Содержание к диссертации
Введение
I. Литературный обзор 9
1. Процессы деформирования и разрушения при ползучести 9
2. Деградация структуры и свойств теплоустойчивых сталей типа 12Х1МФ в процессе высокотемпературной эксплуатации 11
2.1. Влияние 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 13
2.3. Изменение механических характеристик теплоустойчивых сталей типа 12Х1МФ в процессе длительной эксплуатации 15
3. Развитие поврежденности металла в процессе высокотемпературной эксплуатации 20
3.1. Общие закономерности и механизмы зарождения пор при ползучести
3.2. Межзеренное разрушение при ползучести 24
3.3. Особенности порообразования и эволюция микроповрежденности
4. STRONG Влияние наклепа на долговечность металла элементов из стали 29
12Х1МФ STRONG
5. Высокохромистые стали - перспективные материалы для работы в условиях ползучести при температуре около 600С 31
6. Структурно-механическая неоднородность сварных соединений высокотемпературных элементов 37
7. Критерии оценки состояния металла и остаточного ресурса высокотемпературного энергетического оборудования 39
II. Предмет, методика и объекты исследования 47
III. Исследование карбидных фаз металла стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации
IV. Исследование особенностей микроструктурного состояния металла стали 12Х1МФ после длительной
эксплуатации -79
V. Исследование твердости металла и микротвердости структурных составляющих стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации 103
VI. Влияние структурно-механической неоднородности на надежность эксплуатации сварных соединений из стали 12Х1МФ 125
VII. Оценка состояния металла высокотемпературного оборудования из стали 12Х1МФ в зависимости от полученных исследованных характеристик 136
VIII. Влияние температурно-силовой выдержки на состояние микроструктуры и твердость стали 10Х9В2МФБР 141
Выводы 152
Список литературы
- Деградация структуры и свойств теплоустойчивых сталей типа 12Х1МФ в процессе высокотемпературной эксплуатации
- Межзеренное разрушение при ползучести
- Исследование карбидных фаз металла стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации
- Влияние структурно-механической неоднородности на надежность эксплуатации сварных соединений из стали 12Х1МФ
Введение к работе
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, 15X1 МІ Ф.
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 560 С, 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 адп 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.
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.
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;
- 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.
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 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.
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 шестой главе рассмотрены типы структурно-механической неоднородности сварных соединений труб из стали 12Х1МФ и ее влияние на работоспособность металла сварных соединений оборудования.
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.
Деградация структуры и свойств теплоустойчивых сталей типа 12Х1МФ в процессе высокотемпературной эксплуатации
При длительной эксплуатации в условиях ползучести в структуре металла из стали 12Х1МФ происходят существенные структурные изменения: протекает распад перлитной составляющей, меняется фазовый состав и морфология фаз, перераспределение легирующих элементов между фазами. Наибольшее изменение свойств связано с распадом перлита, обеднением твердого раствора легирующими элементами в связи с переходом их в карбиды, выделением и укрупнением карбидов по границам зерен, а также изменением типа карбидных фаз.
Интенсивность деградации (изменения и ухудшения) структуры и свойств металла труб из стали 12Х1МФ в процессе высокотемпературной эксплуатации в значительной степени зависит от исходных параметров: режима термической обработки, способа выплавки, технологии производства труб. Правильно выбранный режим термообработки обеспечивает длительное существование в структуре упрочняющей фазы. Факторами, определяющими жаропрочность стали являются плотность расположения упрочняющих фаз, расстояние между карбидами и их дисперсность, что достигается при оптимально выбранном режиме термообработки [3,9].
Паропроводные трубы из стали 12Х1МФ в заводских условиях подвергают термической обработке, состоящей из нормализации при 950-980С и отпуска при 730-750 С в течение 1-3 часов. В процессе нормализации скорость охлаждения труб может изменяться в силу различных факторов (толщины стенки труб, количества обрабатываемых труб, колебания температуры). При изменении скорости охлаждения согласно термокинетической диаграмме стали 12Х1МФ можно получить весь диапазон структур от мартенситной до феррито-карбидной. Полученная исходная структура металла труб определяет как уровень исходных механических характеристик, так и способность материала в дальнейшем сопротивляться пластической деформации в условиях ползучести. В связи с этим для труб из сталей 12Х1МФ, 15Х1М1Ф были разработаны сдаточные и браковочные виды структур металла в исходном состоянии. Микроструктурный контроль обязателен для труб из данных сталей согласно [133, 134]. В соответствии с данными ТУ допустимой является структура металла из стали 12Х1МФ с содержанием перлитной (бейнитной, сорбидной) составляющей от 15 до 100%, что соответствует 1-5 сдаточным баллам.
