ŽÁRUPEVNÉ VLASTNOSTI A MIKROSTRUKTURA HETEROGENNÍCH SVAROVÝCH SPOJŮ P91/P23 CREEP PROPERTIES AND MICROSTRUCTURE OF HETEROGENEOUS WELD JOINTS P91/923

Transkript

1 ŽÁRUPEVNÉ VLASTNOSTI A MIKROSTRUKTURA HETEROGENNÍCH SVAROVÝCH SPOJŮ / CREEP PROPERTIES AND MICROSTRUCTURE OF HETEROGENEOUS WELD JOINTS /923 Denisa Toušová Zdeněk Kuboň Vlastimil Vodárek VÍTKOVICE-Výzkum a vývoj, spol. s r.o., Pohraniční 693/31, Ostrava Vítkovice, ČR, denisa.tousova@vitkovice.cz Abstrakt V současné době představují perspektivní materiály pro použití v tepelné energetice oceli a. Z hlediska možnosti využití heterogenních svarových spojů z těchto ocelí v energetických zařízeních jsou nezbytné detailní poznatky o žárupevných vlastnostech těchto spojů. Heterogenní svarové spoje trubek z ocelí a o rozměrech φ219x25mm byly zhotoveny kombinací technologií GTAW a SMAW. Svarové spoje byly vyrobeny s využitím dvou různých typů přídavných materiálů: Thermanit E CrMo91 B a Thyssen Cr2WV. V příspěvku jsou prezentovány výsledky creepových zkoušek do lomu heterogenních svarových spojů / při teplotách 500, 550 a 600 C. Dále jsou diskutovány výsledky metalografického rozboru podélných řezů zkušebními vzorky a výsledky měření profilu tvrdosti HV 10 přes jednotlivé oblasti svarových spojů. V příspěvku je provedena analýza přednostních lokalit porušení heterogenních svarových spojů / v závislosti na typu přídavného materiálu, teplotě creepové expozice a aplikovaném napětí. Abstract Heterogeneous welds are very often used in power plant components. At present, and steels represent perspective materials for applications in boilers of modern power plants. Reliable practical use of heterogeneous welds made of these steels does require detailed knowledge about creep properties of these welds. Heterogeneous welds made of tubes / with dimension φ219x25mm were prepared by combination of GTAW and SMAW technologies. E CrMo91 B and Thyssen Cr2WV fillers were used. In this paper, results of creep rupture tests on heterogeneous welds / at temperatures 500, 550 and 600 C are presented. Furthermore, results of metallographic investigations on longitudinal sections of ruptured testpieces and hardness profile results are discussed. The analysis of preferential failure locations of heterogeneous welds in dependence on type of the filler, testing temperature and applied stress is performed. 1. ÚVOD V posledních desetiletích je velká pozornost věnována vývoji žárupevných feritických ocelí pro aplikace v energetických zařízeních se zvýšenými parametry páry [1,6]. V řadě případů se pro akomodaci změn teploty, tlaku, příp. i korozních podmínek mezi různými lokalitami tepelných zařízení používají svarové spoje materiálů s výrazně odlišným chemickým složením. Tyto přechodové, resp. heterogenní svarové spoje, jejichž funkční spolehlivost je komplexní funkcí parametrů konstrukčního, technologického a provozního charakteru, se mohou stát limitujícím článkem jednotlivých zařízení [2,3]. Proto je třeba Strana 1 (celkem 9)

