Диссертация (Разработка технологических основ электрошлаковой сварки чистых корпусных сталей АЭС), страница 4

Старт сквозной трещины длиной ≈ 400 мм был вызван неравномернымпредварительнымнагревателями.подогревомПодподвоздействиемсваркупанельнымитермическихстендовыминапряженийтрещинараспространилась в направлении центра листа и «завязла» в области, нагретой до150… 170 0С.Таким образом, термический цикл газокислородной сварки вызвал перегревосновного металла, который привѐл к повреждаемости ЗТВ и последующемухрупкому макроразрушению листовой заготовки, что также подтверждаетсильное влияние металлургической предыстории основного металла.Предварительный подогрев 200…250 0С в зоне стыка, который в моментначала сварки имел линию изгиба как показано на Рисунке 1.12. Максимальноесужение зазора bmax наблюдалось на высоте ≈ 3300 мм и составило – 5,3 мм насторону.

Сопутствующий подогрев заваренных участков шва включался приснижении их температуры ниже 150 0С.Средняя скорость сварки составили 0,40…0,45 м/час. По ходу ЭШС,начиная с высоты Н ≈ 1100 мм, подогрев был отключен и сразу после этого КРРсрезаны все сборочные скобы, что привело, естественно, к уменьшениюжѐсткости карты в области стыка.После отпуска для снятия остаточных напряжений и полного охлаждения на воздухе, зачистки карта подверглась РГД - контролю.

Разметка картыпоказана на Рисунке 1.13, а результаты дефектации сварного соединения картыднища №8 – в Табл.3. Из анализа результатов РГД был сделан однозначныйвывод о наличии вдоль линии сплавления трещин (Рисунок 1.13), причѐм самаяпротяжѐнная из них имела длину ≈ 2100…2150 мм и располагалась в верхнейчасти карты состороны листа, потрещавшего на стадии предварительногоподогрева (Рисунок 1.10). Со стороны второго листа в сварном соединениидефектов не обнаружено, хотя металл листа также подвергался внепечнойобработке.

Сдаточный комплекс механических свойств обеих листовыхзаготовок был примерно одинаков и удовлетворял всем нормативнымтребованиям.26.bmax = - 5,3мм2Рисунок 1.12. Формоизменение стыка карты днища №84Рисунок 1.13. Разметка карты под РГД – контроль,0в результате предварительного подогрева до Т = 200..220 Срезультаты дефектации в Таблице 1.31 – исходное положение кромки стыка, Т = 20 0С2 - лист плавка-прокат 190966-57101, Приложение А3 - положение кромки стыка, начало ЭШС4 - лист плавка-прокат 180988-53803, Приложение А27Таблица 3.Результаты РГД - контроля днища №8Номер участкаРезультат по ГОСТ 7512-82/заключениеРасшифровка дефекта8-1…8-6удовл.-8-78-88-9Ш 1,5 х 1,5; Ш х1,5 1 – удовл.удовл.Т 300 - неуд8-10Т 40 - неуд8-11…8-14Т 300 - неудТ 300; Т18; Т70; Ш 4 х 2,5; Т25; Ш18 х 12 - неуд8-158-16Т 300; Т35 - неуд8-17Т 300; Ш 10 х 3 - неуд8-18Т 300; Ш 7 х 5; Ш 8 х 6 - неуд8-19Т 300; Ш 4 х 2,5 - неуд8-20…8-21Т 300 - неуд8-22Ш 10 х 16 - неудшлаковинытрещина 300 ммтрещина 40 ммтрещина 300 ммтрещина 300 мм; трещина70 мм и 25 мм; шлаковинытрещина 300 мм;трещина 35 ммтрещина 300 мм; шлаковинатрещина 300 мм;шлаковинытрещина 300 мм;шлаковинатрещина 300 ммшлаковинаРазрушения листовых УВРВ-заготовок были вызваны не только воздействием достаточно мощного ЭШС теплового источника, но и от менееинтенсивного при ручной дуговой сварке, Рисунок 1.14.21Рисунок 1.14.

