Разработка сварочной порошковой проволоки для ремонта узлов паровых турбин на основе метода компьютеризированного проектирования сварочных материалов

Размещено на http://www.allbest.ru/

РАЗРАБОТКА СВАРОЧНОЙ ПОРОШКОВОЙ ПРОВОЛОКИ ДЛЯ РЕМОНТА УЗЛОВ ПАРОВЫХ ТУРБИН НА ОСНОВЕ МЕТОДА КОМПЬЮТЕРИЗИРОВАННОГО ПРОЕКТИРОВАНИЯ СВАРОЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ

В.Л. Мазуровский, канд. хим. наук

ОАО «УРАЛЭНЕРГОРЕМОНТ»

Аннотация

На основе метода компьютеризированного проектирования современных сварочных материалов представлена разработка сварочной порошковой проволоки. Проволока предназначена для производства ремонтных работ методом сварки/наплавки на корпусных деталях и узлах запорной арматуры паровых турбин, изготовленных из теплоустойчивых хромомолибденовых и хромомолибденованадиевых сталей без проведения последующей высокотемпературной термической обработки. Основное внимание уделено анализу деградации структуры ремонтируемого металла под воздействием рабочей среды (перегретого пара) и формированию на его основе представления о требуемой структуре наплавленного металла. Показано влияние технико-экономических факторов и специфики производства ремонтных работ на требования к разрабатываемому сварочному материалу.

Annotation

On the basis of computer-aided design of modern welding materials presents the development of welding flux-cored wire. The wire is intended for manufacture of repairs by welding on the hull parts and the valves of steam turbines made of heat-resistant chrome-molybdenum and chrome-molybdenum-vanadium steels without conducting the subsequent high temperature heat treatment. The main attention is paid to the analysis of the degradation patterns of the repaired metal under the influence of the working environment (superheated steam) and the formation on the basis of ideas about the desired structure of the weld metal. It shows the influence of the techno-economic factors and the specific production of repair work on requirements to the developed welding material.

Основная часть

Корпуса цилиндров турбин, стопорных и регулирующих клапанов, пароподводящие и перепускные трубопроводы паровых турбин из теплоустойчивых хромомолибденовых и хромомолибденованадиевых сталей подвержены повреждениям в результате ползучести, термоусталости и хрупкого разрушения. После 100 тыс. часов эксплуатации характерны повреждения в виде растрескивания вследствие разупрочнения и охрупчивания металла. Прежде всего, повреждения имеют место в зонах расположения дефектов литейного происхождения (раковин, расслоений, трещин, шлаковых и песочных включений и др.) и в зонах геометрической неоднородности и резкого перехода разнотолщинных участков деталей, что приводит при эксплуатации к зарождению и развитию трещин в местах концентрации напряжений. В последнее время повышенная повреждаемость наблюдается по ремонтным наплавкам, выполненным высоконикелевыми электродами. Трещины развиваются по зоне сплавления (по кристаллизационным или диффузионным прослойкам металла) с «отслаиванием» ремонтных наплавок; в отдельных случаях, растрескиванию подвержены сами восстановительные высоконикелевые наплавки [4, 6]. При этом объем выборок на ремонтируемой детали после удаления поврежденного металла в среднем достигает около 3000…4000 см³ (на корпусах цилиндров среднего давления) и 300-800 см³ (на корпусах клапанов), а в отдельных случаях, например на корпусах цилиндров высокого давления, - до 10 000 см³. Суммарный объем выборок на ЦВД в среднем составляет 25000 см³.

Технологию ремонта литых корпусных деталей и паропроводов выбирают с учетом характера и объема повреждения, места расположения поврежденной зоны в ремонтируемой детали и организационно-технических возможностей предприятия в выполнении ремонтных операций. Как правило, в условиях действующих электростанций применяют следующие варианты сварочной технологии ремонта:

нанесение восстановительных многослойных наплавок в несквозные выборки на основе применения низколегированных электродов с пониженным содержанием углерода, с подогревом при сварке и послесварочной многоступенчатой низкотемпературной термообработкой;

нанесение восстановительных многослойных наплавок в несквозные выборки на основе применения высоконикелевых электродов без подогрева при сварке и без послесварочной термообработки;

выполнение сварных швов в сквозные выборки с применением низколегированных и высоконикелевых электродов с подогревом при сварке и послесварочной многоступенчатой низкотемпературной термообработкой.

Для сварочных технологий ремонта характерны как достоинства, так и недостатки. Так, применение технологии ремонта с использованием низколегированных электродов типа Э-09Х1МФ с подогревом при сварке и послесварочной термообработкой позволяет получать наиболее работоспособные ремонтные заварки. Однако, такая технология сопряжена с большими трудозатратами вследствие привлечения сварщиков самой высокой квалификации и проведения трудоемких операций по термической обработке (подогрев при сварке, послесварочная термообработка). И, наоборот, технология с использованием высоконикелевых электродов отличается малой трудоемкостью, поскольку не связана, как правило, с необходимостью выполнения операций подогрева при сварке и проведения послесварочной термообработки. Но такая технология не позволяет получать высоконадежные ремонтные заварки вследствие высокой чувствительности зоны сплавления разнородных по структурному классу материалов и высоконикелевой наплавки к эксплуатационному растрескиванию.

