Тепловые сети. Современные практические решения

Размещено на http://www.allbest.ru/

Третья научно-практическая конференция

"Тепловые сети. Современные практические решения"

Плешивцев Г., Пак Ю.А., Глухих М.В.,

Филиппов Г.А., Чевская О.Н., Ливанова О.В.



Содержание

Введение

1. Материалы и методы исследования

2. Методика моделирования гидравлических испытаний

3. Методика расчета скорости коррозии

4. Построение кинетических зависимостей

5. Исследование причин снижения сопротивления разрушению металла труб в результате периодических гидравлических испытаний

Заключение

Список использованной литературы



Введение

Список использованной литературыМоделирование влияния периодических гидроиспытаний на изменение механических свойств и сопротивления разрушению металла труб и построение кинетических закономерностей этих изменений в зависимости от степени коррозионной поврежденности для наиболее типичных марок сталей, используемых в тепловых сетях

Известно, что для выявления наиболее ослабленных участков магистральных трубопроводов теплосетей проводятся периодические гидроиспытания, в частности в г. Москве при среднем давлении около 26 атм [1]. Как показали исследования состояние металла труб после длительной эксплуатации, стандартные механические свойства металла труб практически не изменяются в процессе эксплуатации [1. 2]. Однако, сопротивление разрушению металла труб уменьшаются [2, 3]. Причем снижение характеристик сопротивления разрушению металла труб зависит от уровня напряжений в стенке трубы, обусловленных величиной рабочего давления [4].

Ранее была разработана методика моделирования влияния периодических гидроиспытаний на уровень механических свойств и параметров сопротивления разрушению металла труб тепловых сетей [5]. Было показано, что периодические гидроиспытания, приводят к снижению характеристик сопротивления стали разрушению. Особенно сильно такие испытания сказываются на характеристике сопротивления зарождению трещины [6].

Целью настоящего исследования было моделирование влияния периодических гидроиспытаний на изменение механических свойств и сопротивления разрушению металла труб в зависимости от степени коррозионной поврежденности для некоторых марок сталей, используемых для труб тепловых сетей.

1. Материалы и методы исследования

Для исследования влияния последствий гидравлических испытаний на состояние металла труб отбирались фрагменты по площади поверхности труб размером от 0,3 до 0,5 м2 Из фрагментов труб изготавливаются образцы для следующих исследований и испытаний:

· определение химического состава стали (размеры 20х30 мм);

· исследование микроструктуры (размеры 25х25 мм);

· исследование механических свойств по ГОСТ 1497 (размер образцов в соответствии с ГОСТ 1497 и размерами исследованных труб);

· оценку сопротивления разрушению при ударных испытаниях по ГОСТ 9454 (размеры образцов 5х10х55 с надрезом типа 3 и 13 по ГОСТ 9454); гидроиспытание коррозионный металл труба

· исследование склонности к деформационному старению (размер образцов 3 мм, рабочая длина 15 мм)

Количественный спектральный анализ образцов, вырезанных из труб, проводится на приборе SPEKTRO "LAB S" производства Германии.

Испытание на растяжение проводятся в соответствии с требованиями ГОСТ 1497 на разрывной машине "ИНСТРОН" при скорости деформации 1,3х10-3 с-1 с записью диаграммы нагрузка - деформация, из которой определяются временное сопротивление (в), предел текучести (0,2) и предел пропорциональности (пц). Кроме того, по результатам измерения образцов рассчитывают относительное удлинение () и поперечное сужение ().

Испытания для определения ударной вязкости проводили в соответствии с требованиями ГОСТ 9454 на образцах с надрезом типа 3 и 13.

Методика определения работы разрушения и ее составляющих. Для оценки сопротивления разрушению металла труб проводили испытания на статический изгиб образцов размером (5х10х55 мм) с острым надрезом. Испытания проводили на сосредоточенный изгиб. Скорость нагружения составляла 2 мм/мин. Испытание осуществляли с записью диаграммы нагрузка-деформация, по которой рассчитывали суммарную работу разрушения (А) и ее составляющие - работу зарождения (Аз) и распространения трещины (Ар) [2, 16].

Методика оценки склонности к деформационному старению. Испытания на склонность к деформационному старению проводили на образцах диаметром 3 мм с рабочей длиной 25 мм. Образцы деформировали на 2% за площадкой текучести, разгружали, подвергали старению при 200С, 1 час и повторно испытывали на растяжение (рис. 1). Склонность стали к деформационному старению определяли по величине s:

s=- 2,

Где предел текучести образца после старения;

2 напряжение, соответствующее деформации на 2% за площадкой текучести.

