ŽÁROPEVNOST A MIKROSTRUKTURA SVAROVÝCH SPOJŮ OCELI P91 CREEP RESISTANCE AND MICROSTRUCTURE OF STEEL P91 WELD JOINTS

Transkript

1 ŽÁROPEVNOST A MIKROSTRUKTURA SVAROVÝCH SPOJŮ OCELI P91 CREEP RESISTANCE AND MICROSTRUCTURE OF STEEL P91 WELD JOINTS D. Jandová, J. Kasl, V. Kanta ŠKODA VÝZKUM s.r.o., Tylova 57, Plzeň, ČR jandova@skoda.cz Abstrakt Dva zkušební svarové spoje 9Cr-1Mo oceli, používané pro výrobu parovodního potrubí a litých komponent parních turbín, byly podrobeny creepovým zkouškám do lomu za teplot 525 C až 625 C. Výsledky hodnocení žáropevnosti byly porovnány s mikrostrukturními změnami v kritických oblastech svarového spoje. U creepových zkoušek svarového spoje litých desek se lomová trhlina šířila jemnozrnnou oblastí tepelně ovlivněné zóny základního materiálu (JZ TOO ZM). U svaru segmentů potrubí docházelo při expozicích za teplot do 550 C k lomu ve svarovém kovu, při vyšších teplotách v JZ TOO ZM. Byly hodnoceny dislokační substruktura a precipitace před a po creepových zkouškách. Snížení žáropevnosti svarových spojů v porovnání se základním materiálem je způsobeno zotavovacími procesy a velkou plochou hranic zrn v JZ TOO, kde jsou příznivé podmínky pro rozvoj kavitačního porušení. Abstract Two trial weld joints of creep resistant 9Cr-1Mo steel, used for production of steam pipes and casting components of steam power plants, were undergone to creep tests at temperatures from 525 C to 625 C. Creep resistance was compared with microstructural changes in critical zones of weldments. Fracture of weld joint of cast plates propagated in fine-grained heat affected zone of the base material (HAZ BM). Fracture of pipes occurred in the weld metal after creep exposures at temperatures up to 550 C and in fine-grained HAZ BM after tests at higher temperatures. Evaluation of dislocation substructure and carbide or carbonitride particles was carried out. Decrease in creep resistance of weld joints in comparison with the base material was induced by processes of recovery and formation of a large amount of cavities at grain boundaries in fine-grained HAZ BM. 1. ÚVOD V souvislosti se snižováním nákladů na výrobu elektrické energie a snižováním množství škodlivých emisí, které vznikají při provozu tepelných elektráren, je v posledních zhruba třiceti letech věnována velká pozornost modifikovaným (9-12)% chromovým ocelím. Základem pro vývoj nových žárupevných ocelí tohoto typu se stala americká ocel P91 [1], která se používá pro výrobu komponent vystavených teplotám do 600 C. Tvářená varianta této oceli byla pod číslem zařazena do evropských norem jako ocel X10CrMoVNb-9. Litá varianta označená GS dosud do evropského systému nepatří, což do značné míry limituje její komerční využití. 1