Целью настоящей работы является создание современного сварочного материала, лишенного вышеперечисленных недостатков и позволяющего существенно повысить производительность при производстве ремонтных работ путем применения механизированных способов сварки.

Анализ структуры ремонтируемых сталей

Материалами для корпусных деталей и паропроводов паровых турбин служат, преимущественно, теплоустойчивые низколегированные стали перлитного класса, легированные хромом и молибденом (12MX, 12MXЛ, 20ХМЛ) и легированные хромом, молибденом и ванадием (12Х1МФ, 20 ХМФЛ, 15Х1М1ФЛ). сварочный материал металл ремонт

Остановимся на рассмотрении хромомолибденованадиевых сталей, как наиболее жаропрочных, которые испытывают воздействие перегретого пара с критическими и сверхкритическими параметрами (Р = 24 МПа и Т = 565^оС). Получение металла шва с такими же характеристиками, как у этих сталей, обеспечит длительную эксплуатацию ремонтных сварных соединений, как на хромомолибденованадиевых сталях, так и на менее легированных хромомолибденовых сталях.

Легирующими элементами в этих сталях являются хром, молибден и ванадий. Молибден является одним из основных элементов, с самой высокой температурой плавления из всех легирующих компонентов в этих сталях. Своим присутствием в твердом растворе, он обеспечивает его упрочнение, повышая жаропрочность и затрудняя процессы диффузии и самодиффузии химических элементов при повышенных температурах. С другой стороны, при легировании хромом, а особенно молибденом и ванадием, образуются карбиды этих элементов или комплексные карбиды на основе этих элементов.

Молибден, уменьшая диффузионную подвижность атомов, снижает тем самым переползание дислокаций и их скорость перемещения. Хром оказывает положительное влияние на жаростойкость стали и косвенно влияет на жаропрочность, находясь, как и молибден, в твердом растворе. Ванадий эффективно влияет на повышение длительной прочности и сопротивление ползучести стали благодаря своему упрочняющему действию путем образования термически устойчивых высокодисперсных первичных карбидов [4, 5]. Такие карбиды имеют низкую скорость коагуляции при нагреве.

Из трех основных легирующих компонентов ванадий обладает наибольшей карбидообразующей способностью КОС [5], что определяет формирование карбидной фазы при изготовлении данных сталей преимущественно карбидами ванадия - VC (> 60%). Этот фактор также положительно влияет на сохранение свойств теплоустойчивых хромомолибденовых и хромомолибденованадиевых сталей при повышенных рабочих температурах.

В зависимости от применяемого режима термической обработки (например, при нормализации и последующем высоком отпуске) в низколегированной хромомолибденованадиевой стали может быть реализован тот или иной механизм упрочнения или их комбинация:

§ дисперсионное твердение (выделение карбидов, в основном - высокодисперсных карбидов ванадия VC),

§ упрочнение твердого раствора (взаимодействие атомов молибдена с дислокациями в твердом растворе),

§ фазовый наклеп при Тг>б-превращении.

В таких сталях, подвергнутых ускоренному охлаждению (закалке) и последующему отпуску, реализуются все три механизма упрочнения. Наибольший вклад (около 55 %) в общее упрочнение вносится высокодисперсными карбидами ванадия VС, меньший вклад (примерно 30 %) -- от упрочнения твердым раствором и наименьший вклад (до 15 %) - от фазового наклепа [6, 7]. При этом оптимальными для этих сталей структурами являются чисто сорбитная или сорбито-феррито-перлитная (12Х1МФ) и чисто бейнитная или бейнито-ферритная (15Х1М1Ф) с выделением дисперсных карбидов по границам зерен и телу зерна, что повышает прочность и сопротивляемость металла ползучести [4].

Анализ деградации структуры под влиянием эксплуатационных факторов

Под влиянием эксплуатационных факторов в хромомолибденованадиевой стали протекают процессы термодеформационного старения:

§ распад и выделение вторичных фаз,

§ перестройка дислокационной структуры.

§ накопление микроповрежденности в результате ползучести.

Вклад в упрочнение частицами карбидной фазы практически не изменяется вследствие действия одновременно двух протекающих процессов - коагуляции первичных мелкодисперсных карбидов типа VС, вызывающей незначительное снижение упрочнения, и выделении новых высокодисперсных карбидных частиц VС в результате подстаривания, что способствует дополнительному упрочнению. Но после длительной эксплуатации (свыше 100 тыс. ч) коагуляция (укрупнение) карбидных частиц становится основным фактором, приводящим к снижению эффективности дисперсионного твердения [4].

Вклад твердого раствора в упрочнение стали уменьшается, что связано с переходом молибдена в карбидную фазу.

