Влияние режимов термической обработки на структуру и свойства литой теплоустойчивой стали после длительной эксплуатации

Опыт эксплуатации отливок статорной части турбин подтверждает теоретические выводы о возможности продления срока их службы до 150 ... 200 тыс. ч. Однако ремонт отливок после длительной работы в ряде случаев затруднен вследствие интенсивного трещино-образования, вызванного влиянием эксплуатации на структуру и свойства металла. Принципиальная возможность изменения структуры и свойств после длительной эксплуатации путем повторной термической обработки доказана в работах [1, 2, 31, посвященных исследованию металла труб, но в литературе нет данных по этому вопросу для отливок. В связи с этим была поставлена задача изучения возможности изменения структуры и свойств металла отливок для повышения их ремонтопригодности после длительной эксплуатации путем восстановительной термической обработки. Результаты исследования отражены в настоящей статье.
Исследован металл вырезок из отливок корпусов цилиндров высокого давления двух турбин ВП-16/24 производства фирмы Зтешепх — ЗсЬискегЫегке АО (Германия, 1939 г.). Масса отливки корпуса 5 т, толщина стенок 80 ... 200 мм. Химический состав металла отливок приведен в табл. 1.
Температура свежего пара составляла 500 °С, давление 8,8 МПа, число пусков турбин в среднем 3—4 в год.
При осмотре в период последних капитальных ремонтов на отливках были обнаружены трещины. Количественная оценка процесса трещинообразования дана на рис. 1. Ремонт отливок оказался невозможным, так как процесс трещинообразования продолжался при заварке мест выборок трещин.
Уровень механических свойств металла отливок в процессе эксплуатации снижается» что видно из рис. 2. Однако, несмотря на это снижение, металл отливок характеризуется достаточно высокой прочностью и удовлетворительной пластичностью. Наиболее существенно понижается ударная вязкость. С повышением температуры испытания от 20 до 500°С значение ударной вязкости возрастает с 0,049 до 0,853 Мпа/м, что указывает на смещение температуры перехода в хрупкое состояние в процессе эксплуатации [4]. Из сопоставления графиков изменения ударной вязкости и количественной оценки процесса трещинообразования следует, что период существенного снижения ударной вязкости соответствует интенсивному трещинообразованию. Это свидетельствует, по-видимому, об общности факторов, предопределяющих процесс трещинообразования и уровень ударной вязкости.
Снижение прочности, пластичности, ударной вязкости и интенсивное трещинообразование являются следствием изменения структурного состояния металла в процессе эксплуатации. Под воздействием температуры и напряжений в металле развиваются два основных процесса: перерождение структуры в более равновесную для данной температуры эксплуатации и накопление повреждаемости при ползучести. Вследствие развития первого процесса в бейните обособляется феррит (10... 20 %), упрощается субструктура бейнита, укрупняются карбиды. Величина карбидов по границам зерен достигает 0,4... 0,5 мкм. Развитие второго процесса приводит к разрыхлению границ зерен, вследствие чего они легко растравливаются и выглядят под световым микроскопом утолщенными. Активное накопление микрог овреждений происходит также вблизи неметаллических включений, где наблюдается повышенная травимость. Накоплению микроповреждений у неметаллических включений способствует тот факт, что металл у включений имеет пониженную плотность в состоянии до эксплуатации [51. Исследованием металла у трещин установлено, что распространение их происходит по границам обособившегося феррита, а также по границам зерен, на которых располагаются цепочки неметаллических включений.
Вероятность распределения микро-твердости структуры представлена на рис. 3. Из рис. 3, а видно, что микро-твердость феррита, обособившегося в бейните, несколько выше, чем микро-твердость бейнита. По-видимому, в процессе эксплуатации из-за деформации объемов металла с ферритной структурой, менее прочной по сравнению с бейнитом, происходит наклеп феррита и повышение его микро-твердости. Особенно низкими значениями микро-твердости отличаются границы феррит — бейнит и приграничные участки. И хотя микро-твердость границ и приграничных участков зависит от таких факторов, как уменьшение легированности а-твердого раствора вследствие коалесцен-ции карбидов по границам зерен и изменение дислокационной структуры металла, превалирующим процессом, изменяющим микро-твердость, по-видимому, является накопление микроповреждений [61. Концентрация микроповреждений на границах зерен существенно сказывается на величине ударной вязкости и, возможно, является одной из основных причин смещения температуры перехода в хрупкое состояние при эксплуатации. Периоду интенсивного снижения ударной вязкости и активизации трещинообразования, по-видимому, соответствует период активного накопления микроповреждений по границам.
