Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів

Внаслідок експлуатаційної деградації сталей 12Х1МФ та 15Х1М1Ф знижується їх опір зародженню та субкритичному росту втомної тріщини, особливо біля зовнішньої поверхні зони розтягу згинів парогонів. Довговічність на стадії зародження початкової макротріщини найчутливіша до структурно-механічної пошкод...

Ausführliche Beschreibung

Gespeichert in:

Bibliographische Detailangaben
Datum:	2012
Hauptverfasser:	Осташ, О.П., Вольдемаров, О.В., Гладиш, П.В.
Format:	Artikel
Sprache:	Ukrainian
Veröffentlicht:	Фізико-механічний інститут ім. Г.В. Карпенка НАН України 2012
Schriftenreihe:	Фізико-хімічна механіка матеріалів
Online Zugang:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/139767
Tags:	Tag hinzufügen Keine Tags, Fügen Sie den ersten Tag hinzu!
Назва журналу:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Zitieren:	Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів / О.П. Осташ, О.В. Вольдемаров, П.В. Гладиш // Фізико-хімічна механіка матеріалів. — 2012. — Т. 48, № 4. — С. 14-24. — Бібліогр.: 23 назв. — укp.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-139767
record_format	dspace
spelling	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-1397672025-02-09T12:59:05Z Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів Fatigue crack growth resistance of steels of long-term exploited steam pipeline bends Циклическая трещиностойкость сталей длительно эксплуатированных изгибов паропроводов Осташ, О.П. Вольдемаров, О.В. Гладиш, П.В. Внаслідок експлуатаційної деградації сталей 12Х1МФ та 15Х1М1Ф знижується їх опір зародженню та субкритичному росту втомної тріщини, особливо біля зовнішньої поверхні зони розтягу згинів парогонів. Довговічність на стадії зародження початкової макротріщини найчутливіша до структурно-механічної пошкоджуваності деградованих сталей. Показано, що сульфідні включення типу MnS сприяють падінню роботоздатності цих сталей через формування біля них клиноподібних мікропорожнин. Розроблено методику пришвидшеної деградації сталей парогонів у лабораторних умовах за температур 540…630°С і циклічного навантаження з високою асиметрією циклу (R = 0,6), що моделює маневрові режими роботи парогонів. Эксплуатационная деградация структуры сталей 12Х1МФ и 15Х1М1Ф понижает сопротивление зарождению и субкритическому росту усталостной трещины, особенно возле внешней поверхности зоны растяжения гибов паропроводов. Долговечность на стадии зарождения начальной макротрещины наиболее чувствительна к структурно-механической повреждаемости деградированных сталей. Показано, что сульфидные включения типа MnS способствуют падению работоспособности паропроводной стали вследствие формирования возле них клиновидных микрополостей. Разработана методика ускоренной деградации сталей паропроводов в лабораторных условиях при температурах 540…630°С и циклическом нагружении с высокой асимметрией цикла (R = 0,6), которая моделирует маневровые режимы работы (пуски-остановки) паропроводов. Service degradation of the 12Х1МФ and 15 Х1М1Ф steels structure decreases the resistance to fatigue crack initiation and subcritical fatigue crack growth near the xternal tensile zone surface of the steam pipeline bends. Durability at the stage of the initial macrocrack initiation is the most sensitive to the structural-mechanical damaging of degraded steels. It is shown that sulphide inclusions like MnS facilitate the decrease of serviceability of steam pipeline steels due to formation of the wedge-like micropores near them. The methods of the accelerated degradation of steam pipeline steels in the laboratory conditions at 540…630°C and under fatigue loading with a high stress ratio (R = 0.6) that models the maneuver conditions, i.e. start-stop of steam pipelines operation, are developed. 2012 Article Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів / О.П. Осташ, О.В. Вольдемаров, П.В. Гладиш // Фізико-хімічна механіка матеріалів. — 2012. — Т. 48, № 4. — С. 14-24. — Бібліогр.: 23 назв. — укp. 0430-6252 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/139767 539.43.620.191.33:620.034.15 uk Фізико-хімічна механіка матеріалів application/pdf Фізико-механічний інститут ім. Г.В. Карпенка НАН України
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
collection	DSpace DC
language	Ukrainian
description	Внаслідок експлуатаційної деградації сталей 12Х1МФ та 15Х1М1Ф знижується їх опір зародженню та субкритичному росту втомної тріщини, особливо біля зовнішньої поверхні зони розтягу згинів парогонів. Довговічність на стадії зародження початкової макротріщини найчутливіша до структурно-механічної пошкоджуваності деградованих сталей. Показано, що сульфідні включення типу MnS сприяють падінню роботоздатності цих сталей через формування біля них клиноподібних мікропорожнин. Розроблено методику пришвидшеної деградації сталей парогонів у лабораторних умовах за температур 540…630°С і циклічного навантаження з високою асиметрією циклу (R = 0,6), що моделює маневрові режими роботи парогонів.
format	Article
author	Осташ, О.П. Вольдемаров, О.В. Гладиш, П.В.
spellingShingle	Осташ, О.П. Вольдемаров, О.В. Гладиш, П.В. Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів Фізико-хімічна механіка матеріалів
author_facet	Осташ, О.П. Вольдемаров, О.В. Гладиш, П.В.
author_sort	Осташ, О.П.
