В., Зубченко А.С. Температурно-временная зависимость локального разрушения. // Энергомашиностроение. -1996.-№6.-С. 20-23.

14. Полетаев Ю.В. Длительная циклическая прочность сварных соединений аустенитных трубопроводов. // Известия вузов. Сев.-Кавк.Регион. Технические науки. Спец. Выпуск.-2008. С.71-74.

15.Полетаев Ю.В., Полетаев В.Ю. Структурные аспекты длительного малоциклового разрушения сварных соединений дисперсионно-твердеющей стали. // Известия вузов Сев. – Кавк. Регион. Технические науки. Спец. Выпуск.-2010. с.78-81.

16.Полетаев Ю.В.Влияние температуры и частоты малоциклового нагружения на склонность к локальному разрушению сварных соединений стали 12Х18Н12Т.

[текст]//Инженерный вестник Дона, 2011.-№4.-Режим доступа http://www.ivdon.ru/magazine/latest/ n4 e2011/ / (доступ свободный.-Загл. с экрана.-Яз.рус.

17.Полетаев Ю.В.Механизм локального разрушения зоны термического влияния сварных соединений при малоцикловом нагружении. [текст]//Инженерный вестник Дона, 2011.-№4.-Режим доступа http://www.ivdon.ru/magazine/latest/ n4 e2011/ / (доступ свободный.-Загл. с экрана.-Яз.рус.

18.Полетаев Ю.В.Влияние химической микронеоднородности на склонность к локальному разрушению металла ЗТВ сварных соединений. // Сварочное производство. -2012.№ 3 С.10-19.Полетаев Ю.В. Влияние термической обработки на склонность к локальному разрушению металла ЗТВ аустенитной стали стабилизированной титаном. //Автоматическая сварка.-2012.- № 5 – С17-22.

20.Полетаев Ю.В. Влияние параметров аустенитизации на склонность сварных соединений стали 03Х16Н9М2 к локальному разрушению //Автоматическая сварка.-2012.- №- С. 8-12.

Статьи в сборниках научных трудов и в материалах конференций:

21. Полетаев Ю.В., Зубченко А.С., Тарновский А.И. Влияние длительности цикла на склонность сварных соединений к хрупким (локальным) разрушениям в околошовной зоне при малоцикловом нагружении / В кн.: повышение эксплуатационной надежности сварных соединений оборудования электростанций. М.: СПО СОЮЗТЕХЭНЕРГО, 1982., с.8386.

22. Зубченко А.С., Полетаев Ю.В, Тарновский А.И. Оценка повреждаемости трубных сварных соединений из стали 12Х18Н12Т и ЭИ257 с учетом нестационарного режима нагружения //В кН.: Повышение эксплуатационной надежности сварных соединений оборудования электростанций. М.: СПО СОЮЗТЕХЭНЕРГО, 1982, с.87-90.

23. Полетаев Ю.В., Тарновский А.И., Зубченко А.С. Трещиноустойчивость сварных соединений аустенитных сталей. // В кн.: Технология, организация производства и управления. М.: НИИЭИНФОРМЭНЕРГОМАШ, 1982. №5-82-06 с.19-22.

24. Тарновский А.И., Полетаев Ю.В., Зубченко А.С. Оценка циклической трещиноустойчивости сварных соединений при температурах ползучести. // В кн.: Технология, организация производства и управления. М.: НИИЭИНФОРМЭНЕРГОМАШ, 1982. №5-82-06.

с.14-18.

25. Тарновский А.И., Полетаев Ю.В., Феклистов С.И. Применение А- зависимостей для оценки склонности сталей и сплавов аустенитного класса к образованию горячих околошовных трещин при сварке// В кн.: Новое в технологии сварки оборудования атомных энергетических установок. М.: Труды ЦНИИТМАШ №179. 1983. с.82-84.

