Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Современные представления о коррозионных повреждениях теплоэнергетических трубопроводных систем 13
1.1. Коррозионные повреждения, определяющие состояние трубопроводных систем 13
1.2. Механизмы структурных коррозионных повреждений 18
1.3. Определение задач исследований 35
Глава 2. Методические положения исследования микроструктурных повреждений 41
2.1. Физическая модель стенки трубы как методологическая основа исследований 41
2.2. Требования к методу исследования микроструктуры стенки трубы 49
2.3. Особенности методики исследования структурной неоднородности стенки трубы 54
2.3.1. Измерение средних внутренних микронапряжений второго рода 56
2.3.2. Измерение средних внутренних макронапряжений первого рода, линейных термических расширений и периода кристаллической решетки 60
Глава 3. Экспериментальные исследования коррозионных проявлений в трубах 63
3.1. Методика коррозионных испытаний 63
3.2. Изменение массы образцов при коррозионных испытаниях .66
3.3. Изменение микротвёрдости образцов 69
3.4. Развитие структурных трещин 73
Глава 4. Обоснование направлений минимизации структурных предпосылок коррозии 77
4.1. Анализ экспериментальных данных о структурной однородности трубы 77
4.2. Физико-химическая модель коррозии труб 91
4.3. Основы подавления структурной коррозии 100
Заключение 102
Список литературы 105
Приложение 114
- Механизмы структурных коррозионных повреждений
- Требования к методу исследования микроструктуры стенки трубы
- Измерение средних внутренних макронапряжений первого рода, линейных термических расширений и периода кристаллической решетки
- Изменение массы образцов при коррозионных испытаниях
Введение к работе
Процессы коррозии в пароводяных трактах тепловых электрических станций (ТЭС) и других источников теплоснабжения являются причиной регулярного обсуждения проблем надежности котлов, парогенераторов и теп-лообменных труб [1, 2]. Перспективы повышения надежности теплоэнергетического оборудования предусматривают мероприятия, направленные на совершенствование водно-химических режимов (ВХР), на выбор коррозионно-стойких сталей и сплавов, на контроль металла, а также на реконструктивные работы [3,4]. Для оценки ВХР на ТЭС разрабатываются и используются системы химико-технологического мониторинга, позволяющие оценивать и прогнозировать поведение примесей в пароводяном тракте. Не менее актуальны эти вопросы и для теплового хозяйства промышленных предприятий и сферы жилищно-коммунального хозяйства [5]. С изменением экономических условий функционирования энергетических систем, в том числе и систем централизованного теплоснабжения, особую значимость приобрела проблема повышения коррозионной стойкости металла труб.
В качестве основного конструкционного материала стали, от низколегированных до высоколегированных, широко применяются в современном энергомашиностроении. К элементам энергетических установок предъявляются требования по надежной и длительной эксплуатации без повреждений с сохранением заданных свойств за проектный срок службы. Для решения этой задачи подбирают материалы, которые сочетают высокие показатели по прочности и пластичности, ударной вязкости, сопротивлению термоциклической и механической усталостной нагрузке, коррозионной стойкости при нагреве на воздухе и в паровоздушной среде [6].
Все эти свойства связаны со строением и структурой материала и задаются разной степенью легирования металлическими и неметаллическими добавками, способными создавать с металлами твердые растворы замещения,
внедрения, образовывать с металлом сложные соединения в виде интерме-
таллических фа", карбидов, нитридов, сульфидов и т.д. Неравномерность распределения фаз по структуре, материальная неоднородность фаз и фазовая неоднородность, разнозернистость материала, неравноосность зерен, их распределение по ориентировкам, дислокации, дефекты упаковки, примеси, в том числе и газовые, пористость приводят к созданию внутренних микронапряжений.
Наряду с этим элементы тепломеханического оборудования, трубопроводные системы воды и пара, котлы, паропроводы турбин, вспомогательное оборудование - это сложные трубные системы с сочетанием гибов и прямых участков, тройников, металл которых подвергается сварке, гибке, волочению и т.п. В результате термических и механических воздействий в структуре трубных изделий возможны фазовые превращения, существенно изменяющие свойства сталей и не способствующие установлению внутренней структурной однородности, следовательно, и однородности внутренних зональных напряжений.
