CC BY
32
УДК 669.539.376
СВАРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ ИЗ ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫХ ПЕРЛИТНЫХ СТАЛЕЙ
В УСЛОВИЯХ ПОЛЗУЧЕСТИ
С.Н. Барташ, доц., к.т.н., Харьковский национальный автомобильно-дорожный
ушверситет, П.А. Ситников, студ., Национальный технический университет «ХПИ»
Аннотация. Изучение закономерностей скольжения в условиях ползучести сварных соединений из теплоустойчивых перлитных сталей позволяет уточнить механизм их повреждаемости порами, что актуально для уменьшения интенсивности повреждаемости.
Ключевые слова: структура, скольжение, ползучесть, повреждаемость.
3BAPHI З'СДНАННЯ 3 ТЕПЛОТРИВКИХ ПЕРЛ1ТНИХ СТАЛЕЙ В УМОВАХ
ПОВЗУЧОСТ1
С.М. Барташ, доц., к. т.н., Харк1вський нацюнальний автомобшьно-дорожнш ушверситет, П.А. Ситников, студ., Нацюнальный техшчний ушверситет «ХП1»
Анотац1я. Вивчення законом1рностей ковзання в умовах повзучост1 зварних з 'еднань з тепло-cmiùKUX перлтних сталей дозволяе уточнити механизм ïx пошкоджуваност1 порами, що актуально для зменшення гнтенсивностг пошкоджуваностг
Ключов1 слова: структура, ковзання, повзуч1сть, пошкоджувашсть.
WELDED CONNECTIONS MADE OF HEAT-RESISTANT PERLITE STEEL
IN CONDITION OF CREEP
S. Bartash, Assoc. Prof., Ph. D. (Eng.), Kharkov National Automobile and Highway University
Abstract. Study of conformities to the law of sliding in conditions of creep of welded connections made of thermostable perlite steel allows to specify the mechanism of their damage by pores, which is actual for diminishment of damage intensity.
Key words: structure, sliding, creep, damaging.
Введение
Уровень повреждаемости металла сварных соединений паропроводов теплоэнергетического оборудования, изготовленных из теплоустойчивых перлитных сталей (15Х1М1Ф, 12Х1МФ), значительно выше, чем металла паропроводов, не претерпевающего сварочного нагрева. Существенную роль в их повреждаемости играет структурный фактор. Увеличение повреждаемости связано с исходной структурной неоднородностью сварных соединений, а также их исходной дефектностью [1, 2]. Полностью пре-
дотвратить структурную неоднородность и дефектность не представляется возможным, однако снизить уровень вполне возможно.
Анализ публикаций
Статистические данные, полученные при исследовании массива из 90 сварных соединений паропроводов, имеющих наработку свыше 200 тыс. ч, показали, что разрушае-мость сварных соединений распределяется (примерно) в следующем порядке (%): по металлу шва - 15; по участку сплавления -
10; по участку перегрева - 5; по участку неполной перекристаллизации - 70. Приведенная статистика близка к той, что указана в литературе [3]. Ресурс эксплуатации сварных соединений паропроводов вследствие их структурной и химической неоднородности составляет 0,6-0,8 ресурса основного металла самих паропроводов. Экономически обоснованным является повышение ресурса сварных соединений паропровода до ресурса основного металла. Для изучения повреждаемости по механизму порообразования сварных соединений ТЭС из теплоустойчивых перлитных сталей, эксплуатирующихся в условиях ползучести, при Тэ < 0,5ТПЛ, ограниченном (<1%) пластическом деформировании, необходимо исследовать и проанализировать закономерности скольжения в структуре а-фазы. Необходимость изучения данной проблемы обусловлена тем, что повреждаемость структур на участках сварных соединений происходит раньше и интенсивнее, чем структуры основного металла [1, 2].
Цель и постановка задачи
Изучить повреждаемость сварных соединений паропроводов, проработавших более 200 тыс. ч. Установить зависимость повреждаемости от исходной структуры и степени ее структурной неоднородности.
Результаты исследований и их обсуждение
Установлено, что повреждаемость существенно связана с наличием в сварных соединениях исходных локальных структур, где сама структура является либо браковочной, либо близкой к ней. Заметим, что браковочные структуры образуются в результате соответствующего локального перегрева металла сварных соединений и не выявляются неразрушающими методами контроля. Координаты таких структур, применительно к штатному процессу сварки, выявляли путем моделирования сварочного нагрева изготавливаемых сварных соединений [3-5]. Определяли температурный режим, обеспечивающий образование в структуре металла шва удлиненных зерен а-фазы (50-80 мкм) и цепочек из равноосных укрупненных зерен (рис. 1).
На участке неполной перекристаллизации в зависимости от сварочного нагрева образуются новые продукты распада аустенита,
представляющие грубопластинчатый или сфероидизированный перлит [5].
