Фактор брускато что это

Отпускная хрупкость

Сварное технологическое оборудование в нефтехимической и энергетической отраслях промышленности эксплуатируется во многих случаях при повышенных температурах (от 350 до 550С). При длительной выдержке металла при указанных температурах его сопротивление хрупкому разрушению снижается.

Сопротивляемость сталей отпускной хрупкости зависит как от содержания Cr и Mo в составе стали, так и их соотношения. Наименее склонны к отпускной хрупкости стали типа 1Cr-0,5Mo, 1,25Cr – 0,5Mo, 9Cr – 1 Mo. Стали типа 2,25Cr – 1Mo, 3Cr – 0,5Mo, 5Cr – 0,5Mo обнаруживают повышенную склонность к отпускной хрупкости.

Современные представления о механизме отпускной хрупкости, основанные на данных тонких исследований ОЖЕ – спектроскопии, связывают с процессами зернограничной сегрегации вредных примесей (P, Sn, Sb, As) и, как следствие, снижением когезивной прочности границ зерен, сменой внутризеренного механизма разрушения межзеренным. Причем степень отрицательного влияния на сопротивление металла отпускной хрупкости вредных примесных элементов в околошовном участке участке ЗТВ выше, чем в основном металле, из-за укрупнения зерна аустенита и резкого уменьшения вследствие этого удельной поверхности границ зерен.

Отрицательное влияние примесных атомов усиливается с увеличением в составе стали марганца и кремния. Условие обеспечения сопротивления металла отпускной хрупкости учитывается фактором Ватанабе:

I = (Mn+Si)(P+Sn)*10 4 £ 200%

Фактор Брускато предложен для оценки сопротивления отпускной хрупкости металла шва:

Х=(10P + 5Sb + 4Sn + As) *100 £ 25

Выбирая рациональный режим термообработки. МОЖНО СУЩЕСТВЕННО СНИЗИТЬ СКЛОННОСТЬ МЕТАЛЛА К ОТПУСКНОЙ ХРУПКОСТИ.

Наряду с явлением отпускной хрупкости сталей, которую определяют по снижению ударной вязкости, различают хрупкость металла в условиях ползучести, которую определяют по снижению пластичности в условиях выдержки при повышенных температурах. Это явление вызывается образованием скоплений примесных атомов на границах зерен при повышенных температурах, причем в случае крупнозернистой структуры околошовного участка ЗТВ проявляется в большей степени, чем в основном металле.

С фактором Брускато, можно видеть, что степень влияния одних и тех же примесных элементов на отпускную хрупкость и охрупчивание в условиях ползучести различна. С увеличением содержания примесных элементов различие в чувствительности металла околошовного участка ЗТВ сварных соединений сталей с различным количеством хрома к охрупчиванию в условиях ползучести нивелируется.

Нам важно ваше мнение! Был ли полезен опубликованный материал? Да | Нет

Источник

Повышение длительной прочности, эксплуатационная надежности корпусов сосудов ВД реакторов крекинга и другого НХ оборудования.

Сталь для нефтехимичеcкoгo oбoрудoвания

Автoры: Карзoв Геoргий Павлoвич, Теплухина Ирина Владимирoвна, Грекова Ирина Ивановна, Савельева Ирина Геннадьевна, Бурочкина Ирина Михайловна

Изобретение относится к металлургии конструкционных сталей и сплавов, содержащих в качестве основы железо с различным сочетанием легирующих элементов, и предназначено для использования в химическом машиностроении при изготовлении корпусов сосудов давления реакторов гидрокрекинга и другого нефтехимического оборудования повышенной безопасности, надежности и ресурса.

Известны стали, применяемые в указанной области техники в России и за рубежом (15Х2МФА(А), 2,25Cr-1Мо, 3Cr-1Mo, 2,25Cr-1Mo-0,25V) [1, 2]. Следует отметить, что известные материалы обладают комплексом достаточно высоких механических и эксплуатационных свойств.

Однако известные материалы не в полной мере удовлетворяют требованиям, предъявляемым к перспективным нефтехимическим установкам, так как характеризуются недостаточно высокой стойкостью к водородному охрупчиванию и недостаточным уровнем длительной прочности при температуре эксплуатации до 500°С, что ограничивает температурные пределы их применения.

Наиболее близкой по химическому составу и техническим характеристикам к предлагаемой стали является сталь по патенту РФ 2241061 [3], содержащая легирующие компоненты в мас.%:

Техническим результатом настоящего изобретения является создание стали, обладающей высоким уровнем длительной прочности при температуре эксплуатации до 500°С, более высокой стойкостью к водородному охрупчиванию, требующейся для перспективных проектов нефтехимического оборудования, что даст возможность повысить эксплуатационную надежность и обеспечить увеличение срока службы оборудования.