Исследованиями [4, 5] установлено, что наибольший исходный уровень жаропрочности достигается при формировании структуры с наибольшим содержанием перлитной составляющей, наименьший исходный уровень жаропрочности имеют браковочные структуры, в частности феррито-карбидная структура 6 балла [133, 134]. Однако, угол наклона кривой длительной прочности в стали с большим содержанием перлитной составляющей более крутой, и с увеличением времени эксплуатации уровень длительной прочности металла труб с изначально более высоким уровнем жаропрочности приближается к величине длительной прочности металла с феррито-карбидной структурой.
Одновременно, в работах [6, 7] показано, что 100% сорбидная (бейнитная) структура металла, обладая высоким уровнем жаропрочности, имеет склонность к возникновению внезапной лавинной поврежденности, т. е. скорость накопления поврежденности в стали с данной структурой протекает интенсивно в последний период эксплуатации, а не растянута во времени, что затрудняет своевременную диагностику. Очевидно также, что металл с подобным типом структуры, как и металл близкой по химическому составу стали 15Х1М1Ф, обладая более высокими жаропрочными характеристиками, имеет более низкую деформационную способность и большую чувствительность к концентраторам напряжений. Оптимальной с точки зрения надежности и длительной эксплуатации принято считать исходную микроструктуру, содержащую 30-40% бейнитной (перлитной) структурной составляющей [3].
Помимо характеристики структуры важное значение имеет исходное количественное содержание легирующих элементов в твердом растворе и в упрочняющих частицах. В частности, недостаточное содержание ванадия (на нижнем пределе требований), как основного упрочняющего элемента может существенно влиять на общий уровень жаропрочности стали.
Межзеренное разрушение при ползучести
В теории разрушения известно внутризеренное (вязкое) разрушение и межзеренное (хрупкое) разрушение. При внутризеренном разрушении преобладает силовой фактор. Вязкое разрушение происходит относительно быстро и всегда сопровождается большой пластической деформацией.
Снижение напряжения приводит к смене механизма разрушения на межзеренное. В зависимости от уровня рабочих температуры и напряжения межзеренное разрушение может происходить путем образования клиновидных трещин или пор. При межзеренном разрушение процесс повреждения может развиваться годами, силовой фактор стимулирует повреждение, но не является доминирующим, решающую роль играют диффузионные процессы, постепенно подготавливающие материал к разрушению. Поскольку диффузионный механизм отражается на структурных особенностях материала, в первую очередь происходит деградация структуры, и как следствие, свойств материала, а в дальнейшем — ослабление границ зерен, в основном вследствие протекающих процессов порообразования.
Для многих промышленных материалов разработаны карты механизмов ползучести и типов разрушения, приведенные в ряде работ [1, 6, 41]. В работе [6] приведена картограмма типов разрушения для стали 12Х1МФ (рис. 1.5), построенная по результатам металлографического анализа разрушенных образцов. Согласно полученным данным, при низких напряжениях наблюдается разрушение путем чистого порообразования, при более высоких напряжениях при разрушении присутствуют поры и клиновидные трещины, которые постепенно преобладают над порами по мере увеличения напряжения при разрушении. Высокие напряжения стимулируют переход от разрушения путем образования клиновидных трещин к чисто вязкому разрушению. Переход от одной области в другую идет постепенно, скачкообразной смены типов разрушения не происходит.
На практике эксплуатация тепломеханического оборудования осуществляется, в основном, в условиях повышенных температур и пониженных напряжений, а разрушение реализуется путем межзеренного разрушения в результате эволюции микроповреждаемости - зарождения и роста пор.