В числе наиболее актуальных для теплоэнергетики задач значатся проблемы обеспечения эксплуатационной надежности, безопасности, увеличения коэффициента использования установленной мощности, продления срока службы и повышения эффективности работы действующих котельных агрегатов. При этом главное внимание уделяется коррозионной стойкости трубных пучков поверхностей нагрева. Статистика повреждений труб котлов свидетельствует, что в трубах 30%) кольцевых трещин и 40%) расслоений -дефекты сварных швов, 20% - металлургические дефекты, 5-7% эрозионные, 10% - дефекты брака при ремонте. Повреждения труб котлов относятся: к дефектам металла - 25%, дефектам изготовления - 20%, термоусталостной коррозии - 20%, газовой коррозии - 20%, тепловому перегреву из-за нарушения ВХР и отложений - 15% [7]. За 20-30 тыс. час. эксплуатации температура труб повышается на 80-100 С, и при температуре 540-550 С происходит образование продольных коррозионно-усталостных трещин и свищей (предельная температура стали 20 составляет 450 С), при плотности тепло-
вых потоков 30^40 Вт/см расчётный температурный перепад по толщине стенки 5 мм составляет от 40 до 80 С. Суммарное воздействие всех перечисленных эксплуатационных факторов приводит к температурам, превышающим допустимые для материала.
Таким образом, есть все основания предполагать, что основная причина повреждений трубопроводных систем и труб поверхностей нагрева связана со структурными температурными отклонениями в материале стенок труб вследствие специфики их изготовления и условий эксплуатации, которые в совокупности проявляют себя в виде коррозионных эффектов. Другими словами, причинами аварий рабочих элементов тепломеханического оборудования являются усталостные изменения, вызванные интенсивными механическими и термическими нагрузками.
Целью работы является оценка влияния микроструктурной повреждаемости труб в трубопроводных и теплообменных системах разного назначения на коррозию металла в условиях, характерных для эксплуатации, и обоснование с учетом этого рекомендаций по повышению их коррозионной стойкости.
Указанная цель достигается: разработкой физической модели коррозионного процесса на базе исследования фазовой структуры коррозионных отложений на внутренней поверхности труб котельного агрегата; рентгеноди-латометрическими исследованиями внутриструктурных напряжений материала труб поверхностей нагрева; разработкой методики и экспериментальной установки для коррозионных испытаний образцов труб; проведением коррозионных испытаний образцов труб и сравнением их результатов с данными, полученными при экспериментальных исследованиях структурных напряжений.
Научная новизна работы:
- впервые определены структурные напряжения при термоциклических температурных воздействиях на материал труб из стали 20;
на базе рентгенофазовых анализов внутритрубных отложений предложена гипотеза о механизме коррозионных процессов на поверхности и в структуре стенки стальных труб трубопроводных систем;
получены новые результаты, показывающие влияние эффективности паровоздушной обработки на структурную коррозию;
обоснованы и экспериментально доказаны режимы термической обработки с целью блокирования межкристаллитной коррозии труб из стали 20;
развито представление о физическом механизме коррозионных повреждений теплотрубопроводов и поверхностей нагрева котельных агрегатов.
Практическая ценность работы состоит в следующем:
подготовлена методическая основа для определения параметров термохимического процесса стабилизации структуры и упрочнения материала труб, позволяющего существенно повысить коррозионную стойкость теплотрубопроводов и элементов поверхностей нагрева;
полученные результаты позволяют выбрать режимы термической паровоздушной обработки труб из стали 20;
материалы исследований используются в ЗАО «Инженерный центр» ОАО «Новосибирскэнерго» для назначения регламента работ при монтаже и ремонте по результатам диагностирования поверхностей нагрева котлов и теплообменников и других трубных систем, а также в учебном процессе по специальностям «Тепловые электрические станции», «Промышленная теплоэнергетика», «Котло- и реакторостроение» в Томском политехническом университете.
Достоверность результатов, проведенных исследований, обоснованность научных положений и выводов обеспечиваются:
- соответствием разработанных в диссертации моделей физическим
процессам, установленным при исследовании натурных образцов труб ко
тельных агрегатов;
подтверждением параллельными физическими испытаниями образцов труб и сравнением измерений структурных параметров по тестированным и апробированным методикам, в том числе при измерениях напряжений материала классическим методом механических испытаний;
анализом погрешностей измерений.
