При создании турбин мощностью 500 и 800 МВт наиболее сложной оказалась проблема выбора материала для насадных дисков цилиндра низкого давления (ЦНД), так как уровень расчетных напряжений оказался предельным для применявшейся ранее стали 34XH3MA.
В турбине К-800-240-2 наиболее нагруженные диски предпоследних ступеней ротора ЦНД изготовлены из стали 35ХН1М2ФА. Эта сталь, а также стали 35ΧΗ3ΜΦΑ и 25Х2Н4МФА по сравнению со сталью 34XH3MA при относительно равной прочности имеют более высокие температурный запас вязкости и пластические свойства, что очень важно для повышения сопротивляемости хрупкому разрушению.
Химический состав, %, и результаты газового анализа роторных сталей
Таблица G-10
Механические свойства образцов роторных сталей при комнатной температуре
Отечественный и зарубежный опыт эксплуатации турбин большой единичной мощности показал, что для оценки работоспособности металла оборудования существующие критерии необходимо дополнить новыми в зависимости от условий и характера приложения действующих нагрузок. Для обеспечения работоспособности металла оборудования требуется сочетание Достаточно высоких характеристик прочности и сопротивления металла хрупкому разрушению. В [6-9] показано, что стали роторов должны обладать температурным запасом по вязкости (определяемым как разность рабочей температуры и критической температуры хрупкости, соответствующей J50% вязкой составляющей в изломе) не менее чем 30°С. Фундаментальные характеристики сопротивления металла разрушению основаны на закономерностях линейной механики разрушения и характеризуют локальные свойства материала (у вершины трещины) для определенного вида напряженного состояния в отличие от общепринятых характеристик прочности и пластичности, усреднение учитывающих свойства образца при нагружении. Поэтому работоспособность сталей 34XH3MA и 25Х2Н4МФА, предназначенных для роторов ЦНД мощных турбин, исследовалась и оценивалась по условию обеспечения циклической и хрупкой прочности. Исследовался металл натурного диска из стали 34XH3MA и опытно-промышленной поковки ротора из стали 25Х2Н4МФА, вакууми- рованных при разливке (табл. 6-9 и 6-10).
Термическая обработка элементов проводилась на заводах-изготовителях в соответствии с технологическими инструкциями и заключалась в изотермическом отжиге, закалке и отпуске.
Испытания на усталостную прочность проводились при комнатной температуре в условиях консольного изгиба на машинах МИП-8М, позволяющих нагружать вращающийся образец по симметричному циклу с частотой 3 тыс. циклов/мин при базе испытаний 10 млн. циклов.
Испытывали гладкие образцы диаметром 8 мм и образцы с круговым надрезом радиусом в вершине г=1 мм, который создавал концентрацию напряжений, характеризующуюся теоретическим коэффициентом
α=1>9·
С помощью специального стробоскопического устройства и оптического микроскопа наблюдали за образованием трещины на полированной поверхности образца и ее развитием. Изменение длины трещины с увеличением числа циклов регистрировалось при увеличении микроскопа в 56 раз с помощью шкалы фазосинхронизатора. Минимальная измеряемая длина трещины; 0,05 мм. При уровнях напряжений, не превышающих 1,2 предела выносливости, длину усталостной трещины измеряли при частоте нагружения 3 тыс. циклов/мин. При более высоком уровне напряжений измерения вели при частоте 300 циклов/мин.
Результаты испытания на усталость исследуемых сталей представлены на рис. 6-7. Обе стали имеют одинаковый предел усталости при испытании гладких образцов (σ_ι= =41-1-40 кгс/мм2). Отношение предела усталости к пределу прочности при этом составляет 0,48—0,49. Предел усталости образцов с надрезом
о , резко снижается. Для стали- 25Х2Н4МФА =25 кгс/мм2, а отношение σ 1, /σΒ=0,31. Коэффициент чувствительности к концентрации напряжений . = 0,6.
В табл. 6-11 приведены пределы усталости и параметры уравнения кривой усталости lg N=А—т lg σ, где N — число циклов; σ — напряжение; А и т — параметры уравнения в логарифмической форме (т — показатель наклона левой ветви кривой усталости); Κσ — эффективный коэффициент концентрации напряжений.
Наклон левой ветви кривой усталости, определяемый параметром т, характеризует «живучесть» образцов при перегрузках. Для гладких образцов обеих сталей параметр т по кривым разрушения имеет одинаковые значения (5,75—5,80.).
Кривая усталости по началу образования трещины для стали 25Х2Н4МФА имеет более высокий параметр т (9,91), что указывает на большую «живучесть» образцов из этой стали при перегрузках до начала образования трещины.
Рис. 6-7. Кривые усталости сталей 34XH3MA (а) и 25Х2Н4МФА (б).
