Влияние структурно-механической неоднородности на повреждаемость и долговременную прочность металла высокотемпературного оборудования ТЭС

Баландина, Мария Юрьевна

Материаловедение (по отраслям)

автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Влияние структурно-механической неоднородности на повреждаемость и долговременную прочность металла высокотемпературного оборудования ТЭС

кандидата технических наук: Баландина, Мария Юрьевна
город: Санкт-Петербург
год: 2008
специальность ВАК РФ: 05.02.01
цена: 450 рублей

Диссертация по машиностроению и машиноведению на тему «Влияние структурно-механической неоднородности на повреждаемость и долговременную прочность металла высокотемпературного оборудования ТЭС»

Автореферат диссертации по теме "Влияние структурно-механической неоднородности на повреждаемость и долговременную прочность металла высокотемпературного оборудования ТЭС"

На правах рукописи

БАЛАНДИНА Мария Юрьевна

ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРНО-МЕХАНИЧЕСКОЙ НЕОДНОРОДНОСТИ НА ПОВРЕЖДАЕМОСТЬ И ДОЛГОВРЕМЕННУЮ ПРОЧНОСТЬ МЕТАЛЛА ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОГО ОБОРУДОВАНИЯ ТЭС

Специальность 05.02.01 «Материаловедение (машиностроение)»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

САНКТ-ПЕТЕРБУРГ 2008

003458427

Работа выполнена в ОАО «Научно-производственное объединение по исследованию и проектированию энергетического оборудования им. И. И. Ползунова» (ОАО «НПО ЦКТИ»),

Научный руководитель -

доктор физико-математических наук,

профессор Петреня Юрий Кириллович

Научный консультант -доктор технических наук,

•профессор Пигрова Галина Дмитриевна

Официальные оппоненты: доктор технических наук,

профессор Шахназаров Юрий Варданович

кандидат технических наук Ковалев Анатолий Гаврилович

Ведущее предприятие - ОАО «Силовые машины».

Защита состоится чг^О> 2009 г. в /¿> часов на засе-

дании диссертационного совета Д 520.023.01 при открытом акционерном обществе «Научно-производственное объединение по исследованию и проектированию энергетического оборудования им. И. И. Ползунова» (ОАО «НПО ЦКТИ») по адресу: 194021, Санкт-Петербург, Политехническая ул., д. 24.

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке института.

Отзывы просьба направлять по адресу: 191167, Санкт-Петербург, Атаманская ул., 3/6, ОАО «НПО ЦКТИ», ученому секретарю.

Автореферат разослан « 'О » СсЖс&ч/и-12008 г.

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат технических наук ^ В.М.Ляпунов

Общая характеристика работы

Актуальность_проблемы. В настоящее время

высокотемпературное оборудование ТЭЦ, отработавшее не только первоначально установленный расчетный, но и парковый ресурс, требует особых подходов в вопросах оценки его остаточного ресурса.

Большинство высокотемпературных элементов паропроводов и котлов изготовлено из стали перлитного класса марки 12Х1МФ, которая была разработана и внедрена в промышленное использование еще в 50-х годах.

Изучению процессов, протекающих в металле труб из стали 12Х1МФ, посвящено многочисленное количество трудов; в ряде НТД регламентируются периодичность, объемы и виды контроля элементов из стали 12Х1МФ, а также критерии оценки состояния металла в исходном состоянии ь после длительной эксплуатации.

Однако, несмотря на многолетнее изучение процессов высокотемпературного деформирования данного материала, подход к контролю оборудования, изготовленного из стали 12Х1МФ, зачастую носит однотипный характер, при котором не учитываются индивидуальные структурно-механические особенности металла конкретных элементов. Общепризнанный метод контроля микроструктуры металла высокотемпературных элементов с помощью реплик или переносного микроскопа часто дает стандартные результаты оценки микроповрежденности металла (на уровне 2 балла шкалы ОСТ 3470-690-96), не являющиеся показательными с позиций протекающих в металле процессов разупрочнения. Другим структурным особенностям металла при этом не уделяется должного внимания. Оценка механических характеристик неразрушающим методом (измерение твердости) вообще не предусмотрена РД 10-577-03. Расчет остаточного ресурса обычно не учитывает фактические свойства материала, что затрудняет своевременную отбраковку или наоборот приводит к неоправданной перебраковке металла. Подобные трудности существуют и при оценке остаточного ресурса высокотемпературных труб поверхностей нагрева котлов, результаты расчета которого согласно РД 34.17-452-98 часто оказываются заниженными из-за несовершенных критериев определения балла структуры, согласно которому выбирается коэффициент снижения длительной прочности при расчете.

Вместе с тем оценка остаточного ресурса с учетом всех индивидуальных особенностей металла оборудования, изготовленного из широко применяемых сталей перлитного класса типа 12Х1МФ, на стадии

предразрушения, особенно актуальна в настоящий момент, пока модернизация оборудования ТЭС в массовом порядке не предвидится.

В последнее десятилетие в связи с развиваемой стратегией перехода теплоэнергетического оборудования к работе на сверхкритических параметрах, в России были разработаны и усовершенствованы стали нового поколения - высокохромистые стали мартенситного класса. Успешное промышленное внедрение высокохромистых мартенситных сталей нового поколения требует проведения комплекса исследовательских работ.

Известно, что в процессе высокотемпературного нагружения ряда жаропрочных материалов происходит постепенное разупрочнение металла, связанное с обеднением твердого раствора легирующими элементами, изменением состава и укрупнением фаз, первоначально являющихся упрочняющими, приводящее к снижению свойств материала и развитию межзеренной поврежденности. Степень данной деградации материала должна быть учтена при диагностике и продлении ресурса стареющего оборудования, а интенсивность протекания подобных процессов - при выборе условий и возможности эксплуатации новых материалов высокотемпературного оборудования.

В связи с этим необходима разработка классификации структурно-механических изменений металла широко применяемой стали 12Х1МФ и совершенствование методик контроля элементов из данной стали в целях повышения точности оценки остаточного ресурса.

Другой, не менее актуальной задачей является исследование особенностей разупрочнения и развития поврежденности в условиях высокотемпературной эксплуатации новых сталей мартенситного класса, планируемых к внедрению.

Цель и задачи работы. Целью настоящей работы являлось проведение комплекса исследований металла высокотемпературных элементов котельного оборудования из стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации, разработка критериев и мероприятий, позволяющих обеспечить повышенную точность оценки остаточного ресурса элементов из этой стали и изучение механизмов разупрочнения новой стали марки 10Х9В2МФБР, планируемой к внедрению в производство для изготовления аналогичных котельных элементов с более высокой рабочей температурой.

В связи с этим в работе решались следующие задачи: - исследование особенностей фазового состава, микроструктуры, твердости и микротвердости структурных составляющих металла высокотемпературных элементов из стали 12Х1МФ, поврежденных по

различным причинам, и неповрежденного металла из данной стали после длительной эксплуатации;

- изучение связи микроповрежденности стали 12X1МФ со структурно-механическими особенностями металла и закономерностей ее возникновения;

- создание методики исследования фактического состояния металла стали 12Х1МФ и разработка рекомендаций по особенностям контроля металла длительно эксплуатирующихся высокотемпературных элементов в целях повышения его качества;

- разработка классификации структурно-механических изменений стали 12Х1МФ с использованием многокритериальной системы оценки в целях повышения точности определения фактического состояния металла и остаточного ресурса элементов;

- исследование особенностей разупрочнения высокохромистой стали 10Х9В2МФБР в условиях высокотемпературного нагружения.

Научная новизна.

определены особенности микроструктурного состояния, фазового состава, распределения твердости и микротвердости структурных составляющих металла высокотемпературных элементов, изготовленных из стали 12Х1МФ, в том числе, поврежденных по различным причинам в процессе длительной эксплуатации;

- установлено, что повреждение стали 12Х1МФ в процессе длительной эксплуатации формируется в условиях возрастающей структурно-механической неоднородности металла;

- показано влияние исходных и приобретенных в процессе эксплуатации структурно-механических особенностей и микронеоднородности металла на процесс деградации и развитие повреждения;

- сформулированы структурно-механические особенности металла стали 12Х1МФ, являющиеся предпосылками ее поврежденности, развивающейся в результате длительного высокотемпературного нагружения при стандартных условиях эксплуатации;

- разработаны методика контроля структурно-механических характеристик и классификация структурно-механических изменений стали 12Х1МФ по параметрам многокритериальной оценки степени ее разупрочнения;

- выявлена важная роль исследования распределения и относительной величины твердости металла для последующего изучения особенностей микроструктурного состояния в зонах наибольшего разупрочнения при контроле высокотемпературных элементов;

- установлено влияние высокотемпературного нагружения на структурно-механические характеристики высокохромистой стали 10Х9В2МФБР, показано существование схожих со сталью 12Х1МФ механизмов деградации ее структуры и свойств.

Практическая ценность. На основании результатов проведенной работы разработан многокритериальный классификатор степени деградации стали 12Х1МФ и установлена связь поврежденности со структурно-механическими особенностями металла, что позволяет повысить точность оценки остаточного ресурса и качество контроля доступными методами. Результаты исследования особенностей высокотемпературного разупрочнения стали 10Х9В2МФБР предполагается использовать при разработке технических требований на материал, выборе условий эксплуатации и определении особенностей контроля.

Апробация работы. Полученные результаты использованы в работах по продлению ресурса высокотемпературного оборудования Петрозаводской ТЭС, Киришской ТЭС, Новгородской ТЭС, Кондопожской ТЭС.

Результаты работы докладывались на научно-практических конференциях: «Прочность и долговечность сварных конструкций в тепловой и атомной энергетике», СПб, ЦНИИ КМ «Прометей», 25-27 сентября, 2007 г.; «Продукция предприятий ТМК как одно из средств решения проблем ресурсо- и энергосбережения в энергетике России», Волжский трубный завод, январь 2002 г.

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 6 работ.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, восьми глав, выводов, списка использованной литературы, приложения. Работа изложена на 185 страницах машинописного текста, содержит 69 рисунков и 13 таблиц. Библиографический список включает 135 наименований.