200С 1 час Время, , мин.

Рисунок 1 -- Схема испытаний на склонность стали к деформационному старению.

Методика структурных исследований поверхности разрушения. Структуру металла труб исследовали методом световой микроскопии. Шлифы для изучения микроструктуры вырезали параллельно направлению прокатки. Шлифы травили в нитале. При приготовлении шлифов нагрев образцов выше 100°С не допускается.

После проведения необходимых исследований проводился сравнительный анализ состава, структуры, механических свойств, параметров сопротивления разрушению и трещиностойкости, склонности к замедленному разрушению и деформационному старению металла труб в состоянии поставки, после гидравлических испытаний и после длительной эксплуатации.

2. Методика моделирования гидравлических испытаний

В соответствии с практикой принятой в г. Москве при моделировании считаем, что гидравлические испытания проводятся при постоянном давлении 26 кгс/см2 в течение 30 мин, после чего давление снижается до 6 кгс/см2 для прямого трубопровода и до 1,5 кгс/см2 для обратного. Выдержка при этом составляет 1,5 часа (необходимое время для обхода теплосети). После этого давление в теплосети снижается до 0. Методика моделирования гидравлических испытаний включает следующие основные этапы:

1. Расчет напряжений, возникающих в стене трубы в ходе гидравлических испытаний (проводится по методике, изложенной ниже).

2. Нагружение образцов металла труб в воде при температуре 20-30С по программе, соответствующей параметрам гидравлических испытаний с учетом рассчитанных напряжений, возникающих в стенке трубы, подъёме и снятии испытательного давления, а также изменения толщины стенки трубы в процессе коррозии.

3. Проведение испытаний для определения ударной вязкости и параметров сопротивления разрушению.

4. Определение и сравнительный анализ уровня механических свойств, ударной вязкости и параметров сопротивления разрушению до и после испытаний, моделирующих гидравлические испытания труб.

В качестве объектов исследования были использованы типичные углеродистые и низколегированные стали, используемые для труб тепловых сетей: ст. 10, ст. 20, 17Г1С-У, 13Г1С-У, 10Г2ФБ и Х65. Стали отличаются содержанием углерода, легирующих и микролегирующих элементов (табл. 1). Содержание углерода изменяется от 0,046% для стали Х65 до 0,21 для стали 20. Стали 10Г2ФБ и Х65 кроме того содержат микролегирующие добавки ванадия и ниобия и отличаются от простых углеродистых технологией получения. Стали Х65 и 10Г2ФБ получены контролируемой прокаткой с ускоренным охлаждением. Они имеют более высокий уровень механических свойств, чем простые углеродистые (табл. 2). Так уровень прочности образцов сталей (3-6) составляет 382-555 Н/мм2, тогда как для стали 10 и 20 временные сопротивления составляют 269-332 Н/мм2.

Микролегированные стали обладают более высоким запасом вязкости (табл. 3). Ударная вязкость стали Х65 и 10Г2ФБ при низких температурах (от -20 до -600С) составляет 365-371 Дж/см2 (Х65) и 135 Дж/см2 (10Г2ФБ), тогда как для сталей 17Г1С-У и 13Г1С-У при 00С ударная вязкость составляет 75-123 Дж/см2. Повышенный запас прочности и вязкости микролегированных сталей обусловлен более мелкозернистой микроструктурой, получаемой в результате комплекса факторов - микролегирования, контролируемого режима прокатки и ускоренного охлаждения.

Так микроструктура сталей Х65 и 10Г2ФБ характеризуется мелким вытянутым вдоль прокатки ферритным зерном (рис. 2).

В микроструктуре стали Х65 практически отсутствует перлит из-за низкого содержания углерода (рис. 2а).

Углеродистые и низколегированные стали в горячекатаном и нормализованном состояниях имеют более грубую микроструктуру с значительной долей перлитной составляющей (рис. 3).

Таблица 1. Химический состав стали исследованных труб тепловых сетей.