Автор защищает основные научные положения и результаты экспериментальных исследований, в том числе:
результаты экспериментального рентгенодилатометрического исследования внутренних напряжений материала труб из стали 20;
результаты коррозионных испытаний образцов труб из стали 20 и исследования влияния паровоздушной обработки на межкристаллитную коррозию.
Апробация работы. Основные результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались: на VII, IX, XI, XII всероссийских научно-технических конференциях «Энергетика: экология, надежность, безопасность» (Томск, 2001, 2003, 2005, 2006 г.г.); на региональной научной конференции студентов, аспирантов и молодых ученых «Наука, техника инновации» (Новосибирск, 2001 г.); на III и IV семинарах вузов Сибири и Дальнего Востока по теплофизике и теплоэнергетике (Барнаул, 2003 г., Владивосток, 2005 г.), на II и IV всероссийских совещаниях « Энергоэффективность, энергосбережение, и энергетическая безопасность регионов России» (Томск, 2003, 2006 г.г.).
Публикации. Основные результаты диссертационной работы представлены в 14 опубликованных работах, среди которых 2 статьи в рецензируемом издании (список ВАК) и материалы докладов в сборниках вышеперечисленных конференций.
Содержание работы изложено во введении, четырёх главах и заключении.
В первой главе рассмотрено современное состояние проблемы межкри-
сталлитной коррозии труб поверхностей нагрева и трубопроводов. Описаны
теоретические и экспериментальные способы исследования коррозионных процессов в трубах. Показано, что обычно используются упрощенные физические модели коррозионных процессов, учитывающие ограниченную часть факторов, определяющих протекание электрохимического механизма коррозионного разрушения металлов. Практически не встречается работ, описывающих диффузию электролита в структурные трещины стальных труб, процесс насыщения металла коррозионными элементами газовой среды, влияние термических эффектов упрочнения-разупрочнения и трещинообразования за счет внутренних напряжений на внедрение в стенку трубы коррозионно-активных компонентов. Выделена актуальность создания физических моделей, отражающих существо формирования коррозионных компонентов электрохимического механизма и являющихся базой для обоснованного выбора технологических параметров его прерывания в элементах поверхностей нагрева и транспортных трубопроводах тепломеханического оборудования разного назначения. Поставлена задача экспериментальных исследований влияния процесса структурного трещинообразования на коррозию труб.
Во второй главе представлены методы определения микроструктурной неоднородности, методика рентгеноструктурных исследований, рассматриваются методические основы рентгенодилатрометрических исследований поведения внутренних напряжений металла труб с целью определения температурного диапазона раскрытия микротрещин.
В третьей главе изложены методика и результаты коррозионных испытаний двух партий образцов, вырезанных из труб стали 20. Образцы трубы предварительно подвергались механическим прессовым нагрузкам с целью создания остаточных внутренних напряжений и структурных трещин. Образцы трубы второй партии перед проведением коррозионных испытаний, кроме того, были подвергнуты термической обработке в паровоздушной среде.
В четвёртой главе представлена физико-химическая модель коррозионного процесса стальной трубы поверхности нагрева котла, созданная на основе количественных рентгенофазовых исследований состава коррозионных
отложений, и анализируются процессы, влияющие на интенсивность меж-кристаллитной коррозии, а также теоретическая основа для определения параметров термической обработки металла, позволяющей заблокировать процесс электрохимической коррозии.
В заключении подведены итоги проведенных исследований, изложены основные научные результаты и выводы.
Механизмы структурных коррозионных повреждений
К типичным повреждениям сталей относят коррозионное растрескивание под напряжением (КРН), межкристаллитную коррозию (МКК), транс-кристаллитную коррозию (ТКК), смешанное МКК-ТКК разрушение, коррозионную эрозию, кавитационную коррозию, термическую усталость, ползучесть и графитизацию. Отмечается, что коррозионное растрескивание - это разрыв металла, происходящий в результате одновременного воздействия коррозионной среды, статических внешних или внутренних напряжений или возрастающих внешних механических напряжений. Таким образом, коррозионное растрескивание возможно при наличии двух факторов - коррозионной среды и растягивающих внешних или внутренних напряжений в структуре самого металла. Основными признаками КРН являются: появление трещин от поверхности соприкосновения с агрессивной средой; трещины имеют хрупкий характер без утонения и носят межкристаллитный, транскристал-литный или смешанный характер. МКК и ТКК отличаются от коррозионного растрескивания тем, что эти виды разрушения распространяются равномерно по поверхности металла и не связываются с приложенными напряжениями, могут наблюдаться в ненагруженном состоянии. Основной их признак - разрушение металла по границам зерен или сквозь них, тогда как КРН протекает на локальных участках, так как ограничивается зонами высоких напряжений в металле. Существует несколько гипотез о причинах КР.
