CC BY
50
УДК 621.181.001.4:621.18
РЕНТГЕНОДИЛАТОМЕТРИЧЕСКИЕ ТЕМПЕРАТУРНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ СТЕНКИ КОТЕЛЬНОЙ ТРУБЫ
А.С. Заворин, А.А. Макеев, Л.Л. Любимова, А.А. Ташлыков, А.И. Артамонцев, Б.В. Лебедев
Томский политехнический университет E-mail: [email protected]
Представлены результаты термоциклических испытаний образца котельной трубы из стали 20 рентгенодилатометрическим методом в виде зависимостей внутренних структурных напряжений, параметров и коэффициентов линейных термических расширений кристаллических решеток от температуры. Это позволяет оценивать состояние труб в процессе эксплуатации и после восстановительной термической обработки на основании установленных закономерностей внутриструктурных термических превращений.
Введение
Большинство энергоустановок тепловых электростанций России исчерпало свой проектный ресурс в 100 тыс. ч [1]. В связи с этим необходимы научно-обоснованные технические решения по продлению срока службы энергооборудования, замене или реновации около 25 тыс. т только паропроводов. Увеличение срока службы и надежности трубных изделий невозможно без обеспечения их качества, подтверждаемого диагностикой текущего состояния [2].
Известно, что по мере наработки энергетического оборудования происходит накопление повреждаемости и старение металла, работающего при высоких температурах в условиях ползучести, поэтому часто восстановление свойств труб поверхностей нагрева является актуальной задачей. Изучение опыта ведущих зарубежных и отечественных энергомашиностроительных фирм в области восстановительной термической обработки (ВТО) показывает, что эта технология в деталях до сих пор не проработана и не всегда дает успешный результат.
С точки зрения вскрытия причин процессов термической усталости и ползучести вызывают интерес мало представленное в литературе поведение параметров элементарных ячеек при температурной нагрузке (микродилатометрия) и характер изменения внутренних структурных напряжений I и II рода в материале стенок котельных труб. Эти параметры могут быть определены рентгенодифрак-ционным методом по сдвигам и уширению дифракционных линий [3].
В этой связи цель исследований заключалась в определении параметра элементарной ячейки, коэффициентов линейных термических расширений кристаллических решеток и характера изменения внутренних напряжений I и II рода для стали 20 в широком диапазоне температур при имитации соответствующих эксплуатационных факторов в виде циклов температурных нагружений.
Методика исследований
Термические испытания стали 20 проведены при давлении ~1,3.10-3Па с целью исключения окислительных реакций. Использовался образец, изготовленный из прямого участка трубы, в виде
шлифа размером 15x20x3 мм. Этот образец испы-тывался на рентгеновском аппарате Дрон-0,5 с применением высокотемпературной дифрактоме-трической установки УВД-2000 и рентгеновской трубки с молибденовым анодом и длиной волны АКжр.=0,71069 А. Использование жесткого молибденового излучения позволяло осуществлять сканирование образца в широком диапазоне углов дифракции и обеспечивало получение дифракционной картины не только от поверхностных слоев образца, но и от объема.
Эксперимент заключался в организации форсированного искусственного старения образца тер-моциклированием. Методика термоциклирования сводилась к следующему. При достижении вакуума в рабочем объеме высокотемпературной дифракто-метрической приставки производился подъем температуры / от 10 °С (температура охлаждающей воды) до температуры испытаний. Диапазон температур испытаний в одном макроцикле составлял от 10 до 700 °С с шагом подъема температуры в каждом составляющем его микроцикле порядка 40...100°С при длительности микроцикла 24 ч. При рабочей температуре испытаний после достижения стационарного температурного состояния в микроцикле осуществлялось рентгенографирование образца. В дальнейшем образец, испытываемый под термической нагрузкой, называется «горячим». После рентгеносъемки «горячего» образца установка расхолаживалась до температуры охлаждающей воды и осуществлялась рентгеносъемка «холодного» образца. Всего было выполнено 3 макроцикла и 84 теплосмены, под которой понимается каждый переход от одной температуры к другой.
