Антикайн П.А. Металлы и расчет на прочность котлов и трубопроводов

Подождите немного. Документ загружается.

Рис.

1.7. Труба из стали 20, разрушившаяся в эксплуатации из-за процесса пол-

зучести:

а—микроструктура металла Х500, б — то же, Х5000; в — внешний вид

Субмикроскопические поры по границам зерен в перлитных

жаропрочных сталях образуются задолго до разрушения. Так,

поры наблюдались (при увеличении X 12 ООО) на границах зерен

стали 12МХ после 54 тыс. ч эксплуатации при 510° С в паропро-

воде турбины ПТ-25 Воронежской ТЭЦ № 1 [7].

В перлитной стали зарождение микропор часто можно наблюдать около

карбидов, располагающихся по границам зерен.

Микропоры могут образовываться и вблизи карбидных включений, распо-

ложенных в теле зерна. Но этот случай представляет-меньший интерес, так как

такие поры растут медленно и практически не принимают участия в слиянии

отдельных пор в трещины, в результате которого наступает разрушение.

При высоких температурах под действием градиентов температуры и напря-

жения в результате диффузии атомов на поверхности поры может происходить

ее перемещение. Поры сливаются, образуя микротрещины. Последние, разрас-

таясь и объединяясь, превращаются в макротрещины, которые ослабляют сече-

ние настолько, что происходит разрушение из-за исчерпания кратковременной

прочности.

В процессе ползучести первые поры появляются на границах зерен, рас-

положенных перпендикулярно максимальным нормальным растягивающим напря-

жениям. По этим границам зерен в дальнейшем происходит наиболее интен-

сивный рост пор и перерастание их в трещины.

На изломах образцов и деталей, разрушившихся в процессе ползучести,

обычно хорошо видны две зоны: окисленная зона хрупкого разрушения, образо-

вавшаяся при разрастании выходившей на поверхность макротрещины, и почти

неокисленная зона вязкого разрушения из-за исчерпания кратковременной

прочности.

Если напряжения распределены в детали неравномерно и имеется концент-

рация напряжений, то разрушение происходит в месте максимальных нормаль-

ных напряжений.

Процесс накопления повреждений в структуре перлитной стали при ползу-

чести носит локальный характер.

Даже при комнатной температуре сдвигообразование в поверхностном слое

глубиной

20—40

мкм начинается раньше, чем достигается предельное состояние

образца в целом.

Опыт исследования большого числа труб поверхностей нагре-

ва котлов и прямых участков трубопроводов, разрушившихся

или получивших повреждения из-за ползучести при высоких

температурах, говорит о том, что первые трещины всегда зарож-

даются в поверхностных слоях. К такому же выводу приводят

исследования изломов и шлифов цилиндрических образцов, испы-

танных на длительную прочность при растяжении, а также труб-

чатых образцов, разрушенных при испытании внутренним давле-

нием на длительную прочность в лабораторных условиях.

В поверхностных слоях пластическая деформация протекает

в других условиях, чем во внутренних объемах — каждый крис-

таллит может относительно свободно перемещаться, так как стес-

нен лишь с трех сторон другими кристаллитами. Если это явле-

ние не играет, видимо, решающей роли при пластической дефор-

мации в области низких температур, когда связь между кристал-

литами по их границам очень сильна, то при высоких темпе-

ратурах, когда наблюдается зернограничное скольжение, более

легкое перемещение поверхностных кристаллитов в процессе пол-

зучести может служить одной из основных причин, приводящих

к образованию трещин в поверхностных слоях.

При относительно низких температурах и высоких напряже-

ниях накопление деформации при ползучести происходит путем

сдвигов и в конечном счете путем перемещения дислокаций.

При высоких температурах и малых приложенных напряжениях

основным механизмом накопления пластической деформации

служит диффузионная подвижность атомов. И в этом, и в другом

случае поверхностные слои должны служить местом образования

первых трещин.

Хорошо известно, что дислокации, имеющие выход на свобод-

ную поверхность кристалла, обладают повышенной подвиж-

ностью; .т. е. для приведения их в движение требуется меньшее

напряжение, чем для приведения в движение дислокации в се-

редине кристалла. Выход серии дислокаций по одной плоскости

скольжения на поверхность образца может инициировать обра-

зование трещин на свободной поверхности.