№ п/п	Марка стали	Содержание элементов, %
		С	Si	Mn	P	S	Cr	Ni	Cu	V	Al	Тi	Nb
1	Ст 10	0,13	0,20	0,45	0,009	0,022	0,056	0,080	0,13	<0,005	0,032	<0,002
2	Ст 20	0,21	0,25	0,60	0,022	0,024	0,045	0,040	0,19	<0,005	0,058	<0,002
3	17Г1С-У	0,18	0,48	1,26	0,014	0,010					0,027	0,008
4	13Г1С-У	0,14	0,55	1,58	0,022	0,005					0,029	0,020
5	10Г2ФБ	0,11	0,25	1,66	0,017	0,006				0,109	0,034	0,019	0,038
6	Х65	0,046	0,2	1,4	0,009	0,004	0,27	0,2	0,27	Се 0,37	0,025	0,013	0,05
ГОСТ 1050 сталь 20	0,17-0,24	0,17-0,37	0,35-0,65	не более 0,035	не более 0,040	не более 0,25	не более 0,25	не более 0,25	-	-	-
ГОСТ 1050 сталь 10	0,07-0,14	0,17-0,37	0,35-0,65	не более 0,035	не более 0,040	не более 0,15	не более 0,25	не более 0,25	-	-	-
ГОСТ 19282 сталь 17Г1С	0,15-0,20	0,40-0,60	1,15-1,60	не более 0,035	не более 0,040	не более 0,30	не более 0,30	не более 0,30	-	-	-

Таблица 2. Результаты механических испытаний металла труб

№ образца	Марка стали	пц	0,2	в
		Н/мм2	%
1	Ст 10	205-333 269	226-352 289	427-481 454	37,3-48,1 42,7	66,0-69,7 67,9
2	Ст 20	318-347 332,5	354-375 364,5	538-538 538	27,5-29,2 28,5	57,8-59,9 58,85
3	17Г1С-У	-	380-385 382,5	530-530 530	31-31 31	-
4	13Г1С-У	-	470-470 470	570-580 575	26-26 26	-
5	10Г2ФБ	-	560-550 555	630-620 625	22-24 23	-
6	Х65	-	458	531	45,9	-



Таблица 3. Результаты испытаний на ударную вязкость металла труб

№ образца	Марка стали	KCU, Дж/см2	KCV, Дж/см2
		+20є	-40є	0є	-20є	-40є	-60є
1	Ст 10	192,8-205,6 199,2	-	-	-	-	-
2	Ст 20	128,2-145,6 136,9	-	-	-	-	-
3	17Г1С-У	-	61-78 71	71-78 75	-	-	-
4	13Г1С-У	-	133-153 144,5	117-128 123	-	-	-
5	10Г2ФБ	-	135-154 146,5		120-145 135	-	-
6	Х65	-	-	-	359-374 365	363-375 371	365-374 371

а)

б)

Рисунок 2. - Микроструктура микролегированных сталей: а - Х65 , б - 10Г2ФБ.

3. Методика расчета скорости коррозии

. Исходные данные: измеренные исходная масса, потери веса по дням измерений, а также площадь поверхности образца. Скорость коррозии определятся как годовая потеря массы с единицы площади отнесенная к плотности.

Исследование влияния числа циклов нагружений на параметры сопротивления разрушению углеродистой и низколегированной трубной стали

Для исследования влияния периодических гидроиспытаний на сопротивление разрушению металла труб тепловых сетей была разработана методика моделирования гидроиспытаний и теплового воздействия горячей воды. Эта методика состояла в следующем.

Напряжение при моделирующих испытаниях образцов с надрезом выбирали из расчета коэффициента концентрации напряжений в надрезе по формуле:

KQ=

где L - половина расстояния между опорами;

b - ширина образца;

t - толщина образца.

Испытательная нагрузка в этом случае будет составлять:

PQ= Pги=

На рис. 4 представлена схема испытаний при изгибе образцов с надрезом для моделирования гидроиспытаний труб тепловых сетей. Как и в случае испытаний на растяжение образцы нагружали до уровня коэффициента интенсивности напряжений Кги=f(ги), выдерживали 30 мин., разгружали и выдерживали при 1300 в течение 30 минут. Периодичность испытаний для образцов моделирующих полную толщину стенки трубы выбирали такую же как при растяжении: 10, 20 и 30 циклов. Для моделирования влияния гидроиспытаний труб с меньшей в 2 раза толщиной стенки моделирование ограничили только 10 циклами.



а)

б)

Рисунок 3 - Микроструктура трубных сталей: а - ст.20, х400, б - 17Г1С, х250



Рисунок 4 - Схема испытаний при изгибе образцов с надрезом для моделирования гидроиспытаний труб тепловых сетей

Оценка напряжений в стенке трубы с учетом только изменения толщины проводили по указанному выше соотношению между внутренним давлением Р, радиусом трубы R и толщины стенки трубы :

= РR/ .