С целью стабилизации внутриструктурных напряжений после второго термоцикла проведена обработка образца аустенизацией, для чего применена процедура фазовой перекристаллизации структуры, заключающаяся в нагреве образца выше точки Ас3 диаграммы Fe - С (/=845 °С) с последующим а^7-переходом при медленном охлаждении. Экспериментально процесс аустенизации для трубного образца из стали 20 проведен по следующей схеме:
1) а^е ^ нагрев до 925 °С, выдержка 1 ч ^ 7^е;
2) ^ охлаждение до 800 °С при и=1,67 °/мин
^ (7^е)+(а^е);
3) (у^е)+(а^е) ^ охлаждение до 700 °С, и=1,67 °/мин ^ (у^е)+(а^е);
4) (7^е)+(а^е) ^ охлаждение до 10 °С, и=5,83 °/мин ^ (7^е)+(а^е);
5) (у^е)+(а^е) ^ нагрев до 1000 °С за 20 мин ^
6) отжиг при 1000 °С за 40 мин;
7) ^ нагрев до 1050 °С за 5 мин, отжиг 5 мин;
8) форсированное охлаждение с печью до 550 °С за 5 мин;
9) отжиг при 550 °С в течение 3 ч.;
10) форсированное охлаждение с печью до 10 °С за 30 мин.
Методика рентгенодиагностики при термоци-клировании включает определение параметров кристаллической решетки (а) а-твердого раствора горячего и холодного образца, мгновенных коэффициентов линейных термических расширений кристаллических решеток (а), изменения внутренних структурных напряжений I и II рода при те-плосменах.
Параметр кристаллической решетки вычислялся по линии (211) [3]:
х
2Бшв
72 + К2 + Ь,
а'ор - а-1 - /
1
микронапряжений и описывается выражением:
в _ (т + 2п) [3,5]. т.к. в уравнении два неизвест-т + 4п
ных, для анализа используются две линии рентгенограммы. Для первой из них физическое ушире-ние равно
(т1 + 2п1 )2
А =■
т1 + 4п1
для второй
в _ (т2 + 2п2) 2 т2 + 4п2
После разделения эффектов блочности т1, т2 и миронапряжений п1, п2 устанавливаются значения размеров кристаллитов, микронапряжения II рода в соответствии с выражениями:
Б =
0,89-X
где X - длина волны рентгеновского излучения, А; в - угол дифракции, определяемый по положению «центра тяжести» дифракционной линии вцж; Н, К, Ь - индексы Миллера. Ошибка определения периода решетки оценивается из выражения, получаемого дифференцированием уравнения Вульфа-Брэгга, и составляет при постоянной точности измерения в (Дв=2,6.10-6 рад): Дд=а.с^вДв=±0,0006 А.
Мгновенный коэффициент термических линейных расширений кристаллических решеток определяется из выражения [4]:
т1соъв1 4 - гдв2
в которых индексы 1 и 2 относятся соответственно к структурным параметрам первой и второй дифракционных линий, и плотности дислокаций
р=Б М.
Величина средних внутренних макронапряжений I рода (зональных) рассчитывалась по формуле:
_ = а^
температуре и для холодного металла предыдущего термоцикла; ¡хоя - температура охлаждающей воды (всегда 10 °С); ¡1 - рабочая температура.
Методика измерения средних внутренних микронапряжений II рода заключалась в измерении экспериментальных профилей дифракционных линий и определении истинных физических уши-рений в, т. к. ширина дифракционной линии складывается из геометрического и физического уши-рений. Первое зависит от геометрии съемки, а во втором случае дифракционная линия приобретает уширение, зависящее от структуры и свойств материала, т. е. при наличии микронапряжений стп и при измельчении кристаллитов Б [3, 5].
Известно, что физическое уширение каждой дифракционной линии в, в свою очередь, связано с т-уширением от дисперсности и п-уширением от
где а;+1, а1 - параметры элементарных ячеек горячих образцов при рабочей температуре и температуре предыдущего микроцикла.
