Повышение рабочего ресурса элементов теплосилового оборудования электростанций с учетом макроповреждаемости металла (экспериментально-теоретические основы и методология расчета)

Влияние состояния металла на характеристики его циклической трещиностойкости рассматривалось в вариантах как различного исходного состояния (технологические, металлургические факторы), так и в плане возможной деградации свойств металла в ходе длительной эксплуатации, в том числе после искусственного термического старения на имитацию длительной наработки (эксплуатационные факторы). Установлено, что с ухудшением пластических и вязких свойств металла за счёт технологической операции (наклёп) или металлургического процесса, или длительной наработки (или нескольких факторов в совокупности) циклическая трещиностойкость незначительно (в пределах 20-40 %) понижается - см. рис. 3. Данная тенденция характерна как для углеродистой стали (ст3, 20), так и для низколегированной (15ГС, 12Х1МФ), причём с повышением температуры она несколько нивелируется (рис. 3). Если рассматриваемые факторы, в частности длительная наработка, не оказывают влияние на основные служебные свойства металла, то воздействия данных факторов на характеристики циклической трещиностойкости не наблюдается (показано на примере углеродистой и аустенитной стали). Результаты исследований показали также, что циклическая трещиностойкость сварных соединений углеродистой (ст3, 22К), низколегированной (15Х2НМФА, 15Х1М1Ф-ЦБЛ) и аустенитной (08Х18Н12Т) стали не уступает аналогичным характеристикам для соответствующего основного металла.

В пятой главе представлены результаты исследований коррозионной трещиностойкости сталей энергооборудования и дан анализ закономерностей влияния на коррозионно-усталостную трещиностойкость металла ряда факторов, отражающих характеристики коррозионной среды и особенности циклического нагружения.

Результаты исследований по влиянию состава водной среды на сопротив-ляемость росту коррозионно-усталостных трещин показали, что для углеродистых и низколегированных сталей наибольший ускоряющий эффект на скорость усталостного разрушения оказывают нейтральная водная среда (обессоленная вода) и вода с добавками органических кислот - рис. 4 (а, б).

Добавки хлоридов в базовую среду аммиачного состава до концентрации хлор-ионов 10 мг/кг оказывают некоторое активирующее влияние на рост коррозионно-усталостных трещин только в случае одновременного подкисления раствора (до рН ~4), в частности, за счёт добавок соляной кислоты - рис. 4 (а, б). Подавление кислорода в водной среде за счёт увеличения концентрации гидразина активизирует роль коррозионного фактора, увеличивая скорость роста усталостной трещины в сталях перлитного класса - рис. 4 (а).

Рис. 4. Влияние состава коррозионной среды на циклическую трещиностойкость стали 20 (а) и 12Х1МФ (б) при 80 єС

Проведённый на основе предложенных моделей оценочный анализ показал следующее. В варианте реализации анодного механизма при заданных условиях (ДK ~ 25…30 МПа; f = 5·10-2 c-1; c = 2·10-3; j0 = 100…200 А/м2; z = 2) получаем согласно (6) величину приращения длины трещины за цикл (da/dN)A ~ ~ 6…8·10-7 м, что, в частности, для углеродистой и низколегированной стали в 5…8 раз превышает скорость усталостных трещин на воздухе (рис. 2) и одновременно соответствует порядку увеличения СРТ за счёт действия коррозион-ного фактора (рис. 4). В рамках катодного механизма - согласно (10) и (12) - при установленных исходных данных (т?250 МПа; D ~10-12 м2/с; VH = 2 см3/моль; ДK ? 30…40 МПа) получаем величину h на уровне ~ 0,50…0,65 и в результате имеем 4…8 кратное увеличение СРТ за счёт воздействия водной среды, что принципиально согласуется с результатами эксперимента (рис. 4). В отношении влияния содержания кислорода в среде имеет место следующая ситуация. Анализ полученных нами анодных поляризационных кривых показал 10-кратное (от 1,0 мА/см2 до 10 мА/см2) увеличение плотности анодного тока для углеродистой стали с переходом от насыщенной воздухом к деаэрированной водной среде, что согласно оценкам по анодной модели (уравнение (6)) даёт в результате ~3…4 кратное повышение коррозионной составляющей в общей СРТ и удовлетворительно корреспондирует с результатами эксперимента (рис. 4 а).

Рис. 5 Коррозионно-циклическая трещиностойкость аустенитной стали (80 єС)

Для аустенитной стали добавки хлоридов (до 5 мг/кг ClЇ) усиливают негативное влияние водной среды на сопротивление усталостному разрушению даже без понижения рН раствора - рис. 5.

Влияние параметров циклического нагружения на характеристики коррозионно-усталостной трещиностойкости сталей исследовали путём варьирования частоты и коэффициента асимметрии цикла. Установлено, что зависимость коррозионно-циклической трещиностойкости металла от частоты нагружения носит немонотонный характер. При этом для низкочастотного диапазона характерен несколько пониженный уровень коррозионной трещиностойкости в сравнении со среднечастотным диапазоном нагружения для всех исследованных марок стали. Характерно также, что понижение частоты циклической нагрузки относительно уровня 0,04 Гц практически не приводит к дальнейшему снижению характеристик коррозионно-циклической трещиностойкости (рис. 6). Эта закономерность удовлетворительно трактуется с позиций анодной модели. Анализ уравнения (7) с учётом 0,5 ? (Да/а)·f приводит его к виду, в котором влияние частоты реализуется только через показатель экспоненты, и в этом случае оценки показывают, что уменьшение частоты нагружения с 10 до 1 Гц приводит примерно к 10-кратному увеличению характеристики (da/dN)A, в то время как аналогичный порядок уменьшения частоты в низкочастотной области (f = 0,001ч0,01 Гц) сопровождается не более чем полуторократным увеличением СРТ.

