Автореферат (Разработка технологических основ электрошлаковой сварки чистых корпусных сталей АЭС), страница 3

По смыслу это условие совпадает схорошо известным определением технологической прочности металлов в ТИХ.Принципиальное отличие заключается в том, в случае образования «тёплых»10трещин в АИХ определяющим силовым фактором является скорость деформации ʹτ, а при возникновении горячих трещин в ТИХ – темп деформации e ʹТ.

То чтокритерии  ʹτ и e ʹТ разные видно из соотношениягдеe ʹТ =  ʹτ / Т ʹ τ ʹτ – скорость деформации в ТИХ, с -1;Т ʹ τ – скорость охлаждения в ТИХ, 0С/с,(2)Доминирующим фактором для технологической прочности являетсявеличина ТИХ, а скорость деформации е ʹτ не оказывает влияния на критическоезначение пластичности в ТИХ в отличие от АИХ.Как следует из анализа (1) вероятность возникновения «тёплых» трещинрезко возрастает для процессов с «мягким» ТЦС, к которым относится ЭШС.

Вчастности, все условия для их возникновения совпали при ЭШС толстолистовыхзаготовок днищ корпуса реактора (шов №1) из чистой стали 15Х2НМФАтолщиной 245..250 мм на двухэлектродном варианте сварки. При этом процентбрака от общего количества сваренных заготовок составил почти 80%.В результате проведённых исследований нами определены характерныепризнаки «тёплых» трещин, Рисунки 5,6. Подплавления, Рисунок 6 в), в зонесплавления выполняют роль концентраторов, уменьшающих значение кр.

вформуле (1).Рисунок 5. Топографическиепризнаки «тёплых» трещин;а) – вдоль линии сплавления(указано стрелкой), макротравление, х1;б) – тоже (указано стрелками),травление на микроструктуру,х500Основным признаком разрушения в диапазоне 800…900 0С исследованныхкорпусных сталей является первичный камневидный излом, Рисунок 6, а-в), чтосвязано с охрупчиванием зернограничных объёмов аустенитных зёрен.11Рисунок 6. Морфологические признаки «тёплых» трещин;а), б) – первичный камневидный квазихрупкий излом, РЭМ;в) – зернограничное подплавление (показано стрелкой)Во второй части главы исследовались микроструктуры сварного шва, зонысплавления и основного металла, прилегающего к линии сплавления на расстоянии до 8 мм из реальных днищ корпуса реактора.

Преимущественный тип микроструктуры сварных соединений – бейнитная и феррито – бейнитная.Экспериментально определены структурные признаки, сопровождающие«тёплые» трещины:- декорированные вторичными неметаллическими включениями аустенитные границы на глубину 1,5-2 зерна от линии сплавления в основной металл;- зёренный структурно-свободный феррит деформационного происхождения на большеугловых границах перегретого аустенитного зерна.В третьей части главы исследованиями с помощью комбинированногометода репликации очагов развития трещин установлено, что наряду со вторичными сульфидами марганца стехиометрического состава, в изломах присутствуютхрупкие хромомарганцевые и плёнообразные железохромистые сульфиды,Таблица 3, которые являются причиной появления подплавлений размером от0,2…1,0 мм, реже до 2,0…3,0 мм, резко снижающих кр в формуле (1).Таблица 3.Химический состав неметаллических включенийв очаге разрушения на рисунке 6, в)12Глава 5.

Определение ТДЦС при ЭШС опытно - штатной картыЭШС опытно - штатной карты выполнялась на стенде, оснащённомавтоматизированной установкой местного предварительного и сопутствующегоподогрева на базе нагревательных элементов фирмы Hitachi Kokusai Electric. Напервом этапе эксперимента определялось влияние предварительного подогревакарты на формоизменение сварочного зазора.

Панельные нагреватели всовокупности развивают мощность в 480 кВт /с, тогда как мощность сварочногоисточника тепла не превышает 48 кВт/с, то есть в 10 раз меньше. Несмотря навысокую интегральную мощность установки местного нагрева, сварочный зазоркарты после полного охлаждения до комнатной температуры всегда принималпервоначальную конфигурацию. Это означает, что термические деформациипредварительного нагрева являются упругими.Первая половина карты сваривалась двумя, вторая - тремя электродами.Экспериментально измерены реальные термические циклы в срединных сеченияхкарты для двух- и трёхэлектродных вариантов ЭШС, Рисунок 7.АБВРисунок 7. Температурное поле в срединном сечении  = 120 мм листа:А – поперечном направлении; Б - продольном; В – геометрическиеразмеры зоны ЭШС двумя электродами.13По термическим циклам были определены следующие характеристики:- максимальная температура цикла (Тmax) в точках ОШЗ на разном удаленииот линии сплавления (кривая поз.8, Рисунок 7);- время нахождения основного металла ОШЗ выше температуры окончанияполиморфного превращения (Ас3);- мгновенная скорость охлаждения в интервале температур наименьшейустойчивости аустенита 710 – 690 0 С по тангенсу угла наклона касательных;- время τ пребывания аустенита на линии сплавления в интервалехрупкости 800…900 0С составляет ≈ 7…9 мин.По результатам экспериментальных измерений ТЦС при ЭШС в среднихсечениях карты можно прогнозировать, что в момент охлаждения зоны сплавления до температур 800…900 0С, в ней развиваются значительные сварочныерастягивающие напряжения.

