Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС
Показано, что основными факторами, вызывающими коррозионное растрескивание и разрушение композитных сварных соединений трубопроводов, являются химическая и структурная неоднородность металла сварных соединений, образование мартенситных и обезуглероженных прослоек, напряженное состояние и водородное...
Gespeichert in:
| Veröffentlicht in: | Автоматическая сварка |
|---|---|
| Datum: | 2007 |
| Hauptverfasser: | , , , , , , , |
| Format: | Artikel |
| Sprache: | Russian |
| Veröffentlicht: |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України
2007
|
| Schlagworte: | |
| Online Zugang: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/99316 |
| Tags: |
Tag hinzufügen
Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Zitieren: | Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС / О.Г. Касаткин, А.К. Царюк, В.Ю. Скульский, А.Р. Гаврик, С.И. Моравецкий, И.Д. Клещевников, Ю.М. Копылов, А.Г. Медведев // Автоматическая сварка. — 2007. — № 3 (647). — С. 32-35. — Бібліогр.: 2 назв. — рос. |
Institution
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| id |
nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-99316 |
|---|---|
| record_format |
dspace |
| spelling |
Касаткин, О.Г. Царюк, А.К. Скульский, В.Ю. Гаврик, А.Р. Моравецкий, С.И. Клещевников, И.Д. Копылов, Ю.М. Медведев, А.Г. 2016-04-26T19:41:48Z 2016-04-26T19:41:48Z 2007 Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС / О.Г. Касаткин, А.К. Царюк, В.Ю. Скульский, А.Р. Гаврик, С.И. Моравецкий, И.Д. Клещевников, Ю.М. Копылов, А.Г. Медведев // Автоматическая сварка. — 2007. — № 3 (647). — С. 32-35. — Бібліогр.: 2 назв. — рос. 0005-111X https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/99316 621.791.052:658.562:621.039 Показано, что основными факторами, вызывающими коррозионное растрескивание и разрушение композитных сварных соединений трубопроводов, являются химическая и структурная неоднородность металла сварных соединений, образование мартенситных и обезуглероженных прослоек, напряженное состояние и водородное охрупчивание металла. Предложен способ повышения сопротивляемости сварных соединений локальным коррозионным повреждениям. It is shown that the key factors causing corrosion cracking and fracture of composite welded joints in pipelines are the formation of martensite and decarburised interlayers, as well as the stressed state and hydrogen-induced embrittlement of metal. The method is suggested for increasing resistance of the welded joints to local corrosion damages. Статья подготовлена по результатам выполнения целевой комплексной программы НАН Украины «Проблемы ресурса и безопасности эксплуатации конструкций, сооружений и машин» (2004–2006 гг.). ru Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України Автоматическая сварка Производственный раздел Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС Method for improvement of resistance of NPS pipeline welded joints against local damages Article published earlier |
| institution |
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| collection |
DSpace DC |
| title |
Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС |
| spellingShingle |
Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС Касаткин, О.Г. Царюк, А.К. Скульский, В.Ю. Гаврик, А.Р. Моравецкий, С.И. Клещевников, И.Д. Копылов, Ю.М. Медведев, А.Г. Производственный раздел |
| title_short |
Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС |
| title_full |
Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС |
| title_fullStr |
Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС |
| title_full_unstemmed |
Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС |
| title_sort |
способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов аэс |
| author |
Касаткин, О.Г. Царюк, А.К. Скульский, В.Ю. Гаврик, А.Р. Моравецкий, С.И. Клещевников, И.Д. Копылов, Ю.М. Медведев, А.Г. |
| author_facet |
Касаткин, О.Г. Царюк, А.К. Скульский, В.Ю. Гаврик, А.Р. Моравецкий, С.И. Клещевников, И.Д. Копылов, Ю.М. Медведев, А.Г. |
| topic |
Производственный раздел |
| topic_facet |
Производственный раздел |
| publishDate |
2007 |
| language |
Russian |
| container_title |
Автоматическая сварка |
| publisher |
Інститут електрозварювання ім. Є.О. Патона НАН України |
| format |
Article |
| title_alt |
Method for improvement of resistance of NPS pipeline welded joints against local damages |
| description |
Показано, что основными факторами, вызывающими коррозионное растрескивание и разрушение композитных сварных соединений трубопроводов, являются химическая и структурная неоднородность металла сварных соединений, образование мартенситных и обезуглероженных прослоек, напряженное состояние и водородное охрупчивание металла. Предложен способ повышения сопротивляемости сварных соединений локальным коррозионным повреждениям.