Хрупкое разрушение листовой заготовки, сталь 15Х2НМФА,толщина листа 330 мм. Стрелкой 1 указан технологический концентратор,стрелкой 2 – участок зачистки и макротравления трещины, М 1:5028Концентраторами напряжений послужили небольшие трещинки в зонесплавления, образовавшиеся в месте приварки РДС транспортной проушины сторца листа (стрелка 1). Старт макротрещины был инициирован термическиминапряжениями от газокислородной резки при срезке проушины. Общая длинатрещины достигала ≈ 2500 мм на всю толщину листа 330 мм, характерразрушения – хрупкий (Рисунок 1.15), раскрытие трещины в устье – 5 мм.Рисунок 1.15. Фрагмент хрупкой трещины из зоны,указанной стрелкой 2 на рисунке 1.14, х1Были и другие случаи не столь значительныхразрушений вакууми-рованной стали под воздействием термических напряжений в местах технологических концентраторов, например, приварки кармана к карте и др.В отдельных случаях (на уровне повреждаемости ОШЗ) они отмечались и вкольцевых швах обечаек активной зоны из особочистой вакуумированной стали15Х2НМФА-А.

Кольцевые швы в узкощелевую разделку выполнялись АДСФ,дефекты отмечены стрелками, Рисунок 1.16.Таким образом, проведѐн обзор воздействияразных способов сварки ирезки на листовую сталь 15Х2НМФА, прошедшую внепечную обработку.Установлено, что в отдельных случаяхнеудовлетворительнуютехнологическуючистаяреакторная сталь имеетсвариваемость,чтотребуетвсестороннего исследования причин еѐ снижения по сравнению с мартеновскимметаллом.В первую очередь вызывают интерес современные представления о влиянииспособов выплавки на свариваемость сталей.29.Рисунок 1.16.

Кольцевой шов, АДСФ, обечайка активной зоны корпуса реактора, = 240 мм, стрелками отмечены дефекты в ОШЗ, подлежащие удалению, х1301.4. Образование трещин в зоне сплавления (обзор)Горячие микронадрывы (ГМН) образуются в ОШЗ всех известныхлегированных сталей при многих методах сварки плавлением [10,11,12,13].Существует несколько точек зрения на механизм их образования [13,14,15].

Всоответствии с выводами работы [14] ГМН возникают во время совместнойкристаллизации участка подплавления ОШЗ и металла шва, т.е. по аналогии сгорячими кристаллизационными трещинами в шве. Разрушение происходит поддействием ТДЦС либо по межзѐренным жидким прослойкам, либо разделениемжидкой и твѐрдой фаз – декантацией [13,16]. В 1953г. Б.А. Мовчан связал наличиеполигонизационных границ в металле литой стали с горячими подсолидуснымитрещинами. А.М. Макара в 1969г., в результате подробных исследований сварныхсоединений крупногабаритных обечаек толщиной 160 мм из стали 20Х2МАпредложил следующий механизм образования ГМН [17]:- переход неметаллических включений в жидкое состояние в участкеперегрева ОШЗ;- миграция границ зѐрен с последующим торможением жидкимивключениями и обволакиванием границы жидкой фазой;- образование на стадии охлаждения плѐнок неметаллическихвключений FeS и FeS-Fe, ослабляющие границы зѐрен;- наличие растягивающих напряжений на ветви охлаждения ТДЦС.Вредное действие серы обычно связывают [18] с легкоплавкостью FeS илисмеси FeS-Fe и содержания Mn, Рисунок 1.17.Важное значение этих исследований заключается в установлении фактасвязи напряжѐнно-деформированного состояния (НДС) при ЭШС со степеньютрансформации неметаллических включений в ОШЗ и, как следствие, образованием ГМН.

