Антикайн П.А. Металлы и расчет на прочность котлов и трубопроводов

Подождите немного. Документ загружается.

и пара в них или динамическими нагрузками от вращающихся

неуравновешенных роторов нососов или труб от агрегатов.

В общем объеме затрат на сооружения современной тепловой

электростанции трубопроводы по стоимости поставляемого обо-

рудования составляют до 10%, по стоимости монтажа до 15%

и по трудоемкости монтажа свыше 20% [29].

Основным поставщиком трубопроводов для ТЭС является

Белгородский завод энергетического машиностроения (БЗЭМ).

На заводе сосредоточено производство станционных трубопро-

водов повышенного, высокого и сверхкритического давления

и внутритурбинных трубопроводов независимо, от. давления.

Концентрация производства преимущественно на одном заводе

позволяет при единичном .или мелкосерийном изготовлении

энергетических блоков или .ядерных энергетических установок

организовать выпуск элементов трубопроводов как производство

однотипной продукции в крупных масштабах при унификации

и стандартизации элементов трубопроводов, т. е. получить

экономический эффект крупносерийного производства.

Трубопроводы изготавливаются крупными блоками, требую-

щими минимальных затрат труда и времени при монтаже на

электростанции. Размер блоков ограничивается габаритами, до-

пускаемыми по условиям транспортирования по железной доро-

ге,

и длиной выдвижного пода термической- печи при необхо-

димости проведения отпуска гибов и сварных соединений после

изготовления блока.

Основными элементами трубопроводных блоков служат

прямые участки и гибы. Основной способ соединения элементов

в заводских условиях — автоматическая сварка под слоем флю-

са; реже используется ручная электродуговая сварка. По массе

гнутые участки трубопроводов повышенного, высокого и сверх-

критического давления из углеродистых сталей составляют

около 40%; трубопроводов из перлитных жаропрочных сталей —

около 55%. •

Заводские блоки подразделяются на прямые, плоские и про-

странственные. Прямые блоки имеют общую прямую ось, по

которой и собираются элементы .блока стыковыми сварными

швами^ в поворотном положении. У плоских блоков оси элемен-

тов,

входящих в состав блока, лежат в одной плоскости. Про-

странственные блоки имеют отдельные элементы, выходящие по

одну сторону за плоскость блока.

Для сварки блоков используются сварочные манипуляторы,

расширяющие возможности

получения сварных соединений

в поворотном положении при помощи автоматической

сварки

под слоем флюса. Такой технологический процесс можно нала-

дить лишь при заводском индустриальном производстве.

Неповоротные стыки выполняются ручной электродуговой

сваркой, более трудоемки, требуют более высокой квали-

фикации сварщика, и при их сварке труднее обеспечить стаби-

льность качества.

При проектировании станционных трубопроводов основой

служат отраслевые стандарты на сортамет труб, стандарты на

детали трубопроводов, нормы расчета на прочность, регламен-

тирующие расчет по выбору основных размеров, руководящие

технические материалы по поверочным расчетам на прочность,

требования к габаритным размерам, конфигурации и составу

трубопроводных блоков и ряд других нормативно-технических

документов. Эта документация позволяет «набрать» заданную

генеральным проектантом трассу паропровода из унифицирован-

ных элементов заводского изготовления. Резко ограничивается

номенклатура используемых элементов; их можно изготавливать

крупными сериями по стабильной прогрессивной технологии.

Выбор материала труб для трубопроводов в основном опре-

деляется температурой и давлением рабочей среды

[1,3J.

Это

стали 20, 15ГС,, 15ХМ, 12Х1МФ и 15Х1М1Ф. Для каждого

сочетания давления и температуры рабочей среды и диаметра

условного прохода (D

) отраслевые стандарты определяют

материал трубы, наружный диаметр и толщину стенки.

На протяжении длительного времени трубопроводы, работаю-

щие в условиях ползучести металла — при 450° С и выше,

выпускались на расчетный срок службы 100 тыс. ч. В настоящее

время они выпускаются на расчетный срок службы 200 тыс. ч.