It is shown that the key factors causing corrosion cracking and fracture of composite welded joints in pipelines are the formation of martensite and decarburised interlayers, as well as the stressed state and hydrogen-induced embrittlement of metal. The method is suggested for increasing resistance of the welded joints to local corrosion damages.
|
| issn |
0005-111X |
| url |
https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/99316 |
| citation_txt |
Способ повышения сопротивляемости локальным повреждениям cварных соединений трубопроводов АЭС / О.Г. Касаткин, А.К. Царюк, В.Ю. Скульский, А.Р. Гаврик, С.И. Моравецкий, И.Д. Клещевников, Ю.М. Копылов, А.Г. Медведев // Автоматическая сварка. — 2007. — № 3 (647). — С. 32-35. — Бібліогр.: 2 назв. — рос. |
| work_keys_str_mv |
AT kasatkinog sposobpovyšeniâsoprotivlâemostilokalʹnympovreždeniâmcvarnyhsoedineniitruboprovodovaés AT carûkak sposobpovyšeniâsoprotivlâemostilokalʹnympovreždeniâmcvarnyhsoedineniitruboprovodovaés AT skulʹskiivû sposobpovyšeniâsoprotivlâemostilokalʹnympovreždeniâmcvarnyhsoedineniitruboprovodovaés AT gavrikar sposobpovyšeniâsoprotivlâemostilokalʹnympovreždeniâmcvarnyhsoedineniitruboprovodovaés AT moraveckiisi sposobpovyšeniâsoprotivlâemostilokalʹnympovreždeniâmcvarnyhsoedineniitruboprovodovaés AT kleŝevnikovid sposobpovyšeniâsoprotivlâemostilokalʹnympovreždeniâmcvarnyhsoedineniitruboprovodovaés AT kopylovûm sposobpovyšeniâsoprotivlâemostilokalʹnympovreždeniâmcvarnyhsoedineniitruboprovodovaés AT medvedevag sposobpovyšeniâsoprotivlâemostilokalʹnympovreždeniâmcvarnyhsoedineniitruboprovodovaés AT kasatkinog methodforimprovementofresistanceofnpspipelineweldedjointsagainstlocaldamages AT carûkak methodforimprovementofresistanceofnpspipelineweldedjointsagainstlocaldamages AT skulʹskiivû methodforimprovementofresistanceofnpspipelineweldedjointsagainstlocaldamages AT gavrikar methodforimprovementofresistanceofnpspipelineweldedjointsagainstlocaldamages AT moraveckiisi methodforimprovementofresistanceofnpspipelineweldedjointsagainstlocaldamages AT kleŝevnikovid methodforimprovementofresistanceofnpspipelineweldedjointsagainstlocaldamages AT kopylovûm methodforimprovementofresistanceofnpspipelineweldedjointsagainstlocaldamages AT medvedevag methodforimprovementofresistanceofnpspipelineweldedjointsagainstlocaldamages |
| first_indexed |
2025-11-26T04:41:37Z |
| last_indexed |
2025-11-26T04:41:37Z |
| _version_ |
1850612267121377280 |
| fulltext |
УДК 621.791.052:658.562:621.039
СПОСОБ ПОВЫШЕНИЯ СОПРОТИВЛЯЕМОСТИ
ЛОКАЛЬНЫМ ПОВРЕЖДЕНИЯМ СВАРНЫХ СОЕДИНЕНИЙ
ТРУБОПРОВОДОВ АЭС*
О. Г. КАСАТКИН, д-р техн. наук, А. К. ЦАРЮК, В. Ю. СКУЛЬСКИЙ, кандидаты техн. наук,
А. Р. ГАВРИК, С. И. МОРАВЕЦКИЙ, инженеры (Ин-т электросварки им. Е.О. Патона НАН Украины),
И. Д. КЛЕЩЕВНИКОВ, Ю. М. КОПЫЛОВ, А. Г. МЕДВЕДЕВ, инженеры (Хмельницкая АЭС)
Показано, что основными факторами, вызывающими коррозионное растрескивание и разрушение композитных
сварных соединений трубопроводов, являются химическая и структурная неоднородность металла сварных
соединений, образование мартенситных и обезуглероженных прослоек, напряженное состояние и водородное ох-
рупчивание металла. Предложен способ повышения сопротивляемости сварных соединений локальным коррозионным
повреждениям.
