WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!


 

На правах рукописи

ГРИНЬ

Евгений Алексеевич

Повышение рабочего ресурса элементов
теплосилового оборудования электростанций
с учетом макроповреждаемости металла

(экспериментально-теоретические основы
и методология расчета)

Специальность:05.14.14 – "Тепловые электрические станции,

их энергетические системы и агрегаты"

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации

на соискание ученой степени
доктора технических наук

Москва 2010

Работа выполнена в ОАО "Всероссийский дважды ордена Трудового Красного Знамени теплотехнический научно-исследовательский институт" (ОАО "ВТИ").

Официальные оппоненты:

чл.-корр. РАН, доктор технических наук, профессор Махутов Николай Андреевич;

доктор технических наук, профессор Антикайн Петр Андреевич;

доктор технических наук, профессор Трухний Алексей Данилович.

Ведущая организация – открытое акционерное общество "Научно-производственное объединение "Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения" (ОАО НПО "ЦНИИТМАШ").

Защита состоится " 11 " ноября 2010 г. в 1400 часов на заседании диссертационного совета Д.222.001.01 при ОАО "Всероссийский дважды ордена Трудового Красного Знамени теплотехнический научно-исследовательский институт" (ОАО "ВТИ") по адресу:
115280, г. Москва, ул. Автозаводская, 14/23.

С диссертацией можно ознакомиться в научно-технической библиотеке ОАО "ВТИ".

Автореферат разослан "         " ………………. 2010 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета Д.222.001.01,

кандидат технических наук         П. А. Березинец

Общая характеристика работы

Диссертация обобщает результаты исследований автора в области повышения надёжности и безопасности эксплуатации теплосилового оборудования электростанций на основе принципов и подходов механики разрушения. Она посвящена решению одной из важных научно-технических проблем – разработке методологии и созданию аналитического аппарата определения остаточного ресурса длительно эксплуатируемого тепломеханического оборудования электростанций с учётом наличия макроповреждённости в металле.



Актуальность темы. Подавляющее большинство эксплуатируемого на тепловых электростанциях (ТЭС) России тепломеханического оборудования отработало к настоящему времени свой расчётный ресурс. Более того, неуклонно нарастает объём оборудования, вырабатывающего уже свой парковый ресурс и, согласно прогнозам, к 2015 году общая мощность энергоустановок, выработавших парковый ресурс, превысит 65 % установленной мощности ТЭС. Уже к настоящему времени порядка 70 % от общего количества турбин и около 80 % барабанов котлов высокого давления отработали свой парковый ресурс. Поскольку парковый ресурс оборудования не является предельным сроком его службы, эксплуатация за его пределами в рамках так называемого индивидуального ресурса должна подтверждаться в каждом конкретном случае на основе анализа фактического состояния ответственных элементов рассматриваемого изделия. По существу эксплуатация оборудования на стадии его индивидуального ресурса представляет рабочий жизненный цикл на пределе выполнимости нормативных запасов прочности. Это означает, что с большой долей вероятности в металле наиболее нагруженных элементов конструкции можно ожидать как микро, так и макродефектов. В свете изложенного и с учётом невысоких темпов ввода в энергетике новых мощностей ситуация требует изыскания дополнительных резервов в ресурсном балансе энергооборудования для обоснованного увеличения допустимых сроков его службы.

Опыт эксплуатации установок подтверждает, что большинство отказов и вынужденных остановов оборудования связано с образованием в металле трещин. При определённом сочетании технологических, конструкционных, эксплуатационных и ряда других факторов возможно образование трещин в металле на достаточно ранних стадиях эксплуатации оборудования. В связи с этим надёжность и безопасность оборудования, особенно при длительных и сверхдлительных наработках, будут обеспечиваться как эффективностью системы эксплуатационного контроля металла, так и представительностью расчётных или экспериментально-аналитических методов прогнозирования процессов развития разрушения элементов энергооборудования. При этом принципиальные результаты количественного анализа процессов разрушения металла являются в свою очередь основой для совершенствования самой системы контроля.

Создание аналитического аппарата для прогнозирования долговечности конструкций на стадии развития макроповреждений (стадии живучести) стало возможным благодаря широкому комплексу исследований, выполненных в последние два-три десятилетия в области теоретической и экспериментальной механики разрушения. Вместе с тем разработку методологии расчетного анализа процесса разрушения элементов оборудования нельзя признать законченной в связи с отсутствием количественных критериев кинетики разрушения для ряда материалов и условий нагружения и недостаточной формализацией процедуры расчётных оценок. Применительно к энергетике проблема осложняется значительными наработками оборудования (за пределы нормативного ресурса) и сложным спектром воздействующих на металл эксплуатационных факторов. Решение этих вопросов открывает возможность совершенствования методов расчёта долговечности оборудования (в особенности длительно эксплуатируемого) и оптимизации системы его контроля на электростанциях в целях увеличения рабочего ресурса при сохранении условий надёжности и безопасности.

Цель работы. Увеличение срока службы деталей длительно эксплуатируемого энергооборудования за счет повышения достоверности и эффективности оценок их ресурсных характеристик путем создания научных основ и методологии определения остаточной долговечности с учетом количественного анализа кинетики развития макроповрежденности металла. Реализация данной цели служит одновременно основой для повышения надёжности и безопасности теплосилового оборудования, эксплуатируемого за пределами нормативных сроков службы. Для достижения поставленной цели решены следующие задачи:

Разработаны и экспериментально обоснованы модели развития разрушения металла при различных условиях нагружения, соответствующих особенностям эксплуатации теплосилового оборудования электростанций.

Разработана и создана экспериментальная база, включая испытательное оборудование, измерительные средства и методическое обеспечение, для проведения исследований кинетики разрушения металла при статическом, циклическом и коррозионно-механическом нагружении в условиях имитации эксплуатационных режимов теплосилового оборудования.

Проведены экспериментальные исследования для сталей энергооборудования и выполнен анализ их результатов, в том числе:

выявлено влияние асимметрии нагружения и температуры на характеристики циклической трещиностойкости сталей и обоснована возможность учёта данных факторов при построении кинетических диаграмм усталости;

установлены закономерности влияния силовых факторов цикла, характеристик (химического состава, динамического состояния и температуры) водной среды и электрохимических параметров на кинетику развития коррозионно-усталостных трещин в металле;

предложен и экспериментально обоснован подход к описанию кинетики разрушения теплоустойчивых сталей при длительной статической нагрузке в условиях высокотемпературной ползучести с учётом характера напряжённого состояния и температурно-временных факторов;

установлены особенности влияния состояния металла на комплекс характеристик его трещиностойкости для исследованных вариантов условий испытаний.

Обобщены основные результаты исследований и построены базовые кинетические диаграммы циклической, коррозионно-циклической и высокотемпературной (в условиях ползучести) трещиностойкости материалов, учитывающие особенности реальных режимов нагружения и эксплуатации элементов теплосилового оборудования ТЭС.

Разработана и формализована методика расчёта долговечности элементов теплосилового оборудования с учетом кинетики трещин в условиях циклического и коррозионно-циклического воздействия, а также высокотемпературной ползучести.

Методы исследований. В качестве аппарата исследований использованы: основы теории механики деформируемого твёрдого тела, в частности механики разрушения; теоретическая электрохимия; современные представления о физических закономерностях кинетики накопления и развития повреждений в металле. В работе получили развитие теоретические и методологические понятия о кинетике разрушения металла при циклическом нагружении и воздействии на него жидкой активной среды. Исследования выполнены с использованием как стандартных, так и оригинальных (специальных) методов испытаний. Для проведения испытаний разработаны и созданы экспериментальные установки и средства измерений, позволяющие осуществлять исследования коррозионно-механической трещиностойкости материалов в водных средах повышенных параметров с непрерывной регистрацией характеристик эксперимента. Систематизированы и развиты подходы к выбору методов определения коэффициентов интенсивности напряжений (КИН) в элементах конструкций с трещинами.

Научная новизна

Предложены варианты физико-механических моделей развития коррозионно-усталостного разрушения в металле по механизмам изменения свободной энергии активации, анодного растворения и катодного (водородного) охрупчивания металла, обосновывающие качественно основные закономерности влияния параметров циклического нагружения и характеристик среды на кинетику процесса. Разработана феноменологическая модель развития трещины при ползучести, описывающая кинетику разрушения степенной зависимостью от КИН, коэффициенты которой являются функциями характеристик длительной прочности и ползучести материала. Достоверность и эффективность разработанных моделей подтверждены результатами экспериментов.

Разработаны испытательные устройства и экспериментальные методики исследования характеристик трещиностойкости материалов при механическом нагружении и воздействии жидкой среды в различном её состоянии и с учётом локальных электрохимических параметров в полости трещины.

Экспериментально подтверждена возможность описания скорости роста усталостных трещин в металле единой кинетической зависимостью типа уравнения Пэриса, инвариантной по отношению к асимметрии нагружения и температуре в интервале изменения последней 20 … 300 °С.

Установлены закономерности влияния факторов циклического нагружения (частоты, асимметрии) и характеристик водной среды (химсостава, скорости водообмена, температуры), в том числе электрохимических параметров в полости трещины, на коррозионно-усталостную трещиностойкость углеродистой, низколегированной и аустенитной стали. Выявлены основные тенденции влияния состояния металла на характеристики усталостной и коррозионно-усталостной трещиностойкости указанных сталей.

Изучены и обобщены особенности кинетики электрохимических параметров в полости стационарной и развивающейся коррозионной трещины, позволившие в комплексе с результатами проведённых исследований и в контексте предложенных моделей дать системный анализ и обосновать механизмы акселерации усталостных трещин в перлитной и аустенитной стали при воздействии на металл водной среды.

Обоснована возможность описания скорости роста трещин (СРТ) ползучести с помощью параметра модифицированного коэффициента интенсивности напряжений (КИН), учитывающего характер напряженного состояния в расчётном сечении, а также температуру и наработку металла. Показано, что диаграмма роста трещин ползучести может быть аппроксимирована с помощью модифицированного КИН единой кинетической зависимостью для различных типов образца и температуры металла в диапазоне её изменения ± 20…25 °С.

Впервые для количественного анализа долговечности элементов оборудования на стадии развития дефектов получены базовые диаграммы циклической и коррозионно-циклической трещиностойкости сталей энергооборудования, учитывающие влияние на кинетику разрушения широкого спектра эксплуатационных факторов. Определены кинетические диаграммы трещиностойкости при ползучести теплоустойчивых (паропроводных и роторных) сталей для рабочего диапазона температур.