Это уравнение не учитывает не только роль дефектов в металле трубы, но и продольные осевые нагрузки, связанные с действием других эксплуатационных факторов.

В качестве примера приведен расчет напряжений в стенке трубы диаметром 400 мм и толщиной стенки 6 мм при гидроиспытаниях.

=(26 кг/см2х200 мм)/6 мм = 86,7 н/мм2

Окружное напряжение при гидроиспытаниях трубы 440 мм и толщиной стенки 8 мм определяли по формуле:

,

где Рги давление при гидроиспытаниях,

D диаметр трубы,

t толщина стенки,

уокр в данном случае составляет 75,1 Н/мм2.

Как было показано ранее [5, 6], периодические нагружения до напряжений, соответствующих испытательному давлению, практически не оказывают влияние на механические свойства при растяжении металла труб из углеродистой стали 20. Однако, при этом существенно снижается сопротивление металла разрушению [6, 7]. Причем, наибольшее влияние периодические нагружения оказывают на параметры, характеризующие сопротивление зарождению трещины (рис. 5).

Этот факт подтверждают результаты исследований влияния периодических нагружений на механические свойства и параметры сопротивления разрушению микролегированной стали 10Г2ФБ (рис. 6, 7).

Из рис. 6 видно, что увеличение числа нагружений до 40 с последующим нагревом мало сказывается на величинах разрушающего напряжения р -- изменения от 1570 до 1350 Н/мм2, предела общей текучести от - изменения от 1020 до 910 Н/мм2.

При этом снижаются стрела пластического прогиба fпл от 3 до 2,5 мм (рис. 6). Наблюдается снижение суммарной работы разрушения А и ее составляющих Аз и Ар (рис. 7).

Величина Ар снижается от 69 до 53 Дж/см2, а Аз о 55 до 45 Дж/см2. Изменение этих характеристик практически завершается после 10 циклов нагружений.

Следует отметить, что изменение характеристик сопротивления разрушению в результате периодических нагружений из стали 10Г2ФБ существенно меньше, чем для стали 10.

Исследование влияния уменьшения толщины стенки трубы, в результате коррозии показало, что для стали 10Г2ФБ оно менее заметно, чем для стали 10. Однако, также как для стали 10 наибольшее влияние уменьшение толщины стенки трубы оказывает на сопротивление зарождению трещины (рис. 7). Меньшее влияние утонения в результате коррозии в стенке трубы на изменение сопротивления разрушению в результате периодических нагружений, по-видимому, связано с меньшей чувствительность стали 10Г2ФБ к увеличению уровня кольцевых напряжений в первую очередь, вследствие более высокой ее прочности.

Снижение сопротивления разрушению стали 10Г2ФБ, в результате периодических нагружений подтверждается данными ударных испытаний (рис. 8). Если для полной толщины стенки труб величина ударной вязкости КСV до 20 циклов практически не изменилась, то для уменьшенной в 2 раза толщины стенки трубы величина ударной вязкости снижается уже после первых 5 циклов нагружений.

Рисунок.5 - Влияние числа нагружений на работу зарождения трещины Аз и на стрелу пластического прогиба fпл .

Рисунок 6 - Влияние периодических нагружений, имитирующих гидроиспытания, на разрушающее напряжение р, предел общей текучести от и стрелу пластического прогиба fпл для микролегированной стали типа 10Г2ФБ.

Рисунок 7 - Влияние периодических нагружений, имитирующих гидроиспытания, на работу зарождения Аз, распространения Ар и суммарную работу зарождения А для микролегированной стали типа 10Г2ФБ.

Рисунок 8 - Зависимость ударной вязкости КСV от периодических нагружений в зависимости от толщины стенки труб

Таким образом, как углеродистые стали (типа ст.10), так и низколегированные (типа 10Г2ФБ) склонны к деградации свойств (параметров сопротивления разрушению). При этом микролегированная более мелкозернистая сталь 10Г2ФБ оказывается менее склонной к деградации свойств, чем простая углеродистая ст. 10. Основное изменение свойств, завершается для этой стали после 10 циклов нагружений. Уменьшение толщины стенки трубы в результате коррозии для стали 10Г2ФБ оказывает меньшее влияние на деградацию свойств, чем для ст. 10.

