Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Анализ повреждений и изменений свойств металла сварных соединений трубопроводов аэс из коррозионно- стойких сталей аустенитного класса в процессе эксплуатации (литературный обзор) 5
1.1 Характер и механизм повреждений трубопроводов из сталей аустенитного класса... 5
1.2 Влияние старения на изменение механических свойств коррозионно-стойких сталей аустенитного класса и их сварных соединений. Оценка механических свойств металла трубопроводов Ду 300 и Ду 500 в процессе длительной эксплуатации 14
1.3 Учет в нормативных документах, регламентирующих расчет на прочность
оборудования и трубопроводов РУ АЭС, подрастания трещиноподобных дефектов
в процессе эксплуатации 33
Выводы по главе 1. Цель и задачи исследования 36
ГЛАВА 2. Материал и методики испытаний и исследований. метод моделирования влияния длительных сроков эксплуатации на структуру и свойства металла сварных соединений трубопроводов аэу термическим старением 38
2.1 Материал для исследования 38
2.2 Основные положения метода моделирования. Построение номограммы для определения режимов старения. Выбор режимов термического старения, моделирующих длительный срок эксплуатации 44
2.3 Модельные образцы и режимы термодеформационного старения при испытании на модернизированной машине УП-300 и на специальном стенде ЦНВД-10 47
2.4 Методики проведения испытаний и исследований 53
Выводы по главе 2 58
ГЛАВА 3. Исследование механических свойств металла сварных соединений вырезок из трубопроводов ду 300 и ду 500 после эксплуатации и изготовленных натурных катушек. оценка влияния старения 60
3.1 Определение механических свойств при растяжении и ударном изгибе 60
3.2 Исследование статической трещиностойкости 71
3.3 Исследование циклической трещиностойкости 72
3.4 Результаты измерения твердости 88
3.5 Результаты измерения микротвердости 92
3.6 Исследование многоцикловой усталости 94
3.7 Исследование стойкости против межкристаллитной коррозии 97
3.8 Механические критерии и параметры оценки технического состояния 99
Выводы по главе 3 103
ГЛАВА 4. Исследование микроструктуры металла сварных соединений вырезок из трубопроводов ду 300 и ду 500 после эксплуатации и изготовленных натурных катушек. оценка влияния старения 105
4.1 Исследование микроструктуры металла различных зон сварных соединений 105
4.2 Определение содержания ферромагнитной фазы в металле шва 116
4.3 Структурные критерии и параметры оценки технического состояния 121
Выводы по главе 4 122
ГЛАВА 5. Разработка метода оценки подрастания трещиноподобных дефектов с учетом влияния длительной эксплуатации и условий нагружения 124
5.1 Характеристики циклической трещиностойкости металла сварных соединений трубопроводов, используемые для проведения расчетов 124
5.2 Учет влияния длительной эксплуатации и условий нагружения при оценке подрастания трещиноподобных дефектов на основе нормативных расчетных зависимостей по скорости роста трещин 127
5.3 Учет влияния длительной эксплуатации и условий нагружения при оценке подрастания трещиноподобных дефектов на основе экспериментальных данных по скорости роста трещин, полученных для конкретного оборудования 131
Выводы по главе 5 134
Общие выводы 136
Список использованных источников
- Влияние старения на изменение механических свойств коррозионно-стойких сталей аустенитного класса и их сварных соединений. Оценка механических свойств металла трубопроводов Ду 300 и Ду 500 в процессе длительной эксплуатации
- Основные положения метода моделирования. Построение номограммы для определения режимов старения. Выбор режимов термического старения, моделирующих длительный срок эксплуатации
- Исследование статической трещиностойкости
- Определение содержания ферромагнитной фазы в металле шва
Введение к работе
В настоящее время ряд энергоблоков АЭС уже выработал свой проектный срок службы (30 лет) или приближается к нему. Для дальнейшей эксплуатации энергоблоков, достигших проектного срока службы, а также для разработки проектов АЭС нового поколения со сроком службы более 30 лет необходимо обеспечение безопасной эксплуатации оборудования АЭС на новые, более длительные сроки службы. Поэтому вопросы обоснования продления срока службы атомного энергооборудования с обеспечением его безопасной эксплуатации становятся в настоящее время все более важными и актуальными.