2 věnovat velkou pozornost studiu poklesu žárupevnosti v daných svarových spojích ve srovnání se základními materiály. Mezi nejdůležitější přechodové svarové spoje náleží kombinace modifikovaných (9-12)%Cr ocelí a nízkolegovaných ocelí [4,7,8]. Chemická heterogenita těchto spojů má negativní vliv na jejich mikrostrukturní stabilitu. V důsledku gradientu chemického potenciálu dochází v průběhu expozice při zvýšených teplotách k difúzi intersticiálních atomů z méně legované oceli do legovanější oceli přes hranici ztavení. Důsledkem tohoto jevu je vznik nauhličeného, příp. i nadusičeného pásma na straně legovanějšího materiálu a naopak oduhličené zóny v přiléhajícím méně legovaném materiálu [5-8]. Degradace mikrostruktury a vlastností přechodových svarových spojů je významně závislá na použité kombinaci svařovaných materiálů, včetně svarového kovu a parametrech exploatace. V rámci tohoto příspěvku jsou diskutovány výsledky zkoušek tečení do lomu a mikrostrukturního rozboru přechodových spojů typu /. Svarové spoje byly vyrobeny s využitím dvou různých typů přídavných materiálů. 2. EXPERIMENTÁLNÍ MATERIÁL A TECHNIKA Ke zhotovení heterogenních svarových spojů byly použity trubky o rozměrech φ 219x25mm. Trubka z oceli byla vyrobena společností ESW Röhrewerke GmbH, zatímco trubka z materiálu byla dodána společností Vallourec&Mannesmann Tubes. Chemické složení a mechanické vlastnosti obou základních materiálů jsou uvedeny v tab. 1 a 2. Tabulka 1. Chemické složení základních materiálů a Chemické složení, hm. % ZM C Si Mn P S Cr Mo Al Nb V N B W 0,10 0,38 0,49 0,02 0,001 8,50 0,94 0,018 0,069 0,23 0, ,07 0,28 0,54 0,008 0,004 2,08 0,08 0,018 0,03 0,22 0,011 0,002 1,65 Table 1. Chemical composition of and base materials Tabulka 2. Mechanické vlastnosti trubek z ocelí a při teplotě 20 C ZM R e [MPa] R m [MPa] A 5 [%] ,3 Table 2. Mechanical properties of and tubes at 20 C Heterogenní svarové spoje trubek byly zhotoveny v SES Tlmače kombinací technologií GTAW a SMAW. Ke zhotovení dvou zkušebních svarů byly použity různé přídavné materiály: Thermanit E CrMo91 B a Thyssen Cr2WV, jejichž směrné chemické složení je blízké složení jednotlivých svařovaných základních materiálů. Svarový spoj zhotovený s využitím přídavného materiálu E CrMo91 B bude dále označován jako svar A, kdežto svar s přídavným materiálem typu Cr2WV bude označován jako svar B. Po svaření byly oba svarové spoje vyžíhány na snížení pnutí (PWHT) při teplotě 750 C po dobu výdrže 2 hod. Creepové zkoušky byly vyrobeny tak, aby měřená délka zkušebních tyčí zahrnovala oba základní materiály, tepelně ovlivněné oblasti i svarový kov. Zkoušky tečení do lomu byly Strana 2 (celkem 9)

3 provedeny při teplotách 500, 550 a 600 C a jednoosém tahovém napětí v rozmezí 75 až 170MPa. U vybraných prasklých zkoušek tečení byl stanoven profil tvrdosti HV 10 přes jednotlivé oblasti svarového spoje. Analýza lokalit porušení creepových zkoušek byla provedena za použití optické mikroskopie. 3. ZÍSKANÉ VÝSLEDKY A JEJICH DISKUSE 3.1 CREEPOVÉ ZKOUŠKY Výsledky zkoušek tečení do lomu svarů A a B při teplotách 500, 550 a 600 C jsou uvedeny na obr. 1 a 2. Probíhající zkoušky jsou označeny šipkami. Doposud získané výsledky leží v blízkosti spodní hranice ±20% rozptylového pásma kolem střední křivky creepové pevnosti oceli. U většiny zkoušek exponovaných při teplotách 550 a 600 C a aplikovaném napětí pod 100MPa došlo k lomu při nízkých hodnotách kontrakce, zpravidla nižších než 8% , Thermanit MTS Obr. 1. Výsledky zkoušek tečení do lomu svaru A Stress (MPa) C 550 C 600 C P LM =T(25+log t) Fig. 1. Creep rupture strength results of Weld A , ThyssenCr2WV Obr. 2. Výsledky zkoušek tečení do lomu svaru B Stress (MPa) C 550 C 600 C P LM =T(25+log t) Fig. 2. Creep rupture strength results of Weld B Strana 3 (celkem 9)