Технический результат достигается введением в состав заявляемой композиции вольфрама, изменением соотношения легирующих элементов, оптимальным количеством ниобия в сочетании с азотом, пониженным содержанием углерода при следующем соотношении в мас.%:

В заявляемой марке стали по сравнению с прототипом сужены пределы содержания углерода: 0,13-0,18% вместо 0,10-0,28%. Сужение границ содержания углерода в пределах 0,13-0,18% приводит к уменьшению выделений карбидов хрома по границам зерен и блоков, более равномерному их распределению по телу зерна, что способствует повышению длительной прочности. При таком содержании углерода сталь становится хорошо свариваемой.

Хром является одним из основных легирующих элементов, обеспечивающих прокаливаемость в крупных сечениях. Увеличение нижнего предела содержания хрома до 2,75% повышает прокаливаемость стали, что дает возможность получать требуемый уровень прочности и вязкости в полуфабрикатах большой толщины. Снижение верхнего содержания хрома до 3,0% уменьшает выделение карбидов по границам зерен и приводит в результате к получению более однородной структуры в процессе основного отпуска и при проведении технологических отпусков.

Кроме того, хром подавляет образование более термически стабильных и мелкодисперсных карбидов молибдена, ванадия и ниобия, которые медленнее коагулируют и, вследствие этого, вносят больший вклад в упрочнение и обеспечивают более стабильные характеристики длительной прочности. Увеличение содержания хрома выше 3,0% снижает эффект положительного воздействия этих элементов на длительную прочность, понижает отпускоустойчивость стали.

Ограничение содержания углерода, а также ограничение содержания Cr, Ni, Cu, легирование Nb, N, Мо, V, W в указанных пределах способствует повышению отпускоустойчивости стали. Это позволяет проводить отпуск стали при более высоких температурах, что обеспечивает формирование при отпуске стабильных дисперсных выделений типа MX, а также карбонитридов легирующих элементов, устойчивых к воздействию водорода. Это обеспечивает повышение сопротивления водородному охрупчиванию заявляемой стали.

Повышение содержания углерода и хрома выше указанного в формуле изобретения способствует выделению карбидов типа Ме₂₃С₆ и ускоренной их коагуляции по границам зерен, уменьшению дисперсности выделяющихся фаз, что ведет к снижению характеристик прочности, длительной прочности, сопротивления металла хрупкому разрушению и ухудшению технологичности при сварке.

Снижение содержания кремния до уровня 0,10% способствует уменьшению загрязненности неметаллическими включениями, повышению сопротивления тепловой хрупкости.

Снижение содержания меди в заявляемой стали с 0,30% до 0,10% позволяет сохранить влияние меди на упрочнение твердого раствора без существенной потери пластичности и вязкости.

Повышение в составе заявляемой стали добавок ниобия в количестве 0,04-0,06% способствует образованию мелкодисперсных карбонитридов ниобия игольчатой формы, расположенных по телу и границам зерна, что способствует повышению предела прочности при повышенных температурах и предела длительной прочности. Улучшение структурной стабильности стали, образование при отпуске достаточного количества мелкодисперсных карбонитридов ниобия, устойчивых в широком интервале температур, способствует стабильному обеспечению высокого уровня прочности как после основной термической обработки, так и после технологических отпусков и эксплуатационных нагревов.

Никель в заявляемой композиции снижен до 0,2% для повышения отпускоустойчивости и уменьшения чувствительности стали к отпускной хрупкости. Увеличение содержания никеля сверх установленного предела приведет к увеличению чувствительности к отпускной и тепловой хрупкости, в результате чего может значительно снизиться эксплуатационная надежность. Критическая температура хрупкости при значительных содержаниях никеля может повыситься не только в результате длительной работы при повышенной температуре, но и при медленном охлаждении с температуры отпуска.

Повышение содержания азота в заявляемой марке стали по сравнению с прототипом до 0,04% способствует выделению более термодинамически стабильных карбонитридов, чем выделения карбидов, и тем самым повышает длительную прочность стали.

В связи с возможностью эксплуатации нефтехимического оборудования при температурах до 500°С для повышения жаропрочности заявляемого материала в составе стали молибден частично заменен на вольфрам в количестве 0,60-0,90%.

При этом молибденовый эквивалент Мо_экв., определяемый как (%Mo+0,5%W), не должен превышать 1,0.