По существующим в атомной энергетике нормативным документам РД ЭО 0185-2006 и РД ЭО 0330-2001 продление срока службы энергоблоков АЭС проводится при выполнении большого комплекса регламентированных мероприятий, включающих, в том числе, оценку технического состояния и расчет остаточного ресурса элементов энергоблоков с учетом фактического уровня механических свойств и выявленных при эксплуатации дефектов. Расчет остаточного ресурса, определение допускаемых размеров дефектов, обоснование концепции «течь перед разрушением» выполняют с учетом подрастания трещиноподобных дефектов в процессе эксплуатации.
Так как оборудование АЭУ эксплуатируется в условиях термического, механического, коррозионного и радиационного воздействий, то необходимо определить влияние эксплуатационного воздействия на изменение свойств металла оборудования и трубопроводов в процессе эксплуатации, что позволит прогнозировать их изменение на продлеваемый срок службы. В связи с этим для обеспечения безопасной эксплуатации актуальным становится усовершенствование прочностных расчетов по обоснованию продления срока службы с учетом длительных сроков эксплуатации.
Особое внимание при этом следует уделять сварным соединениям ввиду их химической, структурной и механической неоднородности и наличию остаточных напряжений, вызванных сваркой. Наибольшее количество повреждений трубопроводов имело место именно в зонах сварных соединений. В связи с этим в диссертационной работе был выполнен комплекс экспериментальных исследований и на его основе разработан метод оценки подрастания трещиноподобных дефектов в сварных соединениях трубопроводов с учетом влияния длительных сроков эксплуатации и условий нагружения.
Влияние старения на изменение механических свойств коррозионно-стойких сталей аустенитного класса и их сварных соединений. Оценка механических свойств металла трубопроводов Ду 300 и Ду 500 в процессе длительной эксплуатации
Для обеспечения надежной эксплуатации и обоснования продления срока службы оборудования АЭУ необходимо иметь данные по степени изменения свойств металла и сварных соединений в процессе эксплуатации. Кроме того, изменение свойств и структуры металла сварных соединений аустенитных трубопроводов в результате длительной эксплуатации может также оказывать влияние на процесс распространения усталостных трещин и трещин коррозионного растрескивания под напряжением. Рассмотрим влияние длительной эксплуатации и старения, моделирующего эксплуатационное воздействие, на изменение свойств и структуры сварных соединений оборудования из аустенитных коррозионно-стойких сталей.
В ЦНИИТМАШ ранее под руководством Юханова В. А. были выполнены исследования влияния старения при 350С длительностью 5000 и 10000 ч. на механические свойства стали 08Х18Н10Т. Термическая обработка стали заключалась в аустенизации при 1050С.
Результаты определения механических свойств стали 08Х18Н10Т в исходном состоянии и после термического старения длительностью 5000 и 10000 ч. были представлены в отчете ЦНИИТМАШ и приведены в таблице 1.1.
Как следует из результатов испытаний, прочностные свойства ав и Оо,2 после термического старения увеличились. Относительное удлинение уменьшилось при Тисп= 20С на 16% после 5000 ч. и на 11% после 10000 ч., относительное сужение при Тисп= 20С уменьшилось на 15% после 5000 часов и даже несколько возросло после 10000 часов. При Т=350С уменьшение \/ наблюдалось только после 5000 ч. старения, а после 10000 ч. относительное сужение превышало исходные данные, значения 5 были или практически такими же (Т=350С), или понизились на - 10% (Т = 20С). Таблица 1.1 - Влияние термического старения при 350С на механические свойства стали 08Х18Н10Т (поковка в термообработанном состоянии)
Наибольшие изменения механических свойств были выявлены после 5000 часов старения, увеличение продолжительности старения приводило к некоторому снижению влияния старения.