К л ю ч е в ы е с л о в а : трубопроводы, композитные свар-
ные соединения, структура, диффузионный водород, хрупкие
прослойки, аустенитная и углеродистая стали
Опыт эксплуатации энергоблоков атомных стан-
ций показывает, что существует ряд узлов
оборудования, к которым относят различные тру-
бопроводы и их сварные соединения, наиболее
подверженных повреждениям. В частности, в тру-
бопроводах второго контура часто коррозией пов-
реждаются сварные соединения труб из разнород-
ных сталей — низколегированных и аустенитных.
При ремонте обычно удаляют дефектные сварные
соединения и вваривают сварные вставки, изготов-
ленные из двух отрезков труб аналогичных марок
сталей в заводских условиях. Однако и они имеют
ограниченный срок службы, и при эксплуатации
энергоблока возникает необходимость их замены.
Согласно существующей технологии сварка
труб из разнородных сталей производится аус-
тенитным швом, причем при сварке труб с тол-
щиной стенки более 10 мм — с предварительной
наплавкой кромки низколегированной трубы аус-
тенитным металлом. Коррозионные повреждения
в разнородных соединениях развиваются как
межкристаллитная коррозия и локализуются в
узкой зоне на границе между аустенитным швом
и ферритной сталью (рис. 1).
Характерной особенностью сварных соединений
разнородных сталей является развитая химическая,
структурная и механическая неоднородность [1]. В
композитных сварных соединениях имеется поле
собственных напряжений, которые не могут сни-
маться проведением термической обработки. При
сварке необходимо учитывать также разную сва-
риваемость каждой стали.
При оценке работоспособности сварных сое-
динений важно учитывать структуру и свойства
зоны сплавления разнородных материалов. В сое-
динениях, выполненных сваркой плавлением,
вблизи границы сплавления обнаруживаются крис-
таллизационные прослойки промежуточного соста-
ва между основным металлом и швом.
Со стороны ферритной трубы основной металл
имеет ферритно-мартенситную структуру. Соот-
ношение фаз (доля мартенсита в структуре) может
изменяться в зависимости от термического цикла
сварки. Фазовые составы отдельных зон сварных
соединений можно оценить по диаграмме Шеф-
флера, из которой следует, что во всех случаях
в шве будут образовываться прослойки с мар-
тенситной структурой. Это связано с тем, что
вблизи границы сплавления даже при небольшой
Рис. 1. Микроструктура коррозионного повреждения металла
ЗТВ сварного соединения стали 20 и 08Х18Н10Т ( 25)
© О.Г. Касаткин, А.К. Царюк, В.Ю. Скульский, А.Р. Гаврик, С.И. Моравецкий, И. Д. Клещевников, Ю. М. Копылов, А. Г. Медведев, 2007
* Статья подготовлена по результатам выполнения целевой
комплексной программы НАН Украины «Проблемы ресурса и без-
опасности эксплуатации конструкций, сооружений и машин»
(2004–2006 гг.).