2 Svařování patří mezi standardní technologické procesy, které jsou součástí výroby velkých odlitků parních turbín a parovodů. Svarové spoje představují kritické články z hlediska životnosti celého energetického zařízení, a proto je důležité předpovědět jejich chování při dlouhodobých creepových expozicích. Ve ŠKODA POWER a.s. předchází výrobě parních turbín a kotlových systémů řada technologických a mechanických zkoušek včetně materiálového výzkumu, na kterém se podílí ŠKODA VÝZKUM s.r.o.[2,3]. Předložený příspěvek shrnuje výsledky studia dvou zkušebních svarových spojů lité a tvářené oceli P POPIS EXPERIMENTU Technologií svařování v ochranné atmosféře s obalenou elektrodou (metoda TIG+E) byly zhotoveny dva svarové spoje typu W: svarový spoj segmentů parovodního potrubí o tloušťce 25 mm, vnějším průměru 324 mm a délce 400 mm, označený A, a svarový spoj litých desek o rozměrech (500 x 30 x 20) mm, označený B. Náčrt svarového spoje je uveden na obr.1. Obr. 1. Náčrt svarového spoje. Fig. 1. Scheme of the weld joint. Chemické složení základních a přídavných materiálů je uvedeno v tabulce 1. Jako elektroda byl použit Thermatit MTS3, jako svarový kov Chromo 9V. Základní materiál desek i kroužků byl zpracován kalením 1050 C/1,5h/olej a popouštěním 750 C/3,5h/vzduch. Po svařování bylo aplikováno žíhání 760 C/2,5h/vzduch v případě svaru potrubí a žíhání ( ) C/2,5h/vzduch v případě litých desek. Tabulka 1. Chemické složení materiálů svarových spojů [hm.%] Materiál C Mn Si P S Ni Cr Mo V Nb N P91- A 0,116 0,50 0,29 0,010 0,004 0,27 8,50 0,93 0,20 0,08 0,066 P91- B 0,10 0,41 0,22 0,015 0,006 0,10 9,03 0,98 0,25 0,08 0,0663 elektroda 0,126 0,61 0,24 0,007 0,002 0,67 8,93 0,99 0,18 0,069 0,058 svarový kov 0,10 0,62 0,24 0,009 0,006 0,73 9,05 1,05 0,20 0,05 0,40 Table 1. Chemical composition of weld joints investigated [wt.%] Oba svarové spoje vyhověly požadavkům podle normy EN a byly podrobeny zkouškám tečení při teplotách 525 C až 625 C a napětích 50 MPa až 240MPa. Nejdelší doby do lomu odpovídají přibližně h. Bylo založeno po 16 vzorcích z každého svaru. U svaru A bylo zatím dokončeno 14 zkoušek, u svaru B 8 zkoušek. Žárupevnost byla hodnocena pomocí Larson-Millerova parametru P určeného ze vzorce P = T [C + log τ], kde T je teplota [ K], C je materiálová konstanta (pro danou ocel C = 25) a τ je čas do lomu [h]. Dále byly provedeny: fraktografie lomových ploch, měření tvrdosti napříč svarovými spoji před a po creepových zkouškách, metalografický rozbor pomocí světelné, transmisní i řádkovací elektronové mikroskopie. Metalografické výbrusy byly zhotoveny v podélném řezu 2

3 vzorků pro creepové zkoušky a byly leptány v roztoku Vilella Bain, makrostruktura svarů byla vyvolána leptáním v činidle Vogel. Z vybraných vzorků byly připraveny fólie pro transmisní elektronovou mikroskopii při použití elektrolytického leštění tryskovou metodou v 6% roztoku kyseliny chloristé v metanolu při teplotě (60 40) C. Pozorování bylo provedeno v mikroskopu JEM 1200EX. 3. VÝSLEDKY svarový spoj P91+P91, potrubí X10 CrMoVNb 9 1 W. Nr % 1000 Napětí [MPa] 100 (a) P = T (25 + log t) svarový spoj P91+P91, odlité desky X10 CrMoVNb 9 1 W. Nr % 1000 Napětí [MPa] 100 (b) P = T (25 + log t) Obr. 2. Creepová pevnost v závislosti na Larson-Millerově paramatru. Porovnání základního materiálu a svarových spojů: a) svar A, b) svar B. (Zkoušky označené šipkou dosud probíhají.) Fig. 2. Creep rupture strength dependencies on Larson-Miller parameter. Comparison of the base material and weld joints: a) A weld joint, b) B weld joint. (Creep tests marked with arrow are still in progress). 3