Основное содержание работы

Во введении обоснована актуальность существующей проблемы, определена цель исследования, представлена структура диссертации.

В первой главе обобщен мировой опыт и достижения в плане исследования изменения структуры и свойств металла элементов 6

оборудования ТЭС в условиях длительной высокотемпературной эксплуатации, проанализированы предпосылки возникновения и эволюция микроповрежденности, рассмотрены применяемые методы, и критерии оценки состояния металла элементов, изготовленных из стали 12Х1МФ.

Во второй главе обозначены объекты высокотемпературных элементов, подлежащие изучению.

1) Основной металл элементов из стали 12Х1МФ, имевших характерные случаи повреждения:

гиб 0273x32 мм, исчерпавший ресурс в процессе высокотемпературной ползучести в стандартных для гибов паропроводов условиях нагружения и имеющий повреждение в растянутой зоне (объект А);

- гиб 0273х36 мм, преждевременно разрушившейся в процессе высокотемпературной ползучести вследствие неучтенных рабочих напряжений, (объект Б);

- труба 032><5 мм пароперегревателя котла, разрушившаяся в процессе ускоренной ползучести вследствие перегрева (объект В);

- труба 032x5 мм пароперегревателя котла после длительной эксплуатации, разрушившаяся при кратковременном превышении температуры выше допустимой, (объект Г).

2) Основной металл (объекты Д, Е, I, II) и металл 23 сварных соединений неповрежденных высокотемпературных элементов из стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации, а также после испытания его на длительную прочность и ползучесть.

3) Основной металл труб из стали 10Х9В2МФБР в исходном состоянии (после термообработки) и после испытаний на длительную прочность.

Описаны порядок выбора и процедуры подготовки образцов для изучения, изложена методика исследования металла, включающая физико-химический фазовый анализ, микроструктурный анализ, измерение твердости и микротвердости структурных составляющих. Последующие главы посвящены результатам данных исследований.

В третьей главе показаны особенности фазового состава основного металла элементов, разрушившихся по различным причинам, и металла неповрежденных элементов из стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации, а также находившегося в эксплуатации металла из стали 12Х1МФ после испытаний на длительную прочность.

Установлено, что общая направленность карбидных реакций для стали 12X1МФ (М3С—»М7С3—>М2зС6) может несколько изменяться в зависимости от конкретных условий: 1) с увеличением времени наблюдается обычная последовательность карбидных фаз; 2) с

увеличением температуры и нагрузки ускоряется переход М3С-»М2зС6, однако при достаточно высоком приложенном . напряжении окончательный переход к доминирующему содержанию Ме2зС6 может не успеть завершиться (как у гиба Б, преждевременно разрушившегося вследствие превышения расчетного напряжения).

Поскольку конечным продуктом карбидных реакций становится карбид типа М23С6 и этот карбид, как правило, расположен по границам зерен и имеет большое структурное несоответствие решетки с решеткой матрицы, то можно предположить, что следующей стадией при росте карбидов такого типа является образование пор на границах. Подобные предположения существовали и ранее и упоминаются в главе I. Результаты настоящего исследования подтверждают, что основная карбидная фаза в условиях широко развитой поврежденности - карбид М23С6.

Эволюцию образования Ре-Сг карбидов в стали 12Х1МФ в процессе длительной эксплуатации можно представить в виде следующей схемы (рис.1).

МЦС6 (М,Сз)

поры

М,С3+ М23С6 М,С3+ МзС+ м„с6

М3С+ М,Сз МзС (М7с"з)" ---

Время (час), напряжение (МПа)

Рис. 1. Схема температурно-временных превращений Ре-Сг карбидов

По всей видимости, содержание молибдена в карбидах (твердом растворе) не всегда является достаточно показательным критерием с точки зрения степени разупрочнения стали 12Х1МФ. Во всех исследованных случаях содержание молибдена в металле уже разрушенных элементов в целом не превышало 50% от общего содержания молибдена в стали 8

12Х1МФ. В условиях перегрева (объект В) содержание Мо и вовсе составляет 0,07 %. С другой стороны, отношение Cr/Fe имеет тенденцию к увеличению в зонах близлежащих к месту разрушения, и в некоторой степени может рассматриваться в качестве относительной характеристики разупрочнения стали 12X1МФ.

В четвертой главе анализируются особенности микроструктурного состояния основного металла элементов из стали 12Х1МФ, как поврежденных, так и неповрежденных в процессе длительной эксплуатации, а также металла длительно эксплуатирующихся элементов после испытаний его на длительную прочность.

Наиболее широкие исследования проводились для гиба 0273x32 мм (объект А), где исследовалась микроструктура и поврежденность по нескольким сечениям и вдоль всей растянутой зоны.

Установлено, что общим для всех исследованных поврежденных элементов является полная сфероидизация перлитной составляющей, наличие крупных карбидов размером 1-5 мкм и, главное, конгломератов таких карбидов, присутствующих в основном в виде протяженных цепочек. Особенно это характерно для гиба 0273x32 мм, отработавшего 346 ты с. час при температуре 560°С и давлении 14 МПа, что соответствует стандартным условиям эксплуатации для большинства подобных паропроводов (рис. 2 а, в, г). Крупные карбиды и их скопления расположены практически только по границам зерен.

Поврежденность металла порами наблюдается у крупных карбидов, расположенных в виде сплошных цепочек по границам зерен, что подтверждает существующие мнения по поводу развития поврежденности, приведенные в литературном обзоре. Наблюдается «заменяемость» карбидов в «ожерелье» порами. Одновременно отдельные поры отмечаются на границах крупных зерен, свободных от карбидов, причем в данных областях (на границах и в близлежащих зернах) отмечаются лишь отдельные крупные и мелкие карбиды (рис. 2 б).

Поврежденность распространяется неоднородно. Например, в растянутой зоне в отдельных местах диагностируется поврежденность не выше 2 балла шкалы ОСТ 34-70-690-96, а рядом - 4 балла. Таким образом, необходимо пересмотреть по крайней мере не менее 10 полей зрения, для выявления поврежденности 4 балла.

Поврежденность 2 балла т. е. единичные поры, количество которых составляет 1-4 штуки в поле зрения при увеличении х 1000, обнаружена на протяжении всей растянутой зоны разрушенного гиба (на глубине 1 /3-2/3 толщины стенки трубы), в том числе на выходе на прямой участок гиба, а также в нейтральной зоне гиба. Вблизи внутренней поверхности нейтрали гиба поврежденность оценивается 3 баллом шкалы.

-г-

Чп-

,. \ .'Сч • ^

" 'Ж

Ж к* ''

*г /

- -'И' • . - Ь 1 . у

а, ?

<$г

^ 1 •ч

АЛ •

у ' ° ж К-5 '>> с» ' I , 'V

р- 1

Эь

ч р^х^л

о- 1

ч.

Ж: N

» " . 'Л

л-

Г ^

■V, "в-

V 4

л? '

«<щ

Рис. 2. Микроструктура » поврежденность порами ползучести металла гиба 0273x32 мм, х 1000

Работоспособность элементов зависит от исходного микроструктурного состояния металла: эволюция деградации структуры и время до образования сложного карбида Ме2зС6 при исходной феррито-карбидной структуре существенно сокращается.Температурпо-силовые параметры, также как и исходное состояние металла, влияют на характер развития поврежденное™. При испытаниях образцов на длительную прочность при меньшем напряжение, количество пор в рабочей части увеличивалось, а их размер уменьшался. Аналогичная закономерность справедлива для длительно эксплуатирующегося металла оборудования: в металле гиба 0273*32 мм, разрушившегося вследствие исчерпания ресурса в процессе длительной эксплуатации при проектных режимах, присутствует более развитая поврежденность в сравнении с гибом, разрушившемся в условиях превышения действующих напряжений выше расчетных (при одном и том же уровне твердости металла гибов). Таким образом, наличие крупных пор и локальная поврежденность свидетельствуют, по всей видимости, о нарушениях режимов эксплуатации. В ином случае, при стандартных условиях высокотемпературной эксплуатации, поврежденность в стали 12Х1МФ распространяется более широким фронтом, а оцениваемая 2 баллом, возможна на значительной площади элемента, в том числе не только на наружной поверхности.

Развитой поврежденности соответствует наибольшее количество сложного карбида Ме2зС6 по сравнению с содержанием остальных карбидных фаз и максимальное количество пор должно наблюдаться в зонах скопления этого карбида.

При исследовании состояния металла, в том числе методом реплик, необходимо обращать внимание на следующие микроструктурные особенности: наличие конгломератов карбидов и просто крупных карбидов по границам зерен, размер которых превышает 2 мкм, а площадь границ, занимаемая карбидами 50 % и более от общей площади границ. Данная особенность может являться фактором, указывающим на создание условий, благоприятных для развития повреждаемости.

В пятой главе рассмотрены особенности распределения твердости и микротвердости структурных составляющих основного металла поврежденных элементов из стали 12Х1МФ в сравнении с неповрежденными. Показана неоднородность распределения твердости и микротвердости в пределах исследованных элементов. Для разрушенных элементов выявлено наличие участков с пониженной твердостью и микротвердостью структурных составляющих металла при общем неравномерном распределении величин данных характеристик.

Наибольшее снижение уровня твердости отмечается при наличии поврежденности 4 балла и выше, однако, снижение твердости металла разрушенных элементов отмечается также в зонах с выявленной поврежденностью более низкого балла и в неповрежденных порами участках. Так, наибольшее снижение твердости металла разрушенного гиба 0273x32 мм отмечается в растянутой зоне (на участке примерно 100 мм шириной), где произошло разрушение, кроме этого, имеется провал твердости в нейтральной зоне (рис. 3).

Аналогичное неравномерное распределение и локальное снижение отмечается для величин микротвердости зерен и приграничных участков. Одновременно, в зонах с поврежденностью выше допустимой, отношение микротвердости зерен к микротвердости приграничных зон составляет больше I, что свидетельствует о потере прочности последних и благоприятной возможности для развития повреждения. В нейтральной зоне разрушенного гиба (вблизи наружной поверхности) данное условие не достигнуто (рис.3).