В работе [14] приведены результаты исследования влияния длительного термического старения на свойства сварного соединения стали типа 304. По своему воздействию термическое старение должно было соответствовать 80-летнему сроку службы оборудования АЭС с кипящим реактором (BWR). Режимы термического старения были выбраны по результатам предварительных исследований. На основе этих данных для сварного соединения стали 304 были выбраны следующие режимы термического старения: 400С, 1800 ч. и 450С, 11000 ч.
Предварительные испытания выявили, что термическое старение при 450С в течение 10000 ч. не изменяет свойств основного металла - стали 304, поэтому в работе [14] сталь 304 испытывали только в деформированном на 3% состоянии, что по мнению авторов имитировало влияние гидроиспытаний.
На рисунках 1.5 и 1.6 представлены результаты определения механических свойств образцов из стали 304 (є = 3%), металла зоны термовлияния (ЗТВ) и сварного шва в исходном состоянии и после термического старения. Показано практическое отсутствие влияния термического старения на прочностные свойства всех трех исследуемых групп материалов и на пластические свойства стали 304 и металла ЗТВ. Для металла сварного шва установлено уменьшение на 10% относительного удлинения и относительного сужения при Т = 20С и 289С по сравнению с исходным состоянием. Следует отметить, что исследуемые образцы не имели отношения к технологии изготовления сварных соединений трубопроводов.
Для материала опускных трубопроводов контура многократной принудительной циркуляции после 120000 ч. эксплуатации на ЛАЭС (реактор типа РБМК) было установлено повышение прочностных свойств ств и Оо,2 в 1,5+2 раза при неизменности по сравнению с исходным уровнем пластических свойств 8 и \/ [5]. Однако такое большое повышение прочностных свойств за 120000 ч. эксплуатации вызывает некоторое удивление и требует уточнения вопроса, с какими данными проводилось сопоставление.
В этой же работе рассмотрено влияние уменьшения скорости деформирования до 10V на механические свойства стали 08Х18Н10Т. Было показано, что в этом случае ав остается практически неизменным, ст0,2 уменьшается на 30%, а 8 и \/ - на 15+20%. Для сварного соединения прочностные и пластические характеристики уменьшились на -15%.
Оценка изменения механических свойств вырезок материала трубопровода Ду 500 ГЦТ КолАЭС - стали 08Х18Н10Т [2], после эксплуатации в течение 100000 ч., показала практическое отсутствие снижения прочностных и пластических свойств по сравнению с исходным состоянием.
Исследование механических свойств металла сварных соединений трубопроводов 3-го блока Курской АЭС показало существенное превышение значений ав для основного металла и металла шва опускных и водоуравнительных трубопроводов над нормативными данными [8].
На основе представленных в работе [18] результатов исследований механических свойств стали 08Х18Н10Т и металла сварного шва для 4-х блоков Ленинградской АЭС, блоков № 1 и 2 Курской АЭС после 100000 ч. и № 1 Игналинской АЭС после 30000 ч., таблицы 1.3 и 1.4, авторы делают заключение о том, что уровень механических свойств стали после длительной эксплуатации оказался не ниже требований ГОСТ 24030-80 «Трубы бесшовные из коррозионно-стойкой стали для энергомашиностроения». В то же время авторы отмечают повышенные по сравнению с ГОСТом фактические значения предела прочности при 20С и невозможность установления причин этого явления из-за отсутствия данных по механическим свойствам в исходном состоянии. Со своей стороны следует отметить полученное для 1-го блока ИАЭС значение для металла шва, меньшее 50%», и высокие значения ав для всех зон соединений.
Указанные различия в оценке характера изменения механических свойств сталей и их сварных соединений в процессе эксплуатации или старения могут быть связаны с различным содержанием и соотношением легирующих элементов, различиями или нарушениями технологии сварки, различиями в исходной микроструктуре и в структурных изменениях при эксплуатации, а также с методикой сопоставления данных.