Влияние асимметрии нагружения на характеристики коррозионно-циклической трещиностойкости проявляется аналогично, как и для циклической трещиностойкости при испытаниях в среде лабораторного воздуха. Использование в качестве параметра СРТ эффективного размаха КИН в интерпретации ДKef (ДKef2) = ДK/(1-R)0,25 позволяет свести массив экспериментальных данных по коррозионно-циклической трещиностойкости, соответствующих различной асимметрии цикла, практически к единой кинетической диаграмме. Инвариантность диаграмм коррозионной трещи

ностойкости вида «da/dN-ДKef» относительно асимметрии нагружения подтверждена экспериментально для углеродистой, низколегированной и аустенитной стали.

Рис. 6. Влияние частоты циклического нагружения на коррозионно-циклическую трещиностойкость стали 20 при испытаниях в среде аммиачного водного режима в низкочастотном (а) и среднечастотном (б) диапазонах

Результаты исследований по изучению влияния динамического состояния водной среды (т.е. интенсивности водообмена) показали, что для углеродистых и низколегированных сталей характеристики коррозионной трещиностойкости в стояночной среде и в условиях медленного (конвективного) водообмена практически не различаются между собой, в то время как в условиях интенсивного водообмена (принудительная циркуляция) сопротивляемость указанных сталей коррозионно-усталостному разрушению возрастает, т.е. темп роста коррозионно-циклических трещин снижается. Для аустенитной стали (08Х18Н12Т) максимальный активирующий эффект коррозионного фактора проявляется при интенсивной циркуляции среды в зоне образца с трещиной. Принципиально аналогичный результат получен при сравнительных испытаниях балочных образцов в статической среде и при постепенном водообмене непосредственно через полость трещины. Показано, что для стали 12Х1МФ характерна тенденция к замедлению процесса роста коррозионной трещины в условиях непрерывного водообмена через её полость, а для стали 08Х18Н12Т наблюдается обратный эффект.

Рис. 7. Влияние температуры среды и состояния металла на коррозионно-циклическую трещиностойкость стали 20 (а) и 12Х1МФ (б)

Влияние температуры водной среды на сопротивление росту коррозионно-усталостных трещин сталей энергооборудования исследовали в температурном диапазоне от 80 °C до 280… 300 °C (рис. 7). Повышение температуры среды от 80 °C до ~ 150°C приводит к незначительному увеличению СРТ в углеродистой стали типа Ст3 и некоторому в целом её снижению в низколегированной стали 12Х1МФ (рис. 7, б). Повышение температуры коррозионной среды до ~ 280°C сопровождается характерным изменением вида кинетической диаграммы коррозионно-циклической трещиностойкости для углеродистой и низколегированной сталей. Начальные участки диаграмм коррозионной трещиностойкости, соответствующих температуре среды 80 и 280 °C, находятся в непосредственной близости друг от друга. Однако по достижению размахом КИН определённого уровня (~ 22 ч 26 МПа) диаграмма, отвечающая температуре 280 °C, достаточно резко отклоняется от диаграммы при 80 °C в сторону более низких скоростей роста трещины, образуя практически горизонтальный уступ («плато»), с последующим выходом на восходящую ветвь, близкую к диаграмме циклической трещиностойкости стали, полученной на воздухе при 300 °C (рис. 7). Подобный вид диаграммы коррозионно-циклической трещиностойкости является в определённой мере классическим для хрупких материалов или агрессивных (в частности, водородосодержащих) сред. Аналогичные закономерности по влиянию температуры водной среды на характер диаграмм коррозионно-циклической трещиностойкости получены экспериментально для стали 22К и её сварного соединения, а также для стали 15ГС по результатам испытаний в средах нейтрального и аммиачного водных режимов. Результаты автоклавных испытаний стали 12Х1МФ на коррозионно-циклическую трещиностойкость при 300 °C продемонстрировали, что среда насыщенного водяного пара оказывает существенно меньшее активизирующее влияние на процесс усталостного разрушения по сравнению с жидкой средой того же состава. Иной характер влияния температуры на сопротивляемость росту коррозионно-усталостных трещин получен для аустенитной нержавеющей стали (08Х18Н12Т). Повышение температуры среды от 80 до 150 °C и далее до 280 °C сопровождается нарастающим увеличением скорости роста трещин в стали, особенно на среднем участке кинетической диаграммы коррозионно-циклической трещиностойкости.

Наблюдаемые закономерности в части влияния температуры на коррозионно-циклическую трещиностойкость объясняются с позиций действия анодно-катодного механизмов. Исследования кинетики тока гальванопары показали для перлитных сталей максимум плотности тока в температурном диапазоне 100…150 °С, в то время как для аустенитной стали наблюдалось монотонное увеличение плотности тока с увеличением температуры среды до 300 °С. Тогда, согласно анодной модели - уравнение (6), температурная зависимость характеристики (da/dN)А для перлитной стали будет проходить через максимум, а для аустенитной стали будет монотонно увеличиваться. При этом для перлитной стали в соответствии со структурой уравнения (7) замедление СРТ (уменьшение n в зависимости Пэриса) способствует затуханию анодного процесса и при условии A + = H (см. уравнения (6) и (11)) происходит смена приоритетного механизма (от анодного к катодному) коррозионно-усталостного разрушения. Как показали ориентировочные оценки, при температуре ~250 °C такой переход может осуществиться при значениях ДK ? 25…40 МПа, что удовлетворительно согласуется с результатами экспериментов (рис. 7).