Обсуждение результатов
Экспериментальные результаты исследования представлены в зависимости от температуры: для внутренних макронапряжений первого рода (зональных) на рис. 1, а для линейных термических расширений кристаллических решеток на рис. 2.
Зональные напряжения в образце при теплос-менах в первом термоцикле изменяются в упруго-пластической области деформаций в диапазоне 62...215 МПа (кривая I). Процесс искусственного старения образца термоциклированием уже в течение 40 ч первого термоцикла привел к существенному изменению свойств, что проявилось во втором термоцикле испытаний (кривая II). В частности, при служебной температуре 350...380 °С внутренние напряжения близки к нулю. Это означает, что за счет уменьшения доли упругой деформации в материале нарастает пластичность и он подвержен наиболее часто наблюдаемым повреждениям трубных поверхностей нагрева - порообразованию за счет ползучести. В результате испытаний наиболее приемлемая температура эксплуатации обозначилась при 300 °С в области сжимающих напряжений, повышающих усталостную прочность и снижающих чувствительность стали к концентраторам напряжений.
п
=-Е
а
где а, р, а-: - параметры элементарных ячеек при
В процессе разогрева во втором термоцикле внутренние напряжения в условиях отсутствия стесненности образца дважды релаксируют. Явление релаксации напряжений, определяемое обычно как процесс самопроизвольного падения напряжений в образцах или деталях, работающих в условиях, исключающих возможность изменения линейных размеров, связывается с микроструктурной повреждаемостью границ зерен, образованием пор и цепочек пор. Температуры релаксации внутренних напряжений эксплуатационно опасны ползучестью и формоизменением. Это обстоятельство необходимо учитывать при частых теплосменах и проведении «горячих» гидропрессовок, снижая их количество и температуру.
Аустенизация стали, проведенная после второго термоцикла, привела к восстановлению зональных напряжений в диапазоне служебных температур (до 400 °С) и устранению межзеренной пористости за счет разницы в объемах элементарных ячеек у- и а-фаз при фазовых превращениях. Кривая III изменения внутренних напряжений после аустенизации обнаруживает наличие особой точки при температуре 100 °С, когда внутренние напряжения близки к нулю. Это обстоятельство необходимо учитывать при гидроиспытаниях на плотность и прочность, когда перед подъемом давления в контуре необходимо разогреть оборудование и трубопроводы из стали 20 выше 100 °С в соответствии с особенностями ее внутриструктурных термических превращений.
аъ МПа
дить к накоплению повреждаемости в стенке котельной трубы, термической усталости металла и снижению его работоспособности. Во-вторых, предлагаемый регламент аустенизации, направленный на получение фазовой однородности структуры и стабилизацию зональных напряжений, приводит к стабилизации коэффициентов линейных термических расширений кристаллических решеток в диапазоне служебных температур (кривая 2).
24 22 20 18 16 14 12 10
1
А / \
2У\ / \
/ \ Л '—А / 3
V-» и ч г*
-200 -300 -400 -500
1, "С
Рис. 1. Зависимость внутренних макронапряжений I рода от температуры для образца трубы из стали 20: I, II, III -последовательные термоциклы образца
Сравнение температурных зависимостей линейных термических расширений кристаллических решеток образца в I и III термоциклах со справочными значениями, приведенное на рис. 2, позволяет констатировать следующие факты. Во-первых, коэффициенты линейных термических расширений кристаллических решеток в зависимости от температуры для трубы (кривая 1) заметно отличаются от справочных значений для данной марки стали (кривая 3) в аномальных температурных точках 50, 150, 250 и 450 °С. Эти аномалии в процессе пуска и останова энергооборудования при наличии градиентов температур будут приво-
0 100 200 300 400 500 600 700
1, "С
Рис. 2. Температурная зависимость коэффициентов линейного термического расширения кристаллических решеток для образца трубы из стали 20:1) экспериментальные данные (I термоцикл); 2) экспериментальные данные (термоцикл после аустенизации); 3) справочные значения (макродилатометрия) [7]
Изложенное подтверждается изменением параметра кристаллической решетки «холодного» образца в зависимости от продолжительности действия термической нагрузки в каждом термоцикле, рис. 3. Можно видеть, что в процессе форсированного старения образца термоциклированием происходят необратимые изменения параметра решетки, т.е. накопление микроповреждаемости и структурная деградация. После аустенизации средний параметр кристаллической решетки стабилизируется. В качестве количественной характеристики стабилизации выбрана скорость изменения параметра
и =---100 %, которая составляет для I—III терт а
моциклов: ц=2,7.10-3; ип=1,Н0-2; иш=8,9.10-4%/ч. Таким образом, аустенизация уменьшает скорость изменения параметра кристаллической решетки (скорость ползучести) и замедляет процесс «старения» образца за счет уменьшения плотности структурных дефектов.