Трещина

0.8-1-^-------

О 50 100 150 200 250 300 350 400

Расстояние по сечсшпогиба, мм

Рис. 3. Распределение условных величин твердости металла и микротвердости структурных составляющих на глубине 5 мм от наружной поверхности по сечению, расположенном на расстоянии 100 мм от зоны максимального раскрытия трещины разрушенного гиба 0273x32 мм: 131 - НВп/НВ на выходе из гиба (128 НВ);; ♦ - отношение микротвердости р зерен к микротвердости приграничных объемов

Поврежденность во всех исследованных случаях наблюдалась при низком уровне твердости (-125 НВ и меньше).

Наибольшее снижение твердости и микротвердости структурных составляющих отмечается в зонах с наибольшим уровнем действующих напряжений (в частности, для гиба это, в первую очередь, наружная поверхность растянутой зоны). Таким образом, силовой фактор, аналогично температурному, ускоряет деградацию структуры и свойств металла, сокращая при этом подготовку границ зерен для возможного разрушения. Данная локальная потеря свойств металла гиба является предпосылкой для развития поврежденности и должна быть учтена при неразрушающем контроле. При определении состояния металла гибов паропроводов, помимо контроля микроструктуры с помощью метода реплик, представляется важным контроль изменения свойств (твердости) в растянутой зоне гиба (а также в нейтральной зоне) по сравнению с твердостью металла прямого участка гиба. Соотношение данных величии твердости является показателем необходимости первоочередного контроля микроструктуры. Более того, контроль микроструктуры металла целесообразно осуществлять после исследования рассеивания характеристик твердости металла по поверхности гиба, а зону выборочного контроля микроповрежденности выбирать на основании данного исследования.

Однако, исходное состояние металла - важный фактор, определяющий условия разрушения при высокотемпературной эксплуатации. В случае холоднодеформированных гибов и изначальной твердости металла их растянутой зоны существенно выше твердости металла прямого участка, условие, место зарождения и характер распространения поврежденности будет определяться, с одной стороны, разницей в уровне действующих напряжений на наружной поверхности растянутой зоны и на внутренней поверхности нейтральной, с другой стороны - способностью металла растянутой зоны гиба сопротивляться пластической деформации.

В шестой главе рассмотрены типы структурно-механической неоднородности сварных соединений труб из стали 12Х1МФ и ее влияние на работоспособность металла сварных соединений оборудования.

На рис. 4 представлен график распределения условной величины твердости (отношения фактической твердости в измеренной точке к твердости основного металла трубы) для 23 сварных соединений после длительной эксплуатации. Начало измерений соответствует точке, расположенной на расстоянии 2 мм от линии сплавления в сторону наплавленного металла. Поскольку фактические величины твердости

сварного соединения в каждом случае индивидуальны, график носит обобщенный характер.

При измерении твердости металла сварных соединений стали 12Х1МФ было выявлено две зоны с твердостью ниже твердости основного металла. Первой зоне соответствует начало микроструктурного состояния - «мелкое» зерно, расположенное на границе с «разным» зерном. Данная зона находится почти на границе видимой различной травимости при макроконтроле зоны термического влияния (ЗТВ) и основного металла и примерно на расстоянии 2-4 мм от линии сплавления.

Линия сплавления

Разное зерно

Мелкое зерно

Расстояние, мм

Рис. 4. Общий характер распределения отношения фактической твердости металла к средней твердости основного металла труб из стали 12X1МФ по длине сварных соединений после длительной высокотемпературной эксплуатации

После провала твердости в пограничной зоне «мелкое зерно -разное зерно» во всех исследованных случаях наблюдается ее некоторое повышение.

Затем отмечается дальнейшее снижение твердости при переходе от «разного» зерна к зоне доотгтуска. Данная зона расположена на расстоянии 4-6 мм от линии сплавления, в зоне травимости соответствующей основному металлу.

Микроструктура второй зоны с пониженной твердостью на первый взгляд мало отличается от микроструктуры основного металла трубы (явные структурные изменения методами оптической металлографии не выявляются). Вместе с тем, в данной зоне отмечается наличие участков начала формирования новых очень мелких зерен, что позволяет предполагать, что температура пребывания металла в данной зоне находилась в районе точки Ас1 либо соответствовала температуре рекристаллизации.

Аналогичные зоны с твердостью меньшей твердости основного металла и вышеуказанными особенностями микроструктурного состояния наблюдаются в металле образцов со сварным швом после испытания на ползучесть.

Следует отметить, что имеющаяся в ЗТВ зона, так называемого, «мелкого» зерна может быть различной протяженности (до 2-4 мм) и твердость металла в данной зоне различная и изменяется в зависимости от расстояния до линии сплавления. Наименьшая твердость данной структуры, как отмечалось ранее, обнаруживается на границе с зоной разного зерна. По мере приближения к линии сплавления происходит повышение твердости до уровня выше твердости основного металла.

Разнозернистая структура не всегда явно присутствует в ЗТВ, иногда данная структура маловыраженная. В этом случае, обычно провал твердости в зоне окончания мелкозернистой структуры и перехода к структуре, соответствующей основному металлу, минимальный.

Таким образом, для всех из исследованных в работе швов не наблюдался общий провал твердости на участке: «зона доотпуска -межкритический интервал», а имеется ее неравномерное распределение по крайней мере с двумя минимумами твердости.

Неравномерность твердости дополняется неравномерностью деформации металла. В зоне повышенной твердости, между двумя минимумами, деформации образца не наблюдается. В зонах снижения твердости отмечается интенсивное увеличение степени деформации.

Данная структурно-механическая неоднородность является благоприятным условием для развития повреждаемости.

В целом, наибольшая поврежденность металла порами, исследованная на образцах после испытания их на ползучесть обнаружена в зонах с минимальной твердостью и наибольшей неоднородностью структуры и твердости на протяжении ЗТВ. При отсутствии заметной разнозернистой структуры и незначительной неравномерности твердости в ЗТВ отмечается наименьшая поврежденность металла порами.

В седьмой главе приведены категории оценки состояния металла высокотемпературного оборудования из стали 12X1МФ, полученные на основании результатов проведенного исследования (таблица 1). Данная классификация, в первую очередь, может быть использована для оценки остаточного ресурса труб пароперегревателей. Аналогично РД 34.17-45298, классификация основана на шестибальной оценке структуры, однако более полно учитывает весь комплекс структурно-механических характеристик исследуемого металла труб и позволяет повысить точность оценки остаточного ресурса.

Таблица 1

Оценка состояния металла и остаточного ресурса с учетом структурно-механических особенностей состояния металла стали 12Х1МФ

Микроструктурные особенности/ наличие поврезвденности Карбидные фазы* Твердость, ед. НВ/ разброс твердости (для труб поверхностей нагрева) Отношение микрогеер-дости зерен к микротвер- ДОС1И приграничных зон Категория оценки Рекомендуемая расчетная оценка ресурса

Соответствует исходному состоянию/ пор ползучести нет Ме3С МС - - 1 балл По базовой кривой длительной прочности в исходном состоянии

Незначительная сфероидизация перлитной составляющей/ пор ползучести нет Ме3С МС Ме7С3 > 140 2 балл По базовой кривой длительной прочности в исходном состоянии

Микро-структуриые особенности/ наличие пор Карбидные фазы* Твердость, ед. НВ/ разброс твердости (для труб поверхностей нагрева) Ошошснпе микрелвер- ДОСП1 ЗСрС1| к мшерагвер-досш приграничных ЗОИ Категория оценки Рекомендуем а н расчетная оценка ресурса

Часгичная сфероидизация перлитной составляющей, карбиды преимущественно размером около 1 мкм/ незначительная вероятность наличия пор при штатных режимах эксплуатации Ме7С3 Ме3С МС > 135 3 балл Кривая длительной прочности, расположенная па 20% ниже исходного состояния

Практически полная сферо-идизация перлитной составляющей, границы частично заняты карбидами размером 1-2 мкм/ при достаточно высоком уровне действующих напряжений возможно появление отдельных пор Ме7С3 Ме23С6 Ме3С МС и 135 Возможная разница в твердости между обогреваемой и необогре- ваемой зонами не превышает 5% 0,8-0,9 4 балл Кривая длительной прочности, расположенная па 20% ниже исходного состояния

Полная сферо-идизация перлитной составляющей, значительная часть границ занята карбидами размером 1-3 мкм/ возможно наличие пор, распространенных, главным образом, в зоне с максимальным уровнем действующих напряжений Ме23С6 Ме7С3 МС Я 130 Разница в твердости между обогреваемой и необогре-ваемой зонами >5% 0,9-0,95 5 балл Кривая длительной прочности, расположенная па 40% ниже исходного состояния

Микроструктурные особенности/ наличие пор Карбидные фазы* Твердость, ед. НВ/ разброс твердости (для труб поверхностей нагрева) Отношение микропвер-дости зерен к микротвердости приграничных зон Категория оценки Рекомендуемая расчетная оценка ресурса

Полная сферо-

идизация перлит- Основной И 125 >0,95 6 балл Кривая

ной составляю- карбид Разница в длительной

щей, границы в Ме23С6 твердости прочности,

основном заня- между располо-

ты крупными обогрева- женная

карбидами раз- емой и на 40% ниже

мером 2-5 мкм/ необогре- исходного

большая вероят- ваемой состояния

ность наличия зонами

пор, распростра- >10%

ненных в значи-

тельном объеме

материала

* - Указаны по мере уменьшения интенсивности дифракционных линий на рентгенограммах.

Примечание: при оценке баллом 5, дающим совпадение только по двум критериям состояния (колонки 1-4) и в зависимости от уровня твердости металла возможен выбор длительной прочности по вышеуказанному баллу.