Диффузионная подвижность атомов по наружной поверх-

ности также значительно выше, чем по границам зерен [19,

21]. Поэтому первые колонии вакансий должны образовываться

на поверхности образца или детали.

Подтверждением того, что поверхностные слои являются

областью накопления дефектов и что именно отсюда начинается

разрушение, может служить известный факт повышения срока

службы образцов при испытании на длительную прочность при

периодическом травлении их поверхности.

В процессе разрушения металла из-за ползучести важную -

роль играют оксидные пленки, находящиеся на его поверхности

и играющие роль стопоров для выхода дислокаций.

Проведены исследования распределения хрома, молибдена, ванадия, ниобия

и кремния в окалине и подокалинных слоях сталей 12Х1МФ, 12Х2МФСР и

12Х2МФБ после испытания на воздухе и в водяном паре длительностью до

10 тыс. ч, а также после испытаний на длительную прочность. Исследования

выполнены на микроанализаторе М-46 фирмы «Камера». Различие в строении

подокалинных слоев между образцами, испытанными на окалиностойкость и

длительную прочность, не наблюдается. В процессе окисления в перлитной

стали, в отличие от никелевых сплавов, не происходит обеднения легирующими

элементами подповерхностных слоев и, следовательно, их разупрочнения.

В результате длительной работы в условиях ползучести под-

готавливается разрушение металла. Напряжения, вызывающие

разрушения, могут быть существенно меньше временного сопро-

тивления при данной температуре.

Способность металла сопротивляться разрушению при воз-

действии высокой температуры и напряжений характеризуется

пределом длительной прочности — напряжением, приводящим

металл при данной температуре через определенный промежуток

времени к разрушению.

Методы испытания металлов на длительную прочность регла-

ментированы ГОСТ

10145-81

На основании теоретических исследований длительной проч-

ности и анализа большого числа экспериментальных данных

установлено,'что между временем до разрушения при постоян-

ной температуре т

и напряжением о существует степенная за-

висимость

где Вит — постоянные для данного металла и данной темпе-

ратуры.

В логарифмических координатах lgo —

lgTp

эта зависимость

выражается прямой линией.

За расчетный срок службы котла принимают 100 тыс. ч ра-

боты при номинальных параметрах пара. Используя обработку

экспериментальных данных в логарифмических координатах,

ограничиваются испытаниями значительно меньшей длитель-

ности и путем экстраполирования получают достаточно надеж-

ные результаты. По вертикальной оси откладывают логарифм

напряжения, которое приводит образец к разрушению, а по го-

ризонтальной оси — логарифм времени до разрушения

(рис.

1.8, а). На этом рисунке приведен пример обработки дан-

ных испытания стали 12Х1МФ при 580° С.

При экстраполировании экспериментальных данных необхо-

димо иметь в виду, что прямая в логарифмических координа-

тах может иметь перелом, который наблюдается обычно через

1000 ч и более испытаний. В этом случае необходимо проводить

математическую обработку экспериментальных точек раздельно

по обоим участкам ломаной.

Для получения надежных экспериментальных данных о пре-

деле длительной прочности продолжительность испытаний долж-

на быть не менее

7000—10

000 ч. Число образцов должно быть

не менее 8—10, если разброс результатов невелик. При выборе

допускаемого напряжения необходимо учитывать разброс экспе-

риментальных точек в пределах всей совокупности массовых

испытаний.

Результаты испытаний на длительную прочность часто обра-

батывают в параметрических координатах Ларсона—Миллера.

Согласно этой методике предел длительной прочности представ-

ляется как функция параметра

a«„ = ff7-(C +

lgTp)J

(

где Т — абсолютная температура; К; С — константа, зависящая

от материала; т

— время до разрушения.

В параметрической зависимости Ларсона—Миллера исполь-

зуется допущение об эквивалентности в определенной степени

влияния на предел длительной прочности времени и темпера-

туры. Хорошо известно, что с повышением температуры или

длительности испытания предел длительной прочности снижает-

ся.

Следовательно, задача сводится к отысканию вида парамет-

ра, в который входили бы время и температура. Вид параметра

можно получить, если воспользоваться зависимостями предела

длительной прочности от температуры и от напряжения в отдель-

ности. Эти зависимости найдены в результате обработки боль-

шого числа экспериментальных данных.