Влияние состояния металла на коррозионно-циклическую трещиностойкость характеризуется следующими закономерностями. В случаях, когда технологический передел или длительные температурные выдержки, в том числе длительная эксплуатация, не оказывают заметного влияния на пластические свойства и вязкость металла, характеристики его коррозионной трещиностойкости сохраняются неизменными - экспериментально подтверждено для углеродистой стали типа Ст3 и нержавеющей стали 08Х18Н12Т и сварных соединений этих сталей. В свою очередь увеличение степени охрупченности металла (в силу вышеуказанных причин) не приводит к снижению характеристик его коррозионной трещиностойкости применительно к испытаниям в умеренно агрессивной водной среде, в частности в водной среде аммиачного режима (см. рис. 7,а). Более того для низколегированной стали 12Х1МФ наблюдается даже повышение сопротивления росту коррозионно-усталостных трещин в среде аммиачного водного режима с увеличением степени охрупченности металла (рис. 7, б). Для сред повышенной агрессивности характерна иная ситуация: с понижением пластических свойств и вязкости металла сопротивление коррозионной усталости снижается. Указанные закономерности подтверждены экспериментально для стали 20 (рис. 7, а), 15ГС и 12Х1МФ по результатам сравнительных испытаний металла различного состояния в средах аммиачного, нейтрального водных режимов и в среде аммиачного режима с добавками уксусной кислоты.

Количественные оценки в соответствии с уравнением (6) показывают, что при умеренном повышении т и связанным с ним некоторым уменьшением параметра 0 не приходится ожидать существенного изменения СРТ при условии, что процесс контролируется анодным механизмом. Однако в рамках данного механизма 1,5-кратное увеличение т (имеет место для металла трубы и гиба из стали 12Х1МФ) может обеспечить по ориентировочным оценкам согласно (6) снижение СРТ ~ на 25…30 %, что принципиально согласуется с результатами испытания стали в слабоагрессивной среде (рис. 7 б). В то же время при реализации катодного механизма (характерно для агрессивных сред) ориентировочные оценки согласно (10) и (11) показывают возможность двух-трехкратного увеличения СРТ при аналогичном повышении т, т.е. характер влияния свойств металла с переходом от слабоагрессивной к агрессивной среде изменяется на противоположный. Следовательно, результаты экспериментов (рис. 7) принципиально подтверждаются расчётными оценками.

Результаты испытаний на коррозионно-статическую трещиностойкость показали, что низко и средне прочные стали (в частности 20 и 12Х1МФ) не обнаруживают склонности к коррозионному разрушению под статической нагрузкой при воздействии достаточно агрессивных водных сред (с добавками соляной кислоты до ~ рН4 или органических кислот). В то же время для более прочных дисковых сталей 30ХНМФА и 26ХН3М2ФА при испытаниях в водных средах с добавками комплексов неорганических (до рН4,5) и органических (до рН3) соединений экспериментально подтверждено развитие трещин при постоянной нагрузке. Построены диаграммы коррозионно-статической трещиностойкости дисковых сталей, имеющие типичный характер с выраженным горизонтальным уступом («плато») в средней части.

Для анализа механизмов акселерации трещин в сталях под действием водной среды были выполнены исследования электрохимической обстановки в вершине стационарной и развивающейся коррозионных трещин. Электрохимическая обстановка в вершине трещины оценивалась интегрально с помощью двух параметров: водородного показателя среды рНс и электродного потенциала металла с. Для сталей перлитного и аустенитного классов установлены основные характерные закономерности изменения указанных параметров в вершине стационарной (рНс и с) и развивающейся (рНсf, сf) коррозионно-усталостной трещины.

Для оценки возможности образования водорода в вершине коррозионной трещины использовался предложенный и развитый В.В. Панасюком с сотрудниками метод сравнения электрохимических параметров в вершине трещины с диаграммой термодинамической устойчивости воды:

,

где - уравнение равновесного водородного электрода: а = 14 мВ; b = 59,1 мВ.

Выделение водорода в вершине трещины термодинамически вероятно при отрицательных значениях параметра и маловероятно при его положительных значениях. С учётом установленных закономерностей поведения характеристик рНс и (рНсf и ) получены зависимости изменения параметров и в вершине стационарной и развивающейся трещин. Для углеродистой и низколегированной сталей величина параметра (и ) отрицательна во всём диапазоне изменения КИН, т.е. на всём этапе развития трещины - рис. 8.

Рис. 8. Изменение параметров в вершине стационарной - _с (1, 2) и развивающейся - _сf (1, 2) трещин в стали 12Х1МФ (1, 1) и 20 (2, 2) при испытаниях в водной среде аммиачного режима (1, 2) и данного режима с подкислением до рН 3,95 (1, 2)

При этом снижение рН коррозионной среды приводит к смещению параметра з в отрицательную область, а увеличение нагруженности вершины трещины или повышение скорости её развития сопровождается умеренным сдвигом параметра з в плюсовую область (рис. 8).Для аустенитной стали характерно незначительное изменение параметра в области положительных его значений с изменением КИН для стационарной трещины, а для развивающейся коррозионной трещины параметр снижается по мере увеличения СРТ, сдвигаясь в область отрицательных значений.