Увеличение неоднородности структуры за счет обособления феррита и укрупнения карбидов по границам зерен, накопление микроповреждений, активно протекающее по границам зерен, отрицательно влияют на свойства, обеспечивающие технологичность металла при заварке, и затрудняют ремонт отливок.
Для выбора режима восстановительной термической обработки металл был подвергнут закалке, нормализации и отжигу. Температура нагрева до перехода в аустенитную область при закалке и нормализации составляла 900 °С.
Закалкой получена однородная бейнитная структура стали. Структура металла после нормализации отличается неоднородностью и состоит из зернистого бейнита, 20 % феррита и небольшого количества перлита. Закалка и нормализация не были приняты в качестве режимов восстановительной термообработки, так как при больших скоростях охлаждения из-за тепловых и структурных напряжений возникает опасность развития микроповреждений. Кроме того, при охлаждении на воздухе получена неоднородная структура, не обеспечивающая необходимый уровень свойств.
Отжиг металла проводился при температурах 900 и 960 °С. После отжига стали получена ферритоперлитная структура, содержащая до 20 % перлита. Варьирование температуры нагрева не оказало существенного влияния на характер формирующейся структуры. Судя по кривым микротвердости, при обеих температурах нагрева обеспечивается перераспределение микро-твердости тела и границ зерен. С повышением температуры отжига несколько выравнивается микро-твердость границ и прилегающих участков. Предпочтение было отдано температуре 900 °С, так как более высокая температура способствует росту и раскрытию микротрещин, полнота удаления которых не гарантируется применяемыми методами контроля. В результате отжига удалось получить значительное повышение ударной вязкости стали при удовлетворительном уровне прочности и пластичности.
Поскольку технологией ремонта отливок предусматривается отпуск после заварки выборок трещин для снятия напряжений, после отжига металла был проведен отпуск при температуре 700 °С. Отпуск практически не оказал влияния на структуру и свойства отожженного металла (см, табл. 2).
Термообработка отливок корпусов цилиндров в цеховых условиях была проведена по режиму: нагрев до температуры 920 °С, выдержка 3 ч, охлаждение со скоростью 50 °С/ч. Структура стали после отжига состоит из феррита и перлита (25 %). В феррите наблюдается формирование субструктуры, что хорошо согласуется с данными работы. Границы субзерен феррита декорированы карбидами. Характер расположения субграниц в феррите напоминает субструктуру бейнита. По-видимому, часть субграниц исходной бейнитной структуры при эксплуатации и последующей термообработке закрепляется дислокациями и карбидами, что влияет на характер субструктуры феррита.
Структура металла после восстановительной термообработки по сравнению с металлом после эксплуатации характеризуется рядом положительных факторов. По границам зерен не наблюдается таких крупных карбидов, какие получены в металле после длительной эксплуатации. Вследствие изменения типа структуры уменьшается неоднородность, связанная с наличием разрыхленной зоны вблизи неметаллических включений. Разрыхленный металл бывших границ бейнита оказывается заключенным внутри ферритных зерен. Улучшение состояния границ зерен проявляется в увеличении их прочности по сравнению с телом зерна (см. рис. 3, г), что ликвидирует опасность возникновения трещин на границах.
Механические свойства металла отливок после восстановительной термообработки находятся на достаточно высоком уровне (табл. 3). Аномальные значения пластичности обусловлены наличием скоплений неметаллических включений в испытанных образцах.
Металл после восстановительной термообработки оказался более технологичным при сварке, чем металл после длительной эксплуатации. В отливках была произведена заварка выборок трещин и в настоящее время корпуса цилиндров эксплуатируются в турбинах.