title	Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів
title_short	Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів
title_full	Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів
title_fullStr	Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів
title_full_unstemmed	Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів
title_sort	циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів
publisher	Фізико-механічний інститут ім. Г.В. Карпенка НАН України
publishDate	2012
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/139767
citation_txt	Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів / О.П. Осташ, О.В. Вольдемаров, П.В. Гладиш // Фізико-хімічна механіка матеріалів. — 2012. — Т. 48, № 4. — С. 14-24. — Бібліогр.: 23 назв. — укp.
series	Фізико-хімічна механіка матеріалів
work_keys_str_mv	AT ostašop ciklíčnatríŝinostíjkístʹstalejtrivaloekspluatovanihzginívparogonív AT volʹdemarovov ciklíčnatríŝinostíjkístʹstalejtrivaloekspluatovanihzginívparogonív AT gladišpv ciklíčnatríŝinostíjkístʹstalejtrivaloekspluatovanihzginívparogonív AT ostašop fatiguecrackgrowthresistanceofsteelsoflongtermexploitedsteampipelinebends AT volʹdemarovov fatiguecrackgrowthresistanceofsteelsoflongtermexploitedsteampipelinebends AT gladišpv fatiguecrackgrowthresistanceofsteelsoflongtermexploitedsteampipelinebends AT ostašop cikličeskaâtreŝinostojkostʹstalejdlitelʹnoékspluatirovannyhizgibovparoprovodov AT volʹdemarovov cikličeskaâtreŝinostojkostʹstalejdlitelʹnoékspluatirovannyhizgibovparoprovodov AT gladišpv cikličeskaâtreŝinostojkostʹstalejdlitelʹnoékspluatirovannyhizgibovparoprovodov
first_indexed	2025-11-26T00:19:21Z
last_indexed	2025-11-26T00:19:21Z
_version_	1849810080076136448
fulltext	14 Ô³çèêî-õ³ì³÷íà ìåõàí³êà ìàòåð³àë³â. – 2012. – ¹ 4. – Physicochemical Mechanics of Materials УДК 539.43.620.191.33:620.034.15 ЦИКЛІЧНА ТРІЩИНОСТІЙКІСТЬ СТАЛЕЙ ТРИВАЛО ЕКСПЛУАТОВАНИХ ЗГИНІВ ПАРОГОНІВ О. П. ОСТАШ 1, О. В. ВОЛЬДЕМАРОВ 1, П. В. ГЛАДИШ 2 1 Фізико-механічний інститут ім. Г. В. Карпенка НАН України, Львів; 2 ПП “Енергоконтакт”, Львів Внаслідок експлуатаційної деградації сталей 12Х1МФ та 15Х1М1Ф знижується їх опір зародженню та субкритичному росту втомної тріщини, особливо біля зовніш- ньої поверхні зони розтягу згинів парогонів. Довговічність на стадії зародження початкової макротріщини найчутливіша до структурно-механічної пошкоджуванос- ті деградованих сталей. Показано, що сульфідні включення типу MnS сприяють па- дінню роботоздатності цих сталей через формування біля них клиноподібних мікро- порожнин. Розроблено методику пришвидшеної деградації сталей парогонів у лабо- раторних умовах за температур 540…630°С і циклічного навантаження з високою асиметрією циклу (R = 0,6), що моделює маневрові режими роботи парогонів. Ключові слова: теплотривкі сталі, експлуатаційна та модельна деградація, ха- рактеристики циклічної тріщиностійкості. Згини парогонів теплових електростанцій (ТЕС) під час високотемператур- ної експлуатації зазнають впливу значних навантажень, викликаних тепловим розширенням металу. Температурні напруження спричинені також нерівномір- ним нагріванням труби по товщині стінки або довжині. Всі ці навантаження змі- нюються під час роботи парогону і, особливо суттєво, за пусків і зупинок енерго- блоків (за маневрового режиму) [1, 2]. Ремонтні операції, гідравлічні випроби та- кож пов’язані зі змінами навантажень. Жорсткі умови роботи (дія термосилових факторів та робочого середовища) впливають у першу чергу на технічний стан гнутих ділянок, довговічність яких, як правило, є нижча порівняно з прямими ді- лянками труб, особливо за циклічних навантажень. Крім цього, це обумовлено особливостями напруженого стану гнутих труб та погіршенням механічних влас- тивостей матеріалу під час їх виробництва [3]. Недосконалості технологічного процесу виготовлення згинів парогонів і, особливо, термосилові фактори під час тривалої експлуатації зумовлюють структурно-фазові зміни в металі, зародження і накопичення мікропошкоджень (пор та їх ланцюжків вздовж меж зерен) [2, 4], що служать зародками тріщин, які можуть спричинити неконтрольоване руйну- вання парогону. Щоб запобігти цьому, необхідно діагностувати стан металу па- рогонів на етапі структурно-фазових змін та зародження пошкоджень під впли- вом експлуатаційних чинників, особливо циклічності навантажень. Тому акту- ально встановити залежності між структурно-фазовим станом і мікропошкоджу- ваністю тривало експлуатованих сталей парогонів та їх опором руйнуванню на стадіях зародження і субкритичного росту макротріщини за циклічного наванта- ження. Мета праці – застосувати підходи механіки втомного руйнування, щоб вста- новити закономірності деградації сталей тривало експлуатованих парогонів та розробити методику моделювання цього процесу в лабораторних