Изучению причинам и особенностям процессов зарождения и роста пор при ползучести посвящено большое количество трудов [1, 3, 6, 9, 35, 38-49, 56, 57,88].
Отдельные поры могут возникнуть еще на стадии технологической подготовки материала. Потенциальными местами зарождения являются области с повышенными внутренними напряжениями. Так в [9] показано, что в стали 12Х1МФ после стандартной термической обработки были обнаружены поры размером 0,05-0,1 мкм, располагающиеся преимущественно по границам зерен.
По мнению многих авторов установлено, что микропоры зарождаются в течение всего процесса ползучести. Зародышевые поры чаще всего имеют размер 0,1 мкм [39] и могут быть выявлены только с помощью электронной микроскопии. Преимущественные места зарождения пор определяются структурными особенностями, тормозящими движение дислокаций. Бесспорно также, что первоочередное зарождение и максимальная способность к росту, соответствует порам, находящимся на границах зерен, расположенных под углом 90 к направлению максимальных напряжений. Учитывая основное зарождение пор на границах, при равных условиях количество пор в мелкозернистом материале выше.
Формирование и рост пор при ползучести является структурно-чувствительным процессом: исходная микроструктура по-разному влияет на развитие данного процесса. Установлено [3, 44, 45], что в металле со значительным количеством в структуре сорбида отпуска зарождение пор происходит на более поздних стадиях, но скорость роста их в металле со структурой сорбида отпуска значительно выше, чем в металле с ферритной структурой, особенно на стадии роста магистральной трещины, что затрудняет диагностику и может привести к внезапным разрушениям.
Исследование карбидных фаз металла стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации
Для металла паропровода II при 570С в части образцов, находившихся в захвате, наблюдается образование карбида хрома типа М7С3, который становится основным карбидом. В разрывной части происходит образование как карбида М2зС6, который становится основным, так и увеличение карбида МС. При этом снижается содержание карбида М3С, то есть во всех образцах наблюдается одинаковый процесс распада цементита и образование карбидов ванадия и кубического карбида хрома. Можно сделать предположение, что заметное увеличение карбидов ванадия в рабочей части образцов паропровода II связано с благоприятными условиями его образования при данных температурно-силовых параметрах и одновременном наличием углерода, освободившегося при распаде цементита.
При 610С, как в рабочей части, так и в части, находившейся в захвате, образцов паропровода II происходит преимущественное образование карбида М23С6.
Основные выводы по главе III.
1) Установлено, что общая направленность карбидных реакций для стали 12Х1МФ (М3С М7Сз—»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—»М2зСб.
2) Поскольку конечным продуктом карбидных реакций становится карбид типа М2зСб и этот карбид, как правило, расположен по границам зерен, то можно предположить, что следующей стадией при росте карбидов такого типа является образование пор на границах, что совпадает с предполагаемым мнением, упоминаемым в главе I. Результаты настоящего исследования показали, что основная карбидная фаза для металла разрушенных элементов — карбид М23Сб.
3) Эволюцию образования Fe-Cr карбидов в стали 12Х1МФ в процессе длительной эксплуатации можно представить в виде следующей схемы (рис. 3.5).
4) Содержание молибдена в карбидах (твердом растворе), по всей видимости, не всегда является достаточно показательным с точки зрения разупрочнения стали 12Х1МФ. Во всех исследованных случаях содержание молибдена в металле уже разрушенных элементов составляет 0,1-0,16 %, что в среднем не превышает 50% от общего содержания молибдена в стали 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 12Х1МФ.
Исследование фазового состава не всегда применимо для паропроводов, в то время как контроль микроструктуры, особенно неразрушающими методами, не представляет значительной сложности. Состояние микроструктуры — важный показатель степени деградации металла. Однако контроль структуры после длительной эксплуатации сводится в основном к оценке сфероидизации перлитной составляющей (хотя в результате длительной эксплуатации происходит полный распад перлита и практически весь металл из стали 12Х1МФ можно оценить 5-6 баллом шкалы [122]) и степени поврежденности металла порами, которая зачастую составляет 2 балл шкалы [122].
Представляется важным оценить микроструктурные различия поврежденных элементов в сравнении с элементами, не имеющих повреждения.
