Главная > Разное > Концепция безопасности «течь перед разрушением» для сосудов и трубопроводов давления АЭС
<< Предыдущий параграф
Следующий параграф >>
<< Предыдущий параграф Следующий параграф >>
Макеты страниц

2.3. Исследование старения стали типа 08Х18Н10Т в условиях реакторов ВВЭР-440

Изменение свойств основного металла после 100 тыс. ч эксплуатации оценивали по результатам кратковременных механических испытаний вырезок металла из трубопроводов.

Таблица 24. Изменение механических свойств основного металла трубопроводов Ду 500 ГЦТ в процессе эксплуатации

Результаты испытаний представлены в табл. 24 и на рис. 59.

Сравнение свойств в исходном состоянии и после 100 тыс. ч эксплуатации показало, что металл Ду 500 удовлетворяет требованиям ТУ 477-01-171-71 на поставку. Следует отметить повышение предела прочности труб и падение ударной вязкости плавок 166 679 и 160 666 на образцах типа Шарпи.

Изменение предела прочности и ударной вязкости по-видимому обусловлено в значительной мере процессами перестройки дислокационной структуры и низкотемпературного старения металла Ду 500. В структуре металла исследованных плавок 166 679 и 160 666 после 100 тыс. ч эксплуатации выявлено выделение укрупненных карбидов хрома на границе зерен и некогерентных границах двойников.

Рис. 59. Изменение свойств стали 08Х18Н12Т после длительной эксплуатации (100 тыс. ч) и аустенизации: I — исходное состояние; II — после эксплуатации 100 тыс. ч; III — после аустенизации и отпуска

В металле исследованных труб I блока КолАЭС отмечены карбонитриды титана, которые располагались как по границам, так и внутри зерен аустенита, их содержание составило 0,29—0,36% по отношению к измеряемой площади. В отдельных зернах встречались карбонитриды титана большого размера (до 15 мкм) и строчечные неметаллические включения. Для микроструктуры характерна значительная разнозернистость от 1 до 4 балла, выявляются отдельные зерна 0 балла. Следует отметить, что частично наблюдается «островная» структура, т. е. отдельные большие зерна, окруженные областями, содержащими зерна 3—4 балла.

Анализ последовательных стадий деформации образцов Ду 500 после 100 тыс. эксплуатации с замером локальной деформации конкретных зерен выявило неоднородность локальной деформации, обусловленной разнозернистостью труб Ду 500. Наименьшая локальная деформация наблюдается в крупных зернах 1—3 балла, наибольшая — в группах зерен 5—6 баллов, расположенных по границам больших зерен, а также в приграничных областях. Внутри крупного зерна локальная деформация составляет 8,5%, а на границе и в мелких зернах — 14%. Неоднородность деформации приводит к появлению внутренних локальных напряжений, что может привести к появлению микротрещин в условиях эксплуатации и особенно при переменных режимах и гидравлических ударах.

Таблица 25. Химический состав сварного шва № 18 петли № 2 ГЦТ Ду 500

Аустенизация образцов плавок 166 679 и 160 666 (после 100 тыс. ч эксплуатации) при 1150 °С (1 ч) и стабилизирующий отпуск при 850 °С в течение 2 ч с охлаждением в воде не изменила неоднородность структуры. Однако при данном режиме термической обработки границы зерен становятся значительно чище, что приводит к ухудшению служебных характеристик.

Анализ сертификатных данных металла Ду 500 НВАЭС и КолАЭС и экспериментальных результатов после 100 тыс. ч эксплуатации не показали какой-либо взаимосвязи между размерами зерна, соотношением Ti/C, кратковременными свойствами в состоянии поставки и после 100 тыс. ч эксплуатации.

Микроструктурный анализ сварного соединения ГЦТ Ду 500 из стали 08Х18Н12Т после 100 тыс. ч эксплуатации показал, что околошовная зона металла труб (зона термического влияния сварного соединения) характеризуется аустенитной структурой с выделением карбидов преимущественно по границам зерен. Отмечено существование крупных карбидов в теле зерна и по границам размером до 8 мкм. Размер зерна основного металла (зона термического влияния) труб с обеих сторон сварного шва соответствует, в основном, баллу 3—4. Встречаются лишь незначительные по размерам участки, оцененные баллом 2. В табл. 25 приведены данные измерения химического состава металла шва ГЦТ Ду 500 петли № 2 III блока НВАЭС (сварной стык № 18, заводская сварка) после 100 тыс. ч эксплуатации.