Значение константы С в параметрической зависимости Ларсо-

на—Миллера для большинства перлитных и аустенитных сталей

колеблется в пределах от 18 до 22. Для хромистых нержавею-

зз

бШи.6

150 *

26,8

100

ВО

г- С Я Л?/7 L*J Г-r-

*х

100000

Время, ч

б,МПа

300

г so

zoo

то

120

во

. во

-Х-

х ^

хх^х *у<

^Х X

К^ХхХХХ

^х

хх^Ц,

^хХххХХх

хх

>^ N.

xXx-N*-^

хх

)

го

21 ZZ

Рис. 1.8. Различные варианты обработки результатов испытаний на длительную

прочность стали 12Х1МФ, позволяющие экстраполировать величину предела дли-

тельной прочности:

а—при помощи осредняющей прямой в координатах \ga — \gx (1 — 480° С, 2— 520° С; 4 — 580° С,

5 — 600° С), б—при помощи параметрической зависимости Ларсона — Миллера (/— 1 ч; 2— 10 ч;

3 — 100 ч, 4 - 1000 ч, 5 — 10 000 ч, 6 —

000 000 ч)

щих сталей ферритного и ферритно-мартенситного классов С =

24-т-25.

На рис. 1.8,6 показана обработка результатов испытаний на

длительную прочность по методу Ларсона—Миллера. Верхний

график на рис. 1.8,6 используется для времени до разрушения.

Ход графического определения параметра показан пунктиром и

стрелками. Затем по известному параметру и кривой длительной

прочности (нижний график на рис.

1.8,6)

определяют напря-

жение, вызывающее разрушение при данном параметре (даль-

нейший ход пунктира и стрелок).

Использование параметрической зависимости позволяет про-

изводить для получения опережающих данных ускоренные испы-

тания при температурах, несколько превышающих рабочие.

В результате превышения температуры испытания над рабочей в

металле не должны возникать дополнительные превращения, от-

сутствующие при рабочих температурах (фазовые превращения,

интенсивная коагуляция мелкодисперсных включений и т. д.).

Обычно допускается превышение рабочей температуры на 30—

40° С.

В основу параметрической зависимости Ларсона—Миллера

заложен экспоненциальный закон зависимости времени до разру-

шения от температуры при постоянном напряжении

x, =

Q/R

(1.3)

где А — предэкспоненциальный множитель; Q — кажущаяся

энергия активации процесса разрушения; R — универсальная

газовая постоянная; Т—абсолютная температура.

Подставляя в выражение (1.3) конкретные значения для

двух различных температур при одном и том же напряжении

и логарифмируя его, получаем зависимость между временем

до разрушения и температурой

W +

lgT

lgTp

или

lgTp2=-£-(C+lgTp,)-C.

По этой формуле можно пересчитать время до разрушения

при ускоренных испытаниях при повышенных температурах на

время испытания при рабочих температурах.

Экстраполяция результатов прямых испытаний на длительную

прочность в логарифмических координатах обеспечивает несколь-

ко лучшее совпадение с экспериментом, чем экстраполяция по

методу Ларсона — Миллера. Из известных зависимостей времени

до разрушения от напряжения и температуры лучшее совпадение

с экспериментом обеспечивает уравнение, предложенное И. И. Тру-

ниным (ЦНИИТМАЩ):

= Л7^-'"ехр(^),

где Л, m, b и с — константы, зависящие от материала; Т— абсо-

лютная температура; а — напряжение, МПа. Это уравнение

кривой длительной прочности в координатах lga, lgr при 7 =

=const

дает более консервативные значения предела длитель-

ной прочности по сравнению с экстраполяцией по прямолиней-

ному закону.

Коррозионно-активная среда, например агрессивные топочные

газы с высоким содержанием SO2 и SO3, а также агрессивные

отложения на трубах поверхностей нагрева, может ускорять

процесс разрушения, способствуя образованию и развитию мак-

ротрещин, выходящих на поверхность.

Не совсем ясна роль кислорода в механизме разрушения

труб поверхностей нагрева, образцов, испытываемых на длитель-

ную прочность в воздушной среде, и пр. Поры, расположенные

в объемах металла, прилегающие к месту разрыва, всегда быва-

ют заполнены оксидами, хотя лишь немногие из них сообщают-

ся с поверхностью.