Основные положения метода моделирования. Построение номограммы для определения режимов старения. Выбор режимов термического старения, моделирующих длительный срок эксплуатации
Сегмент из стали 08Х18Н10Т был вырезан из коллектора САОР, стык № 1 ст.5 блока №1 ЛАЭС. Сварные швы коллекторов САОР были выполнены в 1991 году при монтаже коллекторов САОР на ЛАЭС, сварочная проволока Св-04Х19Н11МЗ, диаметр проволоки - 2 мм. Трубопровод находился в эксплуатации с 1991 года по май 1999 года, то есть около 70000 ч. В период ППР 1-ого энергоблока (1999 г.) УЗК были выявлены дефекты типа трещин в сварных швах трубопроводов Ду 300, в том числе в коллекторах САОР. В связи с чем были выполнены вырезки из трубопроводов Ду 300. Сегмент является неповрежденной частью катушки, которая была вырезана из-за выявленной в ней трещины КР.
Катушка из стали 08Х18Н10Т со сварным швом ВУТ/1-6 была вырезана из водоуравнительного трубопровода между 4С-12 и 4БС-11 блока № 4 Ленинградской АЭС. Эта катушка находилась в эксплуатации с сентября 1988 г. по июль 1999 г., то есть примерно 100000 ч.
С целью дезактивации катушка была подвергнута следующей обработке: наружная поверхность обработана на токарном станке со снятием органо-силикатного покрытия, слоя металлизации и металла трубы на глубину до 1 мм, усиление сварного шва и прилегающие участки были обработаны лепестковым кругом; внутренняя поверхность обработана на токарном станке со снятием слоя металла в корневой зоне шириной около 10 мм и глубиной 2-2,5 мм, затем подвергнута электрохимическому травлению, с этой поверхности произведена локальная выборка зон загрязнения отрезным кругом на глубину до 1 мм.
Вырезки из главного циркуляционного трубопровода Ду 500 ВВЭР-440 НВАЭС были сделаны после 100 тыс.часов эксплуатации. Материал труб - сталь 08Х18Н12Т (0Х18Н12Т), колен - сталь 08Х18Н10Т (0Х18Н10Т). Темплеты были вырезаны из заводских стыков холодных ниток трубопровода, которые эксплуатировались при t = 260С и давлении 12,5 МПа. Трубы размером 560x33,5 мм изготавливали методом прошивки кованой заготовки с последующей горячей прокаткой. Трубы поставляли после термической обработки, состоящей из аустенизации при температуре 1150С с охлаждением в воде и последующего стабилизирующего отпуска при 850С в течение 2 ч. с охлаждением в воде.
Блоки труб 0 560x32 были изготовлены ЗиО-Подольск. Сварные стыки выполняли комбинированным методом в соответствии с ОП 837-67 и ОП 1513-72. Корень шва заваривали аргоно-дуговой сваркой с применением присадочной проволоки Св-04X191111МЗ. Последующее заполнение сварного шва осуществляли ручной дуговой сваркой электродами ЭА-400/10У.
Сварку модельных катушек осуществляли как сварку вертикального неповоротного стыка и вели ее снизу вверх (при горизонтальном расположении оси катушки). Сварка стыкового соединения Ду 300 осуществляется ручной аргонодуговой сваркой неплавящимся электродом (РАДС). Присадочная проволока Св-04Х19Н11МЗ ГОСТ 2246-70, диаметр - 1,6; 2 мм.
Сварку каждого слоя вертикального неповоротного стыка производить в двух взаимно противоположных направлениях равными частями снизу вверх. Выполнение РАДС каждого последующего слоя производить только после остывания стыка в месте сварки до температуры 90 - 100С, не допускается остывание стыка ниже указанной температуры.
При изготовлении натурных образцов кромки деталей, которые приваривали к модельным катушкам, подлежали наплавке антикоррозионного покрытия. Наплавку производили ручной дуговой сваркой покрытыми электродами (1-ый слой - электродами ЭА-395/9, диаметр электрода 3 мм; 2-ой и последующие слои - электродами ЭА-400/10У, диаметр электрода 3 мм).