Оптимизация сварочного нагрева на основе данных его моделирования обеспечила предотвращение формирования браковочных структур, а также позволила уменьшить исходную структурную неоднородность сварных соединений в целом.
в
Рис. 1. Структура сварного соединения паропровода свежего пара (325x60 мм) блока 300 МВт, ресурс 180 тыс. ч, Тэ = 545 °С; е = 0,5 %; Ор - 25,5 МПа, х100: а - основной металл; б - металл шва; в - металл участка неполной перекристаллизации. Ручная дуговая сварка на штатных режимах
Знание закономерностей скольжения в структуре а-фазы позволяет оптимизировать способы повышения сопротивления повреждаемости по механизму порообразования, что целесообразно для увеличения паркового ресурса данных сварных соединений, составляющего 0,6-0,8 ресурса основного металла. При изучении скольжения наблюдается неравномерность проявлений эксплуатационного старения, что характерно для участков, сварных соединений с различной структурой (рис. 2), т.е. для основного металла, наплавленного и металла зоны термического влияния (ЗТВ).
Следы скольжения, возникающие при низкотемпературной ползучести, изучали на внешней поверхности образцов сварных соединений, которую предварительно шлифовали и полировали. Положение, что скольжение на поверхности имеет такой же характер, как и под ней, является верным и для данных сварных соединений. Иллюстративно скольжение имеет вид прямолинейных линий (рис. 2) и происходит в зернах а-фазы по плоскостям {110}, хотя линии могут иметь и волнистую форму.
б)
Рис. 2. Скольжение в условиях эксплуатационного старения: а - прямолинейные следы скольжения в а-фазе металла шва (сплав 08ХМФ), паропровода свежего пара блока 300 МВт, ресурс 180 тыс. ч, 8=0,5 %, Тэ=545 °С, ор=25,5 МПа, х6000; б - волнистая форма следов скольжения (участок неполной перекристаллизации), экспериментальный образец, ресурс 270 тыс. ч, 8=1,2%, х8200
Установлено, что общее количество следов скольжения зависит от физических условий эксплуатации, в т. ч. пусков-остановов энергоблоков. Показано, что образование волнистых участков скольжения связано с повышенной исходной структурной неоднородностью и характерно для местного перегрева, т. е. при превышении в процессе эксплуатации температуры выше предельной для данных сварных соединений.
Практический интерес, кроме следов скольжения, связанных с металлографическими плоскостями и направлениями, представляют складки на фрагментах зерен, а также на участках их стыка (рис. 3, а), где могут находится и коагулирующие карбиды М23С6, а также образуются полосы деформации (полосы сброса) (рис. 3, б).
Приведенные особенности скольжения отмечаются в сварных соединениях паропроводов свежего пара из перлитных теплоустойчивых сталей после 150 тыс. ч эксплуатации. Причем на различных участках сварных соединений количество и форма следов также будут отличаться.
б)
Рис. 3. Участок неполной перекристаллизации ЗТВ сварного соединения из стали 15Х1М1Ф. Ресурс 186 тыс. ч, х6000, Тэ = = 545°С; е = 0,7 %; ор = 25,5 МПа: а -складки на фрагментах зерен; б - полоса деформации (стрелка)
Установлено, что исходная структурная неоднородность при низкотемпературной ползучести обеспечивает различный уровень деформации как отдельных зерен, их фрагментов, так и деформацию зерен в целом на отдельных участках сварных соединений. Неоднородность деформации при низкотемпературной ползучести связана с неравномерностью величины и направлений напряжений в зернах а-фазы, что определяется ее легированием, наличием и распределением карбидных выделений, а также зависит от ориентировки зерен относительно внешних
сил [2]. Равномерное распределение карбидов, в т.ч. мелкодисперсных УС и Мо2С, в фрагментах зерен структуры обеспечивает наложение механических ограничений на деформацию таких фрагментов. При наработке 150-180 тыс ч деформация преимущественно носит локальный характер и происходит в основном в фрагментах, примыкающих к границам зерен, что может способствовать частичному устранению (размыванию) границ зерен [1, 2], а также обеспечивает образование новых полос скольжения дополнительно к существующим, т.е. действующим по всему объему зерна а-фазы. Наличие коагулирующих карбидных выделений М23С6 способствует увеличению количества систем скольжения. Заметим, что от локальной деформации зерен а-фазы зависит неоднородность ее формоизменения, т.е. образование фрагментов. При низкотемпературной ползучести имеют место два конкурирующих процесса: упрочнение структуры и ее разупрочнение. Отмечаемое после 150 тыс. ч наработки нивелирование деформации а-фазы связано с ее относительной стабильностью, для которой характерно примерно одинаковое по объему образование систем скольжения, обеспечиваемое равномерностью распределения выделений Мо2С и особенно УС.