Если напряжения распределены в детали неравномерно и

имеется концентрация напряжений, то разрушение происходит

в месте максимальных напряжений. В шпильках, а также в

образцах с надрезом для испытания на длительную прочность

максимальные растягивающие напряжения возникают на некото-

ром расстоянии от дна надреза или скругления резьбы. В этом

месте и образуются первые трещины. Шпильки разрушаются

обычно по первому витку, так как нагрузка по виткам резьбы

распределяется неравномерно: большая ее часть воспринимается

первым витком и меньше половины — всеми последующими.

Основными способами повышения длительной прочности и со-

противляемости ползучести сталей являются рациональное леги-

рование и применение оптимальных режимов термической

обработки.

Пределы длительной прочности и ползучести зависят в зна-

чительной степени от микроструктуры стали.

Для повышения жаропрочности стали необходимо обеспечить торможение^

дислокаций и диффузии вакансий как по границам, так и в объеме зерна.

Дислокации хорошо затормаживаются мелкодисперсными карбидами и интер-

металлидами. Легирование твердого раствора элементами, повышающими

жаропрочность, приводит к усилению межатомных связей, уменьшает диффу-

зионную подвижность вакансий и тем самым замедляет диффузионную ползу-

честь. Сильные карбидообразователи — хром, молибден, титан, ниобий —

связывают углерод в прочные карбиды, затрудняют его диффузию и способ-

ствуют получению стабильной структуры. Из-за искажений кристаллической

решетки в районе дислокаций в их окрестности сильно повышается раство-

римость. Вокруг дислокаций особенно легко концентрируются атомы элементов,

образующих растворы внедрения,— углерода, азота, бора и др. Поэтому дисло-

кации часто оказываются местами зарождения частиц второй фазы.

Мелкое зерно, особенно в аустенитной стали (мельче восьмого балла по

стандартной шкале), способствует ускорению ползучести и снижает предел

длительной прочности. Выше отмечалось, что при высоких температурах пла-

стическая деформация протекает интенсивно по границам зерен. Вклад границ

зерен в общую ползучесть особенно велик при большой протяженности границ,

что характерно для мелкозернистой стали. В результате мелкозернистая сталь

отличается пониженным пределом ползучести и низкой длительной прочно-

стью.

Эффект снижения сопротивления ползучести из-за мелкозернистости тем

сильнее, чем выше температура. С повышением температуры увеличивается

доля зернограничной пластичности в суммарной деформации при разрушении.

Однако и очень крупнозернистая сталь также отличается неудовлетворительной

работоспособностью, так как у нее мала остаточная деформация, хотя предел

ползучести весьма высок. Принято считать, что зерно должно быть не крупнее

2—3 баллов.

Неблагоприятна с точки зрения жаропрочности дуплекс-структура, т. е.

когда в стали сосуществуют зерна двух сильно различающихся размеров

(рис.

1.9, а). В этом случае пластическая деформация протекает в основном

по мелким зернам. Разрушение наступает при малой остаточной деформации.

Следовательно, с точки зрения обеспечения хорошей работоспособности

стали в условиях ползучести необходимо получать равномерное по величине

зерно в пределах 3—7 баллов стандартной шкалы. Это особенно относится к

сталям аустенитного класса. Регулировать величину зерна можно в процессе

выплавки и раскисления стали, а также при термической обработке.

Все сказанное выше о величине зерна относится к случаю, когда сталь

работает в области температур, вызывающих ползучесть. При комнатной и повы-

шенных температурах, при которых не наблюдается ползучесть, наилучшим

комплексом свойств отличается мелкозернистая сталь.

Сильно ускоряет ползучесть и снижает длительную прочность строчечность

структуры (рис.

1.9,6).

Для повышения предела длительной прочности стали стремятся, чтобы

твердый раствор содержал достаточное количество элементов, повышающих по-

рог рекристаллизации. В процессе эксплуатации при высоких температурах про-

исходит перемещение этих элементов из твердого раствора в карбиды и интер-

металлические соединения. При рациональном легировании и соответствующих

режимах термической обработки стремятся замедлить обеднение твердого раст-

вора (феррита или аустенита).

Нестабильность структуры стали ускоряет процесс ползучести. Так, сталь,

закаленная на мартенсит и отличающаяся высокой прочностью при испытании

на растяжение при комнатной и повышенной температурах, характеризуется

низким пределом ползучести и пониженной жаропрочностью. В процессе пол-

зучести такой стали происходит распад мартенсита (пересыщенного раствора

углерода в а-железе), ускоряющий пластическую деформацию вследствие того,

что при распаде мартенсита повышается диффузионная подвижность атомов.