Сборка трубопроводов на электростанции из заводских бло-

ков и ремонтная сварка осуществляются в основном ручным

электродугогым способом. Стыки трубопроводов высокого и

сверхкритического давления свариваются предпочтительно ком-

бинированным способом: корневой слой шва выполняют ручной

или автоматической аргонодуговой сваркой неплавящимся элект-

родом, остальное сечение — ручной электродуговой сваркой

толстообмазанными электродами. Используется также сборка

и сварка сварных соединений на подкладных кольцах с запол-

нением всего шва ручной электродуговой сваркой толстообма-

занными электродами [4].

В процессе эксплуатации износ трубопроводов, работающих

при температуре ниже 450° С, связан с коррозией, эрозией

и тепловой усталостью. При температуре выше 450° С важную

роль играют ползучесть и структурные изменения металла.

4.2. Изменения структуры металла и контроль

за паропроводами

В процессе длительной эксплуатации при высоких темпера-

турах структура стали претерпевает изменения. До эксплуата-

ции структура низколегированных перлитных сталей 12МХ,

15ХМ, 12Х1МФ и 15Х1М1Ф состоит из феррита и перлита или

6-3361

феррита, перлита и промежуточной составляющей байнитного

типа.

При эсплуатации паропроводов высоких, сверхвысоких и

сверхкритических параметров пара происходят изменения в стро-

ении как ферритной, так и перлитной составляющей.

Рассмотрение начнем с анализа превращений, которые про-

исходят в ферритных зернах перлитных жаропрочных сталей —

наиболее мягкой и податливой структурной составляющей.

Феррит упрочнен из-за растворения в нем углерода, молиб-

дена, хрома и ванадия. В теле ферритных зерен имеются

мелкодисперсные карбиды. Их роль особенно велика в упрочнении

феррита хромомолибденованадиевых сталей. Мелкие карбиды,

равномерно распределенные в ферритной матрице, затрудняют

пластическую деформацию, так как препятствуют движению

дислокаций. При коагуляции карбидов их количество умень-

шается, а размеры увеличиваются. Препятствий для движения

дислокаций становится меньше. Это явление в значительной

степени объясняет изменение механических свойств перлитных

сталей. В процессе эксплуатации ферритная матрица обедняется

легирующими элементами из-за ухода их в карбидную фазу.

Изменяется фазовый состав карбидов.

До эксплуатации при отпуске нормализованных или зака-

ленных труб из сталей 12Х1МФ и 15Х1М1Ф остаточный аустенит

распадается и наблюдается выпадение карбидов из пересыщен-

ного твердого раствора в феррите. Во всех перлитных сталях

при эксплуатации происходят превращения в карбидной фазе,

затрагивающие как количество и размер карбидных частиц, так

и их сослав. Одновременно легирующие элементы перераспре-

деляются* между ферритом и карбидами; протекают рекристал-

лизационные процессы в феррите.

В случае, если отпуск не приводит к достаточно полному

выделению карбидов из твердого раствора в феррите, в процессе

эксплуатации по дислокациям выпадают вторичные фазы и тра-

вимофь феррита повышается.

При продолжительной эксплуатации наблюдается увеличение

размеров карбидов, а количество их обычно уменьшается. Про-

цес)6 увеличения размеров карбидных включений в феррите во

время эксплуатации происходит и в том случае, если при

отпуске было достигнуто относительно стабильное состояние

по количеству выпавшей вторичной фазы. Когда при отпуске

образуются крупные карбиды, при эксплуатации по полю

ферритного зерна между ними возможно выпадение мелких"

карбидов с последующей их коагуляцией.

Перлит и бейнит также претерпевают изменения при эксплуа-,

тации стали в области высоких температур, при 450—580° С

пластинки цементита в зернах перлита жаропрочных сталей

постепенно приобретают сферическую форму или приближаются

к ней. Этот процесс называется сфероидизацией.