Вклад фазового наклепа определяется плотностью дислокаций, созданной в исходном состоянии, и ее изменениями в процессе эксплуатации. При отпуске и длительной эксплуатации карбиды ванадия выделяются на дислокациях и закрепляют их; созданные дислокационные стенки являются барьером для движения новых дислокаций, возникающих под действием напряжений в процессе ползучести. Из этого следует, что изменения фазового наклепа обусловлены в первую очередь морфологической и термической устойчивостью карбидной фазы [7], чему полностью удовлетворяют карбиды ванадия, скорость коагуляции (укрупнения) которых незначительна, а термическая стойкость превышает в два раза рабочие температуры.

Длительная эксплуатация при повышенных температурах в условиях ползучести влияет на характеристики и морфологию распределения карбидных частиц. В состоянии после термической обработки основными карбидными фазами в рассматриваемых сталях являются М₃С (цементит) и VС. В процессе эксплуатации происходит изменение фазового состава сталей: уменьшается количество метастабильного карбида М₃С и возрастает количество карбидов М₇С₃ (Сг₇С₃) и М₂₃С₆ (резко снижающих пластичность и длительную прочность), а также Мо₂С. Карбид ванадия VС не претерпевает изменений в течение длительного времени и обладает минимальной скоростью коагуляции. Скорость укрупнения других карбидов повышается в следующем порядке: Мо₂С, М₇С₃, М₂₃С₆, М₃С [ 4, 5 ].

Обеднение молибденом твердого раствора в связи с переходом в карбидную фазу вызывает снижение жаропрочных свойств стали. В связи с этим предельно допустимым считается переход в карбиды не более 50 % молибдена (также до 50 % хрома) [9]. Изменение и перераспределение карбидных фаз с одновременным резким снижением количества цементита М₃С при ползучести установлено по результатам фазового анализа карбидных осадков [7, 8].

Обеднение твердого раствора легирующими элементами (суммарно Сг+Мо+V) в хромомолибденованадиевых сталях при ползучести можно проследить следующим образом. В исходном состоянии после полного цикла термической обработки (нормализации с отпуском) в карбидах находится суммарно Сг+Мо+V примерно 25... 30 % и повышается до 45% в процессе длительной эксплуатации с наработкой 150 тыс. ч при температуре 545°С [10], при этом предельно допустимое содержание этих элементов (особенно молибдена) в карбидах по условию сохранения жаропрочности сталей ограничивается количеством 60 % [4].

Микроповреждаемость характеризуется процессами зарождения и развития пор ползучести, от единичных до цепочек пор по границам зерен с последующим их слиянием, до образования микротрещин вплоть до появления магистральных макротрещин, развитие которых в отдельных случаях приводит к разрушению элементов паровых турбин. Зарождение пор происходит по диффузионному и деформационно-дислокационному механизмам [6, 10 - 12]. Первый обусловлен диффузией и скоплением вакансий у каких-либо препятствий (в местах пересечения субграниц и границ зерен, скоплений дислокаций, у карбидов), а второй - зернограничным скольжением. Появившиеся поры становятся дополнительными концентраторами напряжений, которые в свою очередь инициируют направленную диффузию атомов. Происходит рост пор с их последующим скоплением и слиянием до появления микротрещин.

Процесс повреждаемости металла при ползучести находится во взаимосвязи с перестройкой дислокационной структуры. Так, на первой стадии ползучести хромомолибденованадиевой стали, поры отсутствуют, при этом плотность дислокаций в ферритных зернах невелика, и более высокая вблизи границ зерен и у крупных карбидов. На второй стадии ползучести появляются единичные поры размером до 0,1 мкм (часто называемые микропорами ввиду их слишком малого размера, которые можно выявить лишь с помощью электронной микроскопии) и располагаются на границах зерен, при этом плотность дислокаций растет; процесс увеличения размера пор развивается с одновременным повышением плотности дислокаций. При переходе от второй к третьей стадии ползучести размер пор достигает 1...3 мкм с плотностью до 100 пор/мм² и более с последующим появлением цепочек пор по границам зерен. На третьей стадии ползучести плотность микроповрежденности достигает 800...1200 пор/мм² (на стадии предразрушения до 2000...2500 пор/мм²); размеры пор увеличиваются до 4...5 мкм в цепочках с их слиянием в микротрещины [4].

Морфология пор во многом определяется расположением границ зерен по отношению к вектору растягивающих напряжений и условиями нагружения металла [11]. Так, поры округлой (овальной) формы зарождаются и развиваются в условиях растягивающих низких напряжений (либо в продолжительные периоды времени, при высоких температурах), клиновидные поры свидетельствуют о действии высоких напряжений (в небольшие периоды времени, при менее высоких температурах).

Таким образом в процессе длительной эксплуатации при ползучести в хромомолибденованадиевых сталях происходят структурные изменения, характеризующиеся обеднением твердого раствора (матрицы) легирующими компонентами, изменением фазового состава карбидов с коагуляцией карбидных частиц, типичные процессы сфероидизации продуктов распада упрочняющей фазы, изменение плотности дислокаций. Одновременно развивается микроповреждаемость металла.

Структурные особенности сварных соединений

Ремонтные сварочные операции вносят дополнительные факторы (предварительный и сопутствующий подогрев, сварочный нагрев, термодеформации, ускоренное охлаждение, послесварочная термообработка и пр.), определяющие получаемые структуры и свойства различных зон сварного соединения и, естественно, их дальнейшую деградацию под влиянием эксплуатационных факторов. В макроструктуре сварных соединений, выполненных дуговой сваркой плавлением различают две характерные области: металл шва (МШ) и зону термического влияния (ЗТВ) в сопоставлении с основным металлом, не затронутым нагревом при сварке.