Разработан и внедрен в практику диагностических (экспертных) обследований инженерный метод расчёта долговечности и несущей способности элементов оборудования на стадии развития трещиноподобных дефектов для различных вариантов нагружения и сопутствующих эксплуатационных факторов.

Практическая ценность

Создана база для количественных инженерных расчётов долговечности и несущей способности длительно эксплуатируемого или имеющего повреждения оборудования, являющаяся основой для расчётных оценок ресурсных характеристик ответственных элементов при продлении сроков их службы или назначении регламента контроля, а также для установления допустимых размеров дефектов при назначении критериев и норм качества металла.

Разработаны методы испытания материалов на циклическую трещиностойкость в условиях воздействия жидких коррозионных сред, вошедшие составной частью в нормативно-методический документ (Рекомендации) Госстандарта СССР по теме "Методы механических испытаний металлов".

С использованием результатов работы выпущены отраслевые нормативно-технические документы, регламентирующие: порядок контроля и продления сроков службы тепломеханического оборудования ТЭС после отработки нормативного ресурса; нормы и критерии оценки качества металла (и сварных соединений) по результатам контроля; требования к технологиям восстановительного ремонта.

Обосновано продление сроков службы десятков единиц парка тепломеханического оборудования на электростанциях России и ближнего зарубежья, в том числе сосудов давления, питательных трубопроводов, паропроводов, элементов котлов и др. По индивидуальным техническим решениям, базирующимся на оценках, выполненных с использованием результатов работы, обоснованы сроки временной эксплуатации и объёмы замен повреждённых элементов энергооборудования.

Достоверность и обоснованность научных положений и методологий, результатов экспериментальных исследований, выводов и практических рекомендаций, сделанных в работе, подтверждается применением апробированных методик и измерительных средств исследований, получением критериальных характеристик прямыми экспериментами на металле штатных изделий, в том числе на вырезках из деталей действующего энергооборудования, системностью (многофакторностью) проведенного анализа процесса разрушения металла, удовлетворительной сходимостью основных результатов испытаний с данными других исследователей и положительными результатами применения на практике предложенных автором методов и рекомендаций в части обеспечения надёжности и безопасности длительно эксплуатируемого энергетического оборудования.

На защиту выносятся следующие основные положения

Физико-механические модели развития коррозионно-усталостных трещин в металле, интерпретирующие вклад коррозионного фактора в процесс разрушения через свободную энергию активации, а также по механизмам анодного растворения и катодного (водородного) охрупчивания металла. Феноменологическая модель развития трещины при ползучести, описывающая кинетику процесса в зависимости от параметра КИН с учётом характеристик длительной пластичности, ползучести и длительной прочности материала.

Испытательные устройства и экспериментальные методики испытаний материалов на циклическую трещиностойкость в условиях воздействия жидких коррозионных сред.

Закономерности влияния асимметрии нагружения, температуры и состояния металла на кинетику развития усталостных трещин в углеродистой, низколегированной и аустенитной сталях, а также способ построения кинетических диаграмм циклической трещиностойкости, инвариантных по отношению к асимметрии нагружения и температуре в интервале изменения последней
20…300 °С.

Результаты экспериментальных исследований коррозионно-уста­лостной трещиностойкости углеродистой, низколегированной и аустенитной сталей с учётом закономерностей влияния параметров циклического нагружения (частоты, асимметрии), химсостава и физических характеристик водной среды (температура, скорость водообмена), в том числе электрохимических параметров в полости трещины, а также состояния металла.

Обобщенные данные системного анализа механизмов акселерации усталостных трещин в перлитной и аустенитной стали при воздействии на металл водной среды.

Результаты исследований кинетики трещин в теплоустойчивых сталях при высокотемпературной ползучести и способ аппроксимации кинетических диаграмм трещиностойкости при ползучести с использованием параметра модифицированного КИН, учитывающего характер напряженного состояния в рабочем сечении, а также температуру и наработку металла.

Базовые кинетические диаграммы циклической и коррозионно-циклической трещиностойкости сталей энергооборудования, учитывающие влияние на кинетику разрушения комплекса эксплуатационных факторов, и кинетические диаграммы трещиностойкости при ползучести теплоустойчивых сталей для рабочего диапазона температур.

Инженерный метод расчёта долговечности и несущей способности элементов оборудования на стадии развития трещиноподобных дефектов для различных комбинаций нагружения и сопутствующих эксплуатационных факторов.

Личный вклад соискателя состоит в постановке задач и инициативе проведения исследований, обработке, анализе и трактовке полученных результатов. Все экспериментальные исследования проведены непосредственно под руководством соискателя или(и) при его активном участии.

Апробация работы

Основные результаты работы докладывались и обсуждались на: V Всесоюзном симпозиуме "Малоцикловая усталость – критерии разрушения и структуры материалов" (Волгоград, 1987); I Всесоюзной конференции "Механика разрушения материалов" (Львов, 1987); 22-м отраслевом семинаре "Инженерные и экономические аспекты ядерной энергетики": "Диагностика технического состояния трубопроводов и оборудования ЯЭУ" (Москва, 1988); V Республиканской конференции "Коррозия металлов под напряжением и методы защиты" (Львов, 1989); II Всесоюзной научно-технической конференции "Гидроупругость и долговечность конструкций энергетического оборудования" (Каунас, 1990); Всесоюзном научно-техническом совещании "Надёжность трубопроводов электрических станций" (Москва, 1990); III Всесоюзном симпозиуме «Механика разрушения» (Житомир, 1990); Всесоюзном научно-техническом совещании "Повышение надёжности и долговечности металла энергооборудования ТЭС" (Горловка, 1990); IV Республиканской научно-технической конференции "Повышение надёжности и долговечности машин и сооружений" (Одесса, 1991); Eight International Conference on Fracture "ICF-8" (Kiеv, 1993); Международной конференции-выставке "Коррозия-94» (Львов, 1994); Научно-техническом семинаре «Ремонт и восстановление энергооборудования, обеспечивающие гарантированный ресурс" (С-Петербург, 1995); Международном научно-техническом семинаре "Стратегия продления и восстановления ресурса энергооборудования" (С-Петербург, 1996); ASME PVR Conference "Service Experience in Operating Fossil Plants" (Orlando, USA, Florida,1997); Всероссийском научно-практическом семинаре "Современная сварочно-термическая технология восстановления работоспособности элементов энергетического оборудования ТЭС" (Москва, 1998); Всероссийском отраслевом совещании "Проблемы надёжности металла энергетического оборудования при техническом перевооружении и новом строительстве тепловых электростанций" (Белгород, 1999); Международной конференции "Эффективное оборудование и новые технологии – в Российскую тепловую энергетику" (Москва, 2001); Всероссийской научно-практической конференции "Промышленная безопасность" (Москва, 2001); 8-м Всероссийском научно-практическом семинаре "Обеспечение работы энергооборудования ТЭС и АЭС после сверхдлительной эксплуатации"
(С-Петербург, 2002); Научно-технической конференции "Повышение качества регулирования частоты в ЕЭС" (Москва, 2002); Научно-технической конференции "Промышленная безопасность при эксплуатации паровых и водогрейных котлов, сосудов, работающих под давлением, и трубопроводов пара и горячей воды" (С-Петербург, 2003); Всероссийской научно-практической конференции "Оценка остаточного ресурса длительно работающего металла теплоэнергетического оборудования" (Ижевск, 2003); Международной научно-технической конференции "Состояние и перспективы развития энерготехнологии" (Иваново, 2005); International Conference «Structural Mechanics in Reactor Technology», SMIRT-18 (Beijing, China, 2005); Научно-технической конференции "Металл оборудования ТЭС. Проблемы и перспективы" (Москва, 2006); Научно-практической конференции "Прочность и долговечность сварных конструкций в тепловой и атомной энергетике" (С-Петербург, 2007); Научно-технической конференции "Ресурс, надёжность и эффективность использования энергетического оборудования" (Харьков, 2008); Международной конференции "Современные требования и металлургические аспекты повышения коррозионной стойкости и других служебных свойств углеродистых и низколегированных сталей" (Москва, 2008); 8-й Международной конференции "Неразрушающий контроль и техническая диагностика в промышленности" (Москва, 2009); Конференции "Повышение надёжности и экономичности ТЭС" (Киев, 2009).

Публикации. Основные результаты исследований опубликованы в 49 работах, кроме того вошли в один нормативно-методический документ Госстандарта СССР и в 8 отраслевых нормативно-технических документов.

Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, семи глав, общих выводов, списка литературы, содержит 338 страниц машинописного текста включая 120 рисунков, 24 таблицы, 364 наименования библиографических ссылок.

Содержание работы

Во введении обоснована актуальность темы, охарактеризовано общее состояние проблемы, сформулированы цель и задачи исследования, показаны новизна и практическая значимость работы.

В первой главе изложен анализ проблемы обеспечения надёжной и безопасной работы длительно эксплуатируемого тепломеханического оборудования ТЭС с позиций обобщения опыта эксплуатации и особенностей повреждаемости основных элементов, а также систематизации научно обоснованных подходов и методов прогнозирования состояния и ресурсных характеристик указанного оборудования с учётом наличия макроповреждённости металла. В ходе анализа обозначены наиболее повреждаемые узлы и элементы теплосилового оборудования, к числу которых отнесены: барабаны, коллекторы и перепускные трубы котлов; гибы, тройниковые узлы и сварные соединения станционных трубопроводных систем; диски, роторы и корпусные детали паровых турбин; переходные зоны отдельных сосудов под давлением и т.д. Поскольку степень повреждённости металла повышается с увеличением наработки, особенно за пределами паркового ресурса, обостряется проблема надёжной и безопасной эксплуатации этих элементов оборудования. Для узлов и элементов, работающих при умеренно повышенных температурах (до 400 450 С), наиболее распространенным механизмом повреждения является коррозионная усталость металла, т.е. его растрескивание в результате одновременного воздействия переменных нагрузок и коррозионной (водной) среды. Для деталей оборудования, работающих при существенно повышенной температуре (более 450 С), зарождение и развитие разрушения (трещин) в металле происходит вследствие высокотемпературной ползучести. Как показал анализ, степень опасности конкретного повреждения в элементах оборудования определяется сочетанием набора факторов (состояние металла, уровень напряжений, характер дефекта и пр.) и потому прогноз перспектив дальнейшей безопасной эксплуатации такого оборудования должен базироваться на научно обоснованных подходах оценки его ресурса и характеристик предельного состояния с учётом выявленной повреждённости.