При длительном воздействии повышенных рабочих температур до 500°С возможна сегрегация примесных элементов, таких как Sb, P, Sn и As, на границах зерен, что приводит к появлению участков межзеренного разрушения в изломах образцов. При этом наблюдается снижение сопротивления хрупкому разрушению, повышение критической температуры хрупкости стали.

Склонность к тепловому охрупчиванию сталей, применяемых для изготовления нефтехимического оборудования, оценивается параметрами Ватанабе J и Брускато X, которые в известной стали не должны превышать значений 120 и 0,15 соответственно.

В заявляемой стали параметры Ватанабе J и Брускато Х не должны превышать 80 и 0,12 соответственно, что значительно снижает склонность стали к тепловому охрупчиванию. Это актуально при повышении параметров эксплуатации оборудования и увеличивает срок службы.

Кроме того, ограничение содержания серы и фосфора до 0,007% каждого уменьшает сегрегационные процессы, неблагоприятно влияющие на уровень вязкости металла в исходном состоянии.

На ОАО «Ижорские заводы» при участии с ФГУП ЦНИИ КМ «Прометей» были выполнены 3 опытно-промышленные плавки весом по 120 т. Металл выплавлялся в электродуговых печах с последующей обработкой на установках внепечного рафинирования и вакуумирования. Разливка в слитки производилась в вакууме. Полученный металл подвергался обработке давлением на промышленном кузнечно-прессовом и прокатном оборудовании.

Химический состав исследованных материалов и результаты определения механических и служебных свойств приведены в таблицах 1-4.

Результаты сравнительных испытаний стали показывают некоторое преимущество стали заявленного состава по механическим свойствам и существенное преимущество заявленной стали по служебным характеристикам.

Источник

Трещины повторного нагрева

Трещины отпуска относятся к дефектам, которые могут возникать и распространяться при термообработке деталей, имеющих сварные соединения. Такой термической обработкой обычно бывает отпуск для снижения уровня остаточных напряжений, т. е. отпуск в области температур ниже точки А1. Трещины этого типа были обнаружены при сварке не только низколегированных стилей, но и никелевых или аустенитных хромоникелевых. Их размеры и возникновение трудно определять, потому что дефектоскопический контроль сплошности сварных соединений осуществляется обычно до отпуска. Поэтому возможно, что многие сварные конструкции и узлы, главным образом выполненные из листовых сталей больших толщин, эксплуатируются с трещинами отпуска.

Выделяет три типа трещин, возникающих в процессе отпуска:

1) трещины, зарождающиеся в так называемой низкотемпературной зоне, т.е. при нагреве до температуры отпуска в диапазоне 200—300° С;
2) трещины, которые возникают в зоне температур отпуска;
3) подваликовые разрывы, которые появляются в виде микротрещин при наплавке низколегированных сталей аустенитным ленточным электродом.

Все три типа трещин снижают полезные свойства сварного соединения, причем дефекты первого типа имеют наибольшие размеры.
Трещины, возникающие в низкотемпературной зоне, т. е. в первых стадиях отпуска, могут образовываться при слишком высокой скорости нагрева. При этом возникает большая разница между температурами поверхности сварного изделия и его центральной части, что является причиной образования термических напряжений. Если при сварке образуются неравновесные структуры или же пересыщенные растворы в большом объеме металла, термические напряжения могут взаимодействовать со структурными напряжениями. Распад этих структур (например, мартенсита или бейнита) происходит как раз в первых стадиях отпуска.

Возникающие термические напряжения оказывают более сильное влияние на ту часть зоны термического влияния, которая была уже частично ослаблена при сварке. Если в зоне сварного соединения образовались зародыши горячих трещин, т. е. произошло локальное разрушение границ первичных зерен или же понизилась их когезионная прочность, эти дефекты могут получить дальнейшее развитие при нагреве до температуры отпуска. То же самое можно сказать и о дефектах типа трещин, вызываемых водородом. Причем может случиться, что зародыши дефектов после сварки не обнаруживаются дефектоскопическим контролем, но их можно наблюдать только после отпуска. Чтобы исключить дефекты этого типа, прежде всего необходимо применить небольшую скорость нагрева, главным образом в первых стадиях, т. е. до температуры около 300° С. При сварке крупных изделий или изделий сложной формы эта скорость должна быть в пределах 15—30° С/ч.