Процесс начинается с деления пластинок цементита или

сложных карбидов, входящих в состав перлита, на отдельные

частицы, которые в дальнейшем принимают сферическую форму.

Одновременно происходит объединение мелких карбидов в более

крупные. По границам зерен появляется большое количество

глобулярных карбидов. Границы утолщаются. Карбиды основ-

ных легирующих элементов — молибдена, хрома и ванадия —

более устойчивы против сфероидизации, чем цементит. Алюми-

ний, вводимый в перлитную сталь для раскисления или улучше-

ния жаростойкости, способствует сфероидизации.

Наибольшее влияние на скорость сфероидизации оказывает

температура.

Сфероидизация значительно увеличивает скорость ползучести

стали, на временном сопротивлении сказывается меньше, снижая

его на

10—15%.

Относительное сужение и относительное удли-

нение повышаются. На ударной вязкости сфероидизация отра-

жается обычно слабо, однако в тех случаях, когда сфероиды

образуются преимущественно по границам зерен, ударная вяз-

кость снижается.

В процессе длительной эксплуатации углеродистых и перлит-

ных жаропрочных сталей по границам зерен образуются глобу-

лярные карбиды, имеющие большие размеры, чем карбиды,

выпавшие внутри ферритных зерен. Границы зерен утолщаются.

На границе кристаллические решетки с различной ориентацией

в пространстве сопрягаются. По местам сопряжения распола-

гаются в большом количестве дислокации и вакансии. На грани-

цах зерен и в приграничных областях, где находится повышенное

количество дефектов кристаллической решетки, облегчается

растворение инородных атомов, имеющих размеры, отличные от

размера атомов металла-растворителя. Диффузионная подвиж-

ность атомов по границам существенно выше/чем в теле зерна.

К границам в процессе эксплуатации при высокой температуре

устремляются атомы легирующих элементов, образующих раст-

вор замещения. Их несколько меньше, чем атомов углерода.

Углерод диффундирует быстрее благодаря малым размерам

атомов. Карбидообразующие легирующие элементы на границах

легко соединяются с углеродом. Таков механизм образования

крупных карбидов по границам зерен.

Сфероидизация углеродистой и молибденовой стали может

сопровождаться графитизацией — распадом цементита с обра-

зованием включений графита.

Частицы графита ослабляют металлическую матрицу, при-

водят к концентрации напряжений и облегчают хрупкое разру-

шение. Особенно опасны образования графита в виде цепочек.

Такие включения наблюдаются в зоне термического влияния

сварных соединений и в наклепанном при гибке металле гибов

паропроводов из углеродистой стали и стали 16М. Для предот-

вращения графитизации в состав сталей вводятся интенсивные

карбидообразователи: хром, ванадий, ниобий, которые образуют

стойкие сложные карбиды.

В результате эксплуатации при 500—510° С в течение

100 тыс. ч и более перлит в сталях 12МХ и 15ХМ сфероиди-

зирован в значительно меньшей степени, чем в стали 16М.

Сфероидизация протекает с различной скоростью в металле

труб, расположенных в одном и том же паропроводе. Две

соседние трубы могут иметь сильно отличающуюся микрострук-

туру. Различия в скорости сфероидизации могут быть вызваны

особенностями шихтовки, выплавки, раскисления, технологии

термообработки и другими причинами.

Контрольные участки паропроводов не всегда дают предста-

вительные результаты по состоянию металла всего паропровода.

Обычно в паропроводе имеются трубы с худшей структурой,

чем у металла контрольного участка.

Из-за отсутствия однозначной зависимости между структу-

рой и жаропрочностью изменения в структуре металла, видимой

под оптическим микроскопом, при оценке работоспособности

труб паропровода после длительной эксплуатации должны

учитываться, но сами по себе они не могут служить браковоч-

ным критерием. Микроструктура может быть самостоятельным

браковочным критерием в тех случаях, когда наблюдаются по

границам зерен видимые под оптическим микроскопом цепочки

размером более 2 мкм, появившиеся из-за ползучести; когда

имеются графитные включения в сталях 20 и 16М, превы-

шающие 2 мкм; когда наблюдаются недопустимые по техни-

ческим условиям на поставку загрязнения неметаллическими

включениями или имеют место недопустимые несплошности (тре-

щины, поры и т. п.).