Практическая необходимость прогнозирования несущей способности и долговечности элементов конструкций и оборудования при наличии трещиноподобных дефектов в металле явилась мощным стимулом развития подходов и методов механики разрушения. Исследования закономерностей разрушения металлов при статическом и циклическом нагружении широко велись в теоретическом и экспериментальном направлениях как в нашей стране, так и за рубежом.

Однако, несмотря на большой объём проведенных исследований, широкое использование их результатов в инженерной практике (в частности, применительно к теплосиловому оборудованию ТЭС) сдерживалось слабой представительностью критериальных характеристик разрушения материалов и недостаточной отработкой расчётных методов оценки долговечности деталей с трещинами в металле. В частности, для циклического нагружения при расчёте реальных узлов и элементов возникает необходимость учёта таких факторов как параметры цикла и температура, что должно предусматриваться соответствующим регулированием численных значений коэффициентов кинетических диаграмм усталостного разрушения. Ещё более остро подобные вопросы встают при расчётных оценках кинетики разрушения в условиях механического нагружения и воздействия на металл жидкой активной среды. Помимо вышеуказанных, добавляются такие факторы как химический состав и физическое состояние среды, а также сочетание силовых (нагружающих) и коррозионных факторов. Этими моментами обуславливается доминирующий механизм коррозионно-усталостного разрушения металла, изменение которого сопровождается изменением характера процесса и, как следствие, параметров соответствующей кинетической диаграммы трещиностойкости. Вместе с тем закономерности влияния различных факторов и их комбинации на кинетику развития разрушения в металле при силовом и коррозионном воздействии на него до настоящего времени слабо изучены.

Специфические особенности характерны также для процесса развития трещин при статической нагрузке в условиях высокотемпературной ползучести. Здесь важное значение приобретает характер накопления повреждённости в металле, что усиливает роль таких факторов как вид напряжённого состояния, а также температурные условия и наработка металла.

Представляется перспективным и целесообразным для материалов теплосилового оборудования использовать экспериментально обоснованные аппроксимации кинетики трещин при усталости, коррозионной усталости и ползучести в виде обобщённых диаграмм трещиностойкости, параметры которых находились бы в функциональной зависимости от комплекса основных эксплуатационных факторов (силовых, коррозионных, температурных и т.д.). Альтернативным или скорее дополнительным вариантом может выступить подход, когда для определённых факторов (или групп факторов), например коррозионных, за основу принимается обобщённый вариант, устанавливаемый экспериментально по консервативному принципу. С учётом такого подхода должна быть усовершенствована методика расчёта долговечности и несущей способности элементов конструкций с трещиноподобными дефектами.

В результате аналитического обзора поставлены задачи исследования, решение которых обеспечивает достижение цели диссертационной работы.

Во второй главе предложены физико-механические модели развития разрушения металла и на их основе выполнен анализ закономерностей развития трещин в металле в условиях коррозионно-усталостного процесса, а также при высокотемпературной ползучести. В основу базовой концепции одного из подходов к интерпретации процесса коррозионно-усталостного разрушения металла положена кинетическая модель Екобори, согласно которой скорость роста трещин (СРТ) при усталости обратно пропорциональна экспоненте, содержащей в показателе свободную энергию активации разделения атомов ():

       da/dN ~ exp (–) ,        (1)

где da/dN – поцикловой подрост трещины; k – константа Больцмана; Т – температура.

Применительно к процессу развития усталостной трещины в металле в условиях воздействия жидкой среды в настоящей работе предложено использовать термодинамическое уравнение энергетического баланса с учетом раздельного вклада во внутреннею энергию системы (U) объемно-механической работы (W) и энергии, генерируемой электрохимической реакцией (We):

       dU = TdS – dW – dWe ,        (2)

где S – энтропия системы.

С учётом этого в соотношении (1) свободная энергия активации разделения атомов в условиях протекания электрохимической реакции должна быть уменьшена на величину We. Энергия электрохимической реакции выражается через напряжение (э.д.с.) в равновесной электрохимической системе E*:

We = nFE* или  We = nFE*,

где F – число Фарадея (F = NAeo: NA – число Авогадро, eo – элементарный заряд); n – количество молей в системе. Для электрохимических цепей второго рода э.д.с. системы может быть представлена выражением:

,

где R – универсальная газовая постоянная (R = kNA), g – характеристика процесса электрохимической реакции. С учётом изложенного, выражение (1) преобразуется к виду:

               (3)

где g изменение активности участников реакции.

Анализируя последнее соотношение (3) и полагая в первом приближении, что влияние коррозионного фактора сводится только к уменьшению свободной энергии активации, получаем, что воздействие среды приводит к увеличению логарифма натурального СРТ при усталости на характерную величину NA(g/g).





В отличие от энергетической трактовки роль коррозионного фактора в процессе усталостного разрушения металла может рассматриваться с позиций механизма анодного растворения металла в течение полуцикла растяжения. Исходя из уравнения кинетики анодного растворения металлов (формулы Таффеля) и вытекающего из него соотношения плотности анодного тока (j) процесс пассивации может быть представлен в виде:

        или ,        (4)

где so и s – исходное и текущее (мгновенное) значение площади ювенильной поверхности; – некая постоянная для данной электродной реакции характеристика (параметр электродного перенапряжения); – время.

Переходя к зависимости изменения со временем коррозионного тока (i) и далее к количеству переносимого за элементарный отрезок времени заряда получим соотношение для соответствующего элементарного приращения объёма растворяемого металла (dV):

где M/() – объём грамм-эквивалента металла (M – атомный вес, z – валентность, – плотность); F – число Фарадея. Выражая далее усреднённый на единицу длины фронта элементарный подрост трещины и интегрируя его по времени получаем величину приращения длины трещины в течение отрезка времени за счёт анодного растворения металла:

               (5)

Время элементарного акта пассивации () с последующим разрушением плёнки в процессе деформирования материала можно записать в виде: , где – деформация разрушения оксидной плёнки; – скорость деформации в вершине трещины.

Представив деформацию в вершине трещины через раскрытие в виде , получаем выражение          и тогда с учётом уравнения (5) подрост трещины в течение цикла за счёт протекания анодной реакции сведётся к соотношению:

               (6)

где – радиус вершины трещины; и Е – условный предел текучести и модуль упругости материала соответственно.

Качественный анализ уравнения (6) свидетельствует, что вклад анодного растворения в процесс усталостного разрушения металла зависит от его свойств (M, z, , Е, ), характеристик электрохимической реакции (, ), механических параметров нагружения (f, K1) и свойств защитной плёнки (). Видно также, что увеличение радиуса вершины трещины или предела текучести металла способствует замедлению локального анодного процесса. Возможно, что в ряде практических случаев взаимовлияние этих двух характеристик компенсирует их совокупный эффект.

Рассматривая, как частный случай, линейную форму цикла нагружения и упрощая задачу до условий идеально острой трещины ( 0) и зависимости КИН в виде K1 = F(, ), уравнение (6) можно представить в следующем виде:

               (7)

Анализ данного соотношения указывает на снижение вклада анодной реакции в процесс усталостного разрушения с увеличением частоты нагружения. Кроме того, интенсивность анодного растворения металла является монотонно возрастающей функцией параметра . Следовательно, при интерпретации кинетики роста коррозионно-усталостной трещины традиционным степенным уравнением (типа Пэриса) по параметру размаха КИН интенсивность анодного процесса будет зависеть от величины показателя степени в указанном уравнении.

Альтернативой анодному механизму ускорения процесса усталостного разрушения металла за счёт воздействия водной среды является катодный механизм или механизм водородного охрупчивания металла в вершине трещины. Основной характеристикой в этом случае, ответственной за снижение сопротивления усталостному разрушению, выступает концентрация водорода (C) в очаге разрушения. Процесс диффузии водорода через вершину трещины в поле напряжений описывается уравнением:

       ,        (8)

где – поток водорода; D – коэффициент диффузии; VH – парциальный молярный объём водорода в металле; – оператор градиента; – гидростатическое напряжение.

Аппроксимируя напряжение на расчётном участке 0   x   xm линейной зависимостью и вводя безразмерные переменные: = x/xm; ; = = VH( – )/2RT, условия диффузии водорода в вершине трещины можно представить в виде:

       (0      1)

       (9)

       ( > 1)

Точка x = xm соответствует координате максимального значения напряжения = (согласно условию пластичности Мизеса = 2,4 , =). Граничные условия задаются из принципа непрерывности потока и концентрации на границе областей ( = 1). В упрощённом варианте задачи для случаев малых значений с учётом переформулированных граничных условий может быть получено приближённое решение системы уравнений (9). С использованием этого решения и основываясь на концепции дискретного продвижения трещины по мере накопления циклической повреждаемости получаем соотношение:

       ,        (10)

где C0 – постоянная концентрация водорода в поверхностном слое (обеспечивается электрохимической реакцией); – СРТ при циклическом нагружении (без учёта коррозионного фактора). Из характера выражения (10) следует, что концентрация водорода и, следовательно, степень охрупченности металла пропорциональны коэффициенту диффузии и пределу текучести металла. С увеличением частоты циклического нагружения и скорости усталостной трещины (без учёта влияния на неё водорода) концентрация водорода в очаге разрушения снижается. С учётом экспоненциальной зависимости коэффициента диффузии от температуры (D ~ exp (–Ф/RT)) процесс накопления водорода в металле будет термоактивируемым – см. выражение (10).

Следуя концепции дискретного развития трещины за счёт накопления деформации до критического уровня (ef) и согласно закону Коффина-Мэнсона (, где Nf – количество циклов до наступления элементарного акта разрушения; ep – размах пластической деформации; m – константа материала) с помощью несложных преобразований получаем соотношение для скорости усталостной трещины в охрупченном металле:

       ,        (11)

где A – функция свойств материала, – коэффициент, определяемый концентрацией водорода в металле: 0      1. Тогда отношение скоростей роста трещин в охрупченном и неохрупченном металле будет составлять:

       ,        (12)

где в первом приближении ~ exp(–/C*): – некая характеристика свойств материала, C* – концентрация водорода в очаге разрушения (m   0,5).

Описанные выше модели использовались в работе для анализа особенностей и механизмов влияния коррозионного фактора на процесс усталостного разрушения металла. При этом характерно, что для катодного механизма имеет место насыщение влияния коррозионного фактора на СРТ по мере её увеличения – см. уравнение (10).