Как следует из формулы (1) при вероятной скоростидеформации  ʹτ ≈ 5·10-5с-1, характерной для ЭШС толстолистовых заготовок, научастке линии сплавления может накопиться за время τ = 7…9 мин деформациярастяжения от 2 до 3 %. Для зоны сплавления, ослабленной зернограничнымиподплавлениями (Рисунок 6, в), этого оказалось достаточно для превышения кр.и, как следствие, разрушения с образованием «тёплых» трещин протяжённостьюот 0,2 до 2,5 м вдоль линии сплавления.Общие выводы1.

Чистые стали 10ГН2МФА и 15Х2НМФА (с внепечной обработкой,электрошлакового и вакуумно-дугового переплава), применяемые для изготовления оборудования АЭС, имеют пониженную технологическую свариваемостьспособом ЭШС в аустенитной области по сравнению с металлом мартеновской иэлектродуговой выплавки.2. Доказано, что пластичность в АИХ уменьшается по мере ростатемпературы перегрева аустенита и снижении в нём скорости деформации приохлаждении. Выявлено существенное снижение пластичности в АИХ корпусныхсталей в диапазоне скоростей деформации  ʹτ ~ 10-3… 10-5 с-1, характерном дляэлектрошлаковой сварки.3. Для практической идентификации квазихрупких трещин, возникающих вАИХ, предложено называть их «тёплыми».

Экспериментально выявлены ихморфологические, топологические иструктурные изменения на границахперегретого аустенитного зерна в зоне сплавления:- выделения вторичных сульфидов в виде цепочек на глубину 1,5…2 зернаот линии сплавления в основной металл;14- наличие зёренного структурно - свободного феррита деформационногопроисхождения;- первичный камневидный излом.4. Интерпретация обнаруженного интервала образования «тёплых»трещин подтверждается данными измерений ТДЦС ЭШС опытно-штатнойзаготовки натуральных размеров днища корпуса реактора.5. Механизм образования «тёплых» трещин обоснован применением комплексной методики с одновременным использованием рентгеноспектральногоанализа и просвечивающей электронной микроскопии.6. Показано, что предварительной термической обработкой листовых заготовок днищ корпуса реактора перед сваркой (нормализация 9200С + отпуск 6500С+ технологический отпуск (6200С+6500С) + дополнительный отпуск 6900С)устраняются «тёплые» трещины в ЭШС соединениях чистой стали за счёт повышения кр.

основного металла.7. Радиационным и ДТА методами определены критические температурныеточки для сталей 15Х2НМФА и 10ГН2МФА. Колебания химического составаоказывают незначительное влияние на положение равновесных критическихточек корпусных сталей независимо от способа выплавки.8.

Дополнительно в ходе экспериментов исследована зависимость деформациионной способности металла ОШЗ в ТИХ. Введением церия (0,064% в10ГН2МФА и 0,130% в 15Х2НМФА) достигнуто существенное снижение ТИХ иувеличение деформационной способности в нём по параметру критическогоинтервала скоростей растяжения.9. Разработана и внедрена в ПО «Атоммаш» технология бездефектногоизготовления днищ парогенератора и ГЕ САОЗ из чистой стали 10ГН2МФАс применением ЭШС.Основные публикации по теме диссертации1. Влияние кислородно-разделительной резки и последующей термообработки на структуру и свойства малоуглеродистой стали / Астафьев А.А., Подрезов Н.[и др.] // Металловедение и термическая обработка металлов.

1981. № 5. С.17-19.2. Влияние режимов обработки на структуру и свойства парогенераторнойстали / Астафьев А.А. Подрезов Н.Н. [и др.] // Изв. АН СССР. Металлургия. 1982.№ 6. С.85-89.3. Анализ мелких сульфидных включений на поверхности разрушения Cr-NiMo сталей / Подрезов Н.Н., Лепёхина Л.И., Колоколов Е.И. [и др.] // Заводскаялаборатория.1987. № 10. С.28-30.154. Мелкие сульфидные включения на поверхностях излома конструкционныхсталей /Лепёхина Л.И., Подрезов Н.Н., Колоколов Е.И. [и др.] // Термическаяобработка конструкционных сталей.

Тр. ЦНИИТМАШ. 1988. №. 206. С.70-78.5. Подрезов Н.Н., Зубченко А.С., Решанов В.А., Ренсков С.И. Пластичностьсталей 10ГН2МФА и 15Х2НМФА в высокотемпературном интервале хрупкости //Тяжёлое машиностроение. 1991. № 11. С.26-28.6. Подрезов Н.Н., Решанов В.А., Зубченко А.С. Влияние параметров деформирования, нагрева и охлаждения на свойства сталей в высокотемпературноминтервале хрупкости // Сварочное производство.1991. № 9.

С.8 -10.7. Подрезов Н.Н., Решанов В.А., Зубченко А.С. Пластичность стали15Х2НМФА при электрошлаковой сварке толстолистовых заготовок в диапазоне900-800 0С // Сварочное производство.1993. № 8. С.26-28.8. Подрезов Н.Н. Доронин Ю.В. Влияние динамического ферритного превращения на эксплуатационную надёжность изделий из корпусных сталей АЭС //Материалы VII Международной научно-практической конференции «Безопасность ядерной энергетики». – Волгодонск: ВИТИ НИЯУ МИФИ, 2011. с.7.9. Подрезов Н.Н., Доронин Ю.В.

О свариваемости теплоустойчивых сталейразной выплавки, применяемых в атомной энергетике // Глобальная ядернаябезопасность. 2014. № 3(12). С.49-53.10. Доронин Ю.В., Подрезов Н.Н. Необходимость формализации понятиясвариваемости в производстве изделий АЭС // Глобальная ядерная безопасность.2014. № 3(12). С.26-30.16.