Другим, решением проблемы предотвращения трещин отпуска, которое часто встречается, является применение последующего нагрева или контроля температуры промежуточных слоев. В этом случае сварное изделие по окончании сварки не остывает, а находится в условиях температуры промежуточных слоев 150—300° С, после чего разу следует отпуск. Наконец, следует отметить, что теоретически предотвратить появление трещин отпуска можно путем устранения зародышей локального металлургического разрушения или холодных трещин. Не следует также забывать, что локальные концентраторы напряжений оказывают в этом отношении неблагоприятное влияние. Поэтому важно уделять внимание поверхностной обработке сварных швов и различным геометрическим факторам (например, выбору радиусов закругления кромок) конструкции.

Выделяющиеся таким образом частицы заметно упрочняют тело первичных зерен. В итоге частицы высокой степени дисперсности обеспечивают дисперсионное упрочнение. Следовательно, релаксация остаточных напряжений при отпуске должна протекать по механизму ползучести на границах зерен. Модель релаксации предусматривает взаимное перемещение отдельных первичных зерен. Это требует достаточного удлинения металла в процессе ползучести зоны. Однако если величина удлинения ползучести будет исчерпана, образуются полости, межкристаллитные микротрещины и трещины. При взаимном перемещении и объединении полостей возникает межкристаллитное разрушение.

На поверхности изделия трещины, возникшие при термической обработке, трудно отличить от трещин, образовавшихся при сварке. При металлографическом анализе трещины, образовавшиеся при термической обработке, отличаются от кристаллизационных (ликвационных) и холодных трещин при сварке по морфологическим признакам. Кристаллизационные трещины в металле шва расположены по границам дендритов, ячеек или блоков ячеек, а ликвационные — в околошовной зоне на границах подплавленных зерен в участке, непосредственно примыкающем к границе сплавления. Они имеют зазубренные края и переменное раскрытие, которое обусловлено местными изменениями объема ликватов. Эти трещины безошибочно определяются при наличии характерных «розеткообразных» признаков, а также при появлении их по декорированной сегрегатами и вторичными фазами сетке первичных границ, которая смещена относительно новых границ зерен. Холодные трещины при сварке развиваются полностью по границам зерен лишь в очаге разрушения, протяженность которого не превышает одного или нескольких диаметров зерен. При дальнейшем развитии холодные трещины обычно имеют смешанный характер, т. е. проходят как по границам, так и по телу зерна.

Трещины, возникающие при термической обработке, всегда следуют строго по границам первичных аустенитных зерен. Трещины имеют гладкие края, раскрываются постепенно с геометрической правильностью. На начальных стадиях их образования видны характерные для разрушения в условиях ползучести трещины в стыках трех зерен и микропоры по границам зерен. На участках, где границы аустенитных зерен (вторичные границы) совпадают с границами структуры затвердевания (первичные границы), ТТО могут развиваться от кристаллизационных трещин. ТТО могут также обнаруживаться на участках околошовной зоны, которые при сварке нагревались до более низких температур, чем участки, на которых возникают ликвационные трещины. Иногда между этими трещинами имеется полоса чистого металла.

Характер трещин связан с обратимой или необратимой отпускной хрупкостью стали. Это значит, что причиной снижения удлинения при ползучести может быть также увеличение энергии границ первичного зерна поверхностно-активными элементами. В некоторый работах подчеркивается влияние способа раскисления и содержания микролегирующих элементов. Результаты исследований в этом направлении, однако, очень сложные и противоречивые. Так, например, незначительное увеличение содержания меди и сурьмы оказалось неблагоприятным, а олова — скорее благоприятным и т. д. Причем интересно, что раскисление алюминием при его повышенном содержании до 0,035% оказывает неблагоприятное влияние, в то время как раскисление титаном — благоприятное. Увеличение содержания Р + Сu + Sn + Pb + Аs от 0,5 до 1,3%, а также размера зерна увеличивает склонность материала к образованию трещин отпуска. Мнение исследователей о влиянии ванадия и хрома определенное, оба эти легирующие элементы, находящиеся в низколегированных сталях в количествах до 2%, оказывают явно неблагоприятное влияние. О влиянии никеля и молибдена единого мнения нет, хотя в основном оно оценивается как положительное.

Современные представления о механизме отпускной хрупкости связывают с процессами зернограничной сегрегации вредных примесей (P, Sn, Sb, As) и, как следствие, со снижением когезионной прочности границ зерен, сменой внутризеренного механизма разрушения межзеренным. Причем степень отрицательного влияния на сопротивление металла отпускной хрупкости вредных примесных элементов в ОШЗ выше, чем в основном металле, из-за укрупнения зерна аустенита и резкого уменьшения вследствие этого удельной поверхности границ зерен.