Для описания процесса развития разрушения в металле при высокотемпературной ползучести использовали принцип дискретного (поэтапного) роста трещины по мере накопления предельной деформации ползучести () в локальном объёме металла при вершине трещины:

       ,        (13)

где – скорость деформации ползучести; – продолжительность элементарного акта разрушения.

С использованием степенного закона установившейся ползучести и кривой длительной прочности можно получить соотношение:

       ,        (14)

где m – показатель степени кривой ползучести; n – показатель степени кривой длительной прочности; – деформация при разрушении в условиях одноосной ползучести при напряжении ( – характерная для материала величина).

Применяя соотношение (14) совместно с уравнениями Хатчинсона–Розенгрена–Райса для поля упругопластических напряжений и деформаций приходим к выражению:

       ,        (15)

где = –1/(m–n) при условии  > ; J – J- интеграл; r – расстояние от вершины трещины.

В результате комбинации уравнений (13) и (15) получаем соотношение для СРТ () при ползучести:

,

откуда следует:

        ,        (16)

где C* – модифицированный J-интеграл (C*~); rc – размер элементарного объёма, в котором происходит исчерпание длительной пластичности металла.

Показатель степени в кинетической зависимости СРТ при ползучести от модифицированного C* интеграла будет составлять m/(m+1) ~ 0,7…0,9, что хорошо согласуется с величиной показателя степени в аналогичных зависимостях, полученных различными исследователями. Исходя из предложенной модели, использование КИН в качестве параметра СРТ при ползучести даёт значение показателя степени соответствующей кинетической зависимости близкое величине показателя степени кривой ползучести m, т.е. для теплоустойчивых сталей в диапазоне значений ~ 3…5, что удовлетворительно согласуется с известными результатами экспериментальных исследований.

В связи с необходимостью учёта уровня накопленной повреждённости металла в сечении тела с трещиной предложено при описании кинетики трещин ползучести использовать в качестве корреляционного параметра приведенный КИН (), учитывающий степень неоднородности напряжённого состояния в рабочем сечении детали и время развития трещины:

        .        (17)

Коэффициент вида напряженного состояния определяется соотношением:

       ,        (17 а)

где = 1/; и – мембранное и изгибное напряжения соответственно в расчётном сечении; ka = r*/ B – относительная часть сечения детали, в пределах которой (x)   0 (В – протяженность сечения-нетто детали). Временнй параметр выражается в форме:

,

где Р – параметр Ларсона-Миллера (индексы i и 0 соответствуют исходному и текущему состоянию металла) или, пренебрегая температурным фактором (будет учтён отдельно), получаем:

       .        (17 б)

Следовательно, при построении кинетических диаграмм трещиностойкости и при расчётных оценках живучести в условиях ползучести использование приведенного КИН в качестве параметра СРТ обеспечивает учёт характера напряжённого состояния и времени развития трещины и, как следствие, учёт косвенным образом характера накопления повреждённости в рабочем сечении детали.

В третьей главе даны сведения об исследуемых материалах, описаны испытательное оборудование и методика исследований. В качестве основных материалов исследования использованы широко применяемые при изготовлении теплосилового оборудования стали: углеродистые (ст3, 20, 22К), низколегированные (15ГС, 30ХНМФ, 26ХН3М2ФА, 12Х1МФ, 15Х1М1Ф, 15Х2НМФА, 25Х1М1ФА, 20Х3МВФА) и аустенитная нержавеющая сталь (08Х18Н12Т и Х18Н10Т). Весь исследуемый металл представлен штатными изделиями.
Основной объём экспериментов выполнен на металле в исходном состоянии; исследованию также подлежал металл после различных сроков наработки и после искусственного термодеформационного старения на различные временные базы.

Основным типом образца для испытаний выбран компактный образец внецентренного растяжения (стандартный тип СТ) толщиной 25 мм. Ряд испытаний на циклическую и коррозионно-циклическую трещиностойкость выполнен на призматических (балочных) образцах прямоугольного сечения (1020 мм и 2550 мм) с краевым надрезом при изгибающей нагрузке.

Испытания на статическую и циклическую (на воздухе) трещиностойкость проводили на серийных испытательных машинах типа УМЭ-10ТМ. Для проведения исследований трещиностойкости металла в коррозионных средах был разработан и сооружён экспериментальный комплекс, включающий: испытательный стенд с контуром высокого давления принудительной циркуляции среды через рабочие камеры; установку для испытаний в условиях естественной циркуляции среды повышенных параметров; установку, для коррозионно-цикличе­ских испытаний балочных образцов до температуры 150 С и ряд установок для испытания образцов в активных жидких средах при температуре до 80…90 С. Принципиальная схема испытательного стенда с контуром принудительной циркуляции высокого давления показана на рис. 1. Стенд состоит (конструктивно и функционально) из четырёх основных частей (систем): технологическая система, испытательные камеры, нагружающие устройства и система измерения длины трещины в образцах. Технологическая часть предназначена для обеспечения циркуляции среды через рабочие камеры и поддержания заданных параметров по температуре, давлению и расходу среды, а также по её химическому составу. Контрольно-измерительная часть технологической системы стенда обеспечивает заданный тепловой режим, давление и количество среды в контуре.

Отличительными конструктивными особенностями испытательной камеры являются малый рабочий объём за счёт оптимизации конструкции захватов, отсутствие сальниковых уплотнений для движущихся частей и компенсация "поршневого" эффекта благодаря специальному устройству. Нагружающие устройства стенда созданы на базе серийной испытательной машины рычажного типа АИМА5-1, предназначенной для испытания материалов на длительную статическую прочность. Для обеспечения циклического режима нагружения образцов электрическая схема машины АИМА была принципиально реконструирована; отдельные изменения были внесены также в кинематическую схему. Экспериментальная установка с контуром естественной циркуляции среды повышенных параметров выполнена автономно от основного стенда и предназначена для работы на параметрах среды: давление до 7,5÷8,0 МПа; температура до 270–280 С. В составе установки использованы те же испытательные камеры и нагружающие устройства, что и в основном стенде (рис. 1).

Для контроля длины трещины в образцах при испытаниях разработана система измерения длины трещины в компактном образце по методу изменения податливости. Для этого был разработан и изготовлен датчик индукционного типа измерения линейных перемещений в жидких активных средах и сформирована вторичная аппаратура.

Исследование кинетики усталостных трещин в среде лабораторного воздуха проводили при комнатной и повышенных температурах: 300 С и 540…560 С. Испытания выполняли при частоте циклического нагружения 0,1  1 Гц; коэффициент асимметрии цикла варьировали в диапазоне от ~ 0 до 0,85. Длину развивающейся трещины в образцах измеряли визуально с помощью оптического прибора.

Коррозионно-усталостные испытания компактных образцов проводили по схеме повторно-статического нагружения с трапецеидальной (близкой к треугольной) форме цикла при различных значениях коэффициента асимметрии цикла:  = 0,05  0,85 и в широком диапазоне частот нагружения:  = 0,04  0,0008 Гц. С целью выбора рабочих сред для проведения  коррозион-

но-усталостных испытаний были выполнены методические опыты по сравнительным исследованиям окисных плёнок на поверхности металла. За основу рабочих сред для испытаний были приняты реальные водно-химические режимы энергоустановок. Исследования проводили в средах как базового состава, так и в базовых средах с добавками вредных примесей, в том числе органических кислот.

Температура среды при испытаниях составляла 80 С; 250 С и 280 С – для компактных образцов и 80 и 150 С – для балочных образцов. Испытания были организованы для трёх режимов динамического состояния среды: неподвижное; естественная (медленная) циркуляция; принудительная (ускоренная) циркуляция среды через камеру.

Для определения базовых характеристик коррозионной трещиностойкости материалов и анализа механизмов акселерации усталостного разрушения металла за счёт воздействия жидкой среды выполнялись специальные исследования по определению электрохимических условий в вершине коррозионной трещины, а также исследования самих характеристик коррозионной трещиностойкости при контролируемых электрохимических условиях в трещине. Основными параметрами, интегрально определяющими электрохимическую обстановку в полости трещины, являются водородный показатель среды рН и электродный потенциал металла. Для указанных исследований использовали балочные образцы со сквозным отверстием в плоскости развития трещины. Измерение электрохимических параметров в вершине трещины проводили с помощью датчиков-микроэлектродов специальной конструкции, устанавливаемых в отверстиях образца.

Испытания на трещиностойкость в условиях высокотемпературной ползучести выполняли на компактных образцах с боковыми поверхностными пазами в продолжении оси надреза. На начальном этапе испытаний для фиксирования момента страгивания трещины осуществляли частичную разгрузку образца с последующим догружением до заданного уровня. Длительность испытаний задавалась условием достижения величиной перемещения образца определённого уровня: 1,0 2,0 мм.

Кинетические диаграммы трещиностойкости материала для всех видов испытаний строили в виде традиционных зависимостей СРТ от параметра КИН как в непосредственном его выражении, так и в модифицированных формах с целью получения инвариантных по отношению к различным факторам зависимостей скорости развития трещин в металле.

В четвертой главе изложены результаты исследований статической и циклической трещиностойкости материалов, используемых для изготовления теплосилового оборудования. Проанализирован характер диаграмм разрушения сталей при статическом нагружении. Проведён сопоставительный анализ представительного массива данных по статической трещиностойкости сталей энергооборудования с обобщённой зависимостью критического КИН (вязкости разрушения) от приведенной температуры (T – Tк) в виде известного соотношения:

К1с = 26 + 36·exp[0,02·(T – Tк)] ,

где Tк – критическая температура хрупкости металла.

Подтверждено удовлетворительное соответствие экспериментальных данных по статической трещиностойкости обобщённой диаграмме, которая является нижней огибающей для значений критических КИН сталей перлитного класса, используемых при изготовлении элементов теплосилового оборудования.

Исследования циклической трещиностойкости углеродистой, низколегированной и аустенитной стали, выполненные на компактных и балочных образцах различной толщины, показали, что уменьшение толщины образца с 25 до 10 мм приводит к снижению циклической трещиностойкости, т.е. к увеличению СРТ в металле (рис. 2). В свою очередь для исследованных сталей экспериментально подтверждено, что изменение геометрии и схемы нагружения образца при сохранении неизменной его толщины не отражается на уровне характеристик циклической трещиностойкости – см., например, рис. 2 б.