Первоначальная гипотеза заключалась в чередующемся действии на сталь сначала химических факторов, после которых наступала стадия хрупких разрушений, за которыми вновь следовала стадия химического воздействия. Однако заключительная стадия коррозии носила вязкий характер, что вызывало сомнения в хрупком характере предыдущих стадий. Кроме всего процесс растрескивания сталей в действительности происходит непрерывно, а не скачкообразно [22]. Вторая гипотеза, предложенная в 1958 году [23], является чисто электрохимической. Анод - пластически деформированный металл перед вершиной трещины, катод - поверхность металла. Катодный деполяризатор - кислород, растворенный в воде. Гипотеза в таком виде не объясняла появление собственно самой трещины в металле, и полагалось, что возникновение трещины носит чисто механическую природу, то есть трещина возникает от питтинга, являющегося концентратором напряжений. В 1963 году Birchon D. и Booth G.C. показали, что питтинг, имеющий закругленное дно, не может в достаточной для пластической деформации степени концентрировать напряжения [23].
В этой связи внимание было уделено гипотезе НоагТ.Р., HinesJ.G. (1956 год) о роли защитной пленки на поверхности металла, растрескивание или удаление которой приводит к появлению коррозионных трещин, так как лишенная иммунитета поверхность металла подвергается избирательному анодному растворению с образованием субмикроскопических щелей. Теория на основе пленочной гипотезы создана Логаном в 1963 году [23]. Пленочная гипотеза находит большую поддержку и у многих современных ученых [24, 25].
Механизмы разрушения окисной пленки (химический, механический, пластическая деформация, высокие приложенные напряжения) не дают представления о причинах коррозионного растрескивания в области упругих деформаций при отсутствии пластических деформаций и концентраторов напряжений [26]. Гипотеза образования квазимартенсита принадлежит Edeleanu C.J. [23, 26]. Полагалось, что при переохлаждении и при деформации аустенита возникают мартенситные иглы. Однако сам автор уже в 1956 году признал, что наличие мартенсита необязательно для возникновения коррозионного растрескивания, которое может происходить при температурах, превышающих температуру мартенситного превращения. Здесь следует обратить внимание, что мартенсит часто обнаруживали у стенок и острия трещины, однако и при отсутствии следов мартенсита в зоне трещины она развивалась так же быстро.
Гипотеза охрупчивания при поглощении водорода принадлежит Эвансу и Эделеану (1956 год). Она заключается в том что, механизм хрупкого растрескивания объясняется поглощением водорода у вершины развивающейся трещины. Поглощенный водород приводит к хрупкому разрушению, после чего вновь происходит поглощение водорода и так далее, подобно первой «химико-механической» гипотезе. Водород диффундирует из внешней среды, вызывая внутреннее давление, таким образом, водородное охрупчивание - чисто механическое повреждение. Однако этим механизмом нельзя объяснить устойчивость к водородному охрупчиванию сталей и сплавов со стабильным аустенитом [27].
Требования к методу исследования микроструктуры стенки трубы
Методы физического анализа, привлекаемые для исследования структурных превращений, достаточно традиционны и основаны на применении приборов, дающих видимое изображение поверхности на просветных и флуоресцентных экранах, или скрытое изображение на фотографических эмульсиях.
Металлографические методы позволят определять размер зерен, их форму, наблюдать межзеренные границы, дислокации, двойникование. Недостаток этих методов - необходимость изготовления протравленных химическими реагентами микрошлифов. Созданные таким образом рельефы поверхности представляют собой результат химического взаимодействия структурных составляющих исследуемого материала с химическим реагентом.