Был проведен микроструктурный анализ металла гиба 0273x32 мм (объект А), имевшего повреждение в виде продольной трещины в результате высокотемпературной ползучести, гиба 0273x36 мм, преждевременно разрушившегося вследствие действия неучтенных в работе напряжений (объект Б), а также металла труб пароперегревателя, разрушившихся при температуре выше допустимой после различной наработки (объекты В и Г).
Методами оптической металлографии исследовались, главным образом, два момента: 1) распределение поврежденности в металле разрушившихся элементов; 2) расположение и размер карбидов, особенно в зонах, подверженных поврежденности.
Наиболее широкие исследования структуры проводились для гиба 0273x32 мм (см. раздел II), где исследовалась микроструктура и поврежденность по нескольким сечениям и вдоль растянутой зоны.
Не представляется возможным показать микроструктуру во всех исследованных зонах вышеуказанных элементов. Наиболее показательные результаты металлографического исследования представлены на рис. 4.1-4.24.
Обращают на себя внимание следующие особенности микроструктурного состояния:
1) Общим для всех исследованных поврежденных элементов является наличие крупных карбидов размером 1-5 мкм и, главное, конгломератов таких карбидов, присутствующих в основном в виде протяженных цепочек («бус»).
Особенно это характерно для гиба 0273x32 мм, отработавшего 146 тыс. час при температуре 560С и давлении 14 МПа,что соответствует стандартным условиям эксплуатации для большинства подобных паропроводов. Крупные карбиды и их скопления расположены практически только по границам зерен.
2) Для всех исследованных элементов не отмечается наличия различимых с помощью оптической металлографии зерен бывшего перлита, т. е. он полностью сфероидизирован. Более того, большинство зерен «чистые», т. е. мелкие карбиды практически отсутствуют в теле зерна.
3) Наблюдается неравномерность структуры: в отдельных зонах наиболее ярко выраженное скопление конгломератов крупных карбидов, в некоторых областях - минимальное количество карбидов по границам и в теле зерна.
4) Не отмечается четкой направленности карбидов по границам, перпендикулярным действующим напряжениям, хотя для расположения пор такая их направленность очевидная.
Влияние структурно-механической неоднородности на надежность эксплуатации сварных соединений из стали 12Х1МФ
Измерение микротвердости металла исследованных элементов проводилось в тех же зонах, где осуществлялось измерение твердости. Доверительный интервал величин микротвердости металла в исследованных зонах различных элементов представлен в таблице 1 приложения. Значения микротвердости на графиках приведены без доверительного интервала
Измерения микротвердости осуществлялись в теле ферритного зерна (после длительной эксплуатации структурных различий между зернами не отмечается) и в приграничных областях (центр измерения в среднем соответствует границе). Измерения старались не осуществлять в зонах скоплений карбидов, выбирая свободные от карбидов участки. Границы зерен, вблизи которых проводились измерения, выбирались в направлении перпендикулярном действию максимальных напряжений.
Результаты распределения микротвердости структурных составляющих в сравнении с твердостью металла по сечению разрушенного гиба 0273x32 мм представлены на рис. 5.8, 5.10. Для исключения систематической ошибки средняя величина измеренной твердости зерен делилась на среднюю величину твердости приграничных областей, а твердость в каждой конкретной точке измерений на среднюю твердость на выходе из гиба. Таким образом, получены результаты измерений твердости и микротвердости (рис. 5.9,5.11) в условных единицах.
Как видно, помимо снижения величины макротвердости металла, в аналогичных зонах отмечается снижение микротвердости, как зерен, так и приграничных областей. Одновременно, в зонах близких к разрыву снижение величины микротвердости приграничных областей преобладает над величиной микротвердости зерен.