Кроме того, показано, что более прочная микролегированная сталь 10Г2ФБ менее чувствительна к негативным последствиям периодических нагружений при уменьшении толщины стенки трубы в результате коррозии.

4. Построение кинетических зависимостей

Построение кинетических зависимостей параметров опротивления разрушению сталей различных марок с разным содержанием углерода и разных способов производства.

В связи с тем, что основное влияние периодического нагружения до испытательного давления оказывают на сопротивление зарождению трещины, то для построения кинетических зависимостей деградации свойств трубных сталей разных марок основным критерием приняли величину относительного снижения работы зарождения трещины:

Аз/Аз = (Азисх - Азi )/ Азисх ,

где Азисх - работа зарождения трещины в исходном состоянии;

Азi - работа зарождения трещины после i-го числа нагружений.

Кроме того, поскольку основное влияние периодических испытаний на изменение сопротивления разрушению происходит за первые 10 циклов нагружения, то для построения вышеуказанных кинетических зависимостей ограничились 10-15 циклами нагружения.

В результате построены кинетические зависимости степени снижения работы зарождения трещины Аз/Аз от числа циклов нагружений, которые представлены на рис. 9 и 10. Из рисунков видно, что кинетика снижения сопротивления зарождению трещины для сталей Х65 и 10Г2ФБ значительно менее крутая, чем для сталей 10, 20 и 13Г1СУ. Если для полной толщины стенки сталь 10Г2ФБ близка к стали 13Г1СУ и ст.10, 20, то для уменьшенной в 2 раза толщины стенки трубы различие в кинетике более существенно.

Так, например, в этом случае, если для микролегированных сталей степень снижения Аз после 10 циклов нагружения составляет 10-20%, то для обычных углеродистых и низколегированных она равна 26-50% (рис. 9, 10).

Поскольку как было показано ранее, одной из основных причин снижения сопротивления разрушению в результате периодических нагружений является деформационное старение, то была сделана попытка

Рисунок 9 - Кинетические диаграммы сопротивления зарождению трещины для микролегированных сталей Х65 и 10Г2ФБ.

проанализировать изменение Аз/Аз от содержания углерода в стали. Кроме того, было проанализировано изменение пластичности при изгибе fпл как характеристики, отражающие процесс зарождения трещины:

fпл/ fпл = (fпл исх - fпл i )/ fпл исх ,

где fпл исх - пластичность в исходном состоянии,

fпл I - пластичность после i-го числа нагружений.

Результаты представлены на рис. 11, 12, 13, 14 и 15. Видно, что область деградации свойств низколегированных сталей находится значительно ниже, чем для сталей с содержанием углерода более 0,1%. Это наблюдается как для полной толщины стенки трубы, так и для уменьшенной в 2 раза в результате коррозионных процессов.

Однако, для случая первых пяти циклов нагружений наблюдается только тенденция к росту потери сопротивления разрушению для углеродистых сталей, то после 10 циклов нагружения можно отметить некоторую закономерность возрастания Аз/Аз при увеличении содержания углерода в стали (рис. 15).

Можно полагать, что наблюдаемая закономерность обусловлена тем, что на начальных этапах нагружений процесс старения в низкоуглеродистых сталях не достаточно развит, чтобы оказать существенное влияние на изменение свойств из-за малого содержания в них углерода. После же 10-ти циклов нагружений вклад процесса деформационного старения в изменение свойств этих сталей достаточно существенен, чтобы понизилось сопротивление образованию трещин.

Таким образом, углеродистые стали (С?0,1%) более склонны к деградации сопротивления разрушению, чем низколегированные.

При близком содержании углерода микролегированная сталь менее склонна к развитию деградационных процессов, чем углеродистая.

Вероятно, это связано еще с тем, что микролегирование этих сталей карбонитридообразующими элементами (Ti, V, Nb, Al) снижает концентрацию свободных атомов внедрения (С, N) в твердом растворе.

Рисунок 11 - Кинетическая зависимость степени снижения работы зарождения трещины от содержания углерода после 5 циклов нагружения для напряжений соответствующих полной толщине стенки трубы.

Рисунок 12 - Кинетическая зависимость степени снижения работы зарождения трещины от содержания углерода после 5 циклов нагружения для напряжений соответствующих Ѕ толщины стенки трубы

Рисунок 13 - Кинетическая зависимость степени изменения пластичности при изгибе от содержания углерода после 5 циклов нагружения для напряжений соответствующих полной толщине стенки трубы.