Исследование степени разупрочнения высокотемпературных труб поверхностей нагрева включает микроструктурный анализ при х 1000, определение состава карбидных фаз, содержание легирующих элементов в твердом растворе (карбидах), измерение твердости по сечению трубы, измерение микротвердости зерен и приграничных областей в обогреваемой зоне трубы. Границы зерен, вблизи которых проводятся измерения микротвердости, необходимо выбирать в направлении, перпендикулярном действию максимальных напряжений. По результатам исследования определяется балл структуры, согласно которому выбирается уровень длительной прочности (одп) при расчете, а также может быть оценена эквивалентная температура эксплуатации металла труб. 18

Данная оценка позволяет комплексно учитывать индивидуальные особенности (фактическое состояние) металла, определяемые исходным состоянием и условиями эксплуатации.

Особенности структурно-механического состояния, оцениваемые баллом 6, отражают наибольшую степень деградации металла стали 12Х1МФ. В данном случае, расчетную оценку следует проводить по наименьшему уровню прочности стали, соответствующему 40% снижению величины адп от!Нсходных значений в соответствии с ТУ 14-ЗР-55-01.

При соответствии структурно-механического состояния на уровне 5 балла по всем имеющимся признакам (графы 1-4 таблицы) при расчете также целесообразно выбирать адп, соответствующий 40 % снижению длительной прочности. Одновременно, при совпадении структурно-механических изменений только по 1-2 перечисленным признакам и в зависимости от фактической величины твердости, при расчете возможен выбор адп, соответствующий 20 % снижению от исходного уровня.

В тоже время, при оценке в пределах 1-3 баллов, следует учесть, что твердость выше 170 НВ опасна с точки зрения возможных хрупких разрушений.

При оценке остаточного ресурса металла гибов также возможно использование данной классификации. В этом случае следует контролировать разброс твердости в пределах исследуемого элемента, возможную разницу в твердости между растянутой зоной и прямым участком (НВраст. 3онь/НВпрям у,) и учитывать данную особенность при расчете. Если НВра(;т 30„ь/НВПрЯМ уч < 0,9 (разупрочнение составляет более 10%) и твердость растянутой зоны < 130 НВ, при расчете следует выбирать уровень длительной прочности стали 12Х1МФ, расположенный на 40 % ниже исходного состояния.

В обратном случае, при обнаружении твердости растянутой зоны гиба выше твердости нейтралей, а также прямого участка более чем на 10% и составляющей при этом 140-170 НВ, оценка ресурса возможна с учетом стдп, соответствующему 20% снижению от исходного уровня. Одновременно при этом следует учесть два момента: 1) возможность первоочередного развития поврежденности на внутренней поверхности в нейтральной зоне гиба, имеющей пониженную прочность при возможном уровне напряжений в ней, близком к уровню напряжений на наружной поверхности растянутой зоны гиба; 2) возможность развития поврежденности в растянутой зоне гиба аналогично закономерностям, обнаруженным для стали 15Х1М1Ф - длительное отсутствие поврежденности при последующем ее лавинном прогрессировании.

Изложенная оценка структурно-механических характеристик фактического металла элементов из стали 12Х1МФ с последующим ее учетом при расчете может быть применена, в том числе, и при неразрушающем контроле гибов (без проведения фазового анализа и измерения микротвердости структурных составляющих). Для эффективности контроля оценка микроструктуры должна осуществляться при увеличении хЮОО, а измерение твердости выполнено в соответствии с рекомендациями главы 5. При оценке остаточного ресурса сварных соединений коэффициент прочности (ср) целесообразно выбирать в зависимости от особенностей структурно-механической неоднородности сварного соединения (глава 6) и степени разупрочнения зоны сварного соединения по сравнению с основным металлом.

В восьмой главе приводятся первые результаты исследования влияния высокотемпературного нагружения на структурно-механические характеристики стали 10Х9В2МФБР - кандидатного материала для внедрения в промышленное использование при изготовлении котельных элементов с повышенными параметрами пара. Образцы из данной стали подвергали испытаниям на длительную прочность при температуре 620 и 650°С и различном уровне напряжений. Максимальная продолжительность испытаний составила 4558 час. В настоящий момент испытания продолжаются.

Микроструктура металла труб в исходном состоянии представляет собой отпущенный мартенсит с различимыми в теле зерна мелкодисперсными частицами упрочняющих фаз (карбидами Ме23С6) и незначительным количеством 5-феррита. После испытаний структура металла образцов, как в рабочей части, так и в части, находившейся в захвате, претерпела существенные изменения. Наблюдается большая степень распада мартенсита, выделение и коагуляция упрочняющих частиц, большинство из которых расположено по границам структурных неоднородностей.

Результаты фазового анализа металла стали 10Х9В2МФБР в исходном состоянии, а также металла образцов из стали 10Х9В2МФБР после испытаний на длительную прочность показывают, что в исходном состоянии после термической обработки и после незначительной температурной выдержки на рентгенограммах имеются только линии кубического карбида хрома М2зС6. При большей температурной выдержке на рентгенограммах кроме линий карбида М2зСб, имеются дифракционные линии интерметаллидной фазы Лавеса Ре2 (Мо, Несмотря на появление упрочняющей фазы Лавеса, наблюдается снижение твердости металла и микротвердости структурных составляющих. Вероятно содержание фазы Лавеса, ее расположение и размер не повлияли на 20

упрочнение твердого раствора. Вместе с тем, возможно укрупнение присутствующих первоначально карбидов Ме23С6 привело к снижению твердости. Одновременно, снижение свойств может быть связано с протеканием структурных изменений в матрице.

На рис. 5 представлены доверительные интервалы величин микротвердости мартенситных пластин и приграничных участков металла данной стали после испытаний на длительную прочность в рабочей части образцов и части образцов, находившейся в захвате, по мере увеличения параметра Ларсона-Миллера.

Параметр Рш = Т (1^т+36)103

Рис. 5. Изменение микротвердости структурных составляющих металла образцов, изготовленных из трубы 0465x75 мм, сталь 10Х9В2МФБР, после испытания на длительную прочность: АД- часть образца, находившаяся в захвате; м □ - рабочая часть образца; А □ - микротвердость мартенситных пластин, ▲ ■ - мнкротвердость приграничных объемов

Темп снижения микротвердости мартенситных пластин в рабочей части образца имеет менее выраженный характер по сравнению со снижением микротвердости без влияния напряжения, т. е. в находившейся

в захвате части образца, а при Рш> 36,5 значения микротвердости в обеих частях образца становятся близки. Одновременно, как следует из рис. 5, происходит интенсивное снижение микротвердости приграничных объемов особенно в рабочей части образцов. При Рш> 36,5 отмечается резкое снижение микротвердости приграничных участков в рабочей части образца. По всей видимости, большее снижение микротвердости границ по сравнению с внутризеренными объемами, как и в стали 12Х1МФ, создает предпосылки для возникновения повреждения в данных зонах в условиях высокотемпературной ползучести.

Вместе с тем, развитой микроповрежденности (множественных пор и цепочек пор), выявленных с помощью оптической металлографии, в рабочей части образцов даже при максимальной температурно-временной выдержке (4558 час, 650°С, 100 МПа) не отмечается. Для всех исследованных образцов присутствуют отдельные крупные поры и микронадрывы (рис. 6). Данный факт может свидетельствовать о том, что механизмы межзеренного разрушения при заданных температурно-силовых условиях испытания в разрушенных образцах не были реализованы в достаточной степени и одновременно характеризуют сталь 10Х9В2МФБР как мало пластичный материал, что в дальнейшем может затруднить диагностику поврежденности.

Рис. 6. Микроповрежденность металла в рабочей части образцов, изготовленных из трубы 0426x75 мм, сталь 10Х9В2МФБР, после испытания на длительную прочность, х 500

выводы

1. Проведено комплексное исследование металла высокотемпературных трубных элементов после длительной эксплуатации, изготовленных из широко используемой в настоящее время в теплоэнергетике стали 12Х1МФ, и труб из высокохромистой стали 10Х9В2МФБР, планируемой к внедрению для изготовления аналогичных элементов с более высокими параметрами.

2. Выявлены этапы деградации структуры и свойств стали 12Х1МФ в процессе длительного высокотемпературного нагружения, приводящего к возникновению и развитию поврежденности. Установлено, что повреждению стали, в процессе стандартных для теплоэнергетического оборудования режимов эксплуатации, предшествуют структурно-механические изменения: полная сфероидизация перлитной составляющей, завершение карбидной реакции с образованием карбида Ме23С6, укрупнение карбидов, расположенных в виде сплошных цепочек по границам зерен, и, как следствие, снижение служебных характеристик стали.

3. Показано, что повреждение стали 12Х1МФ в процессе длительной высокотемпературной эксплуатации формируется в условиях возрастающей структурно-механической неоднородности металла, которая, в частности, выражена в виде:

- преобладающего содержания карбида Ме23С6, некогерентно связанного с матрицей;

- наличия конгломератов крупных карбидов по границам зерен и одновременного существования участков структуры с границами зерен, свободными от карбидов;

- неравномерного распределения твердости и микротвердости структурных составляющих.

4. Установлено, что признаками возможной поврежденности металла элементов из стали 12Х1МФ, развившейся в результате длительного высокотемпературного нагружения при стандартных исходном состоянии и условиях эксплуатации, являются:

- доминирующее содержание крупных карбидов Ме23Сб, расположенных по границам зерен;

снижение твердости и микротвердости структурных составляющих в локальных областях элементов (преимущественно зонах с наибольшим уровнем действующих напряжений);

- снижение в состоянии предразрушения микротвердости приграничных зон по отношению к микротвердости тела зерен.

5. Выделяется необходимость учета при контроле и оценке остаточного ресурса индивидуальных особенностей (фактического состояния) металла элементов из стали 12Х1МФ, поскольку интенсивность и особенности процессов деградации и развития поврежденное™ определяются исходным состоянием металла и условиями эксплуатации элементов (температурно-силовыми параметрами).

6. Разработаны методика исследования структурно-механических изменений и их классификация, позволяющая производить оценку степени разупрочнения стали 12Х1МФ на основании многокритериального подхода. Данная классификация может быть применена, в первую очередь, при оценке остаточного ресурса труб пароперегревателей, а также других высокотемпературных элементов.