32 3/2007
доле наплавленного металла расплавленная угле-
родистая сталь легируется за счет аустенитного
металла. При увеличении доли наплавленного ме-
талла твердость этой зоны резко возрастает по
мере возрастания количества мартенсита и далее
снижается в основном из-за уменьшения концен-
трации углерода. Таким образом, в сварных ком-
позитных соединениях низколегированных сталей
практически всегда образуются мартенситные
прослойки независимо от типа аустенитного
присадочного металла.
При сварке и термической обработке в зоне
сплавления могут образовываться диффузионные
прослойки, главным образом обусловленные пере-
распределением углерода. Вместе с тем в процессе
эксплуатации температура трубопроводов второго
контура невысокая и диффузионные прослойки
практически не развиваются.
В композитных сварных соединениях наблю-
даются диффузионные прослойки, образующиеся
при сварке в момент сосуществования жидкой сва-
рочной ванны с основным металлом, а также в
области существования твердых фаз во время
охлаждения после сварки. Причиной перераспре-
деления углерода является, в частности, наличие
карбидобразующих элементов в аустените. Эти
прослойки находятся вблизи границы сплавления,
причем со стороны аустенитного шва — зона с
повышенным содержанием углерода, а со стороны
ферритной стали образуется обезуглероженный
слой металла с крупными столбчатыми зернами
феррита (рис. 2). Отметим, что из-за малого со-
держания углерода эта прослойка имеет низкий
предел текучести, а в процессе роста зерен на
границах концентрация примесей повышается.
Остаточные напряжения в композитных сварных
соединениях значительно зависят от тепло-
физических и механических характеристик сварива-
емых материалов, в частности, коэффициентов
линейного расширения и теплопроводности, а
также модуля упругости и предела текучести.
Наибольшая разница в коэффициентах линейного
расширения (25...35 %) наблюдается между ста-
лями перлитного и аустенитного классов. Она осо-
бенно заметна, если в композитном соединении
используется аустенитная сталь 08Х18Н10Т.
Остаточные напряжения в композитных свар-
ных соединениях существенно изменяются после
проведения термической обработки (отпуска), ко-
торая приводит к увеличению этих напряжений.
Важным фактором, оказывающим влияние на
работоспособность композитных сварных соеди-
нений, является водород, который при определен-
ных условиях может вызывать «статическую» ус-
талость металла. Водород, ослабляя силы связи
кристаллической решетки в местах нарушения ее
когерентности, способствует образованию очагов
микроразрушений на границах с высокой плот-
ностью энергии. В процессе сварки водород в ме-
талл шва поступает преимущественно из атмос-
феры дуги при ее взаимодействии с расплавлен-
ным металлом [2].
Энергия границ может значительно увеличи-
ваться при мартенситном превращении аустенита.
В процессе роста мартенситных кристаллов воз-
никают структурные напряжения, микродефор-
мации и скопления дислокаций, которые наиболее
ярко выражены у границ аустенитных зерен, куда
выходят наиболее крупные кристаллы мартенсита.
Под действием растущих кристаллов мартенсита
на границе образуется случайное поле напря-
жений. Чем крупнее исходные аустенитные зерна,
тем больше размеры кристаллов мартенсита и
выше локальные напряжения и микродеформации,
возникающие около их вершин. На отдельных,
наиболее ослабленных участках границ со
значительным уровнем свободной энергии при
совместном действии структурных и сварочных
напряжений могут образовываться зародыши
микротрещин. Ведущую роль в этом процессе
играют структурные напряжения. В зависимости
от напряженного состояния развитие зародышей
трещин может приводить к замедленному
(периодический скачкообразный рост трещины,
чередующийся в паузах с процессами микропол-
зучести и сегрегации водорода на границах у
вершины трещины) или хрупкому разрушениям.