При одном и том же химическом составе на предел длительной прочности

влияют способ производства стали и способ ее раскисления. Так, сталь, вы-

плавленная в электропечах, более жаропрочна, чем мартеновская. Жаропроч-

ность спокойной стали выше, чем полуспокойной. Наиболее низка жаропроч-

ность кипящей стали.

Необходимо иметь в виду, что между скоростью ползучести и пределом

длительной прочности нет однозначной зависимости. Иногда сталь со структу-

рой, обеспечивающей меньшую скорость ползучести, может разрушиться под

действием одинаковых напряжений и температуры раньше, чем та же сталь со

структурой, обусловливающей большую скорость ползучести.

Важную роль играет суммарная деформация до разруше-

ния — ресурс пластичности стали. Желательно иметь возможно

более высокий ресурс пластичности. При этом разрушению

предшествуют большие остаточные деформации и поэтому умень-

шается вероятность внезапного хрупкого разрушения.

В последнее время длительной пластичности стали, а также

чувствительности ее к надрезу в условиях ползучести уделя-

ется большое внимание. Особенно важна высокая длительная

пластичность и малая чувствительность к надрезу для обеспе-

чения работоспособности сварных соединений (отсутствие тре-

щин) и деталей, имеющих концентраторы напряжений (на-

пример, шпилек).

Ресурс пластичности можно оценивать по относительному

удлинению и поперечному сужению после разрушения.

Ряд исследователей предлагает использовать в качестве

критерия суммарную остаточную деформацию, накопленную на

первой и второй стадиях ползучести, и исходят из предпосылки,

что эксплуатация на третьей стадии ползучести, когда проис-'

ходит ускоренное накопление пластической деформации, недо-

пустима. В особенности это относится к аустенитным сталям и>

сплавам на никелевой основе, в которых трещины образуются

на ранних этапах ползучести.

В качестве критерия пластичности перлитных сталей можно

пользоваться относительным удлинением и поперечным сужением

разрушившихся образцов.

Рис.

1.10.

Зависимость поперечного

су-

жения металла ковано-сверленой тру-

бы

0273X48

мм из

стали 15ХМ1Ф

от

времени

до

разрушения

при

испытании

на длительную прочность

при

570°

ЯГ

L_0_

Ос

о"

z ч в 10

г чб Ю

Для каждой стали существует интервал температур,

кото-

ром

ее

относительное удлинение

при

длительном разрыве мини-

мально.

увеличением длительности испытания относительное

удлинение сначала уменьшается,

затем возрастает. Некоторые

плавки сталей 15Х1М1Ф, используемой

для

труб паропроводов

свежего пара, отличаются низкой пластичностью

при

рабочих

температурах.

На

рис. 1.10

показана зависимость поперечного сужения ста-

ли 15Х1М1Ф

от

времени

до

разрушения

при

температуре 570°

С;

испытывались тангенциальные образцы

0 6 мм,

Труба

273Х

Х48

мм

изготовлена

из

кованой заготовки путем сверления.

Термическая обработка

—

нормализация

от 1030 до

1040°

С, от-

пуск

при

740—760°

С в

течение

7 ч.

Промежуток времени,

течение которого наблюдается сниже-

ние пластичности стали, зависит

от

состава стали, термической

обработки, напряжения

температуры испытания.

Длительная пластичность перлитных сталей 12Х1МФ

15Х1М1Ф заметно различается

(рис. 1.11, а и б). В

случае мас-

совых испытаний

при

температурах 560—570°

сталь 12Х1МФ

имеет лучшие показатели

по

длительной пластичности.

А.

В.

Станюковичем

[66]

предложен метод оценки деформа-

ционной способности жаропрочных материалов, который основан

на испытании образцов

на

растяжение

заданной постоянной

скоростью деформации

(при

обычных испытаниях

на

ползучесть

скорость деформации изменяется, неизменной остается нагруз-

ка, приложенная

образцу).

При

испытании

постоянной ско-

ростью деформации резко сокращается разброс значений пластич-

ности

при

разрушении. Результаты испытаний наносят

на

гра-

фик

координатах удлинение

при

разрушении

—

температура

(lgap/)

(рис.

1.12).

Изменение относительного удлинения

изменением темпера-

туры

при

испытании

постоянной скоростью деформации

ха-

рактеризуется V-образной кривой.

Для

каждой скорости испы-

тания получается своя кривая.