Сварка стыкового соединения модельного образца на основе модельной катушки №2 -комбинированная: РАДС (3 слоя, сварочная проволока Св-04Х19Н11МЗ ГОСТ 2246-70, диаметр - 1,6; 2 мм). Дальнейшее заполнение разделки выполняли РЭДС. Электрод ЭА-400/1 ОТ (У) ГОСТ 10052-75.
Качество выполнения сварных швов контролировали по ПНАЭ Г-7-010-89 (категория На) в объеме 100%. Методы контроля: а) ВКиИК, б) КК, в) РГК.
Химический состав металла вырезок из трубопроводов ЛАЭС, а также металла изготовленных модельных катушек определяли на оптическом эмиссионном спектрометре «Спектролаб М8» производства Германии, таблица 2.1.
Результаты определения химического состава показали, что для специально изготовленных катушек-образцов содержание элементов соответствует нормативным требованиям. Практически то же самое можно сказать и о металле вырезок, за исключением содержания молибдена в металле шва сегмента - 2,06%» (по нормативной документации 1,8%») и содержания фосфора в металле сварного шва катушки № 3 - 0,029%» (по нормативной документации 0,020%»). При этом содержание фосфора в металле шва сегмента и молибдена в металле шва катушки было близко к предельно допустимым значениям. Для металла сварных швов наименьшее содержание углерода - 0,04%, было определено для модельных катушек №1-3, тогда как для металла швов вырезок оно составляло 0,054 - 0,060%». Отношение Ті/С для основного металла вырезок было равно 8,0-9,4, для модельных катушек - 10,0, что является хорошим показателем для связывания углерода в карбиды титана.
Учитывая, что испытания, сопоставимые по длительности с реальным сроком службы оборудования АЭС, практически не осуществимы, а вырезки из металла трубопроводов выполняют сравнительно редко, были разработаны основные положения метода моделирования влияния длительных сроков эксплуатации на структуру и свойства металла сварных соединений трубопроводов термическим старением.
В основу метода положен анализ происходящих в металле изменений при протекании термоактивациониых процессов [45-52]. Метод применяется для ускоренного моделирования более медленных ПрОЦеССОВ, ПРОИСХОДЯЩИХ За ВреМЯ t], более быстрыми За ВреМЯ І2 и приводящими металл в одинаковое состояние по степени изменения свойств. Для выбора режимов термического старения, вызывающих одинаковую повреждаемость металла при разных температурах и временах выдержек, имеется ряд зависимостей, указанных, например, в [45-52] и других источниках. Однако они не являются универсальными, поэтому для каждого конкретного случая возможна корректировка, основанная на экспериментальных данных, либо самой зависимости, либо коэффициентов, в нее входящих.
Исследование статической трещиностойкости
На основе полученных экспериментальных данных построены кинетические диаграммы усталостного разрушения для основного металла (рисунки 3.1 - 3.4) и металла сварного шва (рисунки 3.5 - 3.10) трубопроводов Ду 300 после различных сроков эксплуатации. Обобщенные диаграммы приведены на рисунках 3.11, 3.12. Характеристики циклической трещиностойкости металла сварных соединений представлены в таблице 3.6.
Как показали результаты испытаний, старение практически не оказало повреждающего влияния на основной металл модельной катушки.
В то же время для основного металла катушки трубопровода Ду 500 в диапазоне ДК от 12 до 25 МПа-м1/2 было выявлено повышение скорости роста трещин (СРТ) после термического старения от 1,6 до 3 раз по сравнению с исходным состоянием, хотя общий уровень скорости роста трещин в катушке трубопровода Ду 500 был ниже, чем для катушки трубопровода Ду 300. Для металла сварного шва трубопровода Ду 300, было выявлено значительное влияние термического и термодеформационного старения, заключающееся в. увеличении скорости роста трещин и, соответственно, в снижении характеристик
Для металла шва модельных катушек, выполненных по одной технологии в одно и то же время, скорость роста трещин увеличилась по сравнению с СРТ в исходном состоянии в 1,8 раза после термического старения при 400С, 4000 ч. и в 2,2 раза после термодеформационного старения при 400С, 2000 ч. и примерно во столько же раз после термодеформационного старения на машине УП-300.