Наиболее интенсивно эти процессы развиваются
около границы сплавления разнородных сталей.
Возникающие микроразрушения по границам
зерен в случае агрессивной окружающей среды
могут развиться в межзеренное коррозионное рас-
трескивание металла под напряжением и привести
к разрушению композитного сварного соеди-
нения. Скорость этого процесса возрастает при
увеличении количества и толщины мартенситных
Рис. 2. Микроструктура зоны сплавления стали 20 и
08Х18Н10Т ( 1000)
3/2007 33
прослоек, размеров аустенитных зерен, а также
загрязнении металла шва примесями, повыша-
ющими свободную энергию границ зерен.
Для повышения работоспособности композит-
ного сварного соединения необходимо использовать
технологию сварки, обеспечивающую уменьшение
химической и структурной неоднородности, обра-
зование хрупких и обезуглероженных прослоек. До-
статочно эффективным способом решения этой
задачи является введение в сварное соединение
между аустенитным и ферритным металлом про-
межуточного слоя с низким содержанием углерода,
например, из армко-железа (технически чистого же-
леза). При этом не только исключается возможность
образования легированного мартенсита с достаточ-
но высоким содержанием углерода, но и сущест-
венно уменьшается диффузионное перераспреде-
ление самого углерода.
Наплавку промежуточного слоя можно произ-
водить на кромку ферритной или аустенитной
трубы, при этом металл шва должен быть соот-
ветственно аустенитным или низколегированным.
Заварку шва можно осуществить также металлом
с низким содержанием углерода без предваритель-
ной наплавки промежуточного слоя, однако, при
этом могут возникнуть трудности с обеспечением
хорошего формирования шва.
Экспериментальные исследования проводили
на сварных соединениях стали 20 с аустенитной
сталью 08Х18Н10Т. При наплавке низкоугле-
родистого металла на сталь 20 образуются:
• участок неполной перекристаллизации, в ко-
тором металл нагревается до температур начала
фазового α → γ-превращения; здесь структура ха-
рактеризуется разнозернистостью — крупные
ферритные зерна чередуются с более мелкими зер-
нами феррита и перлита, которые сформировались
при частичном превращении при нагреве
перлитных участков;
• участок полной перекристаллизации или нор-
мализации, в котором после фазовой перекрис-
таллизации металл приобретает мелкозернистую
структуру (верхняя температурная граница этого
участка около 1100 °С);
• на участке перегрева около наплавленного
слоя в стали 20 образуется грубая структура из
крупных участков феррита и перлита, называемая
видманштеттовой структурой;
• наплавка вблизи стали 20 имеет мелкозер-
нистую структуру, а из-за перемешивания со
сталью 20 в наплавке присутствуют отдельные
перлитные участки (рис. 3, а);
• металл наплавки имеет чисто ферритную
структуру с относительно крупным зерном
(рис. 3, б).
В зависимости от условий конвективного пере-
мешивания металла в сварочной ванне переход от
наплавленного металла к шву типа Св-
10Х16Н25АМ6 может быть резким или иметь слой
с мелкодисперсной структурой (рис. 3, в). Указан-
ный слой представляет собой металл, сформи-
ровавшийся в результате неполного расплавления
фрагментов наплавленного слоя и неполного пере-
мешивания его с аустенитным металлом шва.
Очевидно, в этом случае на формирование таких
прослоек оказывает влияние более высокая тем-
пература плавления низкоуглеродистого металла
наплавки (около 1530 °С по сравнению с 1380 °С
у аустенитного металла) и узкий интервал
кристаллизации. Не обнаружено также миграции
углерода и формирования обезуглероженной
прослойки в стали 20.