умовах. Контактна особа: О. П. ОСТАШ, e-mail: ostash@ipm.lviv.ua 15 Матеріали і методики. Оцінювали комплекс властивостей та технічний стан металу з різних зон згинів парогонів діаметром 133 mm і товщиною стінки 16 mm зі сталі 12Х1МФ та діаметром 377 mm і товщиною стінки 45 mm зі сталі 15Х1М1Ф, які експлуатувалися за температури 545°С та тиску пари 14 MPa впро- довж 175·103 та 237·103 h, відповідно. Передбачені чинним нормативним доку- ментом [5] механічні властивості сталей за короткочасового статичного розтягу (границі текучості σ0,2 та міцності σB, відносні видовження δ та звуження ψ) ви- значали на універсальній розривній машині УМЕ-10ТМ, випробовуючи зразки- смуги з розмірами робочої частини 50×10×3 mm. Опірність сталей зародженню та поширенню втомної макротріщини оціню- вали на зразках-смугах з розмірами робочої частини 50×32×3 mm, які для вивчен- ня властивостей матеріалу в приповерхневих шарах різних зон згинів вирізали згідно зі схемою, поданою на рис. 1. Для локалізації впливу скупчень мікропош- коджень у структурі деградованих сталей на боковій поверхні зразків створювали гострий виріз довжиною h = 5 mm і радіусом ρ ≈ 0,06 mm. Навантажували їх за коефіцієнта асиметрії циклу R = 0,1 з частотою 10…12 Нz. Момент зародження початкової втомної макротріщини і її довжину фіксували оптично за 24-кратного збільшення. За період Ni до зародження початкової втомної макротріщини прий- мали кількість циклів навантаження до утворення макротріщини довжиною ai = d* (d* – структурно-механічний параметр матеріалу, що відповідає розміру зони передруйнування за циклічного навантаження [6]). Розмах максимальних напру- жень у вершині гострого вирізу ∆σy визначали за відомою формулою [7]. Кіне- тичні діаграми втомного руйнування (залежності швидкості росту втомної тріщи- ни da/dN від розмаху коефіцієнта інтенсивності напружень ∆K в її вершині) буду- вали згідно з методичними вказівками [8]. Як характеристику циклічної тріщино- стійкості сталей на низькоамплітудній ділянці діаграм da/dN–∆K вибрали номі- нальний поріг втоми ∆Kth = 1010K −∆ , тобто розмах ∆K за швидкості росту тріщи- ни da/dN = 10–10 m/cycle, оскільки значення ∆Kth суттєво залежить від опору мік- ропластичній деформації в зоні передруйнування і структури матеріалу [9]. Рис. 1. Схема вирізання зразків зі згинів парогонів: I, II – зовнішня і внутрішня приповерхневі зони розтягу; III – нейтральна; ІV – зона стиску (зовнішня приповерхнева). Fig. 1. A chart of specimens cut out from the steam pipeline bends: I, II – tensile regions (external and internal surface); III – neutral region; IV – compression region (external near-surface). Елементи парогону в маневровому режимі експлуатуються за складної дії тем- пературно-силового навантаження. Зокрема, за комбінованого впливу статичного та циклічного навантажень, а також змін температурних режимів під час напра- цювання. Тому модельну деградацію парогінної сталі 12Х1МФ у стані постачан- ня здійснювали за нагріву до температур 540; 570; 600 та 630°С і циклічного на- вантажування зразків матеріалу при цих температурах. Циклували за розтягаль- 16 них номінальних напружень з різною асиметрією R = 0,1…0,6 (тобто різною ста- тичною компонентою σm) за частоти 10 Hz. Співвідношення σm/ 0,2 Tσ = 0,5…0,8, де 0,2 Tσ – границя текучості сталі 12Х1МФ за вибраної температури, приблизно від- повідало умовам експлуатації металу за маневрового режиму роботи парогону [1]. При цьому визначали зміни структури і мікропошкоджуваності, а також кіль- кість циклів Nrs до появи в зразку залишкової деформації 0,5…0,8%. Кількісний металографічний аналіз структури виконували на шліфах за до- помогою оптичного мікроскопа NEOPHOT-21 та растрового електронного Zeiss- EVO 40XVP, на якому також аналізували мікрофрактографічні особливості зла- мів зразків. При цьому визначали середній вміст пор як середню площу, зайняту ними в полі зору шліфа. За ланцюжок пор приймали щонайменше три мікропори, відстань між якими була рівна або близька до розміру самої мікропори. Кількість пор оцінювали на п’яти вибраних фрагментах зображень мікроструктури сталей, а середній їх вміст обраховували згідно з нормативним документом [10]. Результати та їх обговорення. Трансформація структурно-фазового ста- ну та мікропошкоджуваність парогінних сталей. Основні структурні складни- ки сталей у вихідному стані такі: ферит і перліт (до 20%), співвідношення між якими змінюється під час тривалої експлуатації [2, 4, 11, 12]. Під дією темпера- турно-силових чинників легувальні елементи внаслідок інтенсивних дифузійних процесів перерозподіляються, що зумовлює, з одного боку, збіднення твердого розчину (фериту), а з іншого – розпад перліту і перетворення у карбідній фазі (рис. 2a, b, d, e і рис. 3a). При цьому значна частина молібдену, хрому і ванадію переходить з твердого