Металл шва включает участок сварного соединения, образовавшегося в результате кристаллизации расплавленного металла, который представляет собой неравномерную смесь наплавленного металла и частично расплавленного основного металла свариваемой стали. Затвердевание начинается на кристаллах основного металла, и рост зерен происходит преимущественно нормально (перпендикулярно) фронту теплоотвода.

В многослойных швах, что типично для ремонтных наплавок, характерным является сочетание крупно- и мелкозернистой структуры. Последняя образуется в результате частичной перекристаллизации прослойки металла каждого слоя за счет высокотемпературного нагрева при наплавке последующего слоя в процессе сварки. В связи с этим на макроструктуре четко выявляется послойный рельеф сварного шва. Другой особенностью является различие в легировании сварного шва за счет разного долевого участия расплавляемого при сварке основного металла, которое меняется от 30... 40 до 5... 10 % в направлении от корневой части к верхней части поперечного сечения шва.

Зона термического влияния представляет собой участок основного металла, структура и свойства которого изменились, в результате нагрева при сварке термически упрочняемой стали. Ширина ЗТВ составляет примерно 6...8 мм и достаточно четко видна на макроструктуре поперечного сечения сварного соединения в виде затемненной рельефной полоски, примыкающей к сварному шву с двух сторон. Ширина этой зоны уменьшается в направлении от корня к верхней части поперечного сечения шва, что вызвано неодинаковыми тепловыми условиями при сварке многослойных швов.

Особого внимания заслуживает участок ЗТВ, именуемый разупрочненной (мягкой) прослойкой (РП). РП - зона, отличающаяся бейнито-феррито-карбидной микроструктурой (для стали 15Х1М1Ф) или феррито-карбидной микроструктурой (для стали 12Х1МФ) с мелким зерном вплоть до 9 - 11 номеров по ГОСТ 5639-82. Получение такой микроструктуры, резко отличающейся от структуры основного металла свариваемой стали, связано с пребыванием нагретого при сварке металла в межкритическом интервале температур Т_Ас1 - Т_Ас3, что создает эффект неполного отжига и вызывает локальное разупрочнение этой прослойки металла. Зона РП обычно имеет ширину 1... 2,5 мм и расположена на расстоянии 3...5 мм от границы сплавления с металлом шва. Высокий отпуск после сварки не устраняет эту зону. По РП, как правило, развиваются повреждения по механизму ползучести в длительно эксплуатирующихся сварных соединениях паропроводов, запорно-регулирующей арматуре и ЦВД турбин.

Типичная неоднородность твердости зон сварных соединений теплоустойчивых хромомолибденованадиевых сталей в определенной мере отражает характерную неоднородность микроструктуры металла зон. Так, наряду с повышенной твердостью металла шва и околошовной зоны наблюдается локальное разупрочнение (снижение твердости) металла РП. При повторном после сварки нагреве (при высоком отпуске или в процессе высокотемпературной эксплуатации термически необработанных сварных соединений) металл шва и околошовной зоны претерпевает структурные изменения, связанные с выделением дисперсной карбидной фазы и ее коагуляции и сфероидизации. Это отражается на временном резком повышении твердости (явление дисперсионного охрупчивания) и последующем снижении уровня этой характеристики (явление разупрочнения). В противоположность этому на участке РП сразу после сварки отмечается пониженная твердость металла. Степень разупрочнения РП, которая может составлять 5... 30 % и более, зависит от исходных прочностных свойств свариваемой стали, тепловых условий сварки и послесварочной термической обработки. Величина разупрочнения этого участка сварного соединения усиливается с повышением прочностных свойств свариваемой стали, с увеличением тепловложения при сварке (погонной энергии сварки), температуры подогрева и практически не зависит от режимов отпуска; однако снижается и практически исчезает [13] при проведении нормализации с отпуском (явление рекристаллизации микроструктуры при нормализации).

Таким образом, микроструктура зон сварных соединений теплоустойчивых сталей характеризуется значительной неоднородностью, обусловленной тепловыми условиями сварки и структурным исходным состоянием свариваемой стали.

Проектирование, изготовление и исследование сварочного материала

Формирование представления о требуемой структуре наплавленного металла

На основе проведенного выше анализа можно констатировать следующее - в процессе длительной эксплуатации при ползучести в хромомолибденованадиевых сталях происходят структурные изменения, характеризующиеся: обеднением твердого раствора (матрицы) легирующими компонентами, изменением фазового состава карбидов с коагуляцией карбидных частиц, типичные процессы сфероидизации продуктов распада упрочняющей фазы, изменение плотности дислокаций. Одновременно развивается микроповреждаемость металла. При этом следует учитывать то обстоятельство, что процесс ремонта осуществляется сваркой. Рассмотренные выше особенности формирования металла шва и ЗТВ негативно сказываются на усталостную прочность (сопротивление знакопеременным термодеформациям) и жаропрочность (сопротивление ползучести и длительная прочность) сварных соединений. Т.о., наряду с учетом структурной деградации основного металла, необходим учет структурной деградации МШ и ЗТВ (под действием эксплуатационных факторов) при проектировании сварочных материалов для ремонта рассматриваемых хромомолибденованадиевых сталей. Напомним, что оптимальными для этих сталей структурами являются сорбитная (сталь 12Х1МФ) и бейнито-ферритная (15Х1М1Ф) с выделением дисперсных карбидов по границам зерен и телу зерна, что повышает прочность и сопротивляемость металла ползучести.