7. Отмечена необходимость учета структурно-механической неоднородности исследованных элементов (распределения и относительной величины твердости, а также особенностей микроструктурного состояния в зонах наибольшего разупрочнения) при неразрушающем контроле.

8. Установлено, что для сварных соединений стали 12Х1МФ вероятность появления микроповрежденности металла порами в ЗТВ повышается в случае существования в ней значительной структурно-механической неоднородности металла. Наличие протяженной зоны разнозернистой структуры может свидетельствовать о неоднородной и низкой твердости в ЗТВ и, следовательно, благоприятной возможности для развития микроповрежденности.

9. Проведенные исследования структурно-механических изменений в условиях высокотемпературного нагружения стали 10Х9В2МФБР свидетельствуют о существенном влиянии температуры и напряжения на степень ее разупрочнения и о схожих со сталью 12Х1МФ предпосылках для возникновения повреждения при длительной эксплуатации - постепенном снижение прочности границ и, в частности, снижение микротвердости приграничных зон по сравнению с внутризеренными объемами.

Основное научное содержание диссертации отражено в публикации в периодическом научном издании, рекомендованном ВАК:

1. Баландина М. 10., Мочалов. Б. С. К вопросу оценки работоспособности металла длительно эксплуатирующихся гнбов паропроводов из стали 12Х1МФ. Тяжелое машиностроение, 2008, № 9, с. 32-33.

Кроме того, материалы диссертации представлены в следующих публикациях:

2. Петреня Ю. К., Судаков А. В., Данюшевский И. А., Лапухина Н. С., Баландина М. Ю. Расширение сортамента и области применения горячепрессованных труб из непрерывнолитой заготовки для элементов котлов и трубопроводов. Материалы конференции «Продукция предприятий ТМК как одно из средств решения проблем ресурсо- и энергосбережения в энергетике России». - Волжский трубный завод, январь 2002, с. 22-30.

3. Баландина М. Ю., Мочалов. Б. С. Анализ причин некоторых повреждений труб поверхностей нагрева паровых котлов. Котлонадзору России 160 лет.- СПб.: Астерион, 2003.- 316 с.

4. Баландина М. Ю., Мочалов. Б. С. Исследование степени микроповреждаемости и уровня твердости металла труб из стали 12Х1МФ после эксплуатации в условиях ползучести // Труды ЦКТИ, выпуск 293, 2004, с. 296-299.

5. Баландина М. Ю., Мочалов. Б. С. Влияние структурного состояния на надежность эксплуатации сварных соединений из стали 12Х1МФ. Тезисы докладов научно-практической конференции «Прочность и долговечность сварных конструкций в тепловой и атомной энергетике». - ЦНИИ КМ «Прометей», С-Пб, 25-27 сентября 2007, с. 103.

6. Баландина М. Ю., Мочалов. Б. С., Скоробогатых В. Н., Щенкова И. А. Влияние температурно-силовой выдержки на состояние микроструктуры и твердость стали 10Х9В2МФБР // Труды ЦКТИ, выпуск 296,2008 (в печати).

ПЛД №69-378 от 09.06.1999.

Ротапринт. Подписано в печать 20.11.2008. Формат бумаги 60х84'/|6. Объем 1,0 уч.-изд. л. Бумага офсетная. Тираж 100. Заказ 704.

ОАО «НПОЦКТИ». 191167, Санкт-Петербург, ул. Атаманская, д. 3/6

Оглавление автор диссертации — кандидата технических наук Баландина, Мария Юрьевна

Введение.

I. Литературный обзор.

1. Процессы деформирования и разрушения при ползучести.

2. Деградация структуры и свойств теплоустойчивых сталей типа 12Х1МФ в процессе высокотемпературной эксплуатации.

2.1. Влияний исходных параметров и условий эксплуатации на надежность и долговечность труб из теплоустойчивых сталей 11 типа 12Х1МФ.

2.2. Изменение структуры и фазового состава стали 12Х1МФ в процессе длительной эксплуатации.

2.3. Изменение механических характеристик теплоустойчивых сталей типа 12Х1МФ в процессе длительной эксплуатации.

3. Развитие поврежденности металла в процессе высокотемпературной эксплуатации.

3.1. Общие закономерности и механизмы зарождения пор при 23 ползучести.

3.2. Межзеренное разрушение при ползучести.

3.3. Особенности порообразования и эволюция 26 микроповрежденности.

4. Влияние наклепа на долговечность металла элементов из стали 29 12Х1МФ.

5. Высокохромистые стали — перспективные материалы для работы в условиях ползучести при температуре около 600°С.

6. Структурно-механическая неоднородность сварных соединений высокотемпературных элементов.

7. Критерии оценки состояния металла и остаточного ресурса высокотемпературного энергетического оборудования.

II. Предмет, методика и объекты исследования.

III. Исследование карбидных фаз металла стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации. ^ р

IV. Исследование особенностей микроструктурного состояния металла стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации.

V. Исследование твердости металла и микротвердости структурных составляющих стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации.

VI. Влияние структурно-механической неоднородности на надежность эксплуатации сварных соединений из стали 12Х1МФ.

VII. Оценка состояния металла высокотемпературного оборудования из стали 12Х1МФ в зависимости от полученных исследованных характеристик.

VIII. Влияние температурно-силовой выдержки на состояние микроструктуры и твердость стали 10Х9В2МФБР.

Выводы.

Введение 2008 год, диссертация по машиностроению и машиноведению, Баландина, Мария Юрьевна

В настоящее время уже стало тривиальным высказывание об устаревшем парке энергетического оборудования, отработавшем не только первоначально установленный расчетный, но и парковый ресурс. Одну из основных проблем в этой связи с точки зрения надежной и безопасной эксплуатации представляет высокотемпературное оборудование ТЭС, изготовленное из теплоустойчивых сталей 12Х1МФ, 15Х1М1Ф.

Наиболее широко используемая и хорошо себя зарекомендовавшая в теплоэнергетике сталь перлитного класса 12Х1МФ, из которой изготовлено большинство высокотемпературных элементов паропроводов и котлов, была разработана и внедрена в промышленное использование в 50-х годах.

Первоначально большинство паропроводов рассчитывалось на ресурс 100 тыс. часов при рабочей температуре однако по мере приближения к выработке расчетного ресурса, рабочая температура паропроводов была снижена до 530-540°С, что позволило продлить их дальнейшую эксплуатацию. На данный момент около 50 % паропроводов, изготовленных из стали 12Х1МФ, находятся за пределами паркового ресурса, в ряде случаев наработка паропроводов составляет 250-300 тыс. часов.

В настоящее время массовая замена изношенного оборудования маловероятна, поэтому срок службы действующего оборудования стараются продлить в пределах возможной безопасной эксплуатации. В последнее время, в связи с широко используемым понятием индивидуального ресурса, замена труб осуществляется по достижении критического состояния, выявленного по результатам экспертизы промышленной безопасности.

Изучению процессов, протекающих в металле труб из стали 12Х1МФ, посвящено многочисленное количество трудов [1-12, 16-19, 28-33, 35, 38-65, 72, 75]. Рядом НТД регламентируются периодичность, объемы и виды контроля элементов из стали 12Х1МФ [118, 123], критерии оценки состояния металла в исходном состоянии и после длительной эксплуатации давно разработаны и отражены в ряде документов [118, 121-124].

Вместе с тем, несмотря на многолетнее изучение процессов высокотемпературного деформирования данного материала, подход к контролю оборудования из стали 12Х1МФ зачастую носит однотипный характер, при котором не учитываются индивидуальные структурно-механические особенности .металла конкретных элементов. В виду существующих трудностей, контролю подвергаются выборочные элементы (не всегда наихудшие), состояние которых может не отражать работоспособность оборудования в целом. Общепризнанный метод контроля микроструктуры металла паропроводов и коллекторов с помощью реплик и переносного микроскопа часто дает стандартные результаты оценки микроповрежденности металла на уровне 2 балла шкалы, не являющиеся показательными с точки зрения разупрочнения материала [122]. Другим структурным особенностям металла при этом не уделяется должного внимания. Оценка механических характеристик неразрушающим методом (измерение твердости) вообще не предусмотрена [118]. Расчет остаточного ресурса обычно не учитывает фактические свойства материала, что затрудняет своевременную отбраковку или наоборот приводит к неоправданной перебраковке металла. Подобные трудности существуют и при оценке остаточного ресурса высокотемпературных труб поверхностей нагрева котлов, результаты расчета которого согласно [121] часто оказываются заниженными из-за несовершенной оценки балла структуры, согласно которому выбирается аД[1 при расчете.

Вместе с тем, оценка остаточного ресурса с учетом всех индивидуальных особенностей металла оборудования, изготовленного из широко применяемых сталей перлитного класса типа 12Х1МФ, подходящего к стадии предразрушения, особенно актуальна в настоящий момент пока модернизация оборудования ТЭС в массовом порядке не предвидится.

В последнее десятилетие в связи с развиваемой стратегией перехода теплоэнергетического оборудования к работе на сверхкритические параметры, в России были разработаны и усовершенствованы стали нового поколения — высокохромистые стали мартенситного класса - на базе существующих аналогичных отечественных сталей, не имевших ранее широкого использования в теплоэнергетике по ряду причин. Указанные стали обладают большим уровнем жаропрочности и окалиностойкости по сравнению со сталями перлитного класса, а по другим характеристикам также не уступают последним. Однако для успешного промышленного внедрения высокохромистых мартенситных сталей нового поколения необходимо проведение широкого комплекса исследовательских работ.

В связи с этим, необходима разработка классификации структурно-механических изменений металла широко применяемой стали 12Х1МФ и совершенствование методик контроля элементов из данной стали в целях повышения точности оценки остаточного ресурса.

Другой, не менее актуальной задачей, является исследование особенностей разупрочнения и развития поврежденности в условиях высокотемпературной эксплуатации новых сталей мартенситного класса, планируемых к внедрению.