розчину у спеціальні карбіди. Аналіз деградованого мета- лу після (150…220)⋅103 h експлуатації (майже 200 вирізок сталі 12Х1МФ і 50 ста- лі 15Х1М1Ф) виявив [13], що вміст легувальних елементів у твердому розчині деградованих сталей порівняно з вихідними зменшується, а в карбідах, відповід- но, збільшується: молібдену – у 2,5–3 рази; хрому і ванадію – у 1,1–1,5 рази. Рис. 2. Мікроструктура (a, b, d, e) і мікропошкоджуваність (c, f) сталей 12Х1МФ (a, b, c) та 15Х1М1Ф (d, e, f) у різних зонах згинів: a, c, d, f – зона розтягу; b, e – зона стиску; a, b, d, e – збільшення у 800 разів. Fig. 2. Microstructure (a, b, d, e) and microdamages (c, f) of 12Х1МФ (a, b, c) and 15Х1М1Ф (d, e, f) steels in different bend zones: a, c, d, f – tension zone; b, e – compression zone: a, b, d, e – magnification ×800. 17 Рис. 3. Механізми зародження і трансформації пор у клиноподібні порожнини в околі карбідів (a) і неметалевих включень (b, c) у теплотривкій сталі 12Х1МФ за умов тривалого термомеханічного впливу: І – ферит; ІІ – перліт. Fig. 3. Mechanisms of initiation and transformation of pores in wedge-like defects at the carbides (a) and non-metallic inclusions (b, c) in heat resistant 12Х1МФ steel under durable thermo-mechanical effect: I – ferrite; II – pearlite. Показано [12], що процес виділення і росту карбідів структурно залежний і пов’язаний з накопиченням та перерозподілом дислокацій за умов повзучості. Частинки, сформовані вздовж меж зерен, мають максимальну швидкість росту, а експлуатаційні напруження помітно впливають на їх дисперсність та кількість. Зокрема, в сталі 15Х1М1Ф збільшується кількість дисперсних карбідів типу VC (розміром <0,1 µm), а крупних частинок карбідів М23С6 (розміром >0,3 µm) змен- шується [12]. Знеміцнення феритної матриці під час тривалого високотемпературного на- працювання пов’язане зі зниженням легованості твердого розчину атомами кар- бідотвірних елементів. Виявлено, що мікротвердість феритного зерна в сталі 12Х1МФ за переходу із зони ІV в зону I (див. рис. 1) зменшується на 20%, а в сталі 15Х1М1Ф – на 10% [14]. На травленому шліфі мікротвердість на межах зерен для обох сталей змінюється незначно, деяке (на 3…5%) її зниження пов’я- зане, очевидно, з пороутворенням. Таким чином, на завершальній стадії структурної деградації утворюються збіднена легувальними елементами матриця Feα(C) та переважно коагульовані спеціальні карбіди. Таку трансформацію фазового складу теплотривких сталей при 545…560°С пояснюють (рис. 3а) впливом експлуатаційних механічних на- пружень (∆σ) упродовж тривалого часу (τ) їх дії, коли перліт розпадається нижче критичної точки Ас1. Внаслідок нерівномірного напружено-деформованого стану металу в різних зонах згинів парогонів (розтягнутій, нейтральній, стиснутій) трансформація струк- тури і розвиток пошкоджень відбуваються з різною інтенсивністю. В металі зони розтягу ділянки перліту майже зникають та формується структура ферит−коагу- льовані карбіди. Проте окремі області з перлітними колоніями залишаються на 18 фоні феритно-карбідної структури аж до граничного терміну експлуатації паро- гонів (див. таблицю). В результаті у зонах розтягу, де структурні зміни розвива- ються випереджальними темпами, карбіди виділяються інтенсивніше, особливо вздовж меж зерен, а на межі поділу карбід−матриця локалізується пороутворення (рис. 2c, f і рис. 3a). Фазовий склад та показники мікропошкоджуваності сталей у різних зонах згинів парогонів після тривалої експлуатації Сталь Зона згину Мікро- структура Середній вміст перліту, % )Бал дегра- дації перліт- ного склад- ника Середній вміст пор, % )Бал мікро- пошкоджу- ваності Розтягнута Ферит, перліт, карбіди 6 5 0,36 5 Нейтральна Те саме 8,5 4 0,15 3 12Х1МФ Стиснута Те саме 12,5 3 0,06 2 Розтягнута Те саме 6 5 0,27 4 Нейтральна Те саме 11,6 3 0,20 2 15Х1М1Ф Стиснута Те саме 13,3 3 0,095 2 СОУ-Н ЕЕ 20.321:2009 [10]. Осередками інтенсивного пороутворення, що призводить до формування клиноподібних порожнин, служать карбіди, що знаходяться на стику трьох зерен (рис. 3а), тобто в зоні підвищеної концентрації мікронапружень. Пори, розташо- вані в тілі зерна, практично залишаються в початковому стані, тобто мають міні- мальний “зародковий” розмір. Характерним елементом мікроструктури сталей є неметалеві включення MnS (рис. 3b). Незалежно від того, чи розташовані вони на межах зерен, перети- нають їх чи знаходяться у тілі зерна, навколо них утворюються два види пошко- джень – пори та клиноподібні порожнини, що формуються вздовж міжфазних меж сульфідне включення–металева матриця (рис. 3b). Біля поверхонь поділу комплексного включення (MnCr)S і матриці пошкоджуваність набагато нижча, або й взагалі відсутня. Це зумовлено більшою стабільністю часток (MnCr)S, а та- кож їх сильнішою когезією з феритною матрицею проти простих сульфідів MnS [15, 