Рисунок 14 - Кинетическая зависимость степени изменения пластичности при изгибе от содержания углерода после 5 циклов нагружения для напряжений соответствующих Ѕ толщины стенки трубы

Рисунок 15 - Кинетическая зависимость степени снижения работы зарождения трещины от содержания углерода после 10 циклов нагружения для напряжений соответствующих Ѕ толщины стенки трубы

5. Исследование причин снижения сопротивления разрушению металла труб в результате периодических гидравлических испытаний

Как уже отмечалось ранее, одной из причин снижения сопротивления разрушению металла труб тепловых сетей в результате периодических нагружений и теплового воздействия горячей воды является деформационное старение. Известно, что деформационное старение является следствием снижения подвижности дислокаций в результате закрепления их атомами внедрения [8]. Снижение подвижности дислокаций приводит к затруднению протекания релаксации локальных напряжений в структуре металла, что способствует снижению сопротивления разрушению [8].

Поскольку механизм деформационного старения связан с процессом взаимодействия дислокаций с атомами примесей внедрения (углеродом и азотом), то склонность к деформационному старению должна зависеть от содержания углерода и азота в стали. Для подтверждения этого положения исследовали склонность к деформационному старению выбранных марок сталей.

Образцы деформировали на 2% и затем нагревали при 2000С. После чего проводили испытание для определения предела текучести. По разнице между пределом текучести после старения и напряжением предварительной деформации судили о склонности к деформационному старению (см. рис. 1).

Результаты испытаний представлены в табл. 4 и на рис. 16. Склонность к деформационному старению возрастает с увеличением содержания углерода в стали и уменьшением микролегирующих элементов. Так, если для стали Х65 величина s близка к 0, то для стали 20, содержащей 0,21% углерода эта величина составляет 102 Н/мм2 .

Следует отметить высокий уровень величины поперечного сужения для микролегированных сталей 10Г2ФБ и Х65 (79,5 и 85,5%) в состаренном состоянии, что свидетельствует о большом запасе пластичности и вязкости.

Таблица 4. Склонность к деформационному старению для трубных сталей разного химического состава

Марка стали	% С	Микролегирование, %	После старения
			пц	0,2	в	s
			Н/мм2			%
Ст. 20	0,21	-	276-429 353	403-517 460	470-562 516	88-127 102	28,5-30 29,5	55,5-60 58
17Г1С	0,18		354-488 400	488-613 533	547-668 595	85-100 90	18-31 25	54-68 63
Ст. 10	0,13		418-435 426,5	432-435 433,5	507-507 507	50-64 57	34-36 35	62-68 65
10Г2ФБ	0,11	V=0,109 Nb=0,038	400-433 421	410-449 436	525-549 534	0-110 53	22-25 24	78-81 79,5
Х65	0,046	Тi=0,013 Nb=0,05 Ce=0,37	445-464 455	455-464 460	539-540 539,5	0	21-26 23,5	85-86 85,5

Рисунок 16 - Зависимость склонности к деформационному старению от содержания углерода.

При близких значениях прочности и предела текучести исследованных сталей в состаренном состоянии нельзя не обратить внимание на существенное различие в значениях предела пропорциональности, отражающего начальные стадии пластической деформации металла (табл. 4).

Из полученных данных следует, что все исследованные стали кроме Х65 склонны к деформационному старению. При этом чем больше содержание углерода и меньше карбонитридообразующих элементов, тем больше склонность трубных сталей к деформационному старению.

Известно, что механизм деформационного старения железа и стали связан с процессом взаимодействия дислокаций с атомами внедрения [9, 10, 11, 12].

Чем выше содержание углерода и азота в стали, тем больше склонность к деформационному старению.

Можно полагать, что интенсивное снижение сопротивления разрушению трубных сталей с большим содержанием углерода в результате периодических нагружений и нагрева является следствием большей их склонности к деформационному старению.

Развитие микропластической деформации при периодических нагружениях металла труб вызывает образование свежих незакрепленных дислокаций.

Последующий нагрев приводит к перераспределению атомов углерода к дислокациям, закреплению их за счет образования на них атмосфер атомов внедрения, что снижает их подвижность. Уменьшение подвижности дислокаций приводит к охрупчиванию металла, что является одной из причин уменьшения сопротивления разрушению.