Вблизи зоны разрушения гиба, где отмечалась поврежденность выше 2 балла шкалы [122], условная величина измеренной микротвердости больше 1, т. е. микротвердость приграничных областей ниже микротвердости тела зерна, хотя при измерении микротвердости пограничных зон, область замеров частично захватывает карбиды на границах. Следует отметить, что измерения микротвердости в приграничных областях проводились вне зоны поврежденности (пор), видимой при проведении измерений микротвердости (х 400). Однако возможно, что поврежденность в данных зонах измерения, не выявляемая с помощью оптической металлографии, все же присутствует. Кроме этого, границы ослаблены вследствие наличия на них некогерентно связанных с матрицей крупных карбидов Ме2зСб Интервалу отношения микротвердости НВмикроЗСрСн / НВш,кр0 Гра,Шц больше 1
Соответствует ОТНОШеНИе УСЛОВНЫХ ВеЛИЧИН ТВерДОСТИ НВП / НВна выходе ш гиба меньше 1. Собственно говоря, распределения этих двух характеристик зеркально противоположны (рис. 5.9, рис. 5.11).
В нейтральной зоне разрушенного гиба, несмотря на имеющийся провал НВП / НВНа выходе изгиба МеНЬШе 1, ОТНОШЄНИЄ НВМИКр,ере„ / НВМИКрграниц НЄ ДОСТИГает 1, хотя и близко к данной величине.
Аналогичная зависимость отмечается в обогреваемой зоне трубы пароперегревателя, разрушенной в условиях ускоренной ползучести (объект В), рис. 5.12. Отношение микротвердости НВмикрозерен / НВмикрогран1Щ в зоне повреждения другой разрушенной трубы пароперегревателя (объект Г) также близко к 1 (рис. 5.13), но поскольку в данном случае повреждение произошло вследствие кратковременного превышения температуры выше допустимой, хотя и подготавливалось в процессе эксплуатации, разупрочнение границ еще не преобладает над разупрочнением зерен. Для трубы пароперегревателя (объект В) данный процесс, вследствие длительного превышения температуры выше допустимой, успел реализоваться.
Отношение микротвердости НВмикро3ерсн / НВмикро границ неповрежденных элементов меньше 1 (таблица 1 приложения). Однако величина НВм"крозерСН / НВМИкро границ различна по исследованным зонам: так в зоне нейтрали
ХОЛОДНОДефорМИрОВаННОГО Гиба (объект Д) ОТНОШеНИе НВМИКр03ерен / НВМИКР границ больше данной величины в растянутой зоне. Это также как, и снижение величины твердости в зоне нейтрали по сравнению с величиной твердости в растянутой зоне может служить предпосылкой первоочередного развития поврежденности на внутренней поверхности нейтральной зоны гиба.
Ранее Куманином [113] установлено, что микротвердость границ зерен увеличивается по мере эксплуатации за счет образования на них карбидных выделений и ее величина имеет значительный разброс, что объясняется наличием границ различных типов с существенно различающейся микротвердостью. Таким образом, увеличение микротвердости границ предлагалось считать за фактор неблагополучный с точки зрения работоспособности. Как показали результаты измерений, для элементов, находившихся в эксплуатации длительное время, но не имеющих поврежденности, выявляемой с помощью оптической металлографии, микротвердость приграничных областей действительно выше микротвердости зерен (таблица 1 приложения). Это закономерно, поскольку именно в приграничных объемах на значительных сроках эксплуатации сосредоточены карбиды. Однако в дальнейшем, вероятно, именно укрупненные карбиды Ме?зСб, некогерентно связанные с матрицей, создают структурную неоднородность приводящую к возникновению повреждений на границах зерен. Потеря границ прочности, а возможно и невидимая с помощью оптической металлографии микроповрежденность, фиксируется при измерении микротвердости. Данный метод может быть применим при оценке остаточного ресурса вырезок высокотемпературных элементов, например труб пароперегревателя. Отдельно следует отметить, что представляют интерес значения измеренной микротвердости вблизи границ, перпендикулярных действию напряжений. В работе Куманина этому не уделяется должного значения.
Для металла образцов, вырезанных из паропроводов (объекты I и II), микротвердость структурных составляющих увеличивается в захвате по мере возрастания температурной выдержки, очевидно за счет довыделения карбидов, а в рабочей части эта зависимость выражена более слабо, и при большей температурно-временной выдержке микротвердость структурных составляющих в рабочей части образца становится меньше, чем в части образца, находившейся в захвате (за счет коагуляции карбидных частиц).