Прежде чем перейти к формулировке основных требований, предъявляемых к металлу шва ремонтных сварных соединений, остановимся на некоторых технико-экономических аспектах проведения ремонтных сварочных работ в условиях действующих ТЭС. В связи с тем, что ремонтные работы в таких условиях требуется проводить в минимально возможные сроки, то в течении многих лет в основе ремонта хромомолибденованадиевых сталей лежал так называемый «аустенитный метод» для производства ремонтных сварочных работ на энергетическом оборудовании. Как было указано выше, этот метод технологичен и, что главное, не требует проведения дорогостоящей и длительной термообработки. Однако, отмеченные выше, серьезные недостатки этого метода, приводящие к относительно быстрому (5…25 тыс. часов) разрушению ремонтных наплавок и быстровозрастающая стоимость сварочных материалов на никелевой основе заставляют искать более дешевые и технологичные материалы для этих целей.

Сформулируем основные требования к проектируемому сварочному материалу и технологии сварки (наплавки) и термообработки.

Разрабатываемый сварочный материал должен обладать достаточной жаропрочностью, то есть способностью длительно (более 150 тыс. часов) работать под воздействием высоких температур (до 570^оС) и давлений (до 24 МПа) и, при этом, обладать хорошим сопротивлением ползучести (пластической деформации при высоких температурах и вызываемой ей микроповреждаемости). Во-вторых, он должен иметь достаточную усталостную прочность (сопротивление разрушению от длительного воздействия циклических термических и механических нагрузок, вызывающих усталость металла деталей турбин). В-третьих, он должен противостоять термодеформационному старению (распад и выделение вторичных фаз, их коагуляция и сфероидизация, перестройка дислокационной структуры). И, наконец, он должен обладать определенной коррозионной стойкостью (жаростойкостью), а также сопротивлением эрозионному износу (от соударения и истирания с твердыми частицами оксидов железа и других легирующих компонентов, всегда присутствующих в паровом потоке). При этом он должен иметь высокие сварочно-технологические свойства и показатели по свариваемости (стойкость к холодному и горячему растрескиванию и трещинам повторного нагрева) и быть достаточно дешевым. Технология сварки должна обеспечивать минимальную проплавляющую способность (получение узкой ЗТВ и особенно РП) и производство работ данным материалом во всех пространственных положениях, включая сварку на вертикальной плоскости сверху вниз, и при этом применение предварительного и сопутствующего подогрева и послесварочной термообработки должны быть сведены к минимуму или полностью исключены. Должна быть осуществлена возможность проведение (при необходимости) предварительного и сопутствующего подогрева и послесварочной термообработки многопламенными горелками на природном газе, т.е. без использования дорогого, громоздкого и сложного термического оборудования.

Перейдем к основному этапу проектирования - формированию представления о требуемой структуре наплавленного металла. Представление формируется на основе пакета данных, являющегося результатом работы на предыдущих этапах, и комплекса знаний, заложенных в базе знаний (БЗ) экспертной системы САПР [1-3, 15]. Особенно эффективно на сопротивление ползучести действует дисперсионное упрочнение. Именно поэтому наиболее высокое сопротивление ползучести получено на сплавах с большим количеством второй фазы (карбидов) [7, 8, 10-12]. В результате проектирования [1-3, 15] было определено, что специальный сварочный материал должен обеспечить формирование наплавленного металла, имеющего базовую структуру крупнозернистого бейнита (20 - 25 %, мас.) и метастабильного низкоуглеродистого (отпущенного), легированного хромом, молибденом и ванадием мартенсита (70 - 75 %, мас.) с равномерно-распределенными по телу и границам зерен карбидами (2 - 6 %, мас.). Необходимость получения крупного зерна (2 - 4 номер) диктует то обстоятельство, что рабочие температуры лежат выше эквикогезивной температуры для рассматриваемых сталей [21].

Метастабильный мартенсит под воздействием ползучести, поглощая часть энергии ее активации, переходит в зерно-ориентированный бейнит и комплексные карбиды типа МС и М₂С, упрочняющие наплавленный металл и повышающие его жаропрочность и длительную прочность. Часть легирующих компонентов (хром и молибден) растворяются в бейните, упрочняя твердый раствор, тем самым также повышая его жаропрочность, эрозионную стойкость, длительную прочность и жаростойкость. Низкое содержание углерода, рассчитанное на образование определенного количества карбидов [16, 17], обеспечивает формирование низкоуглеродистой пластичной матрицы и исключает образование закалочных структур и холодное растрескивание металла шва при кристаллизации. Вероятность образования горячих кристаллизационных трещин сводится к минимуму применением особо чистых по сере и фосфору шихтовых материалов и материала стальной ленты, а также ограничением содержания углерода, кремния, никеля, ниобия и титана, которые, как известно, расширяют ТИХ [13].

