Живучесть паропроводов стареющих ТЭС - Характеристики теплоустойчивых низколегированных перлитных сталей

Экспертиза современного состояния проблемы: влияние различных факторов на живучесть элементов паропроводов ТЭС
В настоящей главе рассматриваются проблемы живучести прямых труб, гибов, деталей арматуры, впрыскивающих пароохладителей паропроводов. Основные факторы, определяющие живучесть сварных соединений паропроводов, представлены в гл. 4.
Характеристики теплоустойчивых низколегированных перлитных сталей, применяемых для изготовления паропроводов

Общие положения

К сталям, применяемым для изготовления паропроводов тепловых электростанций, предъявляется ряд требований. Они должны обладать определенными эксплуатационными характеристиками:

1. возможно более высокой жаропрочностью, критерием которой принимается условный предел ползучести или длительной прочности;
2. высокой способностью к пластической деформации при длительном разрыве;
3. стабильностью структуры и механических свойств при рабочих параметрах;
4. коррозионной стойкостью в воздушной атмосфере при контакте с теплоизоляционными материалами, а также в паре высокого и сверхкритического давления.

Важны также технологические свойства металла паропроводов, который должен обладать:

1. высокой пластичностью в горячем и холодном состояниях, обеспечивающей изготовление труб и их холодную и горячую гибку на трубогибочных станах;
2. хорошей свариваемостью всеми видами промышленной сварки.

Из приведенного перечня требований следует, что создание сталей для даропроводов представляет известную трудность, главным образом из-за необходимого сочетания высокой жаропрочности и хороших технологических свойств.
Эта трудность определяется тем, что повышение жаропрочности и коррозионной стойкости неизбежно связано с увеличением содержания в стали тегирующих элементов, а это, в свою очередь, ведет к ухудшению технологических свойств (свариваемости и пластичности) и усложнению термической обработки.
Учитывая относительно высокую металлоемкость паропроводов ТЭС, необходимо минимальное содержание в сталях дорогих легирующих элементов.
Необходимую прочность в низколегированных перлитных сталях получают за счет комплексного легирования молибденом, хромом и ванадием.
В зависимости от значения служебной температуры используют стали, легированные одним или несколькими элементами (помимо углерода). С повышением рабочей температуры, а также ростом требований по жаропрочности состав стали усложняется. К. А. Ланской [2] приводятся следующие сравнительные данные по пределу длительной прочности при температуре 050 °C за 105 ч в зависимости от легирования:

В большинстве случаев низколегированные Мо, Сг-Мо и Cr-Mo-V стали содержат 0,08-0,12% углерода. М.В. Приданцевым и К. А. Ланской [3] было показано, что повышение содержания углерода в перлитных сталях отрицательно сказывается на сопротивлении ползучести и длительной прочности.

Основы структурной теории жаропрочности низколегированных перлитных сталей

При создании паропроводных теплоустойчивых перлитных сталей и разработке технологии их термической обработки исходили из основных положений структурной теории жаропрочности [2-4], предусматривающих:

1. повышение путем легирования сил межатомных связей в кристаллической решетке структурных составляющих стали;
2. повышение теплоустойчивости, которое обеспечивается легированием элементами, задерживающими процесс разупрочнения и повышающими температурный порог рекристаллизации феррита;
3. обеспечение упрочнения твердого раствора сталей и дисперсионного упрочнения; важным структурным фактором, определяющим жаропрочность, является количество, размер и характер распределения карбидных частиц;
4. обеспечение удовлетворительной закаливаемости и прокаливаемости сталей.

При разработке режимов термической обработки для каждой марки стали стремились достичь:

1. субструктурного упрочнения при термической обработке;
2. упрочнения за счет выделения дисперсных карбидных частиц;
3. термической стабильности упрочненного состояния;
4. достаточной технологической и эксплуатационной пластичности.