Было выполнено исследование влияния старения на циклическую трещиностойкость металла сварного шва вырезок из трубопроводов НВАЭС в припороговой области, рисунки 3.13, 3.14. Результаты исследований показали, что влияние термического старения сохраняется и в припороговой области, приводя к снижению значения ДКщ с 5,6 до 4,8 МПа-м1/2, т.е. примерно на 15%. Кроме этого полученные результаты говорят о том, что трещины после старения (или длительной эксплуатации) могут развиваться при более низких значениях АК, чем в исходном состоянии.
Для металла шва сегмента, вырезанного из коллектора САОР и находившегося в эксплуатации 70000 ч., дополнительное термическое старение при 450С, 1500 ч. также привело к увеличению скорости роста трещин по сравнению с СРТ в состоянии после эксплуатации, но в меньшей степени. Однако по сравнению с СРТ в модельной катушке в исходном состоянии скорость роста трещин в металле сегмента после эксплуатации и дополнительного термического старения была выше примерно в 1,7-1,8 раз. Таким образом, показано, что в результате термического и термодеформационного старения, моделирующего эксплуатационную наработку, наблюдается увеличение скорости роста усталостных трещин до 2,2 раз, что необходимо учитывать при проведении прочностных расчетов.
Измерение твердости основного металла, ЗТВ и металла шва модельного натурного образца (модельной катушки №2), испытываемого на машине УП-300, выполняли переносным твердомером ТЭМП-4, Россия. Измерения проводили: 1) в исходном состоянии; 2) после выполнения пробного нагружения при 20С и циклического нагружения при 400С; 3) после дополнительного статического нагружения при 400С.
Перед измерением твердости соответствующие зоны на наружной поверхности катушки №2 (основной металл, ЗТВ, металл шва) зачищали. Твердость металла сварного соединения катушки определяли в 4-ех, расположенных под углом 90, зонах на наружной поверхности образца, соответствующих воздействию наибольшего напряжения растяжения (зона СВ), наибольшего напряжения сжатия (СН) и в зонах, находящихся на нейтральной оси (В и Н).
Результаты определения твердости металла сварного соединения модельной катушки №2 приведены в таблице 3.7. Как видно из таблицы, циклическое и статическое нагружение образца-модели при 400С практически не сказалось на изменении твердости основного металла, ЗТВ и металла шва сварного соединения в зоне, находящейся на нейтральной оси и не подвергающейся механическому нагружению (зона В). В то же время для зон сварного соединения, испытывающих наибольшие напряжения растяжения и сжатия, было отмечено повышение твердости как после циклического, так и после статического нагружения. Для металла шва повышение твердости было мало значимым, а для основного металла и ЗТВ составило 5 и 8% для зон СВ и СН соответственно.
Таким образом, циклическое и статическое нагружение модели сварного соединения трубопровода Ду 300 при 400С для зон, подвергнутых одновременному воздействию механических напряжений и повышенной температуры, проявилось в повышении твердости для основного металла (до 7,5%) и ЗТВ (до 8%) по сравнению с исходным состоянием.
Ввиду того, что продолжительность испытаний на машине УП-300 в условиях упруго пластического нагружения была невелика (14 суток), то повышение твердости происходило в основном за счет упруго-пластического деформирования, а вклад термического старения при такой продолжительности испытания не мог быть реализован. Выявленные закономерности говорят о том, что совместное воздействие статического и циклического нагружения в условиях повышенных температур приводит к протеканию в металле сварных соединений процессов, приводящих к изменению твердости; интенсивность этих процессов при увеличении продолжительности времени старения может существенно увеличиться.