Применение просвечивающих электронных микроскопов связано с необходимостью получения реплик - отпечатков с металлической поверхности. Однако даже самые совершенные реплики могут передать только топографию металлической поверхности реплики, но не внутреннюю структуру вещества. Кроме того, изготовление реплик - это сложная и трудоемкая операция, связанная с предварительным травлением поверхности, что должно сказаться и на наблюдаемой топографии [73].
Применение отражательных электронных микроскопов также связано с рядом трудностей, одна из которых состоит в том, что изображение поверхности формируется при помощи электронно-оптической системы. При этом реконструируется рельеф поверхности; отраженные электроны рассеиваются во всех направлениях и не являются монохроматическими, что снижает разрешение микроскопов [73].
Известен широкий класс методов исследования поверхностей материалов, основанных на взаимодействии излучения с веществом: электронная Оже-спектроскопия, фотоэлектронная спектроскопия, масспектроскопия вторичных ионов, рентгеноспектральный микроанализ, нейтронография и т.д. Все эти методы обладают высокой разрешающей способностью и относятся к классу спектральных методов, позволяющих по вторичным спектрам производить элементный анализ локализованных участков образца у его поверхности. Методы не дают представления о фазовом составе, перераспределении внутренних напряжений в структуре материала, что позволило бы высветить многие проблемы, связанные со свойствами материала.
Диагностические признаки разупрочнения котельных сталей и прогнозирование остаточного ресурса по пористости, плотности, микротвердости не могут быть полностью достоверны, так как известно, что процессы порообразования начинаются практически сразу с момента начала эксплуатации стали, происходят непрерывно в течение всего срока службы. Повреждаемость порами неравномерна по структуре, отмечаются отдельные поры в теле зерна, в основном по границам зерен, а также внутри них. Поры проникают на разную глубину, образуют отдельные скопления и цепочки пор разной плотности. Эта неравномерность в образовании свободных поверхностей в материале может привести к его разрушению в локальных участках в более ранние, по сравнению с прогнозом, сроки.
Как отмечалось [74,75], наиболее точной диагностической характеристикой повреждаемости является дислокационная структура. В настоящее время механизмы хрупких, вязких разрушений, ползучести объясняются единым механизмом движения, взаимодействия дислокаций между собой, с примесями и другими препятствиями. Движение дислокаций зависит не столько от подвижности их самих, сколько от тех сил, которыми они вызваны. Это движение в структуре затвердевшего материала определяется силой Пайерлса [76]: где G, ц - модуль упругости при сдвиге и коэффициент Пуассона соответственно; d - расстояние между соседними атомными плоскостями, в которых происходит скольжение; b - межатомное расстояние в направлении скольжения. В соответствии с (2.1) сила Пайерлса - это минимальное касательное напряжение, необходимое для начала движения дислокаций. Как видно из приведенного выражения, оно зависит от фундаментальных констант материала, от внутренней структуры («d» и «Ь»), от тех воздействий, которые приведут к изменению структуры («d», «b»). Такими воздействиями являются внутренние микронапряжения в структуре материала, связанные с такими структурными параметрами как параметр элементарной ячейки а, коэффициент линейных термических расширений а, плотность дислокаций и их перераспределение в процессе внешних воздействий.
Внутренние микронапряжения обусловлены многими структурными факторами. Напряжения I рода (зональные) обусловливаются разной плотностью дислокаций, т.е. неоднородными пластическими деформациями, наличием фаз в структуре с разными характеристиками термических линейных расширений и упруго-пластическими свойствами. Напряжения I рода, если они по направлению воздействия складываются с внешними напряжениями, приводят к разрушению изделия с потерей эксплуатационных свойств.
Напряжения II рода (микронапряжения) - кристаллитные - характерны для областей, сопоставимых с размерами кристаллитов, между которыми всегда существуют микронапряжения вследствие их размерного несоответствия и формы, различия в ориентировках, составе (концентрации). Выделяющиеся при старении стали фазы кристаллизуются по границам матричной фазы, имеют отличную от нее структуру и удельный объем и между ними всегда присутствуют напряжения, обусловленные физической необходимостью сопряжения их границ. Различия тепловых расширений, их анизотропия, анизотропия упругих и пластических свойств также являются причиной возникновения микронапряжений. Очевидно, что внутренние микронапряжения, которые зависят от структуры и свойств материала, определяют и его прочностные свойства. Поэтому анализ структурно-напряженного состояния важен с точки зрения диагностики и прогнозирования прочностных характеристик, а величина внутренних микронапряжений может быть принята за базовую интегральную структурно-зависимую характеристику.