Комплексный анализ результатов исследований электрохимической обстановки в вершине трещины в сочетании с установленными закономерностями влияния различных факторов на кинетику коррозионно-усталостного разрушения и в контексте с предложенными моделями развития коррозионно-циклических трещин позволяет сформулировать следующие основные положения в отношении механизмов данного процесса. Для углеродистых и низколегированных сталей на начальном этапе развития усталостной трещины (фактически сразу после страгивания) приоритетная роль принадлежит катодному механизму. Вскоре после страгивания трещины в «работу включается» анодный механизм, которому отводится основная роль в ускорении роста усталостных трещин на начальном и среднем участках кинетической диаграммы усталости. С увеличением размаха КИН по мере развития трещины, т.е. частично на среднем и в основном на верхнем участках диаграммы, влияние водородного механизма (катодной деполяризации) усиливается, в том числе за счёт снижения роли локального анодного растворения металла. Повышение прочностных свойств (в том числе степени охрупченности) металла, а также агрессивности коррозионной среды способствует усилению роли водородного механизма в процессе коррозионно-усталостного разрушения. Кроме того, водородный фактор по сравнению с анодным является в бульшей степени термоактивируемым, в связи с чем увеличение температуры водной среды выше ~ 150 °C приводит к смене приоритетного механизма акселерации усталостных трещин и, как следствие, к изменению характера кинетической диаграммы коррозионной усталости. Изложенные особенности сочетания двух основных механизмов коррозионно-усталостного разрушения перлитных сталей подтверждаются также результатами фрактографических исследований изломов испытанных образцов.

Для аустенитной стали более вероятным является преобладание анодного механизма акселерации усталостных трещин под воздействием водной среды практически на всех стадиях разрушения. «Подключение» катодного механизма к данному процессу в сопоставимой с анодным механизмом степени возможно на завершающей стадии коррозионно-усталостного разрушения.

Указанные закономерности по реализации возможных механизмов стимулирования коррозионно-усталостного разрушения металла удачно иллюстрируются, в частности, на примере экспериментально установленных (см. выше) особенностей влияния циркуляции среды на СРТ в перлитной и аустенитной сталях. Обеспечение циркуляции среды в зоне разрушения улучшает транспорт ионов и, как показали результаты исследований электрохимической обстановки в вершине трещины, смещает рН среды для перлитной стали в положительную сторону. Согласно структуре уравнений (6) и (7) при снижении плотности анодного тока, несмотря на некоторое уменьшение параметра *, будет наблюдаться снижение характеристики (da/dN)A. Одновременно, в связи с понижением концентрации водорода в пограничном слое (С0), следует ожидать уменьшение эффективной его концентрации (С*) и в результате снижения активности катодного процесса. В свою очередь для аустенитной стали интенсификация водообмена, как показали результаты локальных электрохимических исследований, понижает рН среды в зоне разрушения и увеличивает плотность анодного тока - последнее подтверждено также результатами анализа поляризационных кривых аустенитной стали в статической и активно перемешиваемой воде. В результате будет иметь место интенсификация анодного процесса, выражаемая в увеличении СРТ: при полуторократном увеличении плотности анодного тока (от ~ 0,02 до ~ 0,03 мА/см2) будет согласно (6) наблюдаться примерно двукратное увеличение характеристики (da/dN)A.

В шестой главе изложены результаты исследований кинетики трещин в теплоустойчивых (паропроводных и роторных) сталях при высокотемпературной ползучести. Исследования выполнены в температурном интервале 540-594 °С для паропроводных сталей и 505-540 °С для роторных сталей; металл представлен исходным состоянием и после различных сроков наработки.

Основной характерной особенностью полученных кинетических зависимостей СРТ ползучести от КИН является достаточно большой разброс экспериментальных данных. В качестве примера на рис. 9 приведены характеристики трещиностойкости в условиях ползучести стали 12Х1МФ. Влияние температуры на кинетику трещин ползучести в сталях проявляется в закономерном увеличении СРТ с повышением температуры (рис. 9 а, б). Металл после различных сроков эксплуатации длительностью более 50 тыс. часов демонстрирует пониженную сопротивляемость росту трещин ползучести по сравнению с металлом в исходном состоянии. Данная тенденция подтверждена для паропроводных сталей 12Х1МФ (рис. 9 а, б) и 15Х1М1Ф (последняя в центробежнолитом исполнении) и для роторных сталей. Установлено также, что металл растянутой части гиба из стали 12Х1МФ характеризуется более высокими значениями СРТ, т.е. пониженной трещиностойкостью при ползучести, по сравнению с металлом прямой трубы из данной стали (рис. 9). Следовательно, с уменьшением вязко-пластических свойств металла характеристики его трещиностойкости при ползучести снижаются. Следует отметить более высокую трещиностойкость при ползучести металла катаной трубы из стали 15Х1М1Ф по сравнению с литым металлом из этой же марки стали, а также с металлом в центробежнолитом исполнении. Подтверждённые экспериментально закономерности влияния состояния металла на характеристики длительной трещиностойкости при ползучести указывают на связь последних с пластическими и жаропрочными свойствами металла, что корреспондирует с феноменологической моделью развития трещины при ползучести - соотношения (13), (16). Для роторных сталей характерна в целом более низкая сопротивляемость росту трещин ползучести стали 20Х3МВФА (ЭИ-415) по сравнению со сталью 25Х1М1ФА (Р2МА). Вероятно фактор длительной пластичности является преобладающим для роторных сталей в качестве характеристики, определяющей сопротивление металла росту трещин ползучести.

Наряду с такими факторами, как температура и состояние металла (структурные и механические свойства), на характеристики трещиностойкости стали при ползучести оказывают влияние степень накопленных деформации и микроповреждённости, которые, в свою очередь, напрямую зависят от вида напряженного состояния в рабочем сечении элемента и времени развития трещины. Так, например, из рис. 9, а видно, что экспериментальные данные, соответствующие испытаниям одинакового металла и при одной температуре, но при различных видах напряжённого состояния: одноосное растяжение и внецентренное растяжение - существенно различаются между собой.