Измерение твердости переносным твердомером на внутренней поверхности катушки №3 после испытания на стенде ЦНВД-10 показало, что твердость металла корня шва и зоны термического влияния в результате термодеформационного старения выросла. Для металла шва она увеличилась со 175 НВ до 185 НВ, для ЗТВ - со 170 НВ до 186-189 НВ. Твердость основного металла на расстоянии 15 мм от оси шва увеличилась со 165 НВ до 175 НВ. В этих зонах уровень действующих нагрузок достаточно высок, сказывается влияние остаточных сварочных напряжений. Таким образом, термодеформационное старение привело к повышению твердости металла шва, зоны термического влияния и основного металла в наиболее нагруженной зоне до 11%.
Определение содержания ферромагнитной фазы в металле шва
На рисунке 4.1 представлены макроструктуры сварных соединений металла вырезок: сегмента из коллектора САОР блока № 1 и катушки из водоуравнительного трубопровода блока № 4 ЛАЭС. Четко выделяются корень шва, зона термического влияния и валики в металле шва. Как видно из рисунка 4.1, в образце № 2 сегмента, рисунок 4.16, зафиксирована большая пора в металле сварного шва, а в катушке - трещина в зоне линии сплавления сварного соединения с ответвлением в металл шва. Протяженность трещины составляет примерно 7,2 мм.
Микроструктура основного металла сталей 08Х18Н10Т и 08Х18Н12Т - аустенит. Ведущей избыточной фазой в металле труб является дисперсный карбид титана, равномерно распределенный в объеме зерен; также были идентифицированы карбонитриды титана и сульфиды, в стали 08Х18Н10Т -отдельные зерна 8-феррита. Микроструктура металла шва: аустенит и 8-феррит, характеризующийся большой неоднородностью по морфологии и размерам 5-феррита.
Исследование металла сегмента без травления с целью выявления дефектов, рисунки 4.2 и 4.3, показало, что в зоне корня шва со стороны внутренней поверхности трубы, контактирующей с теплоносителем, имеются множественные дефекты в виде надрывов, мелких трещин, рыхлот, пятен с множественными развитыми повреждениями целостности металла. Эти трещины в металле шва и по линии сплавления в виде рыхлот и растравов были ориентированы по межкристаллитным границам, что дает возможность говорить о наличии признаков начальной стадии процесса коррозионного растрескивания под напряжением. Это подтверждает и тот факт, что во 2-ой части катушки (2-ом сегменте), который был подвергнут исследованиям на ЛАЭС, были выявлены трещины коррозионного растрескивания под напряжением большей протяженности. Наличие крупной поры в металле шва (рисунок 4.3) не вызвало за 70000 ч. эксплуатации зарождения трещин от нее, как от концентратора напряжений.
В катушке из водоуравнительного трубопровода по данным радиографического контроля было выявлено наличие 4-ех протяженных трещин, расположенных по периметру сварного шва. Результаты металлографического исследования показали, что зарождение трещин произошло в околошовной зоне вблизи линии сплавления. Продвижение трещин по зоне термического влияния происходило по границам укрупненных аустенитных зерен, в основном, на расстоянии одного-трех зерен и более от линии сплавления в пределах ОШЗ; на отдельных участках - по линии сплавления. По мере распространения трещин наблюдались их ответвления в металл шва, причем, с увеличением длины трещин превалирующим становилось распространение трещин по металлу шва. Трещины были классифицированы как трещины коррозионного растрескивания под напряжением. Наиболее глубокая трещина №1 - 6,2 мм, рисунок 4.1, она имела и большее проникновение в металл сварного шва, чем трещина №2. Характер распространения трещины №2 показан на рисунке 4.4.
При распространении трещины в направлении, перпендикулярном ориентированности 8-феррита, не было выявлено влияния 8-феррита на развитие трещины. В тех же случаях; когда направление магистральной трещины совпадало или было близко к направлению расположения зерен 5-феррита (в первую очередь - в металле шва и частично - в околошовной зоне и в зоне термовлияния), то ее распространение происходило по границам зерен 8-феррита с находящимися там карбидами (рисунки 4.5-4.7). В металле шва наблюдалось значительное разветвление трещины, распространение которой шло преимущественно по границам дендритов.