Исследование следов скольжения с помощью электронного микроскопа (метод реплик) позволило выявить строение следов скольжения и их тонкую структуру, состоящую из пачки плоскостей, которые можно представить уточненной схемой (рис. 4). Следы скольжения представляют непараллельные линии скольжения, образующие элементарные ступеньки, количество которых зависит от структуры сварных соединений и времени (рис. 2). Установили, что количество следов скольжения возрастает при увеличении пусков-остановов энергоблоков, а их строение также меняется. Повышение температуры выше расчетной (перегрев) увеличивает число элементарных плоскостей в уже существующих следах скольжения, что можно просматривать, как по внешнему виду, так и по расстоянию между плоскостями.
Применительно к физическим условиям (Тэ = 560 °С, Рэ = 25,5 МПа) выявили, что число следов скольжения в структуре различных участков сварных соединений имеет разную интенсивность. Наибольшая интен-
сивность в структуре участка неполной перекристаллизации, где новые продукты распада аустенита представляют глобуляризирова-ванный перлит (рис. 4) и которая локально примыкает к наружной поверхности сварных соединений.
Считаем, что для сопоставления числа и распределения следов скольжения на поверхности и в объеме образцов данных сварных соединений требуется совершенствование методик выявления дислокаций травлением, т.к. известно, что именно в плоскостях скольжения наблюдается повышенная плотность дислокаций.
Рис. 4. Уточненная схема следа скольжения по пачке одинаково направленных (не параллельных) плоскостей скольжения: %-угол между последней плоскостью и осью образца; а-угол, вычисленный из данных измерения ширины (б) и высоты (И) следа скольжения (Эра=к/Ь), при а<х
Выявлено, что число грубых следов скольжения для различных участков сварного соединения после наработки 180 тыс. ч отличается. Например, на участке нормализации ЗТВ или в основном металле (сталь 15Х1М1Ф) их будет меньше, чем на участке неполной перекристаллизации и в металле шва (сплав 08ХМФ). Очевидно, что указанные различия обеспечиваются исходной структурной неоднородностью сварных соединений, вытянутой формой и границами зерен а-фазы, а также распределением карбидных выделений.
Установлена взаимосвязь порообразования с исходной структурой сварных соединений и наличием следов скольжения в зернах а-фазы. Например, если в структуре участка неполной перекристаллизации новые порции распавшегося аустенита представлены в виде сфероидизированного перлита, то зарождение пор размером 0,05-0,10 мкм происходит
при наличии относительно грубых следов скольжения и локальной пластической деформации (усредненной) е > 0,7 %. После наработки 190 тыс. ч размеры пор в структуре данного участка увеличились до 1,12,0 мкм при плотности до 700 пор/1мм2. В аналогичной структуре, где продуктом распада аустенита является сорбит, следы скольжения менее грубые, а средние размеры пор составляют 0,5-0,9 мкм при их плотности до 400 пор/1мм2.
В целом общее количество следов скольжения, в т.ч. грубых, зависит от исходной структурной неоднородности, формирование которой обеспечивается соответствующим сварочным нагревом, физическими условиями эксплуатации и наработки. Следовательно, необходимо обеспечивать получение сварных соединений из данных сталей с возможно меньшей структурной неоднородностью.
Выводы
Установлено, что стабильность структуры сварных соединений и ее повреждаемость после 180 тыс. ч наработки существенно зависит от исходных качественных характеристик самой структуры, а также от степени ее структурной неоднородности.
ственными характеристиками исходной структуры и уменьшенной структурной неоднородностью .
Литература
1. Хромченко Ф.А. Ресурс сварных соедине-
ний паропроводов / Ф.А. Хромченко. -М.: Машиностроение, 2002. - 352 с.
2. Земзин В.Н. Жаропрочность сварных со-
единений / В.Н. Земзин. - Л.: Машиностроение, 1972. - 268 с.
3. Дмитрик В.В. Метод определения темпе-
ратурного режима в расплаве сварочной ванны / В.В. Дмитрик //Сварочное производство. - 1998. - №8. - С. 19-21.
4. Дмитрик В.В. Численные решения крае-
вых задач теории электродуговой сварки на основе схемы Галеркина / В.В. Дмитрик, В.М. Калиниченко // Доповщ1 нащ-онально! академп наук Украши. - 2002. - №5. - С. 101-108.
5. Дмитрик В. В. Моделирование структуры
сварных соединений теплоустойчивых перлитных сталей / В.В. Дмитрик // Автоматическая сварка. - 2000. - №4. -С.27-29.
Показано, что на основе данных моделирования сварочного нагрева можно получать сварные соединения с улучшенными каче-
Рецензент: Д.Б. Глушкова, профессор, д.т.н., ХНАДУ.