В процессе эксплуатации происходит интенсивный переход

молибдена и хрома из твердого раствора феррита в карбиды.

В исходном состоянии в сталях 12МХ и 15ХМ, в карбидах

содержится от 3 до 8% молибдена (рис. 4.1). После 150 тыс. ч

при 500—510° С его содержание повышается до

45—80%.

Ко-

личество молибдена, перешедшего в карбиды, сильно различа-

ется по отдельным трубам. С увеличением продолжительности

эксплуатации контраст между отдельными трубами возрастает.

Не установлено разницы в зависимости перехода молибдена

в карбиды от длительности эксплуатации для сталей 12МХ

и 15ХМ. Повышение температуры эксплуатации до 535° С вы-

звало ускорение перехода молибдена в карбиды.

Кинетика увеличения содержания хрома в карбидах имеет

в принципе тот же характер, но темп перехода замедлен. При

535° С хром, как и молибден, быстрее, чем при 500—510° С,

переходит в карбиды. Скорость перехода обоих легирующих

X.-1ZMX

о-15 ХМ

* X

ххх

X *

х>

* о

•

хх X

/ »

*х

Г X

* X

хх у-*

* У

20 40 60 80 100 1Z0 140 160

Время , тыс.

Рис.

4.1. Кинетика перехода молибдена в карбиды в процессе эксплуатации па-

ропроводов из сталей 12МХ и 15ХМ при 510° С

элементов при увеличении продолжительности эксплуатации

уменьшается, что можно объяснить снижением концентрации

молибдена и хрома в феррите со временем.

Не установлено четкой разницы в содержании легирующих элементов

в карбидной фазе металла труб, обеспечивающих длительную надежную эксплуа-

тацию и разрушившихся в эксплуатации. Процент перехода в карбиды мо-

либдена — основного элемента, обеспечивающего повышение жаропрочности,

можно рассматривать также лишь как вспомогательный критерий.

На основании накопленных опытных данных можно сделать вывод о необ-

ходимости проведения тщательного обследования труб паропроводов при

достижении 70%-ного содержания молибдена в карбидах сталей 12MX и 15XM.

В исходном состоянии временное сопротивление при комнат-

ной температуре стали 12МХ несколько меньше, чем стали

15ХМ (рис. 4.2, а). На этом рисунке пунктиром нанесены до-

пускаемые изменения временного сопротивления стали 12МХ

в исходном состоянии по техническим условиям на поставку.

Металл всех труб как в исходном состоянии, так и после

длительной эксплуатации удовлетворял требованиям технических

условий. С увеличением продолжительности эксплуатации раз-

500

х9

3S0

300

25"0

200

б fa в

0,6"

-Х-_Х_

о х

• о

XX—£х

х -/

о-2

0-3

ХО

х%

ух

тт

• х Мк

I X

'Xv

! "

< ^

x С

—~J

Ox •

xx x

^xx о

-• —_

x X

x x

—

•

"x^

:' 0

—>

r-X— —

Ьй

x *

x x

s* *

<0<?

xRd

xx Dx ,

x *

к xx

• с

20 40 60 60

б)

100 120

;

тыс. ч

Рис.

4.2. Зависимость для сталей 12МХ и 15ХМ временного сопротивления при

комнатной температуре и температуре 500—510° С, а также отношения этих вре-

менных сопротивлений от продолжительности эксплуатации при 500—510° С:

a — при комнатной температуре, б — при рабочей температуре; в — зависимость отношения времен-

ного сопротивления при рабочей температуре к временному сопротивлению при комнатной темпера-

туре:

1 — сталь 12МХ; 2 — сталь 15ХМ; 3 -

сварные соединения стали 12МХ

личие в свойствах стали Г5ХМ и 12МХ уменьшается. Временное

сопротивление металла труб, имевших максимальную прочность

в исходном состоянии, снижается, а труб, имевших средние

или низкие прочностные свойства, остается практически без

изменения. Происходит как бы «доотпуск» в эксплуатации труб,

обладающих более высокой прочностью.