Рис. 9 Кинетические зависимости скорости роста трещин ползучести в паропроводной стали 12Х1МФ от КИН - К₁ (а), приведенного КИН - К_1а (б) и модифицированного КИН - (в)

В связи с этим в настоящей работе предложено использовать в качестве параметра для СРТ ползучести приведенный КИН (К1а), учитывающий степень неоднородности напряжённого состояния и время распространения трещины - см. формулу (17). В подобном приёме прослеживается косвенная связь с выдвинутым в работах Ю.К. Петрени, А.А. Чижика и А.А. Ланина подходом к анализу сопротивляемости сталей развитию трещин ползучести, суть которого сводится к необходимости учёта как сингулярной составляющей повреждённости металла в локальной зоне вершины трещины, так и регулярной компоненты повреждаемости, зависящей от характера напряжённого состояния в сечении элемента.

Характер полученных зависимостей СРТ ползучести от приведенного КИН показал заметное снижение разброса экспериментальных данных в рамках испытания определённой партии образцов, что подтверждается, в частности, видом экспериментальных диаграмм на рис. 9, б. Кроме того, результаты испытаний двух партий образцов из примерно идентичного металла, отличающихся видом напряжённого состояния (цилиндрические на растяжение и компактные образцы), демонстрируют удовлетворительную сходимость экспериментальных данных практически в общую полосу разброса - см. рис. 9, б.

В работе также предпринята попытка описания кинетических диаграмм трещиностойкости в условиях ползучести обобщённой зависимостью при различных температурах в ограниченном диапазоне её изменения (505-540 °C - для роторных и 540-590 °C - для паропроводных сталей), т.е. в пределах неизменного механизма разрушения металла, что подразумевает одновременно ограничение уровня номинальных напряжений () областью < . Для этого предложено использовать параметр эквивалентного КИН (К1экв), нормированного на характерное напряжение текучести металла, зависящее от температуры. В качестве характерного напряжения текучести использовали комбинацию предела ползучести, предела длительной прочности (обе характеристики на определённую ресурсную базу) и предела текучести материала. За базовую диаграмму трещиностойкости принимали кинетическую зависимость, соответствующую наиболее типовой температуре (Tb) эксплуатации элементов из данной марки стали (для паропроводных и роторных сталей - Tb = 560 и 525 °C соответственно). Эквивалентный КИН определяется из соотношения:

,

или, с учётом использования приведенного КИН:

 ,

где и - характерное напряжение текучести материала при базовой Tb и расчётной Td температуре соответственно.

Аналогичный упрощённый подход предлагается также для учёта наработки металла путём дополнительного нормирования (теперь уже эквивалентного КИН) на характерное напряжение текучести при конкретной температуре для различных наработок металла. Согласно данному упрощённому подходу характеристики (диаграммы) трещиностойкости сталей при ползучести делятся на две группы: с наработкой менее 50 тыс. ч и с наработкой 50 тыс. ч и более. Следует оговорить, что предлагаемый способ аппроксимации кинетических диаграмм роста трещин ползучести не распространяется на запредельную стадию наработки, характеризуемую нарастающим темпом накопления деформации и развитой микроповреждённостью по всей толщине элемента. В качестве базовой целесообразно принять диаграмму для отработавшего металла, т.е. с наработкой более 50 тыс. часов. Тогда модифицированный КИН, учитывающий интегрально наработку и температуру металла, а также степень неоднородности напряжённого состояния в рабочем сечении и время развития трещины, может быть представлен выражением:

, (18)

где индексы b и d - относят характерное напряжение текучести материала при базовой или расчётной температуре к базовой или расчётной наработке соответственно. Из формулы (18) следует, что в случае соответствия расчётной наработки базовому уровню: , а соответствия ещё при этом расчётной температуры базовому её значению: ==.

Для исследованных марок стали были построены кинетические зависимости СРТ ползучести от модифицированного КИН (). Использование предложенного способа аппроксимации экспериментальных данных позволило свести их массив в практически общую полосу разброса для каждой марки стали, что, в частности, хорошо прослеживается на рис. 9,в для стали 12Х1МФ (металл гиба и прямой трубы следует рассматривать отдельно). Однако на примере паропроводной (15Х1М1Ф-ЦБЛ) и роторной (Р2МА) стали получено, что металл после длительных сроков наработки показывает несколько более высокие значения СРТ ползучести по сравнению с исходным металлом при больших уровнях КИН [в рамках аппроксимации ]. Очевидно, предложенный упрощённый подход не позволяет в полной мере учесть весь спектр изменений структурных характеристик и механических свойств металла после длительной эксплуатации в их взаимосвязи с сопротивлением развитию трещин ползучести. Кроме того, с повышением уровня нагруженности металла (т.е. при больших КИН) возможна смена механизма разрушения в условиях ползучести. Вместе с тем в пределах умеренно высоких наработок (на уровне паркового ресурса) и актуального с практической точки зрения диапазона изменения КИН подтверждена удовлетворительная аппроксимация экспериментальных данных в виде обобщённой кинетической диаграммы трещиностойкости при ползучести «» для каждой из исследованных сталей.

Седьмая глава посвящена разработке методического аппарата по определению долговечности элементов энергооборудования на стадии развития макроповреждённости, основанного на результатах проведенных исследований характеристик трещиностойкости металла. Исходя из принципов консервативного подхода на основе обобщения результатов экспериментальных исследований и с учётом оценочных расчётов согласно предложенным моделям, были установлены базовые диаграммы циклической и коррозионно-циклической трещиностойкости материалов, а также рекомендуемые диаграммы трещиностойкости в условиях ползучести. В целях унифицирования расчётной процедуры базовые диаграммы циклической трещиностойкости сведены к инвариантному относительно асимметрии и температуры виду путём использования параметров эффективного (ДKef) и модифицированного (ДK*) размаха КИН:

ДKef = ДK1•(1 - R)-0,25 ; ,

где и - предел текучести металла при температуре базовой (Tb) (т.е. при которой получена диаграмма) и расчётной (Td) соответственно.