Прогноз процесса термодеформационного старения (распад и выделение вторичных фаз, перестройка дислокационной структуры и накопление микроповрежденности в результате ползучести) для наплавленного этой проволокой металла на рекомендуемых режимах, был определен при проектировании (диалог - «эксперт - экспертная система») и выглядит следующим образом.

Вклад твердого раствора в упрочнение стали, практически, не уменьшается, что связано с крайне низкой скоростью перехода молибдена в карбидную фазу (отсутствие «лишнего» углерода). Вместе с тем, вклад в упрочнение частицами карбидной фазы практически не изменяется вследствие распада метастабильного мартенсита и поступления новых порций высокодисперсных карбидов МС, что способствует дополнительному упрочнению. Процесс распада и образования фаз в результате ползучести тормозит коагуляцию и сфероидизацию карбидов.

Вклад фазового наклепа определяется плотностью дислокаций, созданной в исходном состоянии, и ее изменениями в процессе эксплуатации. При длительной эксплуатации вследствие распада метастабильного мартенсита новые порции карбида ванадия выделяются на дислокациях и закрепляют их; созданные дислокационные стенки являются барьером для движения новых дислокаций, возникающих под действием напряжений в процессе ползучести. Длительное время плотность дислокаций поддерживается на определенном уровне, обеспечивая стабильное упрочнение, стали за счет фазового наклепа.

Микроповреждаемость, как отмечалось выше, характеризуется процессами зарождения и развития пор ползучести, которые протекают по диффузионному и деформационно-дислокационному механизмам [6, 10 - 12]. Легирование наплавленного металла небольшим количеством никеля и титана (без угрозы расширения ТИХ), обладающих при рабочих температурах соответственно кубической гранецентрированной решеткой (К12) и гексагональной плотноупакованной (Г12) замедлит процессы диффузии и самодиффузии и снизит плотность дислокаций по телу зерна. Одновременно крупнозернистая структура металла шва ограничит возможность зернограничного скольжения, уменьшая плотность дислокаций по границам зерен и возможность их деформирования. Таким образом, перестройкой дислокационной структуры будет протекать крайне медленно, что обеспечит длительную стойкость наплавленного металла от микроповреждаемости.

Легирование наплавленного металла небольшим количеством никеля и титана несколько повышает коэффициент линейного расширения металла шва. Это обеспечивает создание в нем объемных напряжений сжатия, что ответно вызовет появление объемных растягивающих напряжений в РП ЗТВ - эффект контактного упрочнения [4, 13. 18]. По мере уменьшения толщины РП (что определено нами, как одно из основных требований к режимам сварки-наплавки) все больше увеличивается объем ее деформирования в этих условиях и эффект контактного упрочнения возрастает. Это обеспечивает длительную эксплуатацию металла с разупрочненной прослойкой в ЗТВ.

Расчет электродной формулы нового сварочного материала

Теперь, когда сформировано представление о требуемой (вторичной) структуре наплавленного металла, можно перейти к расчету первичной структуры (получаемой в результате первичной неравновесной кристаллизации сварочной ванны) и химического состава металла шва. Расчет представляет собой решение обратной задачи, когда входными параметрами является вторичная структура металла шва и значения параметров термо-деформационного цикла сварки. Расчет осуществляется в режиме диалога «эксперт - экспертная система» [2, 3, 15] и основывается на разработанной феноменологической модели неравновесной вторичной кристаллизации металла шва, сопутствующим ей процессам выделения вторичных карбидов и математическом описании новой структурной диаграммы наплавленного металла [14, 17].

На основании полученных сведений о требуемой первичной структуре и химическом составе наплавленного металла определяем электродную формулу проектируемого специального сварочного материала. Электродная формула представляет собой формуляр, содержащий полные сведения о структуре, свойствах и функциях проектируемого сварочного материала, его рецептуру, технологию (маршрут) изготовления и рекомендуемые режимы сварки (наплавки). Расчет осуществляется в интерактивном режиме оператор - экспертная система [2, 15]. Основой расчета является пакет прикладных программ, разработанный на базе математической модели технологического процесса сварки [19, 20] и феноменологической модели первичной неравновесной кристаллизации металла шва и сопутствующим ей процессам выделения первичных карбидов [16].

Для проверки полученных результатов проведен расчет, который представляет собой решение прямой задачи [3, 15], т.е. определение для металла шва химического состава; первичной структуры; вторичной структуры; служебных характеристик. В качестве входных параметров для расчета используются данные результатов проектирования - электродные формулы сварочных материалов.

Технологические эксперименты и исследования наплавленного металла

Следующим этапом работы являлось изготовление опытной партии специализированного сварочного материала в соответствии с электродной формулой, определенной при проектировании (условное обозначение УЭР-17).