Повышенная жаропрочность перлитных сталей достигается путем предотвращения или затруднения деформации при возможно более высоких температурах. Для этого стараются предотвратить зарождение элементарных актов пластической деформации упрочнением межатомных связей в матрице твердого раствора. Это достигается с помощью рационального легирования, а также создания препятствий для движения дислокаций за счет большого числа мелкодисперсных включений вторичных фаз, или созданием устойчивой субструктуры [2, 5, 6].
Упрочнение твердого раствора, в частности феррита в низколегированных перлитных сталях, происходит в результате скопления атомов примесей вокруг дислокаций, силового взаимодействия этих атомов с дислокациями и торможения перемещения последних. Скопление атомов примесей у дислокации наблюдается как в теле зерен, так и, особенно, по границам зерен и субзерен. Упрочнение твердого раствора достигается при образовании небольших объемов с повышенной концентрацией легирующего элемента, расположенным закономерным образом в поликристаллическом металле. Такое расположение атомов легирующих элементов обеспечивает более эффективное использование сил межатомного взаимодействия.
Еще более сильного упрочнения можно добиться путем создания в стали барьеров для перемещения дислокаций: мелкодисперсных равномерно распределенных карбидов, а также создания устойчивой сетки закрепленных дислокаций и т.п. Степень упрочнения тем выше, чем выше плотность дефектов. Это положение справедливо до определенного предельного насыщения металла дислокациями, пока в результате их накопления не начнут образовываться несплошности типа трещин.
Блокирование перемещений дислокаций в перлитных жаропрочных сталях достигается при равномерно распределенных в объеме мелкодисперсных карбидов. Этот механизм упрочнения позволяет достигнуть более высоких результатов в отношении жаропрочности по сравнению с укреплением межатомных связей в кристаллической решетке.
Основными карбидообразующими элементами в перлитных жаропрочных сталях являются ванадий, молибден и хром. Равномерное распределение карбидов достигается в результате оптимального легирования и соответствующей термической обработки. Для образования мелкодисперсных карбидов в структуре стали необходимо, чтобы концентрация легирующего элемента или комбинации элементов превысили предел растворимости их в феррите.
В процессе охлаждения жаропрочной перлитной стали формируются включения карбидной фазы при последовательном прохождении следующих этапов:

1. образование зон с повышенной концентрацией упрочняющих примесей путем диффузии;
2. перестройка кристаллической решетки в областях, обогащенных примесями, формирование кристаллической решетки новой фазы при наличии когерентной связи с кристаллической решеткой матрицы;
3. нарушение когерентной металлической связи с решеткой матрицы с образованием самостоятельных весьма дисперсных частиц новой фазы; коагуляция частиц новой фазы.