Целью настоящей работы являлось проведение комплекса исследований металла высокотемпературных элементов котельного оборудования из стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации, разработка критериев и мероприятий, позволяющих обеспечить повышенную точность оценки остаточного ресурса элементов из этой стали и изучение механизмов разупрочнения новой стали марки 10Х9В2МФБР, планируемой к внедрению в производство для изготовления аналогичных котельных элементов с более высокой рабочей температурой.

В связи с этим в работе решались следующие задачи: исследование особенностей фазового состава, микроструктуры, твердости и микротвердости структурных составляющих металла высокотемпературных элементов из стали 12Х1МФ, поврежденных по различным причинам, и неповрежденного металла из данной стали после длительной эксплуатации;

- изучение связи микроповрежденности стали 12Х1МФ со структурно-механическими особенностями металла и закономерностей ее возникновения;

В первой главе настоящей работы обобщен мировой опыт и достижения в плане исследования изменения структуры и свойств металла элементов оборудования ТЭС в условиях длительной высокотемпературной эксплуатации, проанализированы предпосылки возникновения и эволюция микроповрежденности, рассмотрены применяемые методы и критерии оценки состояния металла из стали 12X1МФ.

Во второй главе обозначены объекты, подлежащие изучению, причины их выбора и описаны методы исследования.

В третьей главе показаны особенности фазового состава основного металла элементов, разрушившихся по различным причинам, неповрежденного металла из стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации, а также после испытаний находившегося в эксплуатации металла из стали 12Х1МФ на длительную прочность.

В пятой главе рассмотрены особенности распределения твердости и микротвердости структурных составляющих основного металла поврежденных элементов из стали 12Х1МФ. Показана неоднородность распределения твердости и микротвердости в пределах исследованных элементов.

В седьмой главе приведены категории оценки состояния металла высокотемпературного оборудования из стали 12X1МФ в зависимости от полученных исследованных характеристик.

В восьмой главе приводятся результаты исследования влияния высокотемпературного нагружения на структурно-механические характеристики стали 10Х9В2МФБР - кандидатного материала, планируемого к внедрению в промышленное использование для изготовления паропроводов с повышенными параметрами пара. Показаны схожие со сталью 12Х1МФ механизмы деградации структуры и свойств.

I. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

Заключение диссертация на тему "Влияние структурно-механической неоднородности на повреждаемость и долговременную прочность металла высокотемпературного оборудования ТЭС"

ВЫВОДЫ

2. Выявлены этапы деградации структуры и свойств стали 12Х1МФ в процессе длительного высокотемпературного нагружения, приводящего к возникновению и развитию поврежденности. Установлено, что повреждению стали, в процессе стандартных для теплоэнергетического оборудования режимов эксплуатации, предшествуют структурно-механические изменения: полная сфероидизация перлитной составляющей, завершение карбидной реакции с образованием карбида Ме2зСб, укрупнение карбидов, расположенных в виде сплошных цепочек по границам зерен, и, как следствие, снижение служебных характеристик стали.

- преобладающего содержания карбида Ме2зС6, некогерентно связанного с матрицей;

- наличия конгломератов крупных карбидов по границам зерен и одновременного существования участков структуры с границами зерен, свободными от карбидов; неравномерного распределения твердости и микротвердости структурных составляющих.

- доминирующее содержание крупных карбидов Ме23Сб, расположенных по границам зерен;

- снижение твердости и микротвердости структурных составляющих в локальных областях элементов (преимущественно зонах с наибольшим уровнем действующих напряжений);

5. Выделяется необходимость учета при контроле и оценке остаточного ресурса индивидуальных особенностей (фактического состояния) металла элементов из стали 12Х1МФ, поскольку интенсивность и особенности процессов деградации и развития поврежденности определяются исходным состоянием металла и условиями эксплуатации элементов (температурно-силовыми параметрами).

9. Проведенные исследования структурно-механических изменений в условиях высокотемпературного нагружения стали 10Х9В2МФБР свидетельствуют о существенном влиянии температуры и напряжения на степень ее разупрочнения и о схожих со сталью 12Х1МФ предпосылках для возникновения повреждения при длительной эксплуатации — постепенном снижение прочности границ и, в частности, снижение микротвердости приграничных зон по сравнению с внутризеренными объемами.

Библиография Баландина, Мария Юрьевна, диссертация по теме Материаловедение (по отраслям)

1. Петреня Ю. К. Физико-механические основы континуальной механики повреждаемости.- Санкт-Петербург, АООТ «НПО ЦКТИ», 1997.-147 с.

2. Салли А. Ползучесть металлов и сплавов и жаропрочные сплавы. Перевод с английского и научная редакция проф. И. Л. Миркина. М.: Государственное издательство оборонной промышленности, 1953.-291 с.

3. Крутасова Е. И. Надежность металла энергетического оборудования.-М.: Энергоиздат, 1981.-237 с.

4. Бологов Г. А., Крутасова Е. И., Новицкая Г. М. Ползучесть труб из стали 12Х1МФ в зависимости от структурного состояния. Теплоэнергетика, 1973, № 11, с. 76-78.

5. Векслер Е. Я. К вопросу о стабильности теплоустойчивой стали 12Х1МФ в процессе длительной эксплуатации // Теплоэнергетика.- 1971.- № 6.-с. 62-64.

6. Бугай Н. В., Березина Т. Г., Трунин И. И. Работоспособность и долговечность металла энергетического оборудования.- М.: Энергоатомиздат, 1994.- 272 с.

7. Березина Т. Г., Трунин И. И. Взаимосвязь предельно-допустимой деформации ползучести с поврежденностью материала паропроводов// Металловедение и термическая обработка металлов.- 1980.- № 12.- с. 34-37.

8. Пигрова Г. Д. Кинетика карбидных реаций в Сг-Мо-У-стали// Металловедение и термическая обработка металлов.- 1996.- № 8.- с. 2-4

9. Куманин В. И., Ковалева Л. А., Алексеев С. В. Долговечность металла в условиях ползучести. М.: Металлургия, 1988.-224 с.

10. Герасимов В. В., Переверзева О. В. Изменение структурных и механических характеристик жаропрочной стали при длительной эксплуатации в системах теплоэнергетических установок// Материаловедение.- 2004.- № 9.- с. 39-44.

11. Пигрова Г. Д. Влияние длительной эксплуатации на карбидные фазы в Cr-Mo-V сталях// Металловедение и термическая обработка металлов.- 2003.- № 3.- с. 6-9.

12. Горлова С. Н., Пискаленко В. В., Громов В. Е. Выделение карбидов в стали 12Х1МФ при длительной эксплуатации// Изв. вузов. Чер. Металлургия.-2001.-№6.-с. 77-78.

13. Wadsworth Jeffrey, Ruano Oscar A., Sherby Oleg D. Denuded zones, diffüsional crepp, and grain boundary sliding//Met. and Mater. Trans. A.- 2002. 33.-№ 2.-c. 219-229.

14. Gavriljuk V. G. Decomposition of cementite in pearlitic stell due to plastic deformation//Mater. Sei. and Eng. A.- 2003. 345.- № 1-2.- c. 81-89.

15. Kmetic Dimitrij, Tima Jelena Vojvodic, Arzensek Boris, Dvorsek Matjaz, Lenart Joze. Poskodbe na parovodih iz jekla 14MoV63// Mater. In tehnol.- 2003. 37.-№3-4,- c. 155-160.

16. Смирнов A. H. Микроструктура и физико-механические характеристики теплоустойчивой стали после длительной эксплуатации// Ремонт, восстановление, модернизация.- 2004.- № 7.- с. 28-33.

17. Антикайн П. А. Металлы и расчет на прочность котлов и трубопроводов.- 3-е изд., перераб.- М.: Энергоатомиздат, 1990.-368 с.

18. Трусов J1. П., Миркин И. JL, Горюшина М. Н. Изменение свойств металла паропроводных труб из стали 12Х1МФ в процессе длительной службы//Теплоэнергетика.-1972.-№ 6.- с. 4-7.

19. Березина Т. Г.,Шкляров М. И. Штромберг Ю.Ю. Оценка ресурса деталей энергооборудования, работающих в условиях ползучести с учетом структурного фактора//Теплоэнергетика.- 1992.- № 2,- с. 2-5.

20. Fujibayashi Shimpei, Ishikawa Yuuji, Arakawa Yoshiaki. Hardness based creep life prediction for 2.25Cr IMo superheater tubes in a boiler// ISIJ Int.- 2006. 46.- № 2,- c.325-334.

21. Seok Chang-Sung, Koo Jae-Mean. Evaluation of material degradation of lCr IMo - 0.25V steel by non-destructive method// Mater. Sci. and Eng. A.- 2005. 395,-№ 1-2.- c. 141-147.

22. Deng Yongqing, Zhu Lihui, Wang Qijiang, Zou Fengming. Study of property degradation of T23 heat-resistant steel based on microstructural evolution during creep // Steel Res. Int.- 2006. 77.- № 11.- c. 844-848.

23. Герасимов B.B., Переверзева O.B., Гребенщиков П.Т., Папилов Р.К., Шаронов А.В., Заводской А.В. Изменение структуры жаропрочной стали при длительной эксплуатации в системах теплоэнергетических установок «Татэнерго»// Энергетик.-2006.-№11.-с. 17-18.

24. Mihai D., Bujoreanu L. G. Mechanical properties degradation in a Cr-Mo low-alloy steel pipe after prolonged use for gas transport in a power plant station// Rev. met. CENIM. 2002. 38.- № 6,- c. 464-468.

25. Ryu K. S., Nahm S. H., Kim Y. I., Yu К. M., Son D. Degradation evaluation in aged lCr-lMo-0,25V steel using magnetic permeability// J. Mater. Sci. Lett. -2000. 19.- № 19.- c. 1759-1761.

26. Герасимов B.B., Переверзева O.B. Структурный износ металла в системах элементов теплоэнергетических установок на объектах «Татэнерго» // Изв. РАН. Энерг. -2005.- № 1,- с. 139-144.