Установлено, что зарождение и развитие микротрещин в катушке и микродефектов в сегменте наблюдалось в участках ОШЗ с сильной пластической деформацией зерен. Зерна аустенита в ОШЗ вытянуты в радиальном направлении. Вытянутость зерен наблюдается только на небольшом расстоянии от внутренней поверхности - до 0,7-0,8 мм. Отмечена различная степень деформированности металла ОШЗ с одной и с другой стороны шва. Представляет интерес то, что дефекты и трещины были выявлены с той стороны шва, где наблюдалась сильная деформированность зерен в околошовной зоне, рисунок 4.8. В то же время с другой стороны околошовной зоны, где дефекты не были зафиксированы, такой деформированности зерен не наблюдалось.
Для околошовной зоны катушки и сегмента было характерно интенсивное выпадение карбидов в прикорневой зоне по границам зерен, что обусловило межзеренное продвижение трещины. Электронно-микроскопическое исследование показало, что в околошовной зоне, претерпевшей пластическое деформирование, выпадение карбидов по границам зерен, особенно на расстоянии 1-3-х зерен от линии сплавления, прошло очень интенсивно,
Дополнительное термическое старение металла сегмента при 450С, 1500 часов, моделирующее дальнейшую наработку, привело к большей оконтурованности зерен карбидами по сравнению с состоянием после эксплуатации. При этом увеличились ширина и высота зоны с оконтурованными зернами.
Как показали результаты исследования микроструктуры ОШЗ по высоте сварного шва, в наибольшей степени процессы выпадения и роста карбидов по границам зерен имеют место вблизи корня шва, их интенсивность по высоте шва постепенно убывает. В верхней части шва и частично в средней - оконтурованность зерен карбидами практически отсутствует из-за меньшей продолжительности термоциклов сварки. Как видно из рисунока 4.4, прекращение роста трещины по ОШЗ совпадает с завершением процесса оконтурованности зерен карбидами в этой зоне. Было выявлено, что интенсивность выпадения карбидов по границам аустенитных зерен в ОШЗ для металла модельной катушки была меньше, чем для металла вырезок.
Термическое старение металла сварного соединения трубопровода Ду 500 (сталь 08Х18Н12Т) также привело к более интенсивному проявлению карбидной фазы по границам зерен в узкой околошовной зоне, что было выявлено специальным травлением на карбиды. Методом электронной микроскопии установлены морфология и природа карбидов, среди которых преобладал М ЗСЙ. После старения в околошовной зоне вблизи линии сплавления было отмечено появление фазы высокой степени дисперсности.
Исследование строения 5-феррита в металле шва трубопроводов Ду 300 и Ду 500 с применением световой и электронной микроскопии показало, что снижение СФФ при старении вызвано процессами распада 8-феррита с выделением карбидов хрома МгзСб, и с возможным образованием ос -фазы. Так, на рисунке 4.10 виден практически однородный 5-феррит, на рисунке 4.106 заметен начальный этап распада 5-феррита и более интенсивный -на рисунке 4.10в. В отдельных случаях наряду с выделением карбидов хрома МгзСб наблюдается образование высокодисперсной твердой и хрупкой ос -фазы [57], рисунок 4.11. В связи с этим зерна 5-феррита, претерпевшие распад, будут являться преимущественными участками для распространения трещин по металлу шва.
Поэтому снижение интенсивности выпадения карбидов по границам зерен в ОШЗ с удалением от корня шва и практическое отсутствие карбидов по границам зерен в верхней части ЗТВ, при наличии других сильных провоцирующих факторов, не всегда могут обеспечить полную остановку трещины. Так, распад 5-феррита, приводящий к охрупчиванию металла шва, может способствовать разветвлению трещины и дальнейшему ее продвижению по металлу шва, см. рисунок 4.3, что необходимо учитывать при расчете остаточного ресурса трубопровода.