Отрицательное влияние примесных элементов усиливается с увеличением в составе марганца и кремния. Условие обеспечения сопротивления металла отпускной хрупкости учитывается фактором Ватанабе:

I = (Mn+Si)(P+Sn)·104 ≤ 200 % (1)

Фактор Брускато предложен для оценки сопрпотивления отпускной хрупкости металла шва:

X = (10P+5Sb+4Sn+As)·100 ≤ 25 (2)

Накамура, а позднее Ито на основании результатов испытаний для низколегированной стали с максимальным содержанием хрома до 1,5% вывели уравнения для оценки влияния химического состава стали на склонность к образованию трещин отпуска.
Параметр оценки склонности к трещинам ΔG по Накамуре имеет вид

ΔG = Cr+3,3Mo+8,1V+10C-2 (3)

Ито включил в свое уравнение для PSR и влияние микролегирующих элементов

PSR = Cr+Cu+2Mo+10V+7Nb-5Ti-2 (4)

Если ΔG и PSR — положительные, сталь склонна к образованию трещин отпуска.

Кроме химического состава на возникновение трещин отпуска оказывает влияние и технология сварки. Уйе и др. в своих работах выразили это влияние через время охлаждения Δt (800— 500°С). Чем больше Δt, тем чувствительнее сталь к образованию трещин отпуска (рис. 1).

Трещины отпуска третьего типа, т. е. так называемые подваликовые, возникают при наплавке низколегированных сталей ленточным электродом под флюсом. Они представляют собой межкристаллитное разрушение в зоне перегрева, которая подвергается повторному тепловому влиянию наплавки последующего слоя (рис. 2). Появление подваликовых трещин можно предотвратить нормализацией зоны перегрева, например, с помощью двухслойной наплавки. В этом случае первый слой наплавляют при пониженной потребляемой тепловой мощности, а второй, наоборот, при повышенной, чтобы зона, подвергнутая нормализации, была как можно шире. Перегретую зону можно нормализовать и индукционным поверхностным нагревом. Другой способ решения проблемы заключается в применении первого ферритного слоя вместо аустенитного.

Кольцевая проба BWRA. Схема испытания показана на рис. 3. На пластине размером 127×127×76 мм делают паз, в который вставляют трубку из такой же или подобной стали. В процессе сварки образовавшуюся разделку заполняют наплавленным металлом (1—7). После сварки пробу подвергают отпуску при температуре 600—690° С, при этом применяют две скорости нагрева до температуры отпуска 30 и 300° С/ч. После отпуска образец разрезают и его сплошность оценивают металлографически. Испытание пригодно для хромомолибденовых и хромомолибденованадиевых сталей.

Танака применял для испытаний образец, показанный на рис. 4, а; на пластине выполняют однослойный направленный валик при погонной энергии 17 кДж/см. Затем из пластины изготовляют испытательный образец, в переходной зоне которого дополнительно делают с двух сторон U-образные надрезы с коэффициентом концентрации напряжений 2,7 и 2,17, как показано на рисунке. Наконец, опытные образцы приваривают угловыми швами к жесткой раме (рис. 4, б), в которой их отпускают (например, в течение 3 ч при температуре 580° С для стали НТ80). При отпуске трещины зарождаются в зоне термического влияния со стороны надреза.

Накамура и другие японские исследователи применяют Н-образную пробу по методу окна (рис. 5). На испытываемой стальной пластине размером 300×180×35 мм фрезеруют два продольных паза, между которыми наплавляют валики. Двусторонние испытуемые швы выполняют в разделку. После этого опытную пластину отпускают при температуре 500—700° С. Если наплавленные валики перед испытанием обрабатывают, то проба перестает быть чувствительной к трещинам отпуска.

Для испытания чувствительности сварного соединения к образованию трещин отпуска можно применять также пробы «Тэккен», Лихайского университета или СТS, которые после сварки подвергают отпуску по разным режимам. Степень жесткости пробы частично сохраняется и при температурах отпуска.

Проведение большого количества испытаний металла с низкой скоростью нагружения позволили сделать выводы:

1. сталь нечувствительна к образованию трещин отпуска, если величина относительного сужения металла имитированной ОШЗ (с наименьшей температурой цикла 1200 °С) выше 20 %;
2. сталь чувствительна к образованию трещин отпуска при ψ < 10 %;
3. сталь особо чувствительна к образованию трещин отпуска при ψ < 5 %.

Применение полимеров. Применение и сварка полимеров и пластмасс.

Сварка пластмасс. Сварка полимерных конструкций.

Источник