Измерение средних внутренних макронапряжений первого рода, линейных термических расширений и периода кристаллической решетки
В качестве количественного показателя скорости коррозии применяют коррозионные потери металла за длительный период в заданной среде. Влияние каждой «стандартной» среды (пароводяная, щелочная, водородная, кислородная, кислотно-фосфатная и др.) в отдельности изучается. Несмотря на это, сведения о скорости коррозии даже в «стандартных» средах весьма ограничены, не говоря уже о практическом многообразии сред, в которых эксплуатируется теплоэнергетическое оборудование. Но, с другой стороны, при всем многообразии коррозионно-агрессивных сред признаки и характер коррозионных повреждений для них достаточно однообразны - это локальные язвенно-питтинговые повреждения на фоне общей коррозии.
Плоские образцы (две партии) для коррозионных испытаний со средними размерами 10x28x5 мм вырезались из новой сертифицированной котельной трубы, изготовленной из стали 20. Схема нарезки и маркировки образцов представлены на рис. 3.1.
Первая партия состояла из шестнадцати образцов, каждый из которых (за исключением образца-свидетеля №1) подвергался внешней механической нагрузке с помощью стандартного гидравлического пресса. Данные опытов показали, что различные уровни внешней нагрузки оказывают различное отрицательное воздействие на образцы. Вызывая перераспределение внутренних напряжений за счет микроструктурной повреждаемости, они приведут к общему понижению коррозионной стойкости образцов. Поэтому значения нагрузки на образцы первой партии были различными и составляли для разных образцов от 18 до 455 МПа. Схема нагружения образцов приведена на рис. 3.2.
Вторая партия состояла из семнадцати образцов. Они подвергались одной и той же нагрузке, равной 350 МПа. Но в отличии от образцов первой партии перед коррозионными испытаниями образцы второй партии увлажнялись, а затем были прогреты на воздухе в печи при температуре порядка 350...370 С в течение 25...30 минут.
Образцы первой и второй партий одинаково испытывались на коррозионную стойкость в среде водяного пара в течение года. Через 6 мес. (соответственно получили первые и вторые коррозионные испытаниядля каждой партии) они извлекались из испытательного устройства (рис. 3.3), устанавливалось изменение их массы, измерялись микротвердость и внутренние структурные напряжения первого и второго рода, затем загружались в рабочий участок установки и испытания продолжались.
Коррозионные испытания проводились в экспериментальной установке (рис. 3.3), включающей рабочий участок (1), представляющий собой трубу из нержавеющей стали 12Х18Н12Т длиной 500 мм, наружным диаметром 20 и толщиной стенки 2,5 мм. Труба рабочего участка заполнялась дистиллированной водой. Герметичность обеспечивалась аргонно-дуговой сваркой. Рабочий участок (1) с исследуемыми образцами размещался в печи (2). Давление водяного пара в полости трубы измерялось образцовым манометром (3). Температура в полости рабочего участка создавалась печью, устанавливалась задатчиком (4) и регулировалась автоматически тиристорным регулятором (5) по данным термопары (6). Точное значение температуры считывалось по показаниям ртутного термометра (7). Игольчатый вентиль (8) предназначался для сброса давления и продувки полости рабочего участка (1).
Тепловой режим испытаний устанавливался стационарным (при фиксированной температуре), непрерывным. После прогрева вода деаэрировалась продувкой через игольчатый вентиль (8). В среде водяного пара сталь окислялась по реакции с образованием водорода, например:
Парциальное давление водорода вычислялось по закону Дальтона: Рн = Р0 - P(ts), где Ро - давление по манометру; ts - температура насыщения, регистрируемая ртутным термометром; P(ts) - справочное значение, определяемое по таблицам воды и водяного пара. Температура коррозионных испытаний составляла 230...235 С. На рис. 3.4 и 3.5 изображено изменение массы образцов в процессе двух этапов коррозионных испытаний.