26. Тарновский А.И., Полетаев Ю.В., Феклистов С.И. Оценка стойкости сварных соединений сталей 12Х18Н12Т и ЭИ 257 против околошовных горячих трещин и локальных разрушений. //В кн.: Новое в технологии сварки оборудования атомных энергетических установок. Труды ЦНИИТМАШ №179.1983. с 74-77.

27. Полетаев Ю.В. Малиновский В.К. Батиева Н.М. Изменение структуры аустенитных сталей при сварке и термическом старении. // В кн.: Свойства и технология сварки высоколегированных сталей и сплавов. Труды ЦНИИТМАШ. М.: ОНТИ ЦНИИТМАШ, 1986, №197. с.5-11.

28. Полетаев Ю.В., Тарновский А.И., Зубченко А.С. Влияние длительности выдержки на склонность стали к локальному разрушению. // В кн. Эксплуатационная надежность сварных соединений паропроводов и корпусного оборудования энергетических установок:

Сб. науч. тр. Всесоюз. теплотехн. Ин-т.-М.: Энергоиздат, 1989. с.84-89.

29. Полетаев Ю.В., Адаменков А.К., Заяров Ю.В. Склонность технологических стыковых проб к локальному разрушению в зоне термического влияния. // В кН.: Проблемы современных технологий.: Сб.науч.тр. Волгодон. инст. Новочерк. гос. техн. ун-та. Новочеркаск.: Набла, 1996. вып. 1 с.176-180.

30. Полетаев Ю.В., Тен В.Н., Прокопенко В.В. Пути повышения эксплуатационной надежности сварных узлов из жаропрочных сталей аустенитного класса. // В кн.: Новые материалы, приборы и технологии: Сб. науч. Тр. Волгодонский ин-т Новочерк. гос.техн. ун-та.Новочеркасск: Набла, 1998. с.49-53.

31. Полетаев Ю.В. Повышение эксплуатационной надежности оборудования АЭУ. // В кн.: Проблемы развития атомной энергетики на Дону: Мат-лы науч. практ. конф. Том 2, (г.

Ростов-на-Дону. Февраль-март. 2000 г.).-Ростов-на-Дону: ЗАО «Цветная печать», 2000. с. 2-260.

32. Хубиев А.Э., Полетаев Ю.В. Анализ причин повреждения сварных конструкций на стадии заводского изготовления. // В кн.: Новые методы теоретических и экспериментальных исследований материалов, приборов и технологий: Сб. науч.тр. Волгодонский ин-т Южно-Российского Гос. Тех. Ун-та. - Новочеркасск: ЮРГТУ, 2001. с.46-50.

33. Hobeev A.E., Poletaev YU.V. Influence of weld joints Damaging at the Stage of Manufacturing on Operating Reliability: Material issves in design, Manufacturing and operation of Nuclear Power Plants Equipment, proceedings of the seventh international conference (Sp.Petersburg, June, 2002)-Sp. Petersburg, 2002,vol.1.-p.438-447.

Авторские свидетельства 34. А.С.1534904 СССР, МКИ В23 К35/365.Состав поверхностного активатора, наносимого на сварочную проволоку/ Соавторы: ПеньковВ.Б.,Кузнецов В.Н., Сорокин В.Е. и др.//1989.-ДСП.

35. А.с.1745482.СССР, МКИ В23 К35/365. Состав электродного покрытия./ Соавторы: Пеньков В.Б.,Кузнецов В.Н.,Дмитров И.В. и др.// 1992.Бюл №25от 07.07.1992г.

36.А.с.1391846.СССР, МКИ В23 К35/365.Состав электродного покрытия/Соавторы:

Пеньков В.Б., Потапов Н.Н., Каковкин О.С.и др.//1988,Бюл.№16 от30.04.1988г.