X — по началу образования трещииы; ф — по моменту разрушения; / — гладкие образцы; 2— образцы
с надрезом.
Результаты исследования закономерностей развития усталостного разрушения представлены в виде графиков зависимости относительной длины трещины l[L от относительной долговечности Nj-Nv (рис. 6-8). За относительную принята длина трещины I, отнесенная к периметру опасного сечения образца а, а за относительную долговечность — число циклов N до образования трещины длиной I, отнесенное к разрушающему числу циклов N р.
Пределы усталости и параметры уравнения кривой
IgA = А — т lg я
Таблица 6-11
Развитие усталостного разрушения как гладких образцов, так и образцов с надрезом соответствует принятой схеме процесса разрушения и проходит три основные стадии [6-10]: начало образования трещины си; начало перехода от медленного роста трещины к ускоренному аг; начало стремительного роста трещины, приводящего к окончательному разрушению аз. Параметр £>ι характеризует скорость медленного, v2 — ускоренного и v3 — стремительного роста трещины; D\, £>2, Dp — относительный размер усталостной трещины в конце каждой стадии ее развития.
Эти параметры изменяются в зависимости от уровня напряжения, материала и концентрации напряжений.
Рост напряжений приводит к повышению скорости роста трещин. При одинаковом относительном, уровне напряжений (σ/σ_ι=1,1). скорости роста трещины υ2 близки у обеих сталей. Параметр D2 практически не зависит от уровня напряжений, среднее его значение составляет 0,057—0,046 для обеих сталей.
Параметр D0 зависит от уровня напряжения. Характер изменения параметров а с ростом напряжений одинаков у гладких образцов и у образцов с надрезом из стали 25Х2Н4МФА. Концентрация напряжений приводит только к более раннему началу отдельных стадий роста трещины, особенно к раннему возникновению трещины аь
Рис. 6-8. Рост усталостной трещины в сталях 34XH3MA (а) и 25Х2Н4МФА (б) при одинаковом уровне напряжений.
Таблица 6-12
Данные испытаний образцов на усталостную прочность при я/я _, = 1,1
Таблица 6-13
Работа зарождения и распространения трещин сталей 34ХИЗМА и 25Х2Н4МФА в условиях ударного изгиба
В табл. 6-12 приведены сравнительные характеристики усталостных свойств и параметров стадий усталостного разрушения для гладких образцов (при одинаковом уровне напряжения σ/σ-]=1,1), где Νι — число циклов до начала образования трещины; Ν2 — до начала перехода к ускоренному росту трещины; Ν3 — до стремительного роста трещины; Νν — до разрушения.
Полученные экспериментальные данные о параметрах стадий усталостного разрушения сталей 34ΧΗ3ΜΑ и 25Х2Н4МФА позволяют определить зависимость между скоростью роста трещины, глубиной ее распространения и напряжением в виде уравнения
где К — коэффициент интенсивности напряжений, вычисляемый по формуле [6-11]
I — глубина трещины; Ζ — коэффициент, зависящий от отношения глубины трещины к диаметру образца; сир — константы материала.
Сопротивление металла хрупкому разрушению оценивалось по критической температуре перехода из вязкого в хрупкое состояние путем испытания на ударный изгиб образцов типа Менаже в интервале температур от —196 до +100°С.
Для стали 34ΧΗ3ΜΑ критическая температура хрупкости txp, определенная по критерию 50% волокна в изломе образца, оказалась 25°С, а для стали 25Х2Н4МФА — 70°С. Следовательно, при температурах, близких к комнатной, сталь 34XH3MA склонна к хрупкому разрушению, а 25Х2Н4МФА обладает значительным запасом сопротивляемости разрушению (табл. 6-13).
Для определения работы зарождения А3 и распространения Ар трещины пользовались двумя методами. Первый заключался в испытании на ударный изгиб образцов с надрезом и усталостной трещиной. Трещины длиной 0,2—2,5 мм наносились на специальном вибраторе. Испытания проводились при различных температурах, выбранных в соответствии с кривыми порогов хладноломкости, т. е. температурах, при которых металл находится в разном состоянии (вязкого, хрупкого, квазивязкого разрушения).
Параметр Ар определялся путем построения зависимости работы разрушения Аа от длины трещины (рис. 6-9). Критическое значение Лр определялось по уровню горизонтального участка кривой; параметр .Лη — из зависимости Лз=Лн—Лр. В области вязкого разрушения (кривая 2 на рис. 6-9,а) Ар определялась с учетом 16-12].
Второй метод определения А3 и Лр заключался в испытании на ударный изгиб образцов Менаже при комнатной температуре на маятниковом копре ПСВО-ЗО с записью диаграммы деформации.