16]. Експериментально встановлено, що концентрація сірки біля міжфазної межі сульфідне включення–матриця вища, ніж її середній вміст у матриці (рис. 3с). Згідно з відомими уявленнями [15], в околі включень MnS як структурних кон- центраторів напружень зароджуються мікропори (рис. 3b). Під час високотемпе- ратурного тривалого напрацювання відбуваються часткове розчинення сульфідів MnS та дифузія атомів сірки, що послаблює когезивну міцність системи вклю- чення–матриця і меж навколишніх зерен матриці [16]. В умовах підвищеної кон- центрації напружень у зоні пори, що росте [17], це призводить до її трансформа- ції у порожнину (рис. 3b, c). У зоні розтягу згину зі сталі 12Х1МФ, де пошкодження накопичуються ін- тенсивніше, внаслідок росту кількості та розмірів пор формуються їх ланцюжки, орієнтовані вздовж меж феритних зерен (див. рис. 2c). У сталі 15Х1М1Ф таких ланцюжків не виявлено, видно тільки значну кількість пор на межах і в тілі зерен (рис. 2f), тому для металу різних зон згину парогону зі сталі 12Х1МФ зафіксова- 19 но бал мікропошкоджуваності від 2 до 5, а зі сталі 15Х1М1Ф – від 2 до 4 (див. таблицю). Механічні характеристики σ0,2 і σВ (передбачені чинним нормативним доку- ментом [5]) для зразків обох сталей, вирізаних з трьох зон згинів парогонів, слабо змінюються залежно від ступеня деградації сталей (див. рис. 4 і таблицю). Зна- чення σB і σ0,2 зменшуються у 1,03−1,04 і 1,20−1,24 рази за практично незмінної пластичності; твердість – у 1,06−1,09 рази, тоді як вміст перліту знижується більш як удвічі, а вміст пор зростає у 3−6 разів. Рис. 4. Зміна характеристик σ0,2 ( ), σB ( ), періоду Ni ( ) до зародження втомної макротріщини при ∆σnom = 60 і 66 MPa та порога циклічної тріщиностійкості ∆Kth ( ) залежно від структурно-фазового стану сталей 12Х1МФ (а) та 15Х1М1Ф (b): Cferr.and carb. – середній вміст фериту та карбідів; Cpearl.– перліту. Fig. 4. Change of σ0,2 ( ), σB ( ) characteristics, period,Ni , ( ) to fatigue macrocrack initiation at ∆σnom 60 and 66 MPa and also fatigue crack growth resistance, ∆Kth, depending on the structural-phase state of 12Х1МФ (a) and 15Х1М1Ф (b) steels: Cferr.and carb. – the average content of ferrite and carbides; Cpearl.– of pearlite. Циклічна тріщиностійкість як показник роботоздатності сталей паро- гонів. Критичний стан парогінних сталей визначатиметься їх здатністю чинити опір зародженню та поширенню тріщин, зумовлених осередками пошкоджень структури. За практичної незмінності статичних короткочасових механічних ха- рактеристик виявлено суттєві відмінності у циклічній тріщиностійкості сталей у різних зонах згинів парогонів. Залежності періоду Ni до зародження втомної мак- ротріщини завдовжки ai = d = 100…150 µm від розмаху максимальних напру- жень у вершині геометричного вирізу ∆σy (∆σy = Kt∆σnom, де Kt – теоретичний коефіцієнт концентрації напружень, який для вибраної геометрії зразків дорівнює 19,5; ∆σnom − розмах номінальних напружень) для металу зон розтягу I і II згинів зсуваються в бік меншої довговічності (рис. 5). Причому в зоні розтягу втомна довговічність на стадії зародження тріщини для сталі 12Х1МФ за розмаху номінальних напружень ∆σnom = 60 MРa зменшу- ється у 5,3 рази, а для сталі 15Х1М1Ф за напружень ∆σnom = 66 MРa – у 4,8 рази порівняно з металом зони стиску (рис. 4). Порогові розмахи максимальних на- пружень (∆σy)th, нижче яких макротріщина біля концентратора не утворюється, знижуються в зоні розтягу згинів на 7% для сталі 15Х1М1Ф і на 15% для сталі 12Х1МФ проти зон стиску. 20 Рис. 5. Діаграми опору зародженню втомної макротріщини в різних зонах згинів парогонів зі сталей 12Х1МФ ( , , , ) та 15Х1М1Ф ( , , ): , – зона І; – ІІ; , – ІІІ; , – IV (див. рис. 1). Fig. 5. Curves of fatigue crack initiation resistance in different bend regions of the steam pipeline made of 12Х1МФ ( , , , ) and 15Х1М1Ф ( , , ) steels: , – region I; – II; , – III; , – IV (see Fig. 1). Діаграми швидкостей росту втомної макротріщини засвідчують, що кінетика субкритичного підростання тріщин втоми також чутлива до структурно-фазових змін сталей у різних зонах згинів (рис. 6). Це у першу чергу стосується порогів втоми ∆Kth, тобто початкових стадій росту тріщин. З переходом від зони IV до зони I згину зі сталі 12Х1МФ значення ∆Kth зменшується у 1,4 рази, а зі сталі 15Х1М1Ф − у 1,5 рази (див. рис. 4), що узгоджується зі спостережуваним на прак- тиці [12, 18] переважним виникненням тріщин на зовнішній поверхні розтягнутої зони згинів парогонів (зона I). Рис. 6. Діаграми швидкостей росту втомної тріщини в різних зонах згинів парогонів зі сталей 12Х1МФ (а) та 15Х1М1Ф (b): − зона І; − ІІ; − ІІІ; − IV (див. рис. 1). Fig. 6. Curves of fatigue crack growth rates in different bends of steam pipelines made of 12Х1МФ (a) and 15Х1М1Ф (b) steels: − region I; − II; − III; − IV (see Fig. 1). Слід