Выполнены исследования по влиянию асимметрии циклического нагружения на характеристики усталостной трещиностойкости сталей. Для получения независимых от коэффициента асимметрии кинетических диаграмм циклической трещиностойкости было отработано несколько вариантов использования эффективного размаха КИН (Kef) с различными корректирующими функциями k(R):  Kef(i) = ki(R)K. При обработке экспериментальных данных использовали корректирующие функции следующего вида:

k1(R) = (1–R)-0,5;

k2(R) = (1–R)-0,25;

k3(R) = [(1+R)/(1–R)]0,25.

На рис. 2 для сталей 15 ГС и 08Х18Н12Т показаны кинетические зависимости СРТ от эффективного размаха КИН при двух значениях коэффициента асимметрии цикла: R 0 и 0,7. Видно, что аппроксимация кинетических диаграмм усталости при существенно различных асимметриях через традиционный размах КИН () и через эффективный размах КИН в форме Kef1 даёт заметное расхождение экспериментальных данных для различных R. В свою очередь аппроксимация диаграмм циклической трещиностойкости через эффективный размах КИН в выражении Kef2 или Kef3 позволяет свести в единую полосу разброса экспериментальные данные, соответствующие испытаниям при различных асимметриях цикла. Анализ результатов экспериментов для всех исследованных сталей показал, что оптимальным является использование эффективного размаха КИН в форме Kef2 для аппроксимации кинетических диаграмм трещиностойкости единой зависимостью, инвариантной по отношению к коэффициенту асимметрии.

Изучено влияние температуры и состояния металла на циклическую трещиностойкость сталей. С повышением температуры наблюдается увеличение СРТ в металле, т.е. характеристики циклической трещиностойкости сталей снижаются (см. рис. 3). Полагая, что влияние температуры на трещиностойкость реализуется через соответствующее влияние на деформационное состояние металла, в работе предложено (в пределах температурного диапазона 20…300 °С) использовать для описания кинетической диаграммы усталостного разрушения параметр эквивалентного размаха КИН в виде Kэкв = k(T)·K, где корректирующий (нормирующий) коэффициент k(T) зависит от температуры. Рассмотрены две формы выражения коэффициента k(T):

,

где и E – предел текучести и модуль упругости материала соответственно при базовой (Tb) и расчётной (или эксплуатационной Td) температуре. В качестве основной (базовой) диаграммы принята зависимость, построенная при 20 С, т.е. Tb = 20 С.

Обработка экспериментальных данных по циклической трещиностойкости сталей с использованием параметров Kэкв1 и Kэкв2 даёт хорошую сходимость кинетических диаграмм, соответствующих повышенной температуре (до 300…350 С), с базовой диаграммой, полученной при 20 С. При этом трудно отдать предпочтение какому либо одному из предложенных параметров. Однако в целом более удачной признана аппроксимация кинетической диаграммы циклической трещиностойкости общей зависимостью для различных температур (20…300 С) при использовании в качестве параметра СРТ эквивалентного размаха КИН в форме Kэкв1 – рис. 3. Для паропроводных сталей получены также кинетические диаграммы циклической трещиностойкости в области эксплуатационных температур (до 560 С), построенные в традиционной форме.

Влияние состояния металла на характеристики его циклической трещиностойкости рассматривалось в вариантах как различного исходного состояния (технологические, металлургические факторы), так и в плане возможной деградации свойств металла в ходе длительной эксплуатации, в том числе после искусственного термического старения на имитацию длительной наработки (эксплуатационные факторы). Установлено, что с ухудшением пластических и вязких свойств металла за счёт технологической операции (наклёп) или металлургического процесса, или длительной наработки (или нескольких факторов в совокупности) циклическая трещиностойкость незначительно (в пределах
20–40 %) понижается – см. рис. 3. Данная тенденция характерна как для углеродистой стали (ст3, 20), так и для низколегированной (15ГС, 12Х1МФ), причём с повышением температуры она несколько нивелируется (рис. 3). Если рассматриваемые факторы, в частности длительная наработка, не оказывают влияние на основные служебные свойства металла, то воздействия данных факторов на характеристики циклической трещиностойкости не наблюдается (показано на примере углеродистой и аустенитной стали). Результаты исследований показали также, что циклическая трещиностойкость сварных соединений углеродистой (ст3, 22К), низколегированной (15Х2НМФА, 15Х1М1Ф-ЦБЛ) и аустенитной (08Х18Н12Т) стали не уступает аналогичным характеристикам для соответствующего основного металла.

В пятой главе представлены результаты исследований коррозион­ной трещиностойкости сталей энергооборудования и дан анализ закономерностей влияния на коррозионно-усталостную трещино­стойкость металла ряда факторов, отражающих характеристики коррозионной среды и особенности циклического нагружения.

Результаты исследований по влиянию состава водной среды на сопротив-ляемость росту коррозионно-усталостных трещин показали, что для углеродистых и низколегированных сталей наибольший ускоряющий эффект на скорость усталостного разрушения оказывают нейтральная водная среда (обессоленная вода) и вода с добавками органических кислот – рис. 4 (а, б).

Добавки хлоридов в базовую среду аммиачного состава до концентрации хлор-ионов 10 мг/кг оказывают некоторое активирующее влияние на рост коррозионно-усталостных трещин только в случае одновременного подкисления раствора (до рН ~4), в частности, за счёт добавок соляной кислоты – рис. 4 (а, б). Подавление кислорода в водной среде за счёт увеличения концентра­ции гидразина активизирует роль коррозионного фактора, увеличивая скорость роста усталостной трещины в сталях перлитного класса – рис. 4 (а).

Проведённый на основе предложенных моделей оценочный анализ показал следующее. В варианте реализации анодного механизма при заданных условиях (K ~ 25…30 МПа; f = 5·10-2 c-1; ec = 2·10-3; j0 = 100…200 А/м2; z = 2) получаем согласно (6) величину приращения длины трещины за цикл (da/dN)A ~ ~ 6…8·10-7 м, что, в частности, для углеродистой и низколегированной стали
в 5…8 раз превышает скорость усталостных трещин на воздухе (рис. 2) и одновременно соответствует порядку увеличения СРТ за счёт действия коррозион-ного фактора (рис. 4). В рамках катодного механизма – согласно (10) и (12) – при установленных исходных данных (sт250 МПа; D ~10-12 м2/с; VH = 2 см3/моль; K 30…40 МПа) получаем величину jh на уровне ~ 0,50…0,65 и в результате имеем 4…8 кратное увеличение СРТ за счёт воздействия водной среды, что принципиально согласуется с результатами эксперимента (рис. 4). В отношении влияния содержания кислорода в среде имеет место следующая ситуация. Анализ  полученных  нами  анодных  поляризационных кривых показал

~ 10-кратное (от 1,0 мА/см2 до 10 мА/см2) увеличение плотности анодного тока для углеродистой стали с переходом от насыщенной воздухом к деаэрированной водной среде, что согласно оценкам по анодной модели (уравнение (6)) даёт в результате ~3…4 кратное повышение коррозионной составляющей в общей СРТ и удовлетворительно корреспондирует с результатами эксперимента
(рис. 4 а).

Для аустенитной стали добавки хлоридов (до 5 мг/кг Cl) усиливают негативное влияние водной среды на сопротивление уста­лостному разрушению даже без понижения рН раствора – рис. 5.

Влияние параметров циклического нагружения на характеристики коррозионно-усталостной трещиностойкости сталей исследовали путём варьирования частоты и коэффициента асимметрии цикла. Установлено, что зависимость коррозионно-циклической трещиностойкости металла от частоты нагружения носит немонотонный характер. При этом для низкочастотного диапазона характерен несколько пониженный уровень коррозионной трещиностойкости в сравнении со среднечастотным диапазоном нагружения для всех исследованных марок стали. Характерно также, что понижение частоты циклической нагрузки относительно уровня 0,04 Гц практически не приводит к дальнейшему снижению характеристик коррозионно-циклической трещиностойкости (рис. 6). Эта закономерность удовлетворительно трактуется с позиций анодной модели. Анализ уравнения (7) с учётом 0,5 (а/а)·f приводит его к виду, в котором влияние частоты реализуется только через показатель экспоненты, и в этом случае оценки показывают, что уменьшение частоты нагружения с 10 до 1 Гц приводит примерно к 10-кратному увеличению характеристики (da/dN)A, в то время как аналогичный порядок уменьшения частоты в низкочастотной области (f = 0,0010,01 Гц) сопровождается не более чем полуторократным увеличением СРТ.

Влияние асимметрии нагружения на характеристики коррозионно-циклической трещиностойкости проявляется аналогично, как и для циклической трещиностойкости при испытаниях в среде лабораторного воздуха. Использование в качестве параметра СРТ эффективного размаха КИН в интерпретации Kef (Kef2) = K/(1–R)0,25 позволяет свести массив экспериментальных данных по коррозионно-циклической трещиностойкости, соответствующих различной асимметрии цикла, практически к единой кинетической диаграмме. Инвариантность диаграмм коррозионной трещиностойкости вида «da/dN–Kef» относительно асимметрии нагружения подтверждена экспериментально для углеродистой, низколегированной и аустенитной стали.

Результаты исследований по изучению влияния динамического состояния водной среды (т.е. интенсивности водообмена) показали, что для углеродистых и низколегированных сталей характеристики коррозионной трещиностойкости в стояночной среде и в условиях медленного (конвективного) водообмена практически не различаются между собой, в то время как в условиях интенсивного водообмена (принудительная циркуляция) сопротивляемость указанных сталей коррозионно-усталостному разрушению возрастает, т.е. темп роста коррозионно-циклических трещин снижается. Для аустенитной стали (08Х18Н12Т) максимальный активирующий эффект коррозионного фактора проявляется при интенсивной циркуляции среды в зоне образца с трещиной. Принципиально аналогичный результат получен при сравнительных испытаниях балочных образцов в статической среде и при постепенном водообмене непосредственно через полость трещины. Показано, что для стали 12Х1МФ характерна тенденция к замедлению процесса роста коррозионной трещины в условиях непрерывного водообмена через её полость, а для стали 08Х18Н12Т наблюдается обратный эффект.