Анализ диаграмм деформации образцов из стали 25Х2Н4МФА показал, что трещина распространяется через все сечение при вязком ;разрушении образца.
Диаграммы
деформации образцов из стали 34ΧΗ3ΜΑ типичны для полухрупкого разрушения. Оба метода дают хорошо совпадающие результаты при температуре испытания 20°С.
С повышением температуры испытания Ар возрастает. В исследованном интервале температур сталь 25Х2Н4МФА имеет более высокую сопротивляемость распространению трещины, чем 34ΧΗ3ΜΑ.
Результаты испытаний показали, что сталь 25Х2Н4МФА более стойка против хрупкого разрушения, чем 34ΧΗ3ΜΑ. Температурный запас вязкости для этой стали составляет около 100°С, в то время как для стали 34ΧΗ3ΜΑ он практически отсутствует.
Кроме того, сталь 25Х2Н4МФА в большей степени сопротивляется распространению трещины при температурах ниже 100оС.
Рис. 6-9. Определение критической температуры хрупкости и работы разрушения сталей 34XH3MA (а) и 25Х2Н4МФА (б) при температуре испытания: —50°С (/); +25°С (2); —70°С (5) и +25°С (4) и кривые их хладноломкости (в, г).
Вязкость разрушения сталей 34XH3MA и 25Х2Н4МФА при различных уровнях прочности:
Для оценки статической вязкости разрушения использовался параметр Kic, определяемый путем испытания на растяжение цилиндрических образцов с острым надрезом (радиус закругления дна надреза / =0,025 мм) при отношении d)D=0,7 (d — диаметр в надрезе; D — наружный диаметр образца).
При выбранной геометрии образца и надреза значение Kic подсчитывалось согласно [6-13] по формуле
где σ,γ—номинальное напряжение разрушения, т. е. максимальная нагрузка, деленная на первоначальное сечение в надрезе.
Учитывая, что вязкость разрушения в значительной степени зависит от уровня прочности материала, сравнивали исследуемые материалы не по абсолютному значению Kic, а по характеру изменения вязкости разрушения с повышением предела текучести. Для получения разных значений предела текучести образцы стали обеих марок подвергались и последующему отпуску при разных температурах в интервале 220— 650°С. Температуру и время выдержки при отпуске подбирали таким образом, чтобы после термической обработки обе стали имели одинаковый уровень прочности. Результаты определения вязкости разрушения сталей приведены в табл. 6-14.
Одним из условий получения достоверных значений Kic является отсутствие общего течения материала в надрезе, т. е. σ.ν/σο,2 1,1- Если это отношение больше 1,1, при применении вышеупомянутой формулы получается некоторая условная величины KQ и (той же размерности, что и Kic), характеризующая сопротивление материала распространению трещины при наличии некоторой пластической деформации в надрезе.
Из приведенных в табл. 6-14 данных следует, что при выбранном диаметре образца (10 мм) ни для одного из полученных уровней прочности не удается получить истинных значений Kic. Однако сопоставление марок стали по Kic правомочно, поскольку при одном и том же уровне прочности для обеих марок получаются близкие значения отношения σΝ/στ·
Кривые изменения К®е в зависимости от От исследуемых сталей приведены на рис. 6-10.
Рис. 6-10. Зависимость вязкости разрушения сталей 34ΧΗ3ΜΑ (/) и 25Х2Н4МФА (2) от их предела текучести.
Непрерывное возрастание AQic с повышением <гт связано с тем, что ни при одном из исследованных уровней <гт не выполняется условие Од-=йП,1 στ. Аналогичное явление наблюдалось при изучении,. зависимости Aic от наружного диаметра образца D. До тех пор, пока не было выполнено условие σ =1,1 στ, Aic непрерывно возрастало с увеличением D. Как только это условие было выполнено, кривая вышла на «плато».
При относительно невысоких значениях στ (от 60 до 100 кге/мм2) обе марки стали практически имели одинаковые значения Aic· При сгт« 100 кге/мм2 кривые пересекаются. При στ>100 кге/мм2 у стали 25Х2Н4МФА более высокая статическая вязкость разрушения, т. е. при высоких уровнях прочности сталь 25Х2Н4МФА имеет явное преимущество перед сталью 34ΧΗ3ΜΑ.
Таким образом, комплекс проведенных испытаний четко показал, что сталь 25Х2Н4МФА обладает более высокой сопротивляемостью хрупкому разрушению и практически имеет идентичную циклическую выносливость- (σ-ι=40-5- 41 кге/мм2) при комнатной температуре в сравнении со сталью 34ΧΗ3ΜΑ. Это определило выбор марки стали для роторов ЦНД турбин 500 и 800 МВт.