Порошковая проволока изготавливалась из стальной холоднокатаной ленты (Сталь 08 кп ГОСТ 1050-88) сечением 12 х 0.5 мм на специальном лабораторном волочильном стане ЦЛМ (центральной лаборатории металлов) ОАО «УРАЛЭНЕРГОРЕМОНТ». Необходимая смесь порошковых материалов (шихта) для сердечника приготавливалась на лабораторном смесителе. Состав приготовленной смеси для порошковой проволоки соответствовал указанному составу в ее электродной формуле. Проволока имеет диаметр 1.6 мм с замыканием стальной ленты в прямой стык.

Наплавка производилась в три слоя на лист толщиной 40 мм из стали 12Х1МФ в соответствии с расчетными режимами, основные значения которых приведены ниже:

Вид сварки - полуавтоматическая, в среде защитных газов;

Защитный газ - CO₂;

Род тока - постоянный, обратной полярности;

Сила сварочного тока при диаметре проволоки 1.6 мм - 310…330 А;

Напряжение на дуге - 24…26 V;

Наплавка (сварка) осуществлялась слоями шириной не менее 30 мм на предельно возможной скорости с интенсивными поперечными колебаниями горелки, что обеспечило низкую погонную энергию сварки при наплавке облицовочных слоев и образование минимальных по ширине ЗТВ и РП. Одновременно происходил самоотпуск ЗТВ и наплавленных слоев, ввиду их незначительных размеров по толщине. Вследствие чего предварительный и сопутствующий подогревы и последующая термообработка не требовались. Это обеспечило получение в наплавленном металле метастабильного отпущенного мартенсита и крупнозернистого (рекристаллизованного) бейнита с равномерно распределенными карбидами.

Из листа была произведена вырезка образцов, которые использовались для рентгеноструктурного и химического анализа, замера твердости и проведения металлографических исследований и механических испытаний.

Химический состав наплавленного металла образцов определяли в верхнем наплавленном слое. В табл. 1 дано сравнение ожидаемого (расчетного) химического состава наплавленных слоев и определенного в эксперименте.

Изучение микроструктуры наплавленного металла проводили стандартными металлографическими методами на оптическом микроскопе AXIOLAB после травления шлифов в 4% - ном спиртовом растворе HNO_3. Параллельно определяли величину микротвердости РП при нагрузке 100 г микротвердомером BUEHLER. Фазовый состав наплавленного металла исследовали на рентгеноструктурном дифрактометре в железном К - излучении. Испытания на длительную прочность и предел ползучести проводились по стандарным методикам на специальном лабораторном оборудовании. Одновременно определялись коррозионно-эрозионные свойства наплавленного металла.

Обобщенные результаты исследований и испытаний образцов приведены в табл. 2.

Таблица 1

Химический состав наплавленного металла исследуемых образцов

Примечание: в числителе - ожидаемый состав, в знаменателе - фактический состав

Таблица 2

Структура и свойства наплавленного металла

Примечание: в числителе - ожидаемые структура и свойства, в знаменателе - фактические структура и свойства

Приведенные результаты указывают на высокие эксплуатационные характеристики наплавленного металла, что позволяет рекомендовать применение данного сварочного материала для ремонта хромомолибденовых и хромомолибденованадиевых сталей.

Заключение

1. В результате анализа хромомолибденованадиевых сталей и характера их взаимодействия с перегретым паром в прцессе эксплуатации турбоагрегата установлено, что:

- оптимальными для этих сталей структурами являются сорбитная (сталь типа 0,5Сг-0,5Мо-0,25V) и бейнито-ферритная (сталь типа 1,2Сг-1Мо-0,25V) с выделением дисперсных карбидов по границам зерен и телу зерна, что повышает прочность и сопротивляемость металла ползучести;

- в процессе длительной эксплуатации при ползучести в хромомолибденованадиевых сталях происходят структурные изменения, характеризующиеся обеднением твердого раствора (матрицы) легирующими компонентами, изменением фазового состава карбидов с коагуляцией карбидных частиц, типичные процессы сфероидизации продуктов распада упрочняющей фазы, изменение плотности дислокаций. Одновременно развивается микроповреждаемость металла

- микроструктура зон сварных соединений теплоустойчивых сталей характеризуется значительной неоднородностью, обусловленной тепловыми условиями сварки и структурным исходным состоянием свариваемой стали. При высокотемпературной эксплуатации сварных соединений, металл шва и околошовной зоны претерпевает структурные изменения, связанные с выделением дисперсной карбидной фазы и ее коагуляции и сфероидизации. Степень разупрочнения РП может составлять 5... 30 % и более.

2. На основании проведенного анализа сформулированы основные требования к проектируемому сварочному материалу и подготовлен пакет данных для формирования представления о требуемой (вторичной) структуре наплавленных слоев, которая должна обеспечить минимальную скорость деградации металла шва.

3. С использованием компьютеризированного метода разработан сварочный материал в режиме диалога «эксперт - экспертная система». Полученный материал обладает матрицей отпущенного метастабильного мартенсита и крупнозернистого бейнита с равномерно-рспределенными карбидами. Под действием ползучести метастабильный мартенсит распадается на бейнит и первичные карбиды, обеспечивая длительное поддержание высоких эксплуатационных характеристик наплавленного металла, что подтверждено проведенными исследованиями и испытаниями.