4 3.2 MIKROSTRUKTURNÍ ROZBOR Pro účely metalografického studia lokalit creepového poškození hodnocených heterogenních svarových spojů A a B byly vybrány prasklé zkoušky s výrazně rozdílnou úrovní kontrakce. Metalografický rozbor byl doplněn stanovením profilu tvrdosti přes jednotlivé oblasti svarových spojů Svar A Mikrostruktura oceli a svarového kovu (E CrMo91 B) byla tvořena popuštěným martenzitem, mikrostruktura oceli odpovídala popuštěnému bainitu. V oblasti zóny ztavení na straně oceli se vyskytovalo úzké, souvislé nauhličené pásmo, které je důsledek přerozdělení uhlíku z oceli do výše legovaného svarového kovu. Šířka TOO svarového spoje se pohybovala v rozmezí cca 3-3,5mm. Metalografický rozbor byl proveden na třech vzorcích, jejichž parametry creepové expozice, hodnoty kontrakce a lokality lomu jsou uvedeny v tab. 3. Tabulka 3. Výsledky metalografického rozboru vzorků svaru A Vzorek T [ C] σ [MPa] t r [h] Z [%] Lokalita lomu A ,3 interkritické pásmo TOO oceli A ,2 zóna ztavení na straně oceli ( 50% ve SK, 50% v hrubozrnném pásmu TOO oceli ) A ,6 jemnozrnné pásmo TOO oceli Table 3. Results of metallographic investigations on specimens of Weld A V případě vzorku A1 s vysokou hodnotou kontrakce došlo k lomu v interkritickém pásmu TOO na straně oceli. V hrubozrnném pásmu TOO oceli se vyskytovaly trhliny, které se šířily kolmo k povrchu zkušebního vzorku převážně podél hranic původních zrn austenitu. U vzorku A2 došlo k porušení v zóně ztavení na straně oceli, obr. 3. Lomová čára částečně (cca 50%) procházela hrubozrnným pásmem TOO oceli a částečně svarovým kovem. V interkritickém pásmu TOO oceli bylo zjištěno velké množství jemných kavit, obr. 4. SK Obr. 3. Podélné řezy vzorkem A2 Fig. 3. Longitudinal sections of ruptured testpiece A2 Strana 4 (celkem 9)

5 V případě vzorku A3, který byl rovněž exponován na teplotě 600 C, ale při nižším napětí, došlo k porušení v jemnozrnném pásmu TOO na straně oceli, obr. 5. V hrubozrnném pásmu TOO oceli se vyskytovaly trhliny, které se šířily kolmo k povrchu zkušební tyče, přednostně po hranicích původních austenitických zrn, obr. 6. SK Obr. 5. Podélné řezy vzorkem A3 Fig. 5. Longitudinal sections of ruptured testpiece A3 Obr. 4. Kavity v interkritickém pásmu TOO oceli, vzorek A2 Fig. 4. Cavities in intercritical region of HAZ of steel, specimen A2 Obr. 6. Trhliny v hrubozrnném pásmu TOO oceli, vzorek A3 Fig. 6. Cracks in coarse grained region of HAZ of steel, specimen A3 Z výše uvedených výsledků vyplývá, že přednostní oblast porušení creepových zkoušek je komplexní funkcí parametrů zatěžování (teplota, napětí) a lokálních strukturních parametrů svarového spoje. Z hlediska rozvoje kavitačního poškození během zkoušek tečení se v hodnoceném svarovém spoji A vyskytovaly tři kritické lokality: a) interkritické pásmo TOO oceli, b) zóna ztavení na straně oceli. Během PWHT a následné creepové expozice probíhalo v této oblasti přerozdělení uhlíku z oceli směrem do svarového kovu, c) interkritické a jemnozrnné pásmo TOO oceli. Během zkoušek tečení může docházet k rozvoji creepového poškození simultánně v několika kritických oblastech, přičemž k lomu zkušebních tyčí při daných parametrech creepu dojde v nejslabším místě. Strana 5 (celkem 9)