Характеристики базовых диаграмм циклической трещиностойкости исследованных сталей в интерпретации , включая коэффициенты диаграмм, рекомендуемый температурный диапазон их применения и соответствующую данной базовой диаграмме температуру (Tb), приведены в табл. 1.

При построении базовых диаграмм коррозионно-циклической трещиностойкости использовались результаты экспериментов, проведенных в водных средах, максимально активизирующих процесс усталостного разрушения металла. Учитывались данные, полученные по результатам испытаний при различных температурах (до 280 °C) и для различного динамического состояния водной среды.

Таблица 1

Характеристики базовых диаграмм циклической трещиностойксти сталей

Анализ характера полученных экспериментальных диаграмм показал, что оптимальной является кусочно-линейная (в логарифмическом масштабе) аппроксимация вида , то есть:

,

где i = 1, 2 - для нижнего (первого) и верхнего (второго) участков диаграммы соответственно. Эффективный размах КИН (компенсирующий влияние асимметрии) по аналогии с диаграммами циклической трещиностойкости выражается в виде ДKef = ДK1•(1 - R)-0,25. С учётом фактического характера распределения экспериментальных данных [на поле диаграммы ] признано целесообразным базовые диаграммы коррозионно-циклической трещиностойкости для всех сталей привести к общему виду с пересечением их верхнего и нижнего участков на одном уровне ординаты = 10-7 м/цикл (но при различных значениях абсциссы ). Такой приём вносит определённость в процедуру обработки экспериментальных данных и, как показал анализ, укладывается в рамки консервативного принципа.

Для построения базовых диаграмм коррозионно-циклической трещиностойкости сталей были дополнительно проведены специальные эксперименты в так называемых модельных средах, имитирующих коррозионную среду в вершине трещины. Оптимизация состава модельных сред проведена на основании результатов описанных выше экспериментов по определению электрохимических параметров в вершине стационарной и развивающейся трещины, соответствующих наиболее интенсивному воздействию среды на СРТ.

Для примера на рис. 10 изображены области, содержащие массив экспериментальных данных по скорости развития коррозионных трещин в углеродистой (20, 22К) и низколегированной (12Х1МФ) сталях в различных их состояниях (по свойствам и наработке) при испытаниях в водных средах различного состава и при различных условиях (по температуре, динамике среды). На поле этих диаграмм выделены экспериментальные точки, соответствующие результатам испытаний в модельных средах. Видно, что для стали 20, 22К и 12Х1МФ характеристики коррозионно-циклической трещиностойкости, полученные при испытаниях в модельных средах, располагаются в пределах общего массива экспериментальных данных преимущественно в верхней его части. Принципиально такие же результаты получены и для других исследованных сталей. Весь комплекс экспериментальных данных для каждой конкретной стали, включая результаты испытаний в модельных средах, использовался при обработке этих данных и построении базовых диаграмм коррозионно-циклической трещиностойкости, показанных в качестве примера на рис. 10 для углеродистой (20, 22К) и низколегированной (12Х1МФ) стали. Полученные в результате значения базовых характеристик коррозионно-циклической трещиностойкости для исследованных материалов приведены в табл. 2.

Рекомендуемые к использованию в расчётный практике кинетические диаграммы трещиностойкости теплоустойчивых сталей при статической нагрузке в условиях ползучести строили в соответствии с изложенным выше подходом, т.е. в виде , где - модифицированный КИН, определяемый выражением (18). С использованием справочных данных, а также базы данных ВТИ были определены для паропроводных и роторных сталей значения соотношений ()фb / ()фd и ()фb / ()фb. При этом за базовую температуру была принята температура 560 и 525 °С для паропроводных и роторных сталей соответственно, а за базовое состояние металла - металл с наработкой более 50 тыс. ч. Характеристики полученных кинетических диаграмм трещиностойкости в условиях ползучести для исследованных сталей приведены в табл. 3.

а - углеродистая сталь: 1, 2 - область разброса данных стали 22К и 20 соответственно, 3 - базовая диаграмма; , - результаты испытаний в модельной среде стали 22К и 20 соответственно.

б - низколегированная сталь 12Х1МФ: 1 - область разброса данных; 2 - базовая диаграмма; - результаты испытаний в модельной среде

Рис. 10. Обобщённые диаграммы коррозионно-циклической трещиностойкости (базовые диаграммы)

Таблица 2

Характеристики базовых диаграмм коррозионно-циклической трещиностойкости сталей

Таблица 3

Характеристики кинетических диаграмм трещиностойкости сталей при ползучести

Расчёт кинетики трещиноподобных дефектов строится на использовании КИН () как основного параметра линейной механики разрушения:

,

где - нормальное плоскости трещины напряжение; a - основной характерный размер трещины; Y1 - поправочная функция, учитывающая вид трещины, её конфигурацию и соотношение размеров трещины и содержащего её тела. На основании анализа опыта эксплуатации и повреждаемости тепломеханического оборудования в работе дана примерная классификация наиболее повреждаемых узлов и элементов, а также их критических зон с указанием характерного вида повреждений металла. Для наиболее типовых узлов и элементов выполнен анализ напряжённого состояния с учётом конструктивных особенностей и условий эксплуатационных режимов. Разработаны рекомендации относительно правил аппроксимации напряжений в наиболее нагруженных зонах основных элементов оборудования, в частности, в зонах концентрации напряжений корпусных деталей, в гнутых элементах, в наиболее нагруженных сечениях трубопроводных систем.

