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

• Автор: Баландина, Мария Юрьевна
• Шифр специальности: 05.02.01
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2008
• Место защиты: Санкт-Петербург
• Количество страниц: 185 с. : ил.

СОДЕРЖАНИЕ
Введение
I. Литературный обзор
1. Процессы деформирования и разрушения при ползучести
2. Деградация структуры и свойств теплоустойчивых сталей типа
12X1МФ в процессе высокотемпературной эксплуатации
2Л. Влияние исходных параметров и условий эксплуатации на надежность и долговечность труб из теплоустойчивых сталей
типа 12Х1МФ
2.2. Изменение структуры и фазового состава стали 12Х1МФ в процессе длительной эксплуатации
2.3. Изменение механических характеристик теплоустойчивых сталей типа 12X1 МФ в процессе длительной эксплуатации
3. Развитие поврежденности металла в процессе высокотемпературной эксплуатации
3.1. Общие закономерности и механизмы зарождения пор при
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
И. Предмет, методика и объекты исследования
III. Исследование карбидных фаз металла стали 12Х1МФ после длительной эксплуатации
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
Список литературы
Приложение
ВВЕДЕНИЕ
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 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

Ниже приводятся основные значимые выводы по результатам зарубежных работ, опубликованных за последние пять лет.
1) Существенное снижение сопротивлению ползучести вызывает рекристаллизация границ зерен мартенсита с равномерным распределением карбидных выделений в ферритной матрице [93].
2) Снижение свойств 12 % хромистой стали в процессе эксплуатации напрямую связано с укрупнением карбидов, находящихся на границах зерен [104]. Формирование выделений по границам зерен 9-12% хромистой стали является фактором, определяющим разрушение при ползучести [94].
3) В процессе высокотемпературной ползучести 10% хромистой стали изменяется формула основной обогащенной ванадием фазы с МлХ на МХ, а также происходит появление относительно больших частиц модифицированной У-содержащей г-фазы. Предположительно, эволюция от М2Х к МХ и г-фазе сопровождается уменьшением сопротивления ползучести [95].
4) Повышенное содержание азота в стали с 9 % хрома приводит к увеличению среднего расстояния между частицами на границах, приводя к уменьшению сопротивления ползучести. Образование г-фазы в сталях с повышенным содержанием азота происходит за относительно короткое время, что вносит вклад в уменьшение сопротивлению ползучести [100].
5) Предел ползучести 9 % хромистой стали с вольфрамом снижается по мере увеличения продолжительности старения, что связано с выделением фазы Лавеса [97].
6) Добавки вольфрама и азота в 10 % хромистую сталь повышают сопротивление ползучести. Выделения фазы Лавеса размером 100-200 нм препятствует движению дислокаций, однако добавки вольфрама существенно снижают ударную вязкость, что требует тщательной оценки роли фазы Лавеса. Введение азота приводит к выделению карбонитридов размером 20-50 нм, что повышает сопротивление ползучести [98].
7) Введение бора до 0,014 % в высокохромистую сталь повышает сопротивление ползучести благодаря стабилизации выделений и подавлению