Личный вклад соискателя в работы опубликованные в соавторстве:

состоит в разработке метода экспериментального исследования склонности к ЛР при НМН [2,23,24]; разработке физически обоснованных критериев оценки ЛР [3]; исследовании влияния параметров статического нагружения на склонность к ЛР [4]; исследовании физических, механических, технологических и служебных свойств Cr-Mn- аустенитных сталей [9,12,13]; теоретическом и экспериментальном исследовании влияния технологического фактора на склонность к ЛР[10];теоретическом и экспериментальном обосновании взаимосвязи между склонностью металла ЗТВ к образованию горячих трещин при сварке и ЛР в условиях НМН [11] и статического нагружения [26]; теоретическом обосновании и экспериментальном подтверждении механизма ЛР дисперсионно-твердеющей стали [15]; установлении общих закономерностей влияния частоты НМН на склонность к ЛР [21]; проверке надежности разработанной методики при тестовых испытаниях сварных соединений сталей с известной из опыта эксплуатации склонностью к ЛР [22]; проведении экспериментального исследования склонности сталей к образованию горячих трещин при сварке[25]; экспериментальном исследовании стабильности структуры ЗТВ; анализе результатов и формулировании выводов по работе [27]; разработке и экспериментальной проверке критериев для количественной оценки результатов испытаний [28]; постановке задач работы, анализе и обобщении полученных результатов [29]; разработке теоретических основ и практических способов повышения стойкости сварных соединений против ЛР [30,31]; выявлении механизма и факторов влияния параметров технологии изготовления производственных сварных соединений на охрупчивание ЗТВ [32,33]; выполнении испытаний склонности металла шва к образованию горячих трещин и металлографических исследований [34,35,36];

Рис. 1. Локальное разрушение металла ЗТВ сварного соединения Рис2.Схема термоактивационного процесса разрушения путем стали 12Х18Н12Т, х100. последовательного преодоления потенциальных барьеров.

Рис.4. Структура цикла (а), схема релаксации напряжений (б) и Рис. 3. Зависимость локальных напряжений от времени для л петля гистеризиса (в) при изотермическом циклическом нагруразличных скоростей релаксационного процесса: 1 – малая скорость жении при контролируемой деформации с выдержками.

(большие времена): tp t ; 2 – средняя скорость: t t ;

рел p рел 3 – большая скорость: tp t.

рел Рис. 5. Оценка экстраполяцией допустимой амплитуды деформаций в Рис. 6. Вероятность флуктуации избыточных фаз в зависимости зависимости от количества циклов за ресурс: а – экспериментальные от размера участка и аустенитного зерна. Число флуктуационных зависимости количества разрушающих циклов от длительности вы- зародышей карбидов Cr23C6 () и ТiC () в 1 см3 металла ЗТВ стали в зависимости от размера зерна: 1-(0-1); 2-(3-4) и 3 (5-6) держки N f 1; б – определение допустимой амплитуды деp балл формации при выбранном числе циклов за ресурс;

i Рис 7. Зависимость скорости V роста трещины в ЗТВ образцов, сварен- Рис.8. Сводная диаграмма локального разрушения сварных соединений аустенитных сталей при длительном малоцикловом ных электродами ЦТ-15 от числа циклов нагружения N с =0,5% нагружении (схема): 1 – стадия упрочнения; 2 – стадия стабилизации процесса деформирования; 3 – стадия докритического (час(а) = 0,2% (б) при Т =823 К и 1 =24 часа: сталь 12Х18Н12Т в иса тичного) разрушения; 4 – стадия закритического разрушения ходном (1) и аустенитизированном (2) состоянии. 3 – сталь ЭИ-2(потеря несущей способности); N – количество циклов нагруp после аустенитизации.

жения до образования макротрещины.

а) б) в) Рис. 9. Локализация деформации в приграничных областях зерен (а), двойника (б); на стыке трех зерен (в) с выделением карбидной фазы вида Ме23 С6 металла ЗТВ стали 03Х16Н9М2, (х5000).

Рис.10. Влияние частоты цикла нагружения на долговечность р и суммарное время до ЛР сварных соединений стали 03Х16Н9М2 (надрез типа Менаже) при Еа= 0,5% и 823 К






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.