Результаты первых коррозионных испытаний образцов первой партии показывают наличие двух качественно разных этапов процесса (рис. 3.4).
Первый этап сопровождается привесом массы для всех образцов кроме образца №16, к которому было применено предварительное нагружение, равное 455 МПа, близкое к ав - временному сопротивлению разрушению. Так что этот образец изначально разрушался за счет внешнего давления, и во вторую очередь - за счет ползучести.
Привес массы объясняется образованием оксидных пленок тяжелого окисла РезС 4 в результате реагирования материала образцов в среде водяного пара по реакциям
Изменение массы образцов при коррозионных испытаниях
Первый этап сопровождается привесом массы для всех образцов кроме образца №16, к которому было применено предварительное нагружение, равное 455 МПа, близкое к ав - временному сопротивлению разрушению. Так что этот образец изначально разрушался за счет внешнего давления, и во вторую очередь - за счет ползучести. Привес массы объясняется образованием оксидных пленок тяжелого окисла РезС 4 в результате реагирования материала образцов в среде водяного пара по реакциям Образование магнетита Fe304 подтверждено рентгенодифракционным фазовым анализом продуктов коррозии. Как известно, коррозия в среде водяного пара при температуре ниже 570 С происходит по электрохимическому механизму [71]. Из кривой изменения масс образцов (рис. 3.4), видно, что все образцы с точки зрения привеса массы разделились на три группы. К первой группе относятся образцы №6 и №9 с наибольшим привесом массы. Ко второй группе относятся образцы с наименьшим привесом массы (№2, №3, №11, №13). Остальные образцы, отнесенные к третьей группе, занимают промежуточное положение. Это - образцы №1 (образец-свидетель, к которому не применялось нагружение), №5, №7, №12, №4, №1, №8, №10, №15. Динамика выделения водорода представлена на рис. 3.6 не за весь период (6 месяцев) коррозионного испытания, а отнесена к сумме всех периодов времени между сбросами сверхизбыточного давления из рабочего участка. Можно видеть, что в процессе протекания коррозии имеют место периоды пассивности образцов, что характеризуется ступенькой на кривой выделения водорода. После периода пассивности процесс коррозии возобновляется, то есть металл продолжает корродировать, но уже под слоем образовавшегося окисла Fe304 (подшламовая коррозия). Второй этап коррозионных испытаний первой партии образцов характеризуется: - убылью массы для всех испытываемых образцов; - характер изменения массы на втором этапе коррозионных испытаний сохраняется: менее всего теряют массу образцы №13, №11, №2 и №3, более всего убывает масса у образцов №9 и №6.
Остальные образцы занимают промежуточное положение; - процесс коррозии с потерей массы происходит быстрее пассивации. Для образцов второй партии, прошедших предварительную термообработку (рис. 3.5), скорость коррозии выражается незначительным изменением массы на обоих этапах испытаний (некоторое исключение составляет образец №2, хотя по сравнению с первой партией эти изменения также несущест-венны). Привес массы не превосходит 10 мг/см , что в 20...30 раз меньше скорости коррозии по сравнению с первой партией образцов. Отличительным признаком испытаний второй партии образцов было также отсутствие зарегистрированного выделения водорода.
Способность твердых тел сопротивляться внешнему механическому воздействию в результате проявления присущих им упругости, ковкости, пластичности, прочности, хрупкости и других физических свойств, представляет собой комплексную константу, которая не может быть исчерпывающе охарактеризована каким-либо одним способом воздействия. Поэтому наряду с прочими методами при характеристике структурной неоднородности стенок труб находят применение методики определения микротвердости. Величина (или показатель) твердости рассчитывается по длине диагонали, которая измеряется окуляр-микрометром. Установив отпечаток микрометрическими винтами предметного столика так, чтобы перекрестие нитей окуляра могло передвигаться точно по диагонали отпечатка индентора (рис. 3.7, I), подводят перекрестие к правому концу диагонали (рис. 3.7, II) и записывают число делений окуляр-микрометра. Затем перекрестие передвигают через отпечаток до левого конца диагонали (рис. 3.7, III) и вновь берут отсчет. Разница в отсчетах и дает длину диагонали в делениях окуляр-микрометра. Умножив ее на цену деления, получают длину диагонали.