4 Výsledky creepových zkoušek jsou graficky znázorněny na obr. 2. Křivky závislostí napětí na Larson-Millerově parametru byly proloženy metodou nejmenších čtverců na základě dosud naměřených dat. Při vyšších napětích (cca nad 100 MPa) je žárupevnost svarových spojů zhruba stejná jako u základního materiálu. Při nižších napětích se žárupevnost obou svarových spojů nachází v blízkosti spodní hranici rozptylového pásma ±20% pevnosti základního materiálu. Jedná se o předběžné hodnocení žárupevnosti, neboť výsledky probíhajících zkoušek mohou průběh uvedených křivek výrazně změnit a) b) HV c) 1 cm 1 cm Svarový kov Vzdálenost vtisku [mm] Obr. 3. Svarový spoj A: a) makrolept vzorku po creepové zkoušce 525 C, 220 MPa, h do lomu, lom ve svarovém kovu, b) makrolept vzorku po creepové zkoušce 600 C, 80 MPa, h do lomu, lom v TOO ZM, c) tvrdost HV10 vzorku po creepové zkoušce 600 C, 80 MPa, h do lomu. Fig. 3. Weld joint A: a) macrograph of specimen after creep test 525 C, 220MPa, 11,546h to the rupture, rupture in the weld metal, b) macrograph of specimen after creep test 600 C, 80MPa, 10,181h to the rupture, rupture in HAZ of the base material, c) hardness of specimen after creep test 600 C, 80 MPa, h to the rupture. Poloha lomové plochy ve svarovém spoji A závisela na podmínkách creepové zkoušky. Při napětích nad 180 MPa a teplotách do 550 C lomová trhlina procházela svarovým, při nižších napětích a vyšších teplotách byl lom lokalizován v jemnozrnné tepelně ovlivněné oblasti základního materiálu (JZ TOO ZM). Lomy se lišily kontrakcí a stupněm zoxidování lomových ploch. Pro všechny mikrofraktograficky čitelné vzorky byl charakteristický transkrystalický creepový lom odpovídající nízkoteplotnímu tvárnému porušení (obr. 4). Mechanismus porušení byl zřetelný po zkouškách za teplot do 575 C. Po dlouhých expozicích na 575 C a po zkouškách při vyšších teplotách nebylo možné pod silnou vrstvou oxidů určit morfologii lomových ploch. U svaru B docházelo k lomu pouze v TOO ZM. Lomové plochy byly pokryty oxidickými vrstvami. Mikrofraktografické hodnocení bylo možné provést pouze u vzorků po creepových zkouškách při teplotách do 600 C a s relativně krátkými dobami do lomu (cca do h). K porušování došlo jamkovým mechanismem převážně transkrystalicky. U dvou vzorků byly patrné i známky interkrystalického porušení. 4

5 Obr. 4. Lomové plochy po zkouškách tečení: a) svarového spoje A po expozici: a) 525 c, 220 MPa, h. b) svarového spoje B po expozici 575 C, 160MPa, h. Fig. 4. Fracture surfaces of specimens after creep tests: a) A weld joint after exposure 525 C, 220 MPa, 11,546 h, b) B weld joint after exposure 575 C, 160MPa, 3,793 h. Mikrostruktura obou svarových spojů je tvořena vysoce popuštěným martenzitem. U lité varianty bylo patrné v základním materiálu dendritické odmíšení (obr.5a). Tepelně ovlivněná zóna tvoří pás o šířce 2,5 až 3 mm. Pomineme-li vysoká zatížení u svaru A, pak se z hlediska creepového porušení jeví u obou svarů jako kritické pásmo ve vzdálenosti 1,5 až 2,0 mm od linie ztavení, které odpovídá jemnozrnné TOO. V blízkosti lomových ploch vzorků vystavených creepové expozici při 575 C po dobu přesahující h a po creepových zkouškách při 600 C a 625 C se nacházely četné kavity (obr. 5b). Kavity byly pozorovány i v JZ TOO na opačné straně svarového spoje. Obr. 5. Mikrostruktura svaru B po creepové expozici 575 C, 140 MPa, h: a) základní materiál neovlivněný svarem, b) TOO ZM v blízkosti lomové plochy. Obr. 5. Microstructure of B weld joint after the creep exposure 575 C, 140 MPa, 10,031 h. a) unaffected base material, b) HAZ of the base material close the fracture surface. 5