Такой обобщѐнный механизм появления дефектов неоднократноподтверждался рядом исследований, но конкретные причины их образованияотличаются большим разнообразием в зависимости от класса стали и степениразвития высокотемпературной химической микронеоднородности (ВТХМН) вучастке перегрева сварного соединения [19-22]. В сталях перлитного класса31Рисунок 1.17. Модель части тройной диаграммы Fе – FeS – Mn [18]образование ВТХМН и еѐ влияние на склонность к ГМН связано с явлениями,протекающими при нагреве металла выше температуры АС1 и последующемохлаждении по термическому циклу сварки [23]. В участке зоны сплавления принагреве таких сталей протекают следующие явления:- полиморфное α → γ превращение;- растворение карбидной фазы в аустенитной матрице;- рост аустенитного зерна;- растворение неустойчивых фаз – оксидов, сульфидов и т.п.- оплавление участков границ зѐрен и неметаллических включений;- полиморфное перитектическое превращение.С появлением тонких методик исследования химического состава границзѐренОже-спектроскопии,микрорентгеноспектральногоанализа,былооднозначно доказано, что при нагреве металла в высокотемпературную область,идут процессы перераспределения легирующих и примесных элементов [24,25].Теоретическиеосновымеханизмоввнутрикристаллическойадсорбциинаграницах зѐрен изложены в работах Мак Лина, Гутмана [26].

С термодинамических позиций исследования этого вопроса отражены в работах отечественных32учѐных Г.А. Филлипова [27], Полетика [28], М.Х. Шоршорова [23,27,28].Усилиями этих авторов к настоящему времени установлено:- движущей силой сегрегации является выравнивание химическихпотенциалов компонентов в объѐме и на границах зѐрен [26,27];- в бинарной системе «Fe – примесь» движущей силой образованиясегрегации примеси на границе зерна является изменение свободной энергии припереходе примесного атома из твѐрдого раствора на границу [26];- в бинарной системе «Fe – легирующий элемент» при низкой поверхностной активности растворѐнного компонента сегрегация последнегонесущественна [23,27];- в тройной системе «Fe – легирующий элемент - примесь», в случаехимического взаимодействия между легирующим элементом и примесью,вероятно возникновение движущей силы сегрегации легирующего элемента награницы пропорционально концентрации примеси [27,28].Вработах[29,30]установлено,чтооплавлениюграницзѐренхромомолибденовой стали, предшествовала сегрегация на них Mn, S, C.

Мак Линсводил роль растворимых примесей к торможению границ, но при условии, еслидиффузия атомов внедрения протекает медленнее, чем миграция границ зѐрен[26]. Д. А. Мелфорд утверждал, что образование жидких зернограничныхпрослоек связано с сегрегацией Pb и S [31].Watanabe T. [32] установил противоположное, что при малых скоростяхнагрева сера не образует зернограничные скопления вследствие высокого коэффициента диффузии DS в железе В работе [33] установлено, что при Т = 1400 0СDS = 6,42·10-7 см2 /с, т.е. намного выше, чем у Ni, Cr, Mo. В монографии Г.Л.Петрова [34] отмечено, что при достаточно низких температурах S имеет малуюскорость выравнивающей диффузии в твѐрдой фазе, что и приводит к высокойхимической неоднородности по этому элементу.

Ю.А. Стеренбогеном[25]обнаружено обогащение границ зѐрен в процессе их миграции. В [35] установленоизменение химического состава границ зѐрен и участков других структурныхнесовершенств, например, неметаллических включений.33Наиболее убедительно выглядят выводы работы [32], согласно которойустановлен факт образования зернограничных подплавлений (ЗГП) в стали HY –300 (Fe-3Ni-1Cr-0,5Mo), близкой по легированию к 15Х2НМФА.Главный вывод в работе [32] связан с исключительно сильным влияниемуглерода на температуру зарождения ЗГП (Рис. 1.18).