Таблица. Значения плотности дислокаций образца при фиксированной температуре в трех последовательных макроциклах
Температура Плотность дислокаций в макроциклах, 1/см2, 10-10
микроцикла, °С I II III
250 6,8 8,9 3,2
300 8,9 7 2,2
400 7,46 153 3
В таблице представлено изменение плотности структурных дефектов (плотность дислокаций) в
а *106, V
28
26
300
200
100
0
-100
-600
диапазоне служебных температур для трех макроциклов измерений.
„„„„ а, А
1 1
/ ^ ■—.—,—1 1
/ 1
1 1
V 1 1
1 1 1
1 1 1
1 .. 1 /\ /
1 1 Время, ч
0
40
100
20
I термоцикл II термоцикл III термоцикл
Рис. 3. Зависимость периода кристаллической решетки для холодного образца от продолжительности термической нагрузки
Полученные результаты показывают, что в результате аустенизации, проведенной после второго макроцикла, плотность структурных дефектов уменьшается и стабилизируется на уровне 2...3-1010 1/см-2, что свидетельствует об эффектив-
ности проведенного процесса стабилизации структуры и может быть положено в основу разработки технологии ВТО и контроля технического состояния труб паровых котлов после ВТО.
Заключение
Выполненные рентгенодилатометрические температурные исследования и полученные зависимости коэффициентов линейных термических расширений кристаллических решеток, внутренних структурных напряжений от температуры, плотности структурных дефектов в процессе искусственного форсированного старения образца тер-моциклированием позволяют диагностировать текущее физическое состояние металла труб паровых котлов, в том числе накопление повреждаемости по изменению параметра элементарной ячейки и плотности структурных дефектов, разрабатывать и контролировать режимы восстановительной термической обработки, в частности, диагностировать эффективность восстановления структуры металла труб, и, следовательно, принимать научно-обоснованные решения по продлению срока службы энергооборудования.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Тумановский А.Г., Резинских В.Ф. Стратегия продления ресурса и технического перевооружения тепловых электростанций // Теплоэнергетика. - 2001. - № 6. - С. 3-10.
2. Скоробогатых В.Н., Борисов В.П., Щенкова И.А. Перспективы совершенствования трубной продукции для изготовления котлов и паропроводов высокого и сверхкритического давления // Теплоэнергетика. - 2001. - № 4. - С. 3-10.
3. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электронооптический анализ. - 2-ое изд., перераб. и доп. - М.: Металлургия, 1970. - 366 с.
4. Руководство по рентгеновскому анализу минералов / Под ред. В.А. Франк-Каменецкого. - Л.: Недра, 1975. - 399 с.
5. Любимова Л.Л. Методика рентгенометрического анализа вну-триструктурных напряжений // Известия Томского политехнического университета. - 2003. - Т. 306. - № 4. - С. 72-77.
6. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. - М.: Гос. изд-во физ.-мат. литературы, 1961. - 864 с.
7. Стали и сплавы для высоких температур: Справ. изд. в 2-х кн. Кн. 1 / С.Б. Масленков, Е.А. Масленкова. - М.: Металлургия, 1991. - 383 с.