6 Tvrdost základního materiálu svaru A neovlivněného svarem ve stavu po žíhání 760 C/2,5 h odpovídala hodnotě 200 HV 10. Poněkud vyšší tvrdost byla naměřena ve svarovém kovu (přibližně 214 HV). Maximální hodnota 232 HV byla určena v HZ TOO. Po creepových zkouškách při teplotách 550 C až 575 C po dobu přibližně h tvrdost poklesla o cca 10 HV, po zhruba stejně dlouhé expozici při 600 C se o cca 15 HV zvýšila. Po nejdelší creepové zkoušce při 625 C trvající h nebyla zjištěna změna tvrdosti. Typický průběh tvrdosti napříč svarovým spojem je znázorněn na obr. 3c. U svarového spoje B, který byl žíhán ( ) C/2,5h, byla tvrdost základního materiálu 210 HV, svarového kovu 225 HV, maximální naměřená hodnota v HZ TOO 238 HV. Po creepových zkouškách nebyly zaznamenány významné změny tvrdosti. Substruktura svarových spojů byly pozorována na fóliích zhotovených ze svarů A a B před creepovými zkouškami a ze svarového spoje A též po expozici 625 C/60MPa/13673h. Z každého vzorku byly připraveny fólie ze tří oblastí: základního materiálu neovlivněného svarem, svarového kovu a kritické oblasti TOO ZM. Vysoce popuštěná martenzitická struktura základního materiálu oceli P91 v tvářeném i litém stavu byla tvořena feritickými laťkami s hrubými chromem bohatými karbidy M 23 C 6 po hranicích zrn a subzrn (obr. 6a). V některých laťkách byl pozorován jemný precipitát karbidu nebo karbonitridu vanadu, popř. karbid molybdenu. Počet hrubých a přítomnost jemných částic stejně tak jako hustota dislokací a velikost subzrn se lišila v závislosti na creepové expozici a na oblasti svarového kovu. V základním materiálu svarového spoje A byly před creepovou zkouškou identifikovány elektronovou difrakcí jemné částice VC a Mo 2 C, po creepové zkoušce částice VC a (V,Cr) 2 C. Hustota volných dislokací určená před i po creepové zkoušce byla 2, m -2. V základním materiálu svarového spoje B byla kromě karbidů M 23 C 6 pomocí elektronové difrakce prokázána přítomnost fází VC a (V,Cr) 2 C. Tepelně ovlivněná zóna základního materiálu svaru A se vyznačovala nižší hustotou hrubých částic, přítomností jemného precipitátu a nerovnoměrnou hustotou dislokací (obr. 6b). Po creepové expozici nebyl již jemný precipitát pozorován. Pravděpodobně došlo k rozpuštění karbidu M 2 C, avšak ztěží lze předpokládat že byl rozpuštěn i stabilní karbid/karbonitrid vanadu [4,5]. V TOO ZM svaru B před creepovou expozicí byla pozorována spousta částic M 23 C 6 s orientačním vztahem blízkým Kudrjumově-Sachsovu vztahu, který má za následek vznik speciálního kontrastu [6], dále jemné částice VC a M 2 C. Hustota dislokací v různých laťkách se pohybovala v mezích (2,7 6,4) m -2. Stejný charakter jako základní materiál měl i svarový kov s tím rozdílem, že hrubé karbidické částice M 23 C 6 byly méně početné a nacházely se mezi nimi i velké globulitické zřejmě oxidické částice obsahující podle EDX mikroanalýzy křemík a mangan. V laťkách byly často pozorovány jemné částice nitridu/karbonitridu vanadu [4]. Hustota dislokací v subzrnech byla relativně nízká (1,0 2,0) m -2. Po creepové expozici 625 C/60MPa/13673h byl v některých hrubých částicích zjištěn vysoký obsah chrómu a molybdenu, což může svědčit pro přítomnost Lavesovy fáze. 6