В процессе эксплуатации углеродистой и низколегированных

жаропрочных сталей имеет место тенденция к снижению времен-

ного сопротивления и предела текучести при комнатной темпе-

ратуре. Более резкое разупрочнение обычно наступает на третьей

стадии ползучести. Такие трубы необходимо заменять.

Временное сопротивление при рабочей температуре умень-

шается с увеличением продолжительности эксплуатации

(рис.

4.2,6).

При комнатной температуре временное сопротив-

ление сварных соединений труб из стали 12МХ несколько пре-

вышает временное сопротивление основного металла.

Следует отметить, что отношение а

У а

в°

имеет меньший

разброс значений у разных труб, чем временное сопротивление

при рабочей температуре. Обусловлено это тем, что трубы,

обладающие большей прочностью при рабочей температуре,

имеют большую прочность и при комнатной температуре. Учиты-

вая монотонный характер изменения

/о~в°

от продолжитель-

ности эксплуатации и меньший разброс при одном и том же

времени эксплуатации по сравнению с временным сопротивле-

нием при рабочей температуре, величину

можно рассмат-

ривать в качестве критерия эксплутационной надежности долго

работавшего металла.

Пределы текучести сталей 12МХ и 15ХМ при комнатной

и рабочей температурах практически не зависят от продолжи-

тельности эксплуатации при 510—535° С.

Характеристики пластичности — поперечное сужение и отно-

сительное удлинение — при комнатной температуре не зависят

от продолжительности эксплуатации, а при рабочей температуре

повышаются со временем, причем повышение относительного

удлинения происходит быстрее, чем увеличение поперечного

сужения.

Ударная вязкость — это косвенный показатель качества из-

готовления, качества проведения термической обработки и эк-

сплуатации надежности металла паропроводов.

При эксплуатации труб из углеродистой, молибденовой

и хромованадиевой сталей иногда наблюдалось снижение удар-

ной вязкости при комнатной температуре до 5—10 Дж/см

Такие трубы заменялись. По нашему мнению, не следует до-

пускать снижения ударной вязкости перлитных сталей ниже

3 Дж/см

Трубы с низкой ударной вязкостью необходимо заменять

или подвергать повторной термообработке.

Одновременно

исследованиями структуры

свойств основ-

ного металла исследовано

сварных соединений

на

паропро-

водных трубах, выполненных

из

сталей

12МХ и 15ХМ,

после

различных сроков эксплуатации.

процессе длительной эксплуа-

тации сварные соединения сталей

12МХ и 15ХМ

обладают

высокой структурной стабильностью.

При температурах 510—535°

происходит снижение твер-

дости металла

шва

сварных соединений стали

12МХ,

выполнен-

ных электродами

Э-ХМ и Э-М*, а

также металла, упрочненного

термомеханическим циклом сварки околошовной зоны.

Ни

в одном

из

исследованных стыков

не

обнаружено графитизации

(в

том

числе

и в

сваренных электродами типа

Э-М).

Сварные

соединения сталей

12МХ и 15ХМ не

склонны

локальным

разрушениям.

Временное сопротивление

при

комнатной температуре свар-

ных соединений труб

из

стали

12МХ,

выполненных электродами

Э-ХМ (ЦЛ14)

и Э-М

(ЦЛ6), несколько превышает после

эксплуатации временное сопротивление основного металла из-за

термомеханического цикла сварки.

Эта

разница

не

сглаживается

даже после

150 тыс. ч

эксплуатации,

что

может быть объяснено

образованием устойчивой субструктуры.

Длительная прочность сварного соединения паропроводных

труб,выполненных

из

стали

12МХ,

после эксплуатации

течение

114 тыс. ч при 510° С не

уступала длительной прочности основ-

ного металла.