27. Работнов Ю. Н. Ползучесть элементов конструкций. М.: «Наука», 1966.- 752 с.

28. Данюшевский И. А., Куприй Е. Б., Малкин М. Р., Гринь Е. А. Оценка остаточного ресурса с учетом микроповрежденности// Теплоэнергетика.- 2008.-№2,- с. 17-20.

29. Chao Chen, Yang Zhen-guo. Деградация свойств и механизмы повреждения труб из стали типа 12CrlMoV в процессе эксплуатации// Fudan xuebao. Ziran kexue ban=J. Fudan Univ. Natur. Sci.- 2003. 42.- № 1.- c. 1-6.

30. Куманин В. И. Структура, поврежденность и работоспособность теплостойкой стлн при длительной эксплуатации// Металловедение и термическая обработка металлов.- 1980.- № 12.- с. 26-29.

31. Елпанова Н. В., Березина Т. Г. Влияние структуры на кинетику разрушения стали 12Х1МФ при ползучести// Металловедение и термическая обработка металлов.- 1989.- №7.- с. 36-39.

32. Смирнов А. Н., Козлов Э. В., Конева Н. А., Попова Н. А. Субструктура, границы зерен и микротрещины в длительно работающем металле// Металловедение и термическая обработка металлов.- 2005.- № 4.- с. 34-39.

33. Березина Т. Г., Ашихмина J1. А., Карасев В. В. Разрушение стали 12Х1МФ при ползучести в области температур, близких к 0,5 Т11Л// Физика металлов и металловедение.- 1976, том 42, вып. 6.- с. 1281-1287.

34. Смирнов А. Н. Структурная поврежденность сталей и ее оценка спектрально-акустическим и электронно-микроскопическим методами// Контроль. Диагностика.- 2004.- № 4.- с. 13-18.

35. Минц И. И., Ходыкина JI. Е., Шульгина Н. Г., Ашмарина Н. В. Исследование особенностей разрушения при ползучести теплостойких Cr-Mo-V сталей//Металловедение и термическая обработка металлов.- 1989,.-№7.- с. 3336.

36. Злепко В. Ф., Меламед М. М., Швецова Т. А. Особенности длительного разрушения теплостойких сталей в условиях ползучести// Металловедение и термическая обработка металлов.- 1980.- №12,- с. 32-34.

37. Бетехтин В. И., Кадомцев А. Г., Петров А. И. Особенности микроразрушения металлов при высокотемпературной ползучести// Металловедение и термическая обработка металлов.- 1980.- №12.- с. 24-26.

38. Станюкович А. В., Лапухина Н. С. Влияние наклепа на склонность к высокотемпературной хрупкости стали 12Х1МФ// Труды ЦКТИ, Ленинград, вып. 169. 1979.-с. 45-52.

39. Крутасова Е. И., Слободчикова Н. И., Брагина Е. И. О повреждениях гибов паропроводных труб // Электрические станции.-1976.- № 1.- с. 19-21.

40. Израилев Ю. Л., Хромченко Ф. А. Живучесть паропроводов стареющих тепловых электростанций.: Москва-Иваново. Изд-во ИГЭУ, 2000.-545 с.

41. Ашихмина Л. А., Березина Т. Г., Гойхенберг Ю. Н. Анализ повреждаемости длительно работающих паропроводов// Электрические станции.- 1982.- № 9.- с. 36-39.

42. Векслер Е. Я., Чайковский В. М., Осасюк В. В. Эксплуатационная надежность паропроводов высокого давления из перлитных сталей после 150200 тыс. час работы// Металловедение и термическая обработка металлов.-1980.-№12,- с. 29-31.

43. Соломаха М. А., Алдакушин П. И. Повреждения гибов паропроводов высокого давления// Электрические станции.- 1976.- № 4- с. 28-31.

44. Станюкович А. В., Адамович В. К., Гофман Ю. М. Об увеличении срока эксплуатации паропроводов из сталей 12ХМ и 12Х1МФ со 100 до 200 тыс. час// Теплоэнергетика.- 1972.-№6.- с. 4-7.

45. Станюкович А. В., Бернацкая И. А. Исследование материала и характера разрушения гибов труб из стали 12Х1МФ// Труды ЦКТИ, Ленинград, вып. 169.- 1979,- с. 53-60.

46. Петреня Ю. К., Данюшевский И. А., Лапухина Н. С. Вопросы продления ресурса и оценки объема замены гибов паропроводов энергоблоков// Труды ЦКТИ, Ленинград, вып. 256.-1989.- с. 52-57.

47. Опарина И. Б., Ботвина Л. Р. Структурный аспект накопления повреждений в условиях ползучести металлов// Металлы.- 2004.- № 6.- с. 95-99.

48. Минц И. И., Березина Т. Г., Ходыкина Л. Е. Исследование тонкой структуры и процесса образования пор в стали 12Х1МФ при ползучести// Физика металлов и металловедение.- 1974.- том 37, вып. 4.- с. 823-831.

49. Минц И. И., Воронкова Л. Е. К вопросу о возможности временной эксплуатации поврежденных порами ползучести гибов паропроводов тепловых электростанций//Металловедение и термическая обработка металлов.- 1998.- № 8.- с. 21-26.

50. Минц И. И. Оценка индивидуального ресурса гибов паропроводов в зависимости от фактической поврежденности металла и условий эксплуатации// Энергетик,- 2007.- № 6.- с. 16-18.

51. Минц И. И., Новоселова Н. Г. О развитии разрушения в металле паропроводов ТЭС// Физика металлов и металловедение.- 2003.- том 96.- № 3.-с. 95-100.

52. Федосеенко А. В. Результаты стендовых испытаний натурных гибов паропроводов на длительную прочность и ползучесть// Теплоэнергетика.- 1999.-№ 5.- с. 13-20.

53. Злепко В. Ф., Швецова Т. А., Линкевич К. Р. Длительная прочность металла паропроводных труб из Cr-Mo-V сталей после эксплуатации на ТЭС// Теплоэнергетика.- 1999.- № 5.- с. 27-28.

54. Антикайн П. А. Длительная прочность металла долго работавшего паропровода как критерий эксплуатационной надежности// Теплоэнергетика.-1999.-№5.- с. 64-65.

55. Копсов А. Я., Балдин Н. Н., Трубачев В. М., Штерншис А. 3. Комплексная технология определения меры повреждения металла гибов паропроводов ТЭС// Электрические станции.- 1999.- № 12.- с. 24-29.

56. Шрон Р. 3., Минц И.И. К вопросу о' разупрочнении стали 12Х1МФ при длительном нагружении в условиях ползучести// Металловедение и термическая обработка металлов.- 2005 г.- № 4.- с. 39-42.

57. Земзин В. Н., Шрон Р. 3. Термическая обработка и свойства сварных соединений. Л.: Машиностроение, 1978.- 367 с.

58. Albert Shaju К., Matsui Masakazu, Watanabe Takashi, Hongo Hiromichi, Kubo Kiyoshi, Tabuchi Masaaki. Microstructural investigations on type IV cracking in a high Cr steel// ISIJ Int. 2002. 42.- № 12.- c. 1497-1504.

59. Komai Nobuyoshi, Masuyama Fujimitsu. Microstmctural degradation of the HAZ in 1 lCr 0.4Mo - 2W - V - Nb - Cu steel (P122) during creep// ISIJ Int. 2002. 42.- № 12 c.- 1364-1370.

60. Shinozaki Kenji, Li De-Jun, Kuroki Hidenori, Harada Hidemasa, Ohishi Koji. Analysis of degradation of creep strength in heat-affected zone of weldment of high Cr heat-resisting steel based on void observation// ISIJ Int. 2002. 42.- № 12,- c. 1578-1584.

61. Fujiibayashi Shimpei, Endo Takao. Creep behavior at the intercritical HAZ of a 1.25Cr- 0.5Mo steel//ISIJ Int. 2002. 42.-№ 11.-c. 1309-1317.

62. Tezuka H. Creep Damage at Fine Grained Heat Affected Zone of Seam Welded Cr-Mo Steel Pipes and a Proposed Mechanism of its Origination and Growth// Tetsu-to-hagane=Journal of the Iron and Steel Institute of Japan.- 2003. 89.-№ 126.- c. 1248-1254.

63. Fujiibayashi Shimpei, Endo Takao. Effect of carbide morphology on the susceptibility to type IV cracking of a l,25Cr 0,5Mo steel// ISIJ Int.- 2003. 43.- № 5.- c. 790-797.

64. Хромченко Ф. А. Ресурс сварных соединений паропроводов.- М.: Машиностроение, 2002, 352 с.

65. Дмитрик В. В., Конык А. И., Шелепов И. Г. Связь структуры сварных соединений паропроводов с их повреждаемостью// Енерг. та електриф. -2006.-№3.- с. 41-45.

66. Никифорчин Г. М., Студент О. 3., Дзюба I. Р., Степанюк С. М., Марков А. Д., Онищак Я. Д. Деградащя зварних з'еднань парогошв теплоелектростанцш у наводнювальному середовипц // Oi3.-xiM. мех. матер,-2004. 40.-№6.- с. 105-110.

67. Герасимов В. В., Переверзева О. В. Микроповреждаемость жаропрочной стали при длительной эксплуатации металла в системах элементов теплоэнергетических установок// Материаловедение.- 2006.- № 4.- с. 31-36.

68. Артамонов В. В., Красноперова Д. Е., Алиферов О. В., Артамонов В. П. Об остаточном ресурсе пароперегревателей // Контроль. Диагност.- 2005.- № 6.- с. 22-24.

69. Fujiibayashi Shimpei, Endo Takao. Анализ ползучести стали 1,25Сг — 0,5Мо в условиях эксплуатации с использованием омега-метода// Tetsu to hagane=J. Iron and Steel Inst. Jap.- 2002. 88.- № 7,- c. 406-412.

70. Kim Jeong-Pyo, Seok Chang-Sung. Исследование ухудшения свойств стали 1Сг IMo — 0,25V ультразвуковыми методами// Те hangi kyohag hvinon mun chib. A=Trans. Kor. Soc. Mech. Eng. A. -2001.- № 12.- c. 2116-2124.