зауважити, що діаграми опору зародженню (рис. 5) і росту (рис. 6a) втомної макротріщини для зразків зі сталі 12Х1МФ, вирізаних з-під внутрішньої поверхні розтягнутої ділянки згину парогону (зона II), зсунуті у бік вищих зна- чень циклічної тріщиностійкості, ніж діаграми для металу біля зовнішньої по- верхні (зона I). Під час пошкодження сталі парогону відповідальним за тріщино- 21 утворення (поряд із повзучістю) може виступати водневий чинник [2], оскільки локальні концентрації залишкового водню в шарах металу з боку внутрішньої поверхні труби можуть бути дещо вищі [18]. Проте зафіксована вища тріщино- стійкість металу в зоні II проти зони I, а також подібні літературні дані [19] свід- чать про переважальну роль температурно-силового чинника. Здебільш зародження тріщин і руйнування гнутих ділянок парогонів пов’я- зують з високотемпературною повзучістю і впливом зневуглецювання металу поверхневих шарів розтягнутої ділянки згину [18]. На користь такого механізму високотемпературної деградації парогінних сталей свідчать термодинамічні роз- рахунки констант рівноваги реакцій зневуглецювання. Показано [4], що при 560°С константа рівноваги реакції зневуглецювання металу під впливом кисню повітря (в зоні I) досить висока – K1 = 4,8·1031. В зоні II, біля внутрішньої стінки труби, реакції протікають за впливу водяної пари, яка розкладається на водень і кисень, і їх константи рівноваги значно нижчі: K2 = 1,7·103 за впливу кисню і K3 = 2,5·1021 за впливу водню [4]. Але для протікання реакції з константою K3 спочатку має відбутися реакція з досить низькою імовірністю (константа K2). Крім цього, відомо, що кисень суттєво зменшує роль водню у фізико-хімічних процесах системи метал−середовище [20, 21], оскільки реакція з воднем можлива тільки за відсутності пасивувальної оксидної плівки на поверхні металу [22]. Таким чином, закономірності деградаційних процесів у сталях парогонів ТЕС, а також живильних і екранних трубопроводів котлів [22, 23] можуть різнитися. За результатами мікрофрактографічного аналізу на поверхнях зламів зразків з розтягнутої зони згинів виявлено ділянки відкольного мікрорельєфу у вигляді плоских фасеток, сумірних з розмірами феритних зерен, а також вторинні міжзе- ренні мікротріщини (рис. 7а, с). Подібний рельєф зламів зафіксували також на фрактограмах утомних зламів зразків з прямої ділянки парогону, деградованого до критичного рівня [2]. Рис. 7. Мікрофрактограми зламів зразків на ділянках припорогових швидкостей росту втомних тріщин у розтягнутій (a, c) та стиснутій (b, d) зонах згинів парогонів зі сталей 12Х1МФ (a, b) та 15Х1М1Ф (с, d), а також електронна мікроструктура сталі 12Х1МФ у вихідному стані (е) та після модельної деградації (f). Fig. 7. Microfractographs of fracture surface of specimens in the regions of near-threshold fatigue crack growth rates in the tension (a, c) and compressed (b, d) pipeline bends made of 12Х1МФ (a, b) and 15Х1М1Ф (b, d) steels and also electron microstructure of 12Х1МФ steel in the initial state (e) and after model degradation (f). На фоні типового зсувового мікрорельєфу ці фасетки розташовані хаотично. Вони обумовлені межами зерен фериту, вздовж яких під час тривалої експлуата- ції нагромаджувались пошкоди. Реалізація міжзеренного мікромеханізму руйну- 22 вання пов’язана із зернограничними виділеннями складних карбідів і порами, які утворюються інтенсивніше в розтягнутій зоні згинів, ніж у стиснутій, де елемен- ти крихкого руйнування практично відсутні (рис. 7b, d). Модельна термомеханічна деградація сталі парогонів. Під час раптового підвищення (пониження) експлуатаційної температури і тиску пари, наприклад, на етапах пусків-зупинок або під час аварійних ситуацій, у матеріалі трубних елемен- тів парогонів можуть виникати локальні механічні напруження, які навіть переви- щують границю текучості металу [12, 18]. Для таких випадків характерна циклічна зміна напружень у часі за асиметричного циклу, коли метал парогону деградує внаслідок повзучості і малоциклової високотемпературної втоми. Рис. 8. Залежності структурно-фазового стану (а), мікропошкоджуваності (b) та кількості циклів Nrs до формування залишкової деформації (с) від відносного значення статичної компоненти циклу навантаження (σm / 0,2 Tσ ) за модельної деградації сталі 12Х1МФ при: − 540°С; − 570; − 600; − 630°С. Fig. 8. Dependence of the structural-phase state (a), microdamaging (b) and a number of cycles, Nrs, before formation of residual strain (c) on the relative value of static components of the loading cycle (σm / 0.2 Tσ ) under model degradation of 12Х1МФ steel at temperatures: − 540°С; − 570; − 600; − 630°С. Моделюючи експлуатаційну де- градацію теплотривкої сталі 12Х1МФ у лабораторних умовах, вважали, що мік- роструктурні зміни та пошкоджува- ність у матеріалі під час його експлуа- тації