Влияние температуры водной среды на сопротивление росту коррозионно-усталостных трещин сталей энергооборудования исследовали в температурном диапазоне от 80 °C до 280… 300 °C (рис. 7). Повышение температуры среды  от

80 °C до ~ 150°C приводит к незначительному увеличению СРТ в углеродистой стали типа Ст3 и некоторому в целом её снижению в низколегированной стали 12Х1МФ (рис. 7, б). Повышение температуры коррозионной среды до ~ 280°C сопровождается характерным изменением вида кинетической диаграммы коррозионно-циклической трещиностойкости для углеродистой и низколегированной сталей. Начальные участки диаграмм коррозионной трещиностойкости, соответствующих температуре среды 80 и 280 °C, находятся в непосредственной близости друг от друга. Однако по достижению размахом КИН определённого уровня (~ 22 26 МПа) диаграмма, отвечающая температуре 280 °C, достаточно резко отклоняется от диаграммы при 80 °C в сторону более низких скоростей роста трещины, образуя практически горизонтальный уступ («плато»), с последующим выходом на восходящую ветвь, близкую к диаграмме циклической трещиностойкости стали, полученной на воздухе при 300 °C (рис. 7). Подобный вид диаграммы коррозионно-циклической трещиностойкости является в определённой мере классическим для хрупких материалов или агрессивных (в частности, водородосодержащих) сред. Аналогичные закономерности по влиянию температуры водной среды на характер диаграмм коррозионно-циклической трещиностойкости получены экспериментально для стали 22К и её сварного соединения, а также для стали 15ГС по результатам испытаний в средах нейтрального и аммиачного водных режимов. Результаты автоклавных испытаний стали 12Х1МФ на коррозионно-циклическую трещиностойкость при 300 °C продемонстрировали, что среда насыщенного водяного пара оказывает существенно  меньшее активизирующее влияние на процесс усталостного разрушения по сравнению с жидкой средой того же состава. Иной характер влияния температуры на сопротивляемость росту коррозионно-усталостных трещин получен для аустенитной нержавеющей стали (08Х18Н12Т). Повышение температуры среды от 80 до 150 °C и далее до 280 °C сопровождается нарастающим увеличением скорости роста трещин в стали, особенно на среднем участке кинетической диаграммы коррозионно-циклической трещиностойкости.

Наблюдаемые закономерности в части влияния температуры на коррозионно-циклическую трещиностойкость объясняются с позиций действия анодно-катодного механизмов. Исследования кинетики тока гальванопары показали для перлитных сталей максимум плотности тока в температурном диапазоне 100…150 °С, в то время как для аустенитной стали наблюдалось монотонное увеличение плотности тока с увеличением температуры среды до 300 °С. Тогда, согласно анодной модели – уравнение (6), температурная зависимость характеристики (da/dN)А для перлитной стали будет проходить через максимум, а для аустенитной стали будет монотонно увеличиваться. При этом для перлитной стали в соответствии со структурой уравнения (7) замедление СРТ (уменьшение n в зависимости Пэриса) способствует затуханию анодного процесса и при условии uA + u = uH (см. уравнения (6) и (11)) происходит смена приоритетного механизма (от анодного к катодному) коррозионно-усталостного разрушения. Как показали ориентировочные оценки, при температуре ~250 °C такой переход может осуществиться при значениях K 25…40 МПа, что удовлетворительно согласуется с результатами экспериментов (рис. 7).

Влияние состояния металла на коррозионно-циклическую трещиностойкость характеризуется следующими закономерностями. В случаях, когда технологический передел или длительные температурные выдержки, в том числе длительная эксплуатация, не оказывают заметного влияния на пластические свойства и вязкость металла, характеристики его коррозионной трещиностойкости сохраняются неизменными – экспериментально подтверждено для углеродистой стали типа Ст3 и нержавеющей стали 08Х18Н12Т и сварных соединений этих сталей. В свою очередь увеличение степени охрупченности металла (в силу вышеуказанных причин) не приводит к снижению характеристик его коррозионной трещиностойкости применительно к испытаниям в умеренно агрессивной водной среде, в частности в водной среде аммиачного режима (см. рис. 7,а). Более того для низколегированной стали 12Х1МФ наблюдается даже повышение сопротивления росту коррозионно-усталостных трещин в среде аммиачного водного режима с увеличением степени охрупченности металла (рис. 7, б). Для сред повышенной агрессивности характерна иная ситуация: с понижением пластических свойств и вязкости металла сопротивление коррозионной усталости снижается. Указанные закономерности подтверждены экспериментально для стали 20 (рис. 7, а), 15ГС и 12Х1МФ по результатам сравнительных испытаний металла различного состояния в средах аммиачного, нейтрального водных режимов и в среде аммиачного режима с добавками уксусной кислоты.

Количественные оценки в соответствии с уравнением (6) показывают, что при умеренном повышении sт и связанным с ним некоторым уменьшением параметра d0 не приходится ожидать существенного изменения СРТ при условии, что процесс контролируется анодным механизмом. Однако в рамках данного механизма 1,5-кратное увеличение sт (имеет место для металла трубы и гиба из стали 12Х1МФ) может обеспечить по ориентировочным оценкам согласно (6) снижение СРТ ~ на 25…30 %, что принципиально согласуется с результатами испытания стали в слабоагрессивной среде (рис. 7 б). В то же время при реализации катодного механизма (характерно для агрессивных сред) ориентировочные оценки согласно (10) и (11) показывают возможность двух-трехкратного увеличения СРТ при аналогичном повышении sт, т.е. характер влияния свойств металла с переходом от слабоагрессивной к агрессивной среде изменяется на противоположный. Следовательно, результаты экспериментов (рис. 7) принципиально подтверждаются расчётными оценками.

Результаты испытаний на коррозионно-статическую трещиностойкость показали, что низко и средне прочные стали (в частности 20 и 12Х1МФ) не обнаруживают склонности к коррозионному разрушению под статической нагрузкой при воздействии достаточно агрессивных водных сред (с добавками соляной кислоты до ~ рН4 или органических кислот). В то же время для более прочных дисковых сталей 30ХНМФА и 26ХН3М2ФА при испытаниях в водных средах с добавками комплексов неорганических (до рН4,5) и органических (до рН3) соединений экспериментально подтверждено развитие трещин при постоянной нагрузке. Построены диаграммы коррозионно-статической трещино­стойкости дисковых сталей, имеющие типичный характер с выраженным горизонтальным уступом («плато») в средней части.

Для анализа механизмов акселерации трещин в сталях под действием водной среды были выполнены исследования электрохимической обстановки в вершине стационарной и развивающейся коррозионных трещин. Электрохимическая обстановка в вершине трещины оценивалась интегрально с помощью двух параметров: водородного показателя среды рНс и электродного потенциала металла jс. Для сталей перлитного и аустенитного классов установлены основные характерные закономерности изменения указанных параметров в вершине стационарной (рНс и jс) и развивающейся (рНсf, jсf) коррозионно-усталостной трещины.

Для оценки возможности образования водорода в вершине коррозионной трещины использовался предложенный и развитый В.В. Панасюком с сотрудниками метод сравнения электрохимических параметров в вершине трещины с диаграммой термодинамической устойчивости воды:

,

где – уравнение равновесного водородного электрода:
а = 14 мВ; b = 59,1 мВ.

Выделение водорода в вершине трещины термодинамически вероятно при отрицательных значениях параметра и маловероятно при его положительных значениях. С учётом уста­новленных закономерностей поведе­ния характеристик рНс и (рНсf и ) получены зависимости изменения параметров и в вершине стационарной и развивающейся трещин. Для углеродистой и низколегированной сталей величина параметра (и ) отрицательна во всём диапазоне изменения КИН, т.е. на всём этапе развития трещины – рис. 8. При этом снижение рН коррозионной среды приводит к смещению параметра в отрицательную область, а увеличение нагруженности вершины трещины или повышение скорости её развития сопровождается умеренным сдвигом параметра в плюсовую область (рис. 8).Для аустенитной стали характерно незначительное изменение параметра в области положительных его значений с изменением КИН для стационарной трещины, а для развивающейся коррозионной трещины параметр снижается по мере увеличения СРТ, сдвигаясь в область отрицательных значений.

Комплексный анализ результатов исследований электрохимической обстановки в вершине трещины в сочетании с установленными закономерностями влияния различных факторов на кинетику коррозионно-уста­лостного разрушения и в контексте с предложенными моделями развития коррозионно-циклических трещин позволяет сформулировать следующие основные положения в отношении механизмов данного процесса. Для углеродистых и низколегированных сталей на начальном этапе развития усталостной трещины (фактически сразу после страгивания) приоритетная роль принадлежит катодному механизму. Вскоре после страгивания трещины в «работу включается» анодный механизм, которому отводится основная роль в ускорении роста усталостных трещин на начальном и среднем участках кинетической диаграммы усталости. С увеличением размаха КИН по мере развития трещины, т.е. частично на среднем и в основном на верхнем участках диаграммы, влияние водородного механизма (катодной деполяризации) усиливается, в том числе за счёт снижения роли локального анодного растворения металла. Повышение прочностных свойств (в том числе степени охрупченности) металла, а также агрессивности коррозионной среды способствует усилению роли водородного механизма в процессе коррозионно-усталостного разрушения. Кроме того, водородный фактор по сравнению с анодным является в бльшей степени термоактивируемым, в связи с чем увеличение температуры водной среды выше ~ 150 °C приводит к смене приоритетного механизма акселерации усталостных трещин и, как следствие, к изменению характера кинетической диаграммы коррозионной усталости. Изложенные особенности сочетания двух основных механизмов коррозионно-усталостного разрушения перлитных сталей подтверждаются также результатами фрактографических исследований изломов испытанных образцов.

Для аустенитной стали более вероятным является преобладание анодного механизма акселерации усталостных трещин под воздействием водной среды практически на всех стадиях разрушения. «Подключение» катодного механизма к данному процессу в сопоставимой с анодным механизмом степени возможно на завершающей стадии коррозионно-усталостного разрушения.

Указанные закономерности по реализации возможных механизмов стимулирования коррозионно-усталостного разрушения металла удачно иллюстрируются, в частности, на примере экспериментально установленных (см. выше) особенностей влияния циркуляции среды на СРТ в перлитной и аустенитной сталях. Обеспечение циркуляции среды в зоне разрушения улучшает транспорт ионов и, как показали результаты исследований электрохимической обстановки в вершине трещины, смещает рН среды для перлитной стали в положительную сторону. Согласно структуре уравнений (6) и (7) при снижении плотности анодного тока, несмотря на некоторое уменьшение параметра l*, будет наблюдаться снижение характеристики (da/dN)A. Одновременно, в связи с понижением концентрации водорода в пограничном слое (С0), следует ожидать уменьшение эффективной его концентрации (С*) и в результате снижения активности катодного процесса. В свою очередь для аустенитной стали интенсификация водообмена, как показали результаты локальных электрохимических исследований, понижает рН среды в зоне разрушения и увеличивает плотность анодного тока – последнее подтверждено также результатами анализа поляризационных кривых аустенитной стали в статической и активно перемешиваемой воде. В результате будет иметь место интенсификация анодного процесса, выражаемая в увеличении СРТ: при полуторократном увеличении плотности анодного тока (от ~ 0,02 до ~ 0,03 мА/см2) будет согласно (6) наблюдаться примерно двукратное увеличение характеристики (da/dN)A.

В шестой главе изложены результаты исследований кинетики трещин в теплоустойчивых (паропроводных и роторных) сталях при высокотемпературной ползучести. Исследования выполнены в температурном интервале
540–594 °С для паропроводных сталей и 505–540 °С для роторных сталей; металл представлен исходным состоянием и после различных сроков наработки.

Основной характерной особенностью полученных кинетических зависимостей СРТ ползучести от КИН является достаточно большой разброс экспериментальных данных. В качестве примера на рис. 9 приведены характеристики трещиностойкости в условиях ползучести стали 12Х1МФ. Влияние температуры на
кинетику трещин ползучести в сталях проявляется в закономерном увеличении СРТ с повышением температуры (рис. 9 а, б). Металл после различных сроков эксплуатации длительностью более 50 тыс. часов демонстрирует пониженную сопротивляемость росту трещин ползучести по сравнению с металлом в исходном состоянии. Данная тенденция подтверждена для паропроводных сталей 12Х1МФ (рис. 9 а, б) и 15Х1М1Ф (последняя в центробежнолитом исполнении) и для роторных сталей. Установлено также, что металл растянутой части гиба из стали 12Х1МФ характеризуется более высокими значениями СРТ, т.е. пониженной трещиностойкостью при ползучести, по сравнению с металлом прямой трубы из данной стали (рис. 9). Следовательно, с уменьшением вязко-пластических свойств металла характеристики его трещиностойкости при ползучести снижаются. Следует отметить более высокую трещиностойкость при ползучести металла катаной трубы из стали 15Х1М1Ф по сравнению с литым металлом из этой же марки стали, а также с металлом в центробежнолитом исполнении. Подтверждённые экспериментально закономерности влияния состояния металла на характеристики длительной трещиностойкости при ползучести указывают на связь последних с пластическими и жаропрочными свойствами металла, что корреспондирует с феноменологической моделью развития трещины при ползучести – соотношения (13), (16). Для роторных сталей  характерна в целом  более

низкая сопротивляемость росту трещин ползучести стали 20Х3МВФА (ЭИ-415) по сравнению со сталью 25Х1М1ФА (Р2МА). Вероятно фактор длительной пластичности является преобладающим для роторных сталей в качестве характеристики, определяющей сопротивление металла росту трещин ползучести.

Наряду с такими факторами, как температура и состояние металла (структурные и механические свойства), на характеристики трещиностойкости стали при ползучести оказывают влияние степень накопленных деформации и микроповреждённости, которые, в свою очередь, напрямую зависят от вида напряженного состояния в рабочем сечении элемента и времени развития трещины. Так, например, из рис. 9, а видно, что экспериментальные данные, соответствующие испытаниям одинакового металла и при одной температуре, но при различных видах напряжённого состояния: одноосное растяжение и внецентренное растяжение – существенно различаются между собой. В связи с этим в
настоящей работе предложено использовать в качестве параметра для СРТ ползучести приведенный КИН (К1а), учитывающий степень неоднородности напряжённого состояния и время распространения трещины – см. формулу (17). В подобном приёме прослеживается косвенная связь с выдвинутым в работах Ю.К. Петрени, А.А. Чижика и А.А. Ланина подходом к анализу сопротивляемости сталей развитию трещин ползучести, суть которого сводится к необходимости учёта как сингулярной составляющей повреждённости металла в локальной зоне вершины трещины, так и регулярной компоненты повреждаемости, зависящей от характера напряжённого состояния в сечении элемента.

Характер полученных зависимостей СРТ ползучести от приведенного КИН показал заметное снижение разброса экспериментальных данных в рамках испытания определённой партии образцов, что подтверждается, в частности, видом экспериментальных диаграмм на рис. 9, б. Кроме того, результаты испытаний двух партий образцов из примерно идентичного металла, отличающихся видом напряжённого состояния (цилиндрические на растяжение и компактные образцы), демонстрируют удовлетворительную сходимость экспериментальных данных практически в общую полосу разброса – см. рис. 9, б.

В работе также предпринята попытка описания кинетических диаграмм трещиностойкости в условиях ползучести обобщённой зависимостью при различных температурах в ограниченном диапазоне её изменения (505–540 °C – для роторных и 540–590 °C – для паропроводных сталей), т.е. в пределах неизменного механизма разрушения металла, что подразумевает одновременно ограничение уровня номинальных напряжений () областью < . Для этого предложено использовать параметр эквивалентного КИН (К1экв), нормированного на характерное напряжение текучести металла, зависящее от температуры. В качестве характерного напряжения текучести использовали комбинацию предела ползучести, предела длительной прочности (обе характеристики на определённую ресурсную базу) и предела текучести материала. За базовую диаграмму трещиностойкости принимали кинетическую зависимость, соответствующую наиболее типовой температуре (Tb) эксплуатации элементов из данной марки стали (для паропроводных и роторных сталей – Tb = 560 и 525 °C соответственно). Эквивалентный КИН определяется из соотношения:

,

или, с учётом использования приведенного КИН:

,

где и – характерное напряжение текучести материала при базовой Tb и расчётной Td температуре соответственно.

Аналогичный упрощённый подход предлагается также для учёта наработки металла путём дополнительного нормирования (теперь уже эквивалентного КИН) на характерное напряжение текучести при конкретной температуре для различных наработок металла. Согласно данному упрощённому подходу характеристики (диаграммы) трещиностойкости сталей при ползучести делятся на две группы: с наработкой менее 50 тыс. ч и с наработкой 50 тыс. ч и более. Следует оговорить, что предлагаемый способ аппроксимации кинетических диаграмм роста трещин ползучести не распространяется на запредельную стадию наработки, характеризуемую нарастающим темпом накопления деформации и развитой микроповреждённостью по всей толщине элемента. В качестве базовой целесообразно принять диаграмму для отработавшего металла, т.е. с наработкой более 50 тыс. часов. Тогда модифицированный КИН, учитывающий интегрально наработку и температуру металла, а также степень неоднородности напряжённого состояния в рабочем сечении и время развития трещины, может быть представлен выражением:

        ,        (18)

где индексы tb и td – относят характерное напряжение текучести материала при базовой или расчётной температуре к базовой или расчётной наработке соответственно. Из формулы (18) следует, что в случае соответствия расчётной наработки базовому уровню: , а соответствия ещё при этом расчётной температуры базовому её значению: ==.

Для исследованных марок стали были построены кинетические зависимости СРТ ползучести от модифицированного КИН (). Использование предложенного способа аппроксимации экспериментальных данных позволило свести их массив в практически общую полосу разброса для каждой марки стали, что, в частности, хорошо прослеживается на рис. 9,в для стали 12Х1МФ (металл гиба и прямой трубы следует рассматривать отдельно). Однако на примере паропроводной (15Х1М1Ф-ЦБЛ) и роторной (Р2МА) стали получено, что металл после длительных сроков наработки показывает несколько более высокие значения СРТ ползучести по сравнению с исходным металлом при больших уровнях КИН [в рамках аппроксимации ]. Очевидно, предложенный упрощённый подход не позволяет в полной мере учесть весь спектр изменений структурных характеристик и механических свойств металла после длительной эксплуатации в их взаимосвязи с сопротивлением развитию трещин ползучести. Кроме того, с повышением уровня нагруженности металла (т.е. при больших КИН) возможна смена механизма разрушения в условиях ползучести. Вместе с тем в пределах умеренно высоких наработок (на уровне паркового ресурса) и актуального с практической точки зрения диапазона изменения КИН подтверждена удовлетворительная аппроксимация экспериментальных данных в виде обобщённой кинетической диаграммы трещиностойкости при ползучести «» для каждой из исследованных сталей.

Седьмая глава посвящена разработке методического аппарата по определению долговечности элементов энергооборудования на стадии развития макроповреждённости, основанного на результатах проведенных исследований характеристик трещиностойкости металла. Исходя из принципов консервативного подхода на основе обобщения результатов экспериментальных исследований и с учётом оценочных расчётов согласно предложенным моделям, были установлены базовые диаграммы циклической и коррозионно-циклической трещиностойкости материалов, а также рекомендуемые диаграммы трещиностойкости в условиях ползучести. В целях унифицирования расчётной процедуры базовые диаграммы циклической трещиностойкости сведены к инвариантному относительно асимметрии и температуры виду путём использования параметров эффективного (Kef) и модифицированного (K*) размаха КИН:

Kef = K1(1 – R)-0,25 ; ,

где и – предел текучести металла при температуре базовой (Tb) (т.е. при которой получена диаграмма) и расчётной (Td) соответственно.

Характеристики базовых диаграмм циклической трещиностойкости исследованных сталей в интерпретации , включая коэффициенты диаграмм, рекомендуемый температурный диапазон их применения и соответствующую данной базовой диаграмме температуру (Tb), приведены в табл. 1.

При построении базовых диаграмм коррозионно-циклической трещиностойкости использовались результаты экспериментов, проведенных в водных средах, максимально активизирующих процесс усталостного разрушения металла. Учитывались данные, полученные по результатам испытаний при различных температурах (до 280 °C) и для различного динамического состояния водной среды.

Анализ характера полученных экспериментальных диаграмм показал, что оптимальной является кусочно-линейная (в логарифмическом масштабе) аппроксимация вида , то есть:

,

где i = 1, 2 – для нижнего (первого) и верхнего (второго) участков диаграммы соответственно. Эффективный размах КИН (компенсирующий влияние асимметрии) по аналогии с диаграммами циклической трещиностойкости выражается в виде Kef = K1(1 – R)-0,25. С учётом фактического характера распределения экспериментальных данных [на поле диаграммы ] признано целесообразным базовые диаграммы коррозионно-циклической трещиностойкости для всех сталей привести к общему виду с пересечением их верхнего и нижнего участков на одном уровне ординаты = 10-7 м/цикл (но при различных значениях абсциссы ). Такой приём вносит определённость в процедуру обработки экспериментальных данных и, как показал анализ, укладывается в рамки консервативного принципа.

Для построения базовых диаграмм коррозионно-циклической трещиностойкости сталей были дополнительно проведены специальные эксперименты в так называемых модельных средах, имитирующих коррозионную среду в вершине трещины. Оптимизация состава модельных сред проведена на основании результатов описанных выше экспериментов по определению электрохимических параметров в вершине стационарной и развивающейся трещины,
соответствующих наиболее интенсивному воздействию среды на СРТ.

Для примера на рис. 10 изображены области, содержащие массив экспериментальных данных по скорости развития коррозионных трещин в углеродистой (20, 22К) и низколегированной (12Х1МФ) сталях в различных их состояниях (по свойствам и наработке) при испытаниях в водных средах различного состава и при различных условиях (по температуре, динамике среды). На поле этих диаграмм выделены экспериментальные точки, соответствующие результатам испытаний в модельных средах. Видно, что для стали 20, 22К и 12Х1МФ характеристики коррозионно-циклической трещиностойкости, полученные при испытаниях в модельных средах, располагаются в пределах общего массива экспериментальных данных преимущественно в верхней его части. Принципиально такие же результаты получены и для других исследованных сталей. Весь комплекс экспериментальных данных для каждой конкретной стали, включая результаты испытаний в модельных средах, использовался при обработке этих данных и построении базовых диаграмм коррозионно-циклической трещиностойкости, показанных в качестве примера на рис. 10 для углеродистой
(20, 22К) и низколегированной (12Х1МФ) стали. Полученные в результате значения базовых характеристик коррозионно-циклической трещиностойкости для исследованных материалов приведены в табл. 2.

Рекомендуемые к использованию в расчётный практике кинетические диаграммы трещиностойкости теплоустойчивых сталей при статической нагрузке в условиях ползучести строили в соответствии с изложенным выше подходом, т.е. в виде , где – модифицированный КИН, определяемый выражением (18). С использованием справочных данных, а также базы данных ВТИ были определены для паропроводных и роторных сталей значения соотношений ()b / ()d и ()b / ()b. При этом за базовую температуру
была принята температура 560 и 525 °С для паропроводных и роторных сталей соответственно, а за базовое состояние металла – металл с наработкой более
50 тыс. ч. Характеристики полученных кинетических диаграмм трещиностойкости в условиях ползучести для исследованных сталей приведены в табл. 3.

Таблица 2

Характеристики базовых диаграмм коррозионно-циклической
трещиностойкости сталей

Материал
(марка стали)

Первый участок
диаграммы

,
МПа м

Второй участок
диаграммы

С1,
[(МПа)-nм1–n/2]

n1

С2,
[(МПа)-nм1–n/2]

n2

Листовая сталь Ст3, включая сварные соединения

2,70·10-21

12,45

12,3

9,22·10-13

4,62

Cталь: 20, 22К, включая сварные соединения

4,67·10-19

10,12

13,2

1,77·10-12

4,24

Трубная сталь 15ГС

2,0·10-26

18,7

10,0

7,60·10-12

4,12

окончание таблицы 2

Паропроводная сталь 12Х1МФ

2,32·10-22

13,3

12,6

1,04·10-11

3,62

Дисковая сталь:
30ХНМФА,  26ХН3М2ФА

1,95·10-33

20,0

19,3

1,13·10-11

3,07

Аустенитная сталь: 08Х18Н12Т, Х18Н10Т, включая сварные соединения

2,74·10-18

8,55

17,2

1,32·10-11

3,14

Корпусная сталь 15Х2НМФА, включая сварные соединения

1,13·10-22

14,70

10,4

1,04·10-9

1,95

Таблица 3

Характеристики кинетических диаграмм трещиностойкости сталей
при ползучести

Марка
стали

Оборудование,
элементы

Температурный диапазон,
°C

Коэффициенты кинетической
диаграммы трещиностойкости

С,

n

12Х1МФ

Паропроводы: трубы, штампованные, кованые детали

500 570

Трубы: 3,7·10-11

3,60

Гибы: 9,47·10-11

3,85

15Х1М1Ф

Паропроводы: трубы, штампованные детали

500 570

2,58·10-13

4,6

15Х1М1Ф- ЦБЛ

Паропроводы ГПП: трубы, включая сварные соединения

520 560

Основной металл:
1,95·10-14

5,7

Сварные соединения:
5,02·10-12

4,6

15Х1М1ФЛ

Литые изделия: корпусные детали, арматура

500 570

5,76·10-13

5,1

Р2М(А)

Роторы паровых турбин

500 560

7,24·10-15

5,4

ЭИ-415

Роторы паровых турбин

500 560

4,08·10-14

5,68

Расчёт кинетики трещиноподобных дефектов строится на использовании КИН () как основного параметра линейной механики разрушения:

,

где – нормальное плоскости трещины напряжение; a – основной характерный размер трещины; Y1 – поправочная функция, учитывающая вид трещины, её конфигурацию и соотношение размеров трещины и содержащего её тела. На основании анализа опыта эксплуатации и повреждаемости тепломеханического оборудования в работе дана примерная классификация наиболее повреждаемых узлов и элементов, а также их критических зон с указанием характерного вида повреждений металла. Для наиболее типовых узлов и элементов выполнен анализ напряжённого состояния с учётом конструктивных особенностей и условий эксплуатационных режимов. Разработаны рекомендации относительно правил аппроксимации напряжений в наиболее нагруженных зонах основных элементов оборудования, в частности, в зонах концентрации напряжений корпусных деталей, в гнутых элементах, в наиболее нагруженных сечениях трубопроводных систем.

В работе дана подробная систематизация и проведен сравнительный анализ методов определения КИН в нагруженных телах в рамках традиционной схематизации трещиноподобного дефекта эллиптической, полуэллиптической и
четвертьэллиптической конфигурацией. Принципиально подтверждено, что основные известные и предложенные в настоящей работе аппроксимационные зависимости для определения КИН показывают удовлетворительную сходимость результатов (в пределах 10…15 %) при условии соблюдения налагаемых на каждый конкретный метод ограничений. Для наиболее повреждаемых зон типовых элементов оборудования оптимизированы способы определения КИН и построены соответствующие зависимости.

Алгоритм расчёта долговечности элементов оборудования на стадии развития трещиноподобных дефектов принципиально сводится к интегрированию соответствующей расчётному случаю кинетической диаграммы трещиностойкости материала. Рассматриваются три основные варианта расчётного нагружения:

  • циклические напряжения в металле без воздействия на него активной коррозионной среды;
  • циклические и статические напряжения с учётом воздействия на металл коррозионной (водной) среды;
  • статические (стационарные) напряжения в металле при высокотемпературной ползучести.

Для условий циклического нагружения кинетическая диаграмма СРТ может быть представлена в общем виде:

       ,        (19)

где Cj и nj – основные характеристики диаграммы: j = 1 – для диаграммы циклической трещиностойкости; j = 1, 2 – для диаграммы коррозионно-цикличе­ской трещиностойкости, причем в последнем случае K*= Kef, а коэффициенты Cj = C1, nj = n1 при – 1-й участок и Cj = C2, nj = n2 при – 2-й участок (см. табл. 2).

Кинетическая диаграмма трещиностойкости металла в условиях высокотемпературной ползучести записывается в виде:

       .        (20)

Расчёт кинетики трещиноподобных дефектов для условий циклического нагружения рассматривается в общем виде путём интегрирования уравнения (19), при этом расчёт для циклического нагружения без учёта коррозионного фактора является частным случаем общего решения. Приращение трещины от размера aio до aif  при i-ом блоке циклов нагружения выражается уравнением:

       ,        (21)

где j = 1 или 2:

  •        –        j = 1;
  •        –        j = 2.

Если при развитии дефекта на расчётном (i-ом) этапе происходит переход текущих значений K* через характерную точку диаграммы , т.е. , то расчёт разделяется на два последовательных этапа, соответствующих приращению трещины от aio до и затем от до aif, где – размер трещины, соответствующий значению .

Расчёт кинетики трещин для k типовых блоков циклической нагрузки осуществляется поэтапно для последовательности этих блоков, расположенных в порядке возрастания параметра i/(1–Ri)0,25. Расчёт общего приращения размера дефекта для заданных его исходного размера ao и количества циклов Ni в каждом блоке нагружения выполняется по формуле (21) последовательным вычислением для каждого блока конечного размера дефекта aif  (при этом aif = = a(i+1)o) и окончательный размер дефекта ac = akf.

Для расчёта долговечности элемента конструкции с известным исходным дефектом размером ao в условиях нестационарного (k > 1) циклического нагружения при заданном предельном размере дефекта ac предлагается следующий приём. Между количеством циклов в каждом блоке нагружения устанавливается заданное соотношение:

, то есть ; здесь N1 – базовый блок циклов нагружения. Тогда неизвестная величина N1 будет определяться из решения системы интегральных уравнений:

       .        (22)

Расчёт кинетики трещиноподобных дефектов при стационарной нагрузке в условиях ползучести осуществляется из соотношения:

В результате проведённых выкладок последнее выражение преобразуется к виду:

.        (23)

При расчёте долговечности (N и ) элементов оборудования в условиях сочетающихся циклических и стационарной (например, в условиях коррозионного растрескивания или ползучести) нагрузок следует установить период базовых циклов N1, т.е.: = и затем переходить к решению системы уравнений (22), дополненной уравнением:

,

или, в частности, для условий ползучести уравнением вида (23) с заменой на .

В работе излагается также упрощённый порядок расчётных оценок живучести, заключающийся в кусочно-линейном интегрировании кинетических зависимостей на коротких равновеликих отрезках приращённой длины развивающейся трещины с последующим суммированием промежуточных результатов.

В заключительной части главы 7 работы представлены решения конкретных технических задач, в основе которых лежат реальные ситуации, возникшие в ходе эксплуатации теплосилового оборудования ТЭС и потребовавшие определённых практических решений и рекомендаций для подтверждения возможности и условий дальнейшей безопасной эксплуатации указанного оборудования. В частности, выполнены расчёты живучести и несущей способности барабанов котлов ТП-9 и ТГМ-84, повреждённых трещиноподобными дефектами. В первом случае подтверждена возможность эксплуатации барабана с трещинами на кромках отверстий питательных труб до очередного капремонта при условии, что геометрические параметры трещин не будут превышать установленных размеров. Во втором случае на основе результатов расчётных оценок предложена модель разрушения барабана в процессе гидроиспытаний, позволившая обосновать причины реально произошедшего случая и сформулировать рекомендации по недопущению