Другой причиной снижения сопротивления разрушению может быть возникновение в структуре металла локальных микронапряжений, как следствие развития процесса деформационного старения и циклических нагрузок [11, 12]. Для выяснения роли этого фактора в деградации свойств трубных сталей проводили оценку величины релаксационного эффекта, которую определяли из соотношения:

p = o - t,

где - o -напряжение, до которого проводили нагружение, t - напряжение после 30 минут выдержки под напряжением (рис. 17).

Условия перехода хладноломких металлов и сплавов в хрупкое состояние в значительной мере зависит от их реальной структуры, определяющей степень концентрации напряжений. Локальные "пиковые" напряжения могут значительно превосходить среднее, достигать значения теоретической прочности и вызывать зарождение и развитие хрупкой трещины разрушения [12, 13]. Из сказанного следует важность изыскания способов оценки величины "пиковых" напряжений в металле под нагрузкой.

Переход упругой деформации в пластическую в случае равномерного распределения энергии упругой деформации происходит преимущественно путем процессов восхождения дислокаций за счет диффузионного перемещения атомов и точечных дефектов [14, 15]. При неоднородном распределении напряжений (существовании локальный "пиковых"

Рисунок 17 - Схема испытаний на релаксацию напряжений.

напряжений) возникают внутренние силы, пропорциональные градиенту энергии упругой деформации grad U. Эти силы являются дополнительной причиной протекания в упругодеформированном теле микропластической деформации, которую можно обнаружить по падению напряжения при испытании на релаксацию (рис. 17).

Как известно, при релаксационных испытаниях образец подвергается деформации в упругой или пластической области за счет приложенной извне силы. После прекращения деформирования силы, приложенные к образцу извне, оказываются уравновешенными и образец находится под действием внутренних сил, определяемых градиентом упругой энергии. При этом происходит постепенный переход упругой деформации в микропластическую, сопровождаемую падением напряжений в материале.

Чем больше градиент внутренних напряжений, тем больше локальные силы, вызывающие микропластическую деформацию образца. Можно полагать, что большим локальным "пиковым" напряжением будет соответствовать более высокая степень микропластической деформации, то есть увеличение склонности к релаксации напряжений. Когда в результате пластической деформации уровень локальных напряжений в образце выравнивается, исчезают "пиковые" напряжения и grad U = 0. Исчезают и внутренние силы, обусловливавшие дополнительную микропластическую деформацию образца. Поскольку пластическая деформация под действием grad U должна происходить путем скольжения дислокаций, можно ожидать, что релаксация напряжений в этом случае предшествует релаксации, связанной с диффузионным перемещением атомов при однородном распределении упругой деформации.

Таким образом, можно полагать, что склонность к релаксации связана со степенью неравномерности распределения упругой энергии в теле под нагрузкой и поэтому может служить качественной характеристикой неоднородности внутренних напряжений.

Исследование склонности к релаксации напряжений показало, что увеличение числа циклов нагружений приводит к росту релаксационного эффекта (рис. 18). Величина p вырастает от 5,5 до 14 Н/мм2 после 20 циклов испытаний.

Поскольку величина релаксационного эффекта отражает степень неоднородности микропластической деформации и связана с уровнем локальных напряжений под нагрузкой, можно полагать, что по мере увеличения количества нагружений, имитирующих гидроиспытания, вырастают степень неоднородности микропластической деформации, локальные, "пиковые" напряжения в структуре металла.

Рисунок 18 - Влияние числа нагружений, имитирующих периодические гидроиспытания на релаксационный эффект.

Таким образом, основными причинами снижения сопротивления разрушению трубных сталей в результате периодических гидроиспытаний является развитие процесса деформационного старения и накопление локальных напряжений, облегчающих зарождение микротрещин.

Установленные закономерности были использованы при разработке дифференцированной системы проведения гидравлических испытаний тепловых сетей, при создании обобщенной системы учета деградационных процессов для определения предельных состояний трубопроводов и выборе допустимого уровня испытательного давления



Заключение

1. Проведено комплексное исследование моделирования периодических гидроиспытаний на изменение параметров сопротивления разрушению металла труб из углеродистых и микролегированных сталей.

2. Установлено, что периодические гидроиспытания не оказывают влияние на стандартные механические свойства металла труб, но приводят к снижению параметров сопротивления разрушению. Показано, что в наибольшей степени периодические гидроиспытания снижают работу зарождения трещины.

3. Установлено, что как простые углеродистые (ст.10), так и микролегированные (10Г2ФБ) стали склонны к деградации свойств (параметров сопротивления разрушению) в результате периодических гидроиспытаний. Однако, сталь 10Г2ФБ менее склонна к деградации, чем ст.10.