В работе дана подробная систематизация и проведен сравнительный анализ методов определения КИН в нагруженных телах в рамках традиционной схематизации трещиноподобного дефекта эллиптической, полуэллиптической и четвертьэллиптической конфигурацией. Принципиально подтверждено, что основные известные и предложенные в настоящей работе аппроксимационные зависимости для определения КИН показывают удовлетворительную сходимость результатов (в пределах 10…15 %) при условии соблюдения налагаемых на каждый конкретный метод ограничений. Для наиболее повреждаемых зон типовых элементов оборудования оптимизированы способы определения КИН и построены соответствующие зависимости.

Алгоритм расчёта долговечности элементов оборудования на стадии развития трещиноподобных дефектов принципиально сводится к интегрированию соответствующей расчётному случаю кинетической диаграммы трещиностойкости материала. Рассматриваются три основные варианта расчётного нагружения:

- циклические напряжения в металле без воздействия на него активной коррозионной среды;

- циклические и статические напряжения с учётом воздействия на металл коррозионной (водной) среды;

- статические (стационарные) напряжения в металле при высокотемпературной ползучести.

Для условий циклического нагружения кинетическая диаграмма СРТ может быть представлена в общем виде:

, (19)

где Cj и nj - основные характеристики диаграммы: j = 1 - для диаграммы циклической трещиностойкости; j = 1, 2 - для диаграммы коррозионно-циклической трещиностойкости, причем в последнем случае ДK*= ДKef, а коэффициенты Cj = C1, nj = n1 при - 1-й участок и Cj = C2, nj = n2 при - 2-й участок (см. табл. 2).

Кинетическая диаграмма трещиностойкости металла в условиях высокотемпературной ползучести записывается в виде:

. (20)

Расчёт кинетики трещиноподобных дефектов для условий циклического нагружения рассматривается в общем виде путём интегрирования уравнения (19), при этом расчёт для циклического нагружения без учёта коррозионного фактора является частным случаем общего решения. Приращение трещины от размера aio до aif при i-ом блоке циклов нагружения выражается уравнением:

, (21)

где j = 1 или 2:

? - j = 1;

? - j = 2.

Если при развитии дефекта на расчётном (i-ом) этапе происходит переход текущих значений ДK* через характерную точку диаграммы , т.е. , то расчёт разделяется на два последовательных этапа, соответствующих приращению трещины от aio до и затем от до aif, где - размер трещины, соответствующий значению .

Расчёт кинетики трещин для k типовых блоков циклической нагрузки осуществляется поэтапно для последовательности этих блоков, расположенных в порядке возрастания параметра Дуi/(1-Ri)0,25. Расчёт общего приращения размера дефекта для заданных его исходного размера ao и количества циклов Ni в каждом блоке нагружения выполняется по формуле (21) последовательным вычислением для каждого блока конечного размера дефекта aif (при этом aif = = a(i+1)o) и окончательный размер дефекта ac = akf.

Для расчёта долговечности элемента конструкции с известным исходным дефектом размером ao в условиях нестационарного (k > 1) циклического нагружения при заданном предельном размере дефекта ac предлагается следующий приём. Между количеством циклов в каждом блоке нагружения устанавливается заданное соотношение:

, то есть ; здесь N1 - базовый блок циклов нагружения. Тогда неизвестная величина N1 будет определяться из решения системы интегральных уравнений:

. (22)

Расчёт кинетики трещиноподобных дефектов при стационарной нагрузке в условиях ползучести осуществляется из соотношения:

В результате проведённых выкладок последнее выражение преобразуется к виду:

(23)

При расчёте долговечности (N и ф) элементов оборудования в условиях сочетающихся циклических и стационарной (например, в условиях коррозионного растрескивания или ползучести) нагрузок следует установить период базовых циклов N1, т.е.: = и затем переходить к решению системы уравнений (22), дополненной уравнением:

,

или, в частности, для условий ползучести уравнением вида (23) с заменой на .

В работе излагается также упрощённый порядок расчётных оценок живучести, заключающийся в кусочно-линейном интегрировании кинетических зависимостей на коротких равновеликих отрезках приращённой длины развивающейся трещины с последующим суммированием промежуточных результатов.

В заключительной части главы 7 работы представлены решения конкретных технических задач, в основе которых лежат реальные ситуации, возникшие в ходе эксплуатации теплосилового оборудования ТЭС и потребовавшие определённых практических решений и рекомендаций для подтверждения возможности и условий дальнейшей безопасной эксплуатации указанного оборудования. В частности, выполнены расчёты живучести и несущей способности барабанов котлов ТП-9 и ТГМ-84, повреждённых трещиноподобными дефектами. В первом случае подтверждена возможность эксплуатации барабана с трещинами на кромках отверстий питательных труб до очередного капремонта при условии, что геометрические параметры трещин не будут превышать установленных размеров. Во втором случае на основе результатов расчётных оценок предложена модель разрушения барабана в процессе гидроиспытаний, позволившая обосновать причины реально произошедшего случая и сформулировать рекомендации по недопущению подобных инцидентов в будущем.