Металл в зоне термического влияния сварного соединения имеет весьма крупное зерно (3—4 балла) с несколько уширенными границами. Испытанию на МКК подвергали сварное соединение после провоцирующего нагрева.

Результаты испытаний показали, что сварное соединение после 100 тыс. ч эксплуатации и провоцирующего нагрева проявило склонность к МКК: на двух загнутых на 90° образцах из трех подвергшихся испытанию выявлены трещины межкристаллитной коррозии как на сварном шве, так и в околошовной зоне. При повторном испытании на склонность к МКК на удвоенном числе образцов сварное соединение вновь проявило склонность к МКК: на трех загнутых, из трех подвергнутых испытанию образцах обнаружены трещины МКК аналогичные трещинам при первом испытании.

Испытанию на МКК (загиб на 90°) подверглась поверхность сварного шва со стороны корня и на расстоянии 10 мм от внутренней поверхности трубы. Один образец для испытания на МКК был вырезан из верхних слоев сварного шва на расстоянии 20 мм от корня шва. На этом образце трещин МКК не выявлено.

Для подтверждения наличия МКК и определения глубины проникновения МКК в сварное соединение проведен микроструктурный анализ на загнутых образцах после их испытания на ММК.

Микроструктурный анализ подтвердил наличие трещин МКК вблизи линии сплавления: на сварном шве на расстоянии 0,3—1 мм от линии сплавления. Глубина проникновения МКК составляет на одних образцах 20 мкм, на других — до 0,4 мм. Трещины МКК в околошовной зоне выявлены на длине 0,7 мм от границы сплавления, глубина проникновения МКК — 25-100 мкм.

По результатам испытаний образцов, вырезанных по сечению сварного шва нижние слои сварного шва околошовной зоны и основного металла склонны к МКК, а верхние слои (выше 20 мм от корня шва) не склонны к МКК.

Таким образом, нижние слои сварного соединения не удовлетворяют требованиям ПК 1514-72 и по склонности к МКК и по содержанию а-фазы меньше 2% (ниже нижнего допустимого предела содержания а-фазы).

Микроструктура околошовной зоны характеризуется аустенитной неравноосной структурой с выделением карбидов преимущественно по границам зерен. Выделенные карбиды носят разобщенный характер или распределены в виде отдельных участков со сплошной сеткой по границам зерен. Внутри тела зерна множество линий скольжения, следов значительной пластической деформации. Размер зерна в зоне термического влияния сварного соединения соответствует баллу 0—2(3).

Рис. 60. Изменения механических свойств металла ГЦТ Ду 500 из стали 0Х18Н12Т НВАЭС III блока в процессе эксплуатации: — основной металл; О — металл сварного шва

У линии сплавления наблюдается прерывистая кристаллизационная прослойка, имеющая чистую структуру с характерно направленными в сторону теплоотвода дендритами на частично оплавленных зернах металла околошовной зоны толщиной до 70 мкм.

Таким образом, после 100 тыс. ч эксплуатации наблюдается тенденция к изменению химсостава металла шва (уменьшение содержания Сr и повышение содержания Р ), что отрицательно сказывается на склонности сварного соединения к МКК (образование карбидов по границам и в теле зерна).

Дальнейшие исследования процессов старения после 150 тыс. ч эксплуатации не выявили существенных изменений в состоянии стали 08Х18Н12Т и ее сварных соединений (рис. 60).

Исследования старения композитных сварных швов также не обнаружили существенных изменений в металле.

Таким образом, совокупность исследований старения стали трубопроводов ГЦК, включая металлографию, механические испытания, измерения твердости, испытания на МКК, а также результаты эксплуатации, показывающие, что в трубопроводах отсутствуют трещины эксплуатационной природы, дают основание утверждать, что сталь является устойчивой к процессам старения и обладает приемлемыми эксплуатационными свойствами.

<< Предыдущий параграф Следующий параграф >>
Оглавление