Рис. 3. Микроструктуры зон сплавления стали
20 и наплавки (а, 200), металла наплавки (б,
200), наплавки и аустенитного шва типа Св-
10Х16Н25АМ6 (в, 1000)
34 3/2007
Результаты измерений твердости показывают,
что в аустенитном металле шва и наплавки из-за
различного долевого участия расплавленного неле-
гированного и наплавляемого высоколегированного
металлов образуются микроучастки с твердостью,
близкой к твердости мартенситной структуры, а
также наблюдаются микроучастки с твердостью, ха-
рактерной для аустенита.
Вариант композитного сварного соединения с
наплавкой на низких уровнях погонной энергии
низкоуглеродистого металла на кромку аус-
тенитной стали и заваркой шва низколегирован-
ным присадочным металлом приведен на рис. 4.
По мере наложения валиков травимость наплав-
ленного металла повышается в результате
снижения концентрации легирующих элементов,
поступающих из аустенитной стали.
Следует отметить, что в данном сочетании
сталь–наплавка не образовывались зоны с высо-
кой твердостью, характерные для закалочных
структур. Наблюдаемые колебания микротвер-
дости переходного слоя между аустениной сталью
и наплавленным металлом связаны с неравномер-
ным перемешиванием сплавляемых материалов и
находятся в пределах HV 0,2 — 150...340. На
границе сплавления аустенитной стали с наплав-
кой не выявлено существенной неоднородности
или дефектов (рис. 5). Аналогичная ситуация на-
блюдается и на границе сплавления низко-
легированного шва с наплавкой и сталью 20.
Результаты механических испытаний по ГОСТ
6996–66 сварных соединений разнородных сталей
20 и 08Х18Н10Т показали, что предел прочности
на растяжение образцов типа XIII ГОСТ 6996–66
находится в пределах 530...560 МПа, ударная вяз-
кость KCU в пределах 106...143 Дж/см2, угол
загиба образцов типа ХХVI ГОСТ 6996–66 — от
160 до 180°. Разрушение образцов при растяжении
во всех случаях происходило по стали 20 на рас-
стоянии около 15 мм от границы сплавления. Эти
показатели удовлетворяют требованиям, предъяв-
ляемым к композитным сварным соединениям
трубопроводов АЭС.
Оценка коррозионной стойкости предложен-
ных композитных сварных соединений в
эксплуатационных условиях требует больших за-
трат времени. Ускоренные испытания образцов в
среде хлоридов не выявили явного межзеренного
разрушения в области сварного соединения. Кор-
розия в металле шва развивается интенсивнее, чем
в аустенитной стали, но не быстрее, чем в
ферритном основном металле.
Таким образом, введение в сварные соедине-
ния между аустенитной и углеродистой сталью
промежуточного слоя из низкоуглеродистого
металла (технического железа) позволяет исклю-
чить образование в шве хрупкого легированного
мартенсита и обезуглероженных прослоек в
металле ЗТВ. Сварное соединение с указанным
промежуточным слоем имеет более высокую
коррозионную стойкость по сравнению с сое-
динением, выполненным согласно штатной тех-
нологии.
1. Земзин В.Н. Сварные соединения разнородных ста-
лей. — М.: Машиностроение, 1966. — 232 с.
2. Касаткин О.Г. Особенности водородного охрупчивания
высокопрочных сталей при сварке (Обзор) // Автомат.
сварка. — 1994. — № 1. — С. 3–7.
It is shown that the key factors causing corrosion cracking and fracture of composite welded joints in pipelines are the
formation of martensite and decarburised interlayers, as well as the stressed state and hydrogen-induced embrittlement of
metal. The method is suggested for increasing resistance of the welded joints to local corrosion damages.
Поступила в редакцию 25.12.2006
Рис. 4. Слои наплавки технически чистого железа на аусте-
нитную сталь, 25
Рис. 5. Микроструктура зоны сплавления наплавки и аусте-
нитной стали, 200
3/2007 35
|