4. Построены кинетические зависимости снижения сопротивления зарождению трещины от количества циклов нагружений, имитирующих гидроиспытания для ряда типичных марок трубных сталей. Показано, что снижение содержания углерода в стали в сочетании с микролегированием карбонитридообразующими элементами уменьшает темп развития деградационных процессов, приводящих к снижению сопротивления разрушению.

5. Исследование влияния уменьшения толщины стенки трубы, в результате коррозии, показало, что для низкоуглеродистых, микролегированных сталей оно менее заметно, чем для простых углеродистых, что является следствием их более высокого уровня прочности в результате зернограничного и дисперсионного упрочнения.

6. Показано, что увеличение содержания углерода в трубной стали повышает склонность к деформационному старению, что является одной из причин развития деградационных процессов при периодических гидравлических испытаниях.

7. Установлено, что периодические нагружения и нагрев трубной стали приводит к увеличению релаксационного эффекта, свидетельствующему о возрастании неоднородности микропластической деформации и накоплении локальных микронапряжений в структуре стали, облегчающих процесс зарождения трещины.



Список использованной литературы

1. Пак Ю.А., Плешивцев В.Г., Глухих М.В., Филиппов Г.А., Морозов Ю.Д., Чевская О.Н., Ливанова О.В. Влияние гидравлических испытаний на состояние металлов трубопроводов тепловых сетей // Труды конференции "Тепловые сети. Современные решения" Изд-во Новости теплоснабжения 2005 г.

2. Плешивцев В.Г., Пак Ю.А., Филиппов Г.А. и др. Моделирование влияния гидроиспытаний и теплового воздействия сетевой воды на свойства металла труб. // Сталь. 2007. №8, С. 97-100.

3. Дмитриев В.Ф., Мурзаханов Г.Х., Филиппов Г.А. Оценка ресурса нефтепровода и планирование его капитального ремонта // Строительство трубопроводов. 1997. №3. С.21-24.

4. Филиппов Г.А., Ливанова О.В. Взаимодействие дефектов структуры и деградация свойств конструкционных материалов//Материаловедение. 2002. №10. С.17-21.

5. Филиппов Г.А., Ливанова О.В. Взаимодействие дефектов структуры и деградация свойств конструкционных материалов//Материаловедение. 2002. №10. С.17-21.

6. Пак Ю.А., Буржанов А.А., Чевская О.Н. и др. Оценка влияния процессов старения на параметры надежности трубных сталей//Сб. тезисов. III-я Евразийская научно-практическая конференция "Прочность неоднородных структур" - МИСиС. Москва. 18-20 апреля 2006. С.10.

7. Плешивцев В.Г., Пак Ю.А., Филиппов Г.А. и др. Факторы, влияющие на эксплуатационную надежность трубопроводов // Деформация и разрушение. 2007. №1. С.6-11.

8. Суворова С.О., Саррак В.И., Энтин Р.И. Деформационное старение железа // ФММ. 1964. т.17. Вып.1. С.105-111.

9. Левин Д.М., Чуканов А.Н., Муравлева Л.В. Исследование повреждаемости трубных сталей по эффектам неупругой релаксации// Вестник Тамбовского университета. Тамбов. 1998. Вып.3. С.315-318.

10. Блантер М.С., Головин С.А. //Механическая спектроскопия металлических материалов. Изд-во МИА. 1994. - 254с.

11. Ботвина Л.Р. Кинетика разрушения конструкционных материалов. - М.: Наука. 1989. - 229с.

12. Коттрелл А.Х. Дислокации и пластическое течение в кристаллах. - М.: Металлургиздат. 1958.

13. Штремель М.А. Прочность сплавов. Дефекты решетки. -М.: Металлургия. 1982. - 276с.

14. Саррак В.И., Филиппов Г.А. Релаксация остаточных микронапряжений при отдыхе и низкотемпературном отпуске мартенсита закаленной стали//ФММ. 1975. т.40. Вып.4. С.806-811.

15. Глазкова С.М., Дьяконов Д.Л., Ливанова О.В. и др. Хрупкость низколегированных феррито-перлитных сталей при отжиге //МиТОМ. 2001. №5. С.15-19.

16. Филиппов Г.А., Ливанова О.В. Деградация свойств металла труб при длительной эксплуатации магистральных трубопроводов// Сталь. 2003. №2, 84-87.

Размещено на Allbest.ru

...