7 Obr. 6. Substruktura svaru A: a) základní materiál před creepovou zkouškou, b) TOO ZM po creepové zkoušce 625 C/60MPa/13673h. Fig. 6. Substructure of A weld point: a) the base material before the creep test, b) HAZ of the base material after the creep test 625 C/60MPa/13673h. 4. DISKUSE A ZÁVĚRY Na základě dosud ukončených zkoušek tečení je zřejmé, že žárupevnost svarového spoje potrubí (svar A) a žárupevnost základního materiálu jsou srovnatelné při napětích nad 120 MPa a teplotách do 575 C. Při nižších napětí a vyšších teplotách žárupevnost svaru klesá a nachází se v předpokládaném rozptylovém pásmu ±20% žárupevnosti základního materiálu. Žárupevnost svarového spoje litých desek (svar B) převyšuje žárupevnost základního materiálu při vysokých napětích. Při nižších napětích (menších než 140 MPa) a teplotách 600 C a 625 C je žárupevnost svaru nižší v porovnání se základním materiálem, avšak většina zkoušek při těchto podmínkách dosud probíhá. Svarový spoj litých desek zatím vykazuje lepší žárupevnost než svarový spoj potrubí. U obou svarových spojů se jeví kritickou oblastí z hlediska creepového porušení za teplot nad 575 C jemnozrnná tepelně ovlivněná oblast základního materiálu. Podle mikrostrukturního rozboru dochází při creepových expozicích za těchto podmínek k rozpouštění jemných precipitátů Mo 2 C, ale rozhodující fáze pro precipitační vytvrzení, jemné karbonitridy vanadu jsou v laťkovité struktuře vysoce popuštěného martenzitu stále přítomny, zejména ve svarovém kovu a v hrubozrnné TOO ZM. U hrubých částic karbidu M 23 C 6 nebyly zaznamenány po creepové expozici významné změny. Hustota těchto částic, které přispívající k substrukturnímu zpevnění, je vysoká v základním materiálu neovlivněném svarem a v jemnozrnné TOO. V základním materiálu a ve svarovém kovu byla před i po creepové 7

8 expozici přibližně stejná hustota volných dislokací cca m -2. Vyšší hustota dislokací byla pozorována v blízkosti linie ztavení. Creepové porušení svarových spojů při teplotách nad 575 C probíhalo přednostně v jemnozrnné oblasti základního matetriálu pravděpodobně v důsledku velké plochy hranic zrn a nižší hustoty jemného precipitátu zpevňujícího interiéry zrn a subzrn. Na hranicích relativně měkkých feritických latěk, popř. subzrn, se vytvářely kavity, které se postupně zvětšovaly difúzním růstem a propojily se do lomové trhliny. Nelze vyloučit ani částečné šíření lomu v oblasti interkritického ohřevu, kde se uvádějí jako hlavní příčiny porušení zotavovací procesy [3]. Příspěvek vznikl na základě řešení projektů MSM a COST 536. LITERATURA [1] Pasternak J., Kielbus A. Structural Stability of New Creep-Resisting Steel Grades with 9 and 12% Cr Contents Applied in Power Generation Sector in Industrial Condition. In Proceedings of 1 st International Conference Super-High Strength Steels, 2-4 November 2005, Rome, Italy. Associazione Italiana di Metalurgia. [CD-ROM]. November ISBN [2] Folková, E. Hodnocení svarových spojů žárupevných materiálů pro aplikace v energetice. In Metal 2004: 13. mez. konference: Hradec nad Moravicí, Červený zámek, Česká republika [CD/ROM]. Ostrava: Tanger, květen, 2005, č ISBN X. [3] Jandová, D., Kasl, J., Kanta, V. Mikrostruktura homogenních a heterogenních svarových spojů po zkouškách tečení. In 10. konference Přínos metalografie pro řešení výrobních problémů: , Lázně Libverda, Česká republika. Praha: FS ČVUT, červen, 2005, s [4] Foldyna,V., Purmenský, J. Strukturní stabilita a žárupevnost feritických ocelí. In Metal 2004: 13. mez. konference: Hradec nad Moravicí, Červený zámek, Česká republika [CD/ROM]. Ostrava: Tanger, květen, 2005, č ISBN X. [5] Di Gianfrancesco, A., Cipolla, L., Cirilli, F. Microstructural Stabilityx and Creep Data Assessment of Tenaris Grades 91 and 911. In: Proceedings of 1 th International Conference Super-High Strength Steels, 2-4 November 2005, Rome, Italy. Associazione Italiana di Metalurgia. [CD-ROM]. November 2005.ISBN [6] Jandová, D. Světelná a elektronová mikroskopie svarového spoje oceli P91. In Metal 2005: 14. mez. konference: Hradec nad Moravicí, Červený zámek, Česká republika [CD/ROM]. Ostrava: Tanger, Květen, 2005, č ISBN