можуть спричиняти два чинники: підвищена температура та циклічні на- пруження σm/ 0,2 Tσ = 0,5…0,8 за коефіцієнта асиметрії R = 0,1…0,6, тобто можли- вий вплив водню на деградацію не розглядали. За таких режимів термомеханічного впливу зафіксовано монотонне знижен- ня частки перлітного складника та зростання вмісту пор циклічної повзучості у мікроструктурі сталі (рис. 8a, b). Несуцільності типу пор або порожнин в об’ємі модельно деградованого металу утворюються, в основному, вздовж меж ферит- них зерен (рис. 7f), які відсутні у вихідному стані цієї сталі (рис. 7е). Накопичен- ня залишкових деформацій (Nrs) залежить від рівня прикладених напружень (σm/ 0,2 Tσ ). Воно суттєво пришвидшується при σm/ 0,2 Tσ = 0,7…0,8 (рис. 8с), що відповідає маневровим режимам роботи парогонів. Реалізація таких режимів ви- сокотемпературних навантажень зумовлює трансформацію мікроструктури в ста- лі 12Х1МФ та її мікропошкоджуваність, яка досягає 3–4 балу, причому за відсут- ності водневого середовища. Така методика лабораторної деградації сталей паро- гонів дає можливість отримувати експрес-інформацію (впродовж одного–двох 23 десятків годин) про цей процес, який в експлуатаційних умовах досягається за сотні тисяч годин напрацювання. Таким чином, аналіз закономірностей експлуатаційної і модельної деградації та руйнування теплотривких парогінних сталей свідчить, що надійність парогону визначається структурно-фазовим станом та пошкоджуваністю металу, що сфор- мувалися у першу чергу за умов тривалого впливу температурно-силових факторів. ВИСНОВКИ Внаслідок експлуатаційної деградації структури сталей 12Х1МФ і 15Х1М1Ф понижується опір зародженню та субкритичному росту тріщини, особливо біля зовнішньої поверхні зони розтягу згинів парогонів. Довговічність Ni на стадії за- родження початкової втомної макротріщини чутливіша до мікроструктурних пе- ретворень та накопичення пошкоджуваності в сталях, ніж поріг втоми ∆Kth на стадії субкритичного поширення макротріщини. При цьому стандартні механічні характеристики, передбачені чинними нормативними документами для оцінки ресурсу металу парогонів, виявляють слабу чутливість. Показано, що сульфідні включення типу MnS знижують роботоздатність сталей парогонів через форму- вання біля них клиноподібних мікропорожнин. Запропоновано методику пришвидшеної деградації сталей парогонів ТЕС у лабораторних умовах, яка дає можливість отримувати значну трансформацію ви- хідної структури і мікропошкодженість сталей тільки за сумісного впливу висо- кої температури і циклічних напружень. РЕЗЮМЕ. Эксплуатационная деградация структуры сталей 12Х1МФ и 15Х1М1Ф понижает сопротивление зарождению и субкритическому росту усталостной трещины, особенно возле внешней поверхности зоны растяжения гибов паропроводов. Долговеч- ность на стадии зарождения начальной макротрещины наиболее чувствительна к струк- турно-механической повреждаемости деградированных сталей. Показано, что сульфид- ные включения типа MnS способствуют падению работоспособности паропроводной ста- ли вследствие формирования возле них клиновидных микрополостей. Разработана мето- дика ускоренной деградации сталей паропроводов в лабораторных условиях при темпера- турах 540…630°С и циклическом нагружении с высокой асимметрией цикла (R = 0,6), ко- торая моделирует маневровые режимы работы (пуски-остановки) паропроводов. SUMMARY. Service degradation of the 12Х1МФ and 15 Х1М1Ф steels structure decrea- ses the resistance to fatigue crack initiation and subcritical fatigue crack growth near the xternal tensile zone surface of the steam pipeline bends. Durability at the stage of the initial macrocrack initiation is the most sensitive to the structural-mechanical damaging of degraded steels. It is shown that sulphide inclusions like MnS facilitate the decrease of serviceability of steam pipeline steels due to formation of the wedge-like micropores near them. The methods of the accelerated degradation of steam pipeline steels in the laboratory conditions at 540…630°C and under fatigue loading with a high stress ratio (R = 0.6) that models the maneuver conditions, i.e. start-stop of steam pipelines operation, are developed. 1. Бугай Н. В., Березина Т. Г., Трунин И. И. Работоспособность и долговечность металла энергетического оборудования. – М.: Энергоатомиздат, 1994. – С. 38–39. 2. Оцінювання впливу зупинок технологічного процесу на зміну технічного стану металу головних парогонів ТЕС / Г. М. Никифорчин, О. З. Студент, Г. В. Кречковська та ін. // Фіз.-хім. механіка матеріалів. – 2010. – 46, № 2.– С. 42–54. (Nykyforchyn H. M., Student O. Z., Krechkovs’ka H. V., and Markov A. D. Evaluation of the influence of shutdowns of a technological process on changes in the in-service state of the metal of main steam pipelines of thermal power plants // Materials Science. – 2010. – 46, № 2. – P. 177–189.) 