В отечественном энергомашиностроении применяется хромо-

молибденованадиевая сталь 12Х1МФ.

Массовые исследования микроструктуры паропроводных труб,

выполненных

из

стали 12Х1МФ, после длительной эксплуатации

позволили установить,

что

эксплуатация

при

500—510°

С в

тече-

ние всего расчетного срока службы

— 100 тыс. ч

практически

не

вызывает структурных изменений.

При

540—545°

интенсивная

коагуляция карбидов отмечается после

50—60 тыс. ч; при 560—

570°

С —

после

15—20 тыс. ч.

Коагуляция карбидов

не

может

служить браковочным критерием, хотя

сопровождается ухуд-

шением прочностных показателей стали.

Автором совместно

с П. Р.

Должанским

и Л. И.

Рябовой

проведен анализ влияния длительной эксплуатации

при

темпера-

туре 560—570°

С на

структуру

свойства металла паропровод-

ных труб

из

стали 12Х1МФ. Анализ проведен

на

основе данных

о металле более

ста

вырезок

из

контрольных участков паропро-

водов высокого давления ряда электростанций Мосэнерго. Так-

же использовались результаты исследования металла труб паро-

проводов промежуточного перегрева Конаковской ГРЭС, заме-

* Подобно маркировке стали,

условном обозначении типа электрода буква

обозначает химический элемент:

X —

хром;

М —

молибден;

Ф —

ванадий.

ненных из-за повышенной остаточной деформации

или

трещин.

Эти трещины образовались

от

исчерпания длительной прочности.

Согласно МРТУ

14-4-21-67 и ТУ 14-3-460-75, по

которым

по-

ставлена большая часть труб, жаропрочные свойства стали

12Х1МФ гарантируются

по

микроструктуре: шкала предусматри-/

вает

типов микроструктур

баллов).

Чем

больше

структуре

стали промежуточной составляющей,

тем

выше жаропрочность

тем меньше номер балла микроструктуры. Нерекомендованные

структуры

— 6, 7, 8 и 9

баллов

—

представляют собой феррит

карбидами

или

феррит

небольшое количество промежуточной

составляющей, расположенной преимущественно

по

границам

зе-

рен. Нерекомендованные структуры,

как

правило, получаются

при нарушении заданных режимов термической обработки. Сталь

12Х1МФ

нерекомендованной структурой может обладать пони-

женной жаропрочностью.

В системе Мосэнерго обследована микроструктура

3908

труб

паропроводов

пароперепускных труб котлов.

Для

этого исполь-

зован метод сколов,

также проведены исследования металла

вырезок

из

контрольных участков. Установлено,

что 71,2%

труб,

выполненных

из

стали 12Х1МФ, имеют нерекомендованную

структуру, соответствующую

6, 7 и 8

баллам.

Эксплуатация стали 12Х1МФ

при

560—570°

С в

первые

15—

20 тыс. ч

приводит

заметному изменению структуры. Наблю-

даются распад перлитной составляющей, коагуляция карбидов

перлите

промежуточной составляющей, увеличивается размер

карбидных частиц, расположенных

на

границах зерен. После

20—30 тыс. ч

эксплуатации рекомендуемая структура

неболь-

шим количеством промежуточной составляющей приобретает

вид, близкий

нерекомендуемой структуре

6—7

баллов. Трубы,

имеющие исходную структуру

баллов, претерпевают изменения

структуры, выражающиеся

дальнейшей коагуляции карбидов.

Эксплуатация

при

температуре 560—570°

вызывает переход

молибдена

хрома

из

твердого раствора

карбиды.

На

рис. 4.3

представлены результаты массовых исследований

количества молибдена, перешедшего

карбиды,

стали

Мо,%

vol—

"*Х

X *

го

зо

40 50 60

тыс.

Рис.

4.3.

Влияние продолжительности эксплуатации

при

560—570°

С на

переход

молибдена

карбиды

стали 12Х1МФ