4. Расчетные режимы сварки/наплавки, полученные при расчете электродной формулы нового сварочного материала, определяют ведение процесса с минимальным тепловложением и получением вследствие этого минимально узкой ЗТВ и соответственно РП. Специальное легирование наплавленного металла создает при его кристаллизации и последующей эксплуатации эффект контактного упрочнения в узкой РП, что существенно снижает степень ее разупрочнения в процессе эксплуатации.

Список литературы

1. V. Mazurovsky, M. Zinigrad, L. Leontiev and V. Lisin. Base principles of the modern welding materials development. Journal of RAS “Nauka Rossii”, No.1/2004. Moscow. Russia, 2004, pp. 63 - 84.

2. Мазуровский В.Л., Зиниград М.И., Леонтьев Л.И., Лисин В.Л. Компьютеризированное проектирование современных сварочных материалов. Вторая международная конференция по математическому моделированию и информационным технологиям в сварке и сопутствующих процессах. Киев, Украина, 2004.

3. Mazurovsky V., Zinigrad M. and Zinigrad A. Development of a computer-aided method for designing welding materials. Proceedings of the Second International Conference on Mathematical Modeling and Computer Simulation of Metal Technologies, Ariel, Israel, 2002, pp. 2/29-2/37.

4. Хромченко Ф.А. Ресурс сварных соединений паропроводов - М.: Машиностроение, 2002. - 352 с.: ил.

5. V. Mazurovsky, M. Zinigrad, L. Leontev, and V. Lisin. Carbides formation by crystallization of weld metal. Proceedings of the Third International Conference on Mathematical Modeling and Computer Simulation of Materials Technologies, Ariel, Israel, 2004.

6. Антикайн П. А. Металлы и расчет на прочность котлов и паропроводов. М.: Энергоатомиздат, 1990. 424 с.

7. Ланская К. А. Жаропрочные стали. М.: Металлургия, 1969. 247 с.

8. Ланская К. А., Куликова Л. В., Яровой В. В. Микролегирующие примесные элементы в низколегированной Сг-Мо-V стали. М.: Металлургия, 1989. 176 с.

9. Злепко В. Ф, Швецова Т. А. Критерии эксплуатационной надежности длительно работавшего металла энергооборудования // Ресурс эксплуатации металла оборудования действующих энергоблоков. Тр. ВТИ. М.: Энергоатомиздат, 1984, С. 3-5.

10. Гофман Ю. М. Оценка работоспособности металла энергооборудования ТЭС. М.: Энергоатомиздат, 1990. 136 с.

11. Куманин В. И., Ковалева Л. А., Алексеев С. В. Долговечностьметалла в условиях ползучести. М.: Металлургия, 1988. 224 с.

12. Березина Т. Г., Бугай Н. В., Трунин И. И. Диагностирование ипрогнозирование долговечности металла теплоэнергетических установок. Киев: "Тэхника", 1991. 120 с.

13. Земзин В.Н., Шрон Р. 3. Термическая обработка и свойства сварных соединений. Л.:. Машиностроение, 1978. 367 с.

14. Mazurovsky V., Zinigrad M. and Zinigrad A. Mathematical representaiton of a modified Schaeffler diagram. Proceedings of the Second International Conference on Mathematical Modeling and Computer Simulation of Metal Technologies, Ariel, Israel, 2002, pp. 3/129-3/139.

15. V. Mazurovsky, M. Zinigrad, A. Zinigrad, L. Leontiev and V. Lisin. New approach to welding materials design. Proceedings of the Bi-National Israeli - Russian Workshop, Jerusalem, Israel, 2003, pp. 144-154.

16. V. Mazurovsky, M. Zinigrad, L. Leontev, and V. Lisin. Physicochemical analysis and modeling of the primary crystallization processes of a metal during welding. Proceedings of the Bi-National Russia-Israel Workshop, St.Petersburg, Russia, 2004.

17. V. Mazurovsky, M. Zinigrad, L. Leontev, and V. Lisin. Physicochemical analysis and phenomenological model of the secondary crystallization processes of a metal during welding. Proceedings of the Bi-National Russia-Israel Workshop, St.Petersburg, Russia, 2004.

18. Бакши О.А., Шрон Р.З. Прочность при статическом растяжении сварных соединений с мягкой прослойкой - Сварочное производство, 1962, № 5.

19. Zinigrad M., Mazurovsky V. and Zinigrad A. Physico-chemical and mathematical modeling of phase interaction taking place during fusion welding processes. Proceedings of the International Welding/Joining Conference, Gyeongju, South Korea, 2002.

20. Zinigrad M., Mazurovsky V. and Zinigrad A. Mathematical modeling of phase interaction taking place during fusion welding processes. Proceedings of the Yazawa International Symposium, San Diego, USA, 2003, Volume 1, pp. 667-680.

21. Стали и сплавы для высоких температур: Справ. изд. В 2-х кн. Кн. 1. / Масленков С. Б., Масленкова Е. А. М.: Металлургия, 1991. 383с.

Размещено на Allbest.ru