3. Нахалов В. А. Надежность гибов труб теплоэнергетических установок. – М.: Энерго- атомиздат, 1983. – 184 с. 4. Структурна мікропошкоджуваність сталей парогонів ТЕС / О. П. Осташ, А. І. Кон- дир, О. В. Вольдемаров та ін. // Фіз.-хім механіка матеріалів. – 2009. – № 3. – С. 13–22. 24 (Ostash O. P., Kondyr A. I., Vol’demarov O. V., Hladysh P. V., and Kurechko M. V. Struc- tural microdamageability of steels of the steam pipelines of thermal power plants // Materials Science. – 2009. – 45, № 2. – P. 340–349.) 5. СОУ-Н МПЕ 40.1.17.401:2004. Нормативний документ. Настанова. Контроль металу і продовження терміну експлуатації основних елементів котлів, турбін і трубопроводів теплових електростанцій. Типова інструкція. – К.: ОЕП “ГРІФРЕ”, 2005. – 76 с. 6. Осташ О. П. Нові підходи в механіці втомного руйнування // Фіз.-хім. механіка мате- ріалів. – 2006. – 42, № 1.– С. 13–25. (Ostash O. P. New Approaches in fatigue fracture mechanics // Materials Science. – 2006. – 42, № 1. – P. 5–19.) 7. Образец для исследования закономерностей зарождения трещин / В. В. Панасюк, М. П. Саврук, А. И. Зборомирский и др. // Там же. – 1984. – 20, № 4. – С. 66–77. 8. РД 50-345-82. Методические указания. Расчеты и испытания на прочность в машино- строении. Методы механических испытаний металлов. Определение характеристик трещиностойкости (вязкости разрушения) при циклическом нагружении. – М.: Изд-во стандартов, 1983. – 96 с. 9. Романив О. Н., Ткач А. Н., Симинькович В. Н. Структура и припороговая усталость сталей // Физ.-хим. механика материалов. – 1983. – № 4. – С. 19–33. 10. СОУ-Н ЕЕ 20.321:2009. Нормативний документ. Металографічні методи дослідження еле- ментів теплоенергетичного устаткування. Положення. – К. : ОЕП “ГРІФРЕ”, 2009. – 69 с. 11. Крутасова Е. И. Надежность металла энергетического оборудования. – М.: Энергоиз- дат, 1981. – 236 с. 12. Березина Т. Г., Бугай Н. В., Трунин И. И. Диагностирование и прогнозирование дол- говечности металла теплоэнергетических установок. – К.: Техніка, 1991. –118 с. 13. Дуравкін І. П. Прогнозування понадпаркового залишкового ресурсу головних паро- проводів ТЕС: Автореф. дис. …канд. техн. наук. – Київ, 2009. – 21 с. 14. Оцінювання деградації сталей парогонів за їх структурними, механічними та електро- хімічними характеристиками / О. П. Осташ, О. В. Вольдемаров, П. В. Гладиш, А. Д. Іва- сишин // Фіз.-хім механіка матеріалів. – 2010. – 46, № 4. – С. 5–12. (Ostash O. P., Vol’demarov O. V., Hladysh P. V., and Ivasyshyn A. D. Evaluation of the de- gradation of steels of steam pipelines according to their structural, mechanical, and electro- chemical characteristics// Materials Science. – 2010. – 46, № 4. – P. 431–439.) 15. Middleton C. J. Reheat cavity nucleation and nucleation control in bainite creepresisting low-alloy steel: roles of manganese sulphide, residual sulphur and sulphur stabilizing ele- ments // Metal. Sci. – 1981. – 15, № 4. – P. 154–167. 16. Sijacki-Zeravcic V. and Radovic M. Influence of sulphur on carbidization process in metal for pipelines 0,5Cr0,5Mo0,25V type after exploitation // Proc. Conf. Mat. Aging Component Life Extention. – Milano, 1995. – 1. – P. 113–122. 17. Mc. Mahon Jr. C. J. Some aspects of sulphur induced embrittlement of steels at elevated temperatures // Proc. Int. Conf. Fracture, ICF-6. – New Delhi, India, 1984. – 1. – P. 143–161. 18. Мелехов Р. К., Похмурський В. І. Конструкційні матеріали енергетичного обладнання. Властивості, деградація. – К.: Наук. думка, 2003. – 373 с. 19. Студент О. З., Свірська Л. М., Дзіоба І. Р. Вплив тривалої експлуатації сталі 12Х1МФ з різних зон гину парогону ТЕС на її механічні характеристики // Фіз.-хім механіка матеріалів. – 2012. – 48, № 2. – С. 111–118. 20. Ткачов В. І., Іваськевич Л. М., Возничак О. М. Деградація сталей у газоподібному водні з інгібувальними домішками // Там же. – 2007. – 43, № 3. – С. 71–75. (Tkachov V. I., Ivas’kevych L. M., and Voznychak O. M. Degradation of steel in gaseous hydrogen with inhibiting admixtures // Materials Science. – 2007. – 43, № 3. – P. 377–382.) 21. Патент України № 43003. Спосіб гальмування водневої крихкості сталей у газовому середовищі водню підвищених тисків та температур / Л. М. Іваськевич, В. І. Витвиць- кий, М. П. Бережницька та ін. – Опубл. 27.07.2009; Бюл. № 14. 22. Образование межкристаллитных трещин в экранных трубах котлов ТЭС / Р. К. Меле- хов, А. М. Круцан, А. В. Василик, И. И. Василенко // Физ.-хим. механика материалов. – 1985. – 21, № 5. – С. 92–96. 23. Вайнман А. Б. Водородное охрупчивание экранных труб барабанных котлов высокого давления и его предупреждение // Энергетика. – 1985. – № 7. – С. 11–14. Одержано 21.02.2012

Циклічна тріщиностійкість сталей тривало експлуатованих згинів парогонів

Institution

Ähnliche Einträge