В перлитных термически упрочняемых сталях мелкодисперсные частицы второй фазы — карбиды образуются при отпуске пересыщенного твердого раствора. Количество, размер, форма и характер распределения дисперсных частиц упрочняющей фазы в решающей степени определяют жаропрочные свойства сталей этого типа.
При выборе комплекса легирующих элементов и режима термической обработки сталей для паропроводов стремятся получить не только высокую жаропрочность, но и хорошую деформационную способность, достаточную для обеспечения высокой конструкционной прочности при наличии резких переходов сечения гибов, сварных соединений и других концентраторов напряжения.
В процессе длительной работы под напряжением при высоких температурах в стали происходит изменение исходной структуры и фазового состава. При этом изменяется тонкая структура: развивается фрагментация (дробление) зерен, внутри них образуется субструктура, увеличивается угол разориентировки на границах субзерен и т.п. С течением времени в результате развития процессов сфероидизации и коагуляции фаз тип первоначальной структуры изменяется.
Комплексное влияние легирующих элементов на сопротивление ползучести перлитных сталей при высоких температурах выражается, прежде всего, в упрочнении матрицы твердого раствора молибденом [7] и выделении при старении в условиях эксплуатации вторичных мелкодисперсных карбидов. Молибден — элемент с большим, чем у железа, атомным радиусом — увеличивает параметр решетки твердого раствора и тем самым упрочняет феррит.
Повышая жаропрочность феррита, молибден также повышает температуру рекристаллизации а- и γ-растворов. Особенно высокое сопротивление ползучести наблюдается в Cr-Mo-V сталях со структурой бейнита, образованию которого в значительной степени способствует молибден [3].
Необходимо отметить, что в присутствии молибдена резко снижается чувствительность сталей к тепловой хрупкости [8]. При легировании стали молибденом самодиффузия железа затрудняется и процессы, обусловливающие развитие рекристаллизации и коагуации вторичных фаз, затормаживаются. При легировании ванадием, хромом и молибденом в небольшом количестве (до 0,5%) последний входит в состав сложных карбидов. При увеличении содержания молибдена образуются как простые (типа МоС, Мо2С), так и сложные карбиды разных составов.
Основным карбидообразующим элементом в Cr-Mo-V сталях является ванадий, который связывает находящийся в стали углерод в карбид ванадия VC, способствует переходу молибдена и хрома в твердый раствор. Вследствие присущей ванадию способности образовывать мелкодисперсные теплостойкие включения VC и высокого их сопротивления коагуляции и росту жаропрочность стали повышается.
Термическая обработка сталей, содержащих ванадий, имеет решающее значение, поскольку ею определяются оба структурных фактора, влияющих на жаропрочность, -— степень легирования твердого раствора и количество упрочняющей фазы. Применяемые на заводах режимы термической обработки труб обеспечивают оптимальное сочетание этих факторов и высокие значения жаропрочных свойств. Наилучшая длительная прочность достигается в стали при отношении содержания V/С = 4, т. е. когда весь углерод связан в карбиды VC. Мелкодисперсные выделения таких карбидов затрудняют скольжение дислокаций и могут вызвать охрупчивание, которое проявляется при температуре отпуска выше 500 °C и достигает максимума в области температур 600-650 °C.
Легирование перлитных сталей ванадием влияет на их поведение при отпуске [9]. После высокого отпуска наблюдается вторичное твердение, эффект которого в значительной степени зависит от содержания углерода в стали.
Наличие дисперсных карбидов ванадия приводит к повышению сопротивления ползучести за счет изменения тонкой структуры — измельчения блоков и закрепления дислокаций мелкодисперсными частицами. Эффект закрепления дислокаций в ванадиевых сталях сохраняется до температур, примерно, 600-650 °C.
В перлитных малоуглеродистых сталях [2] содержание хрома до 1% повышает длительную прочность при 550 °C, однако дальнейшее увеличение его содержания оказывается неэффективным.
Благоприятное влияние хрома в низколегированных Cr-Mo-V перлитных сталях сказывается на увеличении теплостойкости ферритной матрицы, причем максимальная теплостойкость обеспечивается в том случае, когда весь хром находится в твердом растворе и образование его карбидов затруднено присутствием в стали более сильного карбидообразующего элемента.
Однако сродство хрома к углероду значительно сильнее, чем к железу. Поэтому в таких сталях образуются специальные карбиды хрома. Если часть углерода образует с хромом карбид Сr7С3, то с его появлением жаропрочность Cr-Mo-V сталей начинает уменьшаться. Хром, наряду с кремнием, обеспечивает повышение коррозионной стойкости Cr-Mo-V сталей в атмосфере воздуха и водяного пара.
Длительные прочность и пластичность Cr-Mo-V сталей определяются не только их химическим составом, но и чистотой металла, касающейся содержания неметаллических включений, вредных примесей и газов. Чистота металла, в свою очередь, зависит от состава шихты, способа выплавки и разливки стали.
Как показали исследования К. А. Ланской [2], отрицательное влияние на длительную прочность стали 12Х1МФ становится ощутимым при содержании свинца и олова в десятых долях процента, азота — в сотых долях, цинка — в тысячных долях процента.
Металлургические дефекты металла труб можно, в первую очередь, связать с загрязненностью металла неметаллическими включениями. В осевой зоне трубной заготовки оксидных включений в 1,5-2 раза больше, чем в краевой и промежуточной. В заготовке из донной части слитка содержание неметаллических включений в 2-3 раза выше.
Исследованиями НПО ЦНИИТМАП1 [10] установлено вредное влияние остаточного алюминия в количестве 0,013-0,08% на жаропрочность металла труб, выполненных из стали 15Х1М1Ф.
Как показано в [5], примеси серы существенно повышают температуру вязко-хрупкого перехода Cr-Mo-V сталей. Несколько меньшее воздействие на этот показатель оказывает примесь фосфора.