6 Na obr. 7 je pro vzorek A3 uveden profil tvrdosti přes jednotlivé oblasti svarového spoje. Nejvyšší úroveň tvrdosti vykazuje svarový kov, v TOO nebylo zaznamenáno lokální zvýšení tvrdosti, tvrdost základního materiálu jakosti je mírně nižší než tvrdost oceli. HV TOO TOO ZM SK ZM vzdálenost (mm) Obr. 7. Profil tvrdosti HV 10 přes svarový spoj, vzorek A3 Fig. 7. Hardness profile (HV 10) across weldment, testpiece A Svar B Mikrostruktura oceli a svarového kovu (2CrWV) byla tvořena popuštěným bainitem, mikrostruktura oceli byla popuštěná, martenzitická. Přerozdělení uhlíku mezi nízkolegovaným svarovým kovem a ocelí vedlo ke vzniku úzkého, souvislého nauhličeného pásma v oblasti zóny ztavení na straně oceli. Šířka TOO se pohybovala v rozmezí 2-4mm. Parametry creepové expozice, hodnoty kontrakce a lokality porušení vybraných vzorků jsou shrnuty v tab. 4. Tabulka 4. Výsledky metalografického rozboru vzorků svaru B Vzorek T [ C] σ [MPa] t r [h] Z [%] Lokalita lomu B ,3 interkritické pásmo TOO oceli B ,8 SK v těsné blízkosti hranice ztavení na straně oceli B ,6 SK v těsné blízkosti hranice ztavení na straně oceli Table 4. Results of metallographic investigations on specimens of Weld B Na obr. 8 jsou dokumentovány podélné řezy prasklým vzorkem B1. K porušení došlo po výrazné plastické deformaci v interkritickém pásmu TOO oceli. Podélné řezy vzorkem B2 jsou uvedeny na obr. 9. Lomová čára v daném případě procházela svarovým kovem v těsné blízkosti hranice ztavení s ocelí. V této oblasti došlo v průběhu PWHT a následné creepové expozice k redistribuci uhlíku ze svarového kovu směrem do výše legované oceli. Rovněž v případě vzorku B3 došlo k porušení v částečně oduhličeném svarovém kovu v těsné blízkosti hranice ztavení s ocelí, obr. 10. Kromě toho bylo ve vzorku B3 pozorováno výrazné kavitační poškození v interkritickém pásmu TOO oceli. Na rozhraní svarového kovu a oceli byla zjištěna primární vada charakteru neprůvaru, obr. 11. Strana 6 (celkem 9)

7 SK Obr. 8. Podélné řezy vzorkem B1 Fig. 8. Londitudinal sections of ruptured testpiece B1 SK Obr. 9. Podélné řezy vzorkem B2 Fig. 9. Longitudinal sections of ruptured testpiece B2 Obr. 10. Lomová čára ve vzorku B3 Fig. 10. Fracture line in testpiece B3 Obr. 11. Neprůvar na rozhraní SK/, vzorek B3 Fig. 11. A gap in fusion line WM/, testpiece B3 Výsledky metalografického rozboru svědčí o tom, že obdobně jako v případě svaru A docházelo v závislosti na parametrech creepové expozice a lokální mikrostruktuře svarového spoje B k rozvoji creepového poškození v následujících kritických lokalitách: v interkritickém pásmu TOO oceli, v pásmu přerozdělení uhlíku (ve SK v blízkosti hranice ztavení Strana 7 (celkem 9)