71. Пискаленко В. В., Данилов В. И., Зуев JI. Б., Громов В. Е., Апасов А. М. Деградация структуры и свойств теплостойких котельных сталей в процессе эксплуатации энергетического оборудования// Изв. вузов. Чер. металлургия.-2002.- № 6.- с. 60-62.

72. Гофман Ю. М., Винокурова Г. Г. Диагностика контроля гибов паропроводных труб с использованием метода магнитной памяти металлов// Теплоэнергетика.- 2002.- № 12.- с. 55-56.

73. Добровольский В. Е., Кривенюк В. В., Мухопад Г. В., Дуравкин И. П., Солдатов С. С. Деформация ползучести как критерий оценки ресурса паропроводов ТЭС// Энерг. и электриф.- 2002.- № 11.- с. 35-38.

74. Пивник П. Б., Гофман Ю. М. Результаты опробования метода «магнитной памяти» металла на электростанциях Уралэнерго// Электр, ст.-2002.-№ ц. с. 24-26.

75. Дубов А. А. Проблемы оценки остаточного ресурса стареющего оборудования// Теплоэнергетика. -2003.- № 11,- с. 54-57.

76. Zhang Du-qing, Wang Xue-liang, Zhang Guang-cheng, Zhang Bing-fa. Оценка остаточного ресурса котельной трубы по измерению состояния оксидной пленки на внутренней стенке// Jidianqi=Relay.- 2003. 31.- № 8.- с. 4950.

77. Гофман Ю. М., Оценка надежности контроля сварных соединений паропроводов тепловых электростанций// Дефектоскопия.- 2003.- № 3.- с. 70-72.

78. Березина Т. Г. Структурный метод определения остаточного ресурса деталей длительно работающих паропроводов// Теплоэнергетика.- 1986.- № 3.-с. 53-56.

79. Хапонен Н. А., Шевченко П. Н., Рассохин Г. И. Микроповрежденность как критерий оценки состояния металла и остаточного ресурса паропроводов ТЭС// Безопасность труда в промышленности.- 2004.- № 5.- с. 42-44.

80. Манилова Е. П. Кинетика фазово-структурных процессов в условиях длительной эксплуатации в 12 % хромистой стали (ЭП 428). Автореферат на соискание ученой степени кандидата технических наук, Санкт-Петербург, 2005.

81. Scobir Danijela Anica, Vodopivec Franc, jenko Monika, Spaic Savo, Markoli Bostjan. Vpliv popuscanja na fazno sestavo karbidnih izlockov v jeklu X20CrMoV121// Mater, in tehnol.- 2003. 37,- № 6,- c. 353-358.

82. Kimura Megumi, Yamaguchi Koji, Hayakawa Masao, Kobayashi Kazuo. Микроструктура и пограничные выделения в ферритной жаростойкой стали 912% Cr.- Tetsuto hagane=J. Iron and Steel Inst. Jap.- 2004. 90.- № 1.- c. 27-32.

83. Götz G., Blum W. Influence of thermal history on precipitation of hardening phases in tempered martensite 10%Cr-steel X12CrMoWVNbN 10-1-17/ Mater. Sei. and Eng. A.- 2003. 348,- № 1-2.- c. 201-207.

84. Tokano Koji, Tsuchiyama, Takaki Setsuo. Влияние предварительной деформации на дисперсию карбидных выделений в стали 12% Cr-0,1C// Tetsu to hagane=J/Iron and Steel Inst. Jap. -2002. 88.- № 11.- c. 779-785.

85. Kim Sung Ho, Song B. J., Ryu Woo Seog. The effect of W and N addition on the mechanical properties of lOCr steels// Metals and Mater. Int. 2001. 7.- № 4.- c. 297-302.

86. Sawada Kota, Taneike Masaki, Kimura Kazuhiro, Abe Fujio. Effect of nitrogen content on microstructural aspects and creep behavior in extremely low carbon 9Cr heat-resistant steel// ISIJ Int. 2004. 44.- № 7.- c. 1243-1249.

87. Hald John, Korcakova Leona. Precipitate stability in creep resistant ferritic steels — experimental investigations and modeling// ISIJ Int.- 2003. 43.- № 3.-c. 420-427.

88. Kadoya Yoshikuni, Dyson Brian F., McLean Malcolm. Microstructural stability during creep of Mo- or W-bearing 12Cr steels// Met. and Mater. Trans. A. -2002. 33.- № 8,- c. 2549-2557.

89. J. Hald. Creep strength and ductility of 9 to 12 % chromium steels// Materials at high temperatures 21(1).- 2004.- c. 41-46.

90. Hu Zheng-fei, Yang Zhen-guo. Снижение свойств и их восстановление у жаростойкой, содержащей 12% Сг стали, применяемой для длительной эксплуатации при высоких температурах// Jinshu rechuli=Heat Treat. Metals.2002. 27,-№ 12.-с. 1-5.

91. Toda Yoshiaki, Seki Kazuhiro, Kimura Kazuhiro, Abe Fujio. Effect of W and Co on long-term creep strength of precipitation strengthened 15Cr ferritic heat resistant steels// ISIJ Int.- 2003. 43.- № 1.- с. 112-118.

92. Endo Takao, Masuyama Fujimitsu, Park Kyu-Seop. Изменение твердости и субструктуры в процессе ползучести стали Mod. 9Сг-1Мо// Tetsu to hagane=J. Iron and Steel Inst. Jap.- 2002. 88.- № 9.- c. 526-533.

93. Sklenicka V., Kucharova K., Svoboda M., Kloc L., Bursik J., Kroupa A. Long-term creep behavior of 9-12%Cr power plant steels// Mater. Charact.- 2003. 51.- № 1.- c. 35-48.

94. Nakashima Hideharu. Прочность и структура жаропрочных сталей при высоких температурах// Tetsu to hagane=J. Iron and Steel Inst. Jap. -2004. 90.- № 2.- c. 73-78.

95. Ishii Ryuichi, Tsuda Yoichi, Fuujiyama Kazunari, Kimura Kazushige, Saito Kiyoshi. Определение повреждений от ползучести стали 10Cr-lMo-lW-VNbN, вызванных разупрочнением// Tetsu to hagane=J. Iron and Steel Inst. Jap.2003. 89.- № 6.- c. 699-704.

96. Смирнов А.Н. Механические свойства длительно работающих сталей и природа предела текучести// Вестн. Кузбасс, гос. Техн. Ун-та. -2004.- № 1.- с. 35-42.

97. Куманин В. И. Об изменении состояния границ зерен в котельной стали в процессе эксплуатации// Металловедение и термическая обработка металлов,- 1981,- № 3.- с. 37-39.

98. Баландина М. Ю., Мочалов. Б. С. К вопросу оценки работоспособности металла длительно эксплуатирующихся гибов паропроводов из стали 12Х1МФ// Тяжелое машиностроение.- 2008.- № 9.- с. 32-33.

99. Баландина М. Ю., Мочалов. Б. С. Исследование степени микроповреждаемости и уровня твердости металла труб из стали 12Х1МФ после эксплуатации в условиях ползучести // Труды ЦКТИ, выпуск 293.- 2004.-с. 296-299.

100. Баландина М. Ю., Мочалов. Б. С. Анализ причин некоторых повреждений труб поверхностей нагрева паровых котлов// Котлонадзору России 160 лет.- СПб.: Астерион, 2003.- с. 316-318.

101. ПБ 10-574-03. Правила устройства и безопасной эксплуатации паровых котлов. Серия 10. Выпуск 24/ Колл. авт.- М.: Государственное унитарное предприятие «Научно-технический центр по безопасности в промышленности Госгортехнадзора России».- 2003.- 216 с.

102. РД 34.17.452-98. Методические указания о порядке проведения работ при оценке остаточного ресурса пароперегревателей котлов электростанций. — М.:ВТИ.- 1998.-27 с.

103. ОСТ 34-70-690-96. Металл паросилового оборудования электростанций. Методы металлографического анализа в условиях эксплуатации М.: ВТИ,- 1997.- 44 с.

104. СО 153-34.17.470-03. Инструкция о порядке обследования и продления срока службы паропроводов сверх паркового ресурса. — М.: ЦПТИ ОРГРЭС,- 2004,- 63 с.

105. ГОСТ 2999-75. Металлы и сплавы. Метод измерения твердости по Виккерсу.

106. ГОСТ 9450-76. Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников.

107. ГОСТ 10145-81. Металлы. Метод испытания на длительную прочность.

108. ГОСТ 3248-81. Металлы. Метод испытания на ползучесть.

109. Агапьев Б. Г., Белов В. Н., Кесаманлы Ф. П., Козловский В. В., Марков С. И. Обработка экспериментальных данных.- Санкт-Петербург, СПбГПУ.- 2001.- 84 с.

110. Пигрова Г. Д. Современные методы исследования структуры материалов. Учебное пособие. С-Пб, СЗПИ, 1997.- 60 с.

111. Пигрова Г. Д. Процессы выделения фаз в жаропрочных сталях и сплавах для энергетического машиностроения. Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук. Санкт-Петербург, 1993.- 320 с.

112. О. Richardot, J. С. Vailant. Vallourec & Mannesmann Tubes. The T92/P92 Book. 2000.

113. РД 10-249-98. Нормы расчета на прочность стационарных котлов и трубопроводов пара и горячей воды. С-Пб, АООТ «НПО ЦКТИ», 1999.- 228 с.

114. ТУ 14-ЗР-55-01. Трубы стальные бесшовные для паровых котлов и трубопроводов. Технические условия.- 2001.

115. ТУ 14-3-460-00. Трубы стальные бесшовные для паровых котлов и трубопроводов. Технические условия.- 2000.

116. Уточнение и дополнение расчетных характеристик ресурса конструкционных материалов (в 2-х томах). Банк испытаний на кратковременный и длительный разрыв материалов оборудования ТЭС и АЭС.-1989.

Похожие работы

Машиностроение и машиноведение
05.02.00