Выполнены расчёты живучести гибов необогреваемых труб котла ТГМ-444 и питательных трубопроводов блока 300 МВт, для которых характерными являются повреждения коррозионно-усталостного вида. В первом случае обоснованы сроки временной эксплуатации гибов, содержащих дефекты, а во втором - периодичность и объёмы контроля гибов. На основании результатов расчёта кинетики дефекта в повреждённом гибе пароперепускной трубы котла ТПГЕ-431, работающей в условиях ползучести, был рекомендован допустимый срок временной эксплуатации данного гиба до его замены. Расчётный анализ процесса разрушения стыкового сварного соединения паропровода ГПП блока 800 МВт позволил оценить степень опасности повреждения указанных соединений и сформулировать требования к качеству их контроля. В результате расчётной оценки живучести узла сопряжения переходного штуцера деаэрационной колонки с баком корпуса деаэратора повышенного давления установлена периодичность межконтрольного периода для указанной зоны, гарантирующая безаварийную работу сосуда.

Выводы

1. На основе современных физико-механических представлений о механизме формирования и развития разрушения материалов предложены модели кинетики усталостного разрушения в металле, ускоренного воздействием на него жидкой коррозионной среды. Разработанные модели развития коррозионно-усталостных трещин в металле, основанные на принципе снижения свободной энергии активации атомов, а также на механизмах анодного растворения и катодного охрупчивания металла, дают возможность углублённого анализа особенностей коррозионного воздействия на процесс развития усталостного разрушения. Указанный анализ на основе результатов расчётных оценок с использованием разработанных моделей позволил обосновать порядок увеличения скорости усталостных трещин в сталях за счёт коррозионного фактора, а также подтвердить экспериментально полученные закономерности влияния параметров нагружения, свойств металла и характеристик среды на процесс коррозионно-усталостного разрушения.

2. Предложена феноменологическая модель развития трещины в металле под действием статической нагрузки в условиях высокотемпературной ползучести, основанная на концепции поэтапного дискретного продвижения трещины по механизму исчерпания деформационной способности металла в локальной зоне её вершины. Согласно данной модели зависимость скорости роста трещин ползучести выражается степенным соотношением через параметр приведенного КИН и учитывает характеристики длительной прочности и ползучести материала а также вид напряжённого состояния в рабочем сечении и время развития трещины.

3. Создан комплекс экспериментальных установок для испытания материалов на коррозионно-циклическую и коррозионно-статическую трещиностойкость в водной среде повышенных параметров при различных её динамических состояниях: статическое, конвективный водообмен, интенсивная циркуляция. Разработаны измерительные средства и методика проведения испытаний на циклическую трещиностойкость в жидких коррозионных средах повышенных параметров, в том числе с учётом электрохимической обстановки в полости трещины, и методика испытаний на трещиностойкость при статической нагрузке в условиях ползучести. Ряд инновационных технических решений по разработке испытательных устройств и средств измерений, а также оригинальных методик защищены авторскими свидетельствами СССР и патентом РФ.

4. По результатам испытаний на циклическую трещиностойкость материалов экспериментально обоснована возможность построения кинетических диаграмм, инвариантных относительно асимметрии нагружения и температуры металла в диапазоне изменения последней 20…300 °С. Реализация данной возможности осуществляется за счёт нормирования размаха КИН, контролирующего СРТ, на функцию коэффициента асимметрии цикла и на предел текучести металла при температуре испытания.

5. Результаты испытаний на коррозионно-циклическую трещиностойкость подтвердили (подобно испытаниям на воздухе) возможность описания кинетических диаграмм при различных асимметриях цикла единой зависимостью за счёт нормирования размаха КИН на функцию коэффициента асимметрии.

Экспериментально установлено, что максимальный эффект водной среды в качестве катализатора процесса коррозионной усталости проявляется в частотном диапазоне циклического нагружения 0,04ч0,008 Гц и дальнейшее снижение частоты (~ на порядок) не приводит к усилению коррозионного фактора. Эта закономерность принципиально подтверждается результатами оценок согласно модели роста коррозионно-усталостной трещины по анодному механизму.

6. Экспериментально показано и аналитически обосновано с использованием моделей развития коррозионно-усталостных трещин, что влияние химсостава водной среды на характеристики коррозионно-циклической трещиностойкости зависит от марки стали и состояния металла и проявляется, главным образом, в усилении коррозионного эффекта при смещении рН водной среды в кислую область, а снижение содержания кислорода в среде способствует активизации коррозионно-усталостного разрушения. Наиболее значительное ускорение роста усталостных трещин в перлитных сталях за счёт воздействия водной среды вызывается добавками в неё органических кислот, а для аустенитной стали - добавками хлоридов.

Влияние динамического состояния водной среды на коррозионно-циклическую трещиностойкость проявляется контрастным образом для перлитных и аустенитных сталей: в первом случае с повышением интенсивности водообмена активность коррозионного фактора снижается, а во втором - возрастает. Эти тенденции подтверждены расчётными оценками на основе модели коррозионно-усталостного разрушения по механизму локального анодного растворения.

7. Влияние температуры на коррозионно-циклическую трещиностойкость стали реализуется через изменение характеристик электрохимической реакции в системе «металл-среда». Увеличение температуры среды от 80 до 150 и далее до 280 °С сопровождается изменением характера кинетических диаграмм коррозионной трещиностойкости. При этом для сталей перлитного класса максимальный эффект водной среды в качестве ускоряющего процесс роста усталостных трещин фактора проявляется в температурном диапазоне 80…150 °С. Для аустенитных сталей влияние водной среды на ускорение роста усталостных трещин возрастает с увеличением температуры от 80 до 150 °С и далее до 280 °С.

8. Экспериментально установлено, что в пределах конкретной марки стали длительная наработка металла оказывает незначительное влияние на характеристики его циклической и коррозионно-циклической трещиностойкости. Экспериментально выявлена и аналитически обоснована тенденция к снижению сопротивления развитию коррозионно-усталостных трещин с увеличением степени охрупченности металла при его взаимодействии с агрессивными средами, способными генерировать локальный электрохимический процесс по катодному механизму.