8 SK/) a v interkritickém pásmu TOO oceli. Při teplotě creepové expozice 600 C a napětích nižších než 100MPa došlo k lomu hodnocených zkušebních tyčí přednostně v částečně oduhličeném svarovém kovu v blízkosti hranice ztavení SK/. Profil tvrdosti přes jednotlivé oblasti svarového spoje je pro vzorek B3 uveden na obr. 12. Průměrná tvrdost svarového kovu je srovnatelná s tvrdostí základního materiálu jakosti. V TOO oceli byl prokázán mírný gradient tvrdosti směrem ke svarovému kovu. Nejvyšší úroveň tvrdosti vykazuje ocel, nicméně rozdíly v úrovni tvrdosti jednotlivých oblastí svarového spoje nejsou výrazné. HV TOO TOO ZM SK ZM vzdálenost (mm) Obr. 12. Profil tvrdosti HV 10 přes svarový spoj, vzorek B3 Fig. 12. Hardness profile (HV 10) across weldment, testpiece B3 4. ZÁVĚRY Doposud získané výsledky zkoušek tečení do lomu svarů A a B se nacházejí v blízkosti spodní hranice ±20% rozptylového pásma kolem střední křivky creepové pevnosti oceli. V případě vzorků exponovaných na teplotách 550 a 600 C při napětích nižších než 100MPa došlo k lomu při nízkých hodnotách kontrakce, zpravidla nižších než 8%. U obou hodnocených heterogenních svarů docházelo v závislosti na parametrech creepové expozice a lokálním mikrostrukturním stavu k rozvoji creepového poškození v následujících kritických lokalitách: v interkritické oblasti TOO oceli, v pásmu přerozdělení uhlíku (u svaru A v zóně ztavení SK/, u svaru B v zóně ztavení SK/), v interkritické a jemnozrnné oblasti TOO oceli. Během zkoušek tečení může docházet k rozvoji creepového poškození simultánně v několika kritických oblastech, přičemž k lomu vzorku při daných parametrech creepu dojde v nejslabším místě. Pro získání relevantních poznatků o mechanismech porušování hodnocených heterogenních svarových spojů v tepelně energetických zařízeních je nutno pokračovat ve zkouškách tečení při úrovni aplikovaných napětí, která odpovídají reálným napětím v technické praxi. Poděkování Tato práce vznikla za finanční podpory projektu MPO Progres FF-P2/053, za kterou autoři vyjadřují poděkování. Strana 8 (celkem 9)

9 LITERATURA [1] BHADESHIA, H.K.D.H. Design of Heat Resistant Alloys for the Energy Industries, ve sb. Parsons 2000 Advanced Materials for 21st Century Turbines and Power Plants, IOM, London, 2000, 1. [2] BHADURI, A.K. Int. J. Pressure Vessels and Piping, 58, 1994, 251. [3] PRICE, A.T., WILLIAMS, J.A. ve sb. Recent Advances in Creep and Fracture of Engineering Materials, Pineridge Press, Swansea, 1982, 265. [4] LAHA, K. a j. Comparison of Creep Behaviour of 2.25Cr-1Mo/9Cr-1o Dissimilar Weld Joint with its Base and Weld Metals, Material Science and Technology, 17, 2001, [5] PILOUS, V., STRÁNSKÝ, K.: Strukturní stálost svarových spojů pro energetiku, Studie ČSAV, Academia Praha, [6] VODÁREK, V. Fyzikální metalurgie modifikovaných (9-12)%Cr ocelí, Ostrava, VŠB- TUO, 2003, 169. [7] ALLEN, D.J. Creep Performance of Dissimilar to Low Alloy Weldments, ve sb. Parsons 2003, Engineering Issues in Turbine Machinery, Power Plant and Renewables, IOM, London, 2003, 281. [8] KOZESCHNIK, E. Dissimilar 2.25Cr/9Cr and 2Cr/0,5CrMoV Steel Welds, Science and Technology of Welding and Joining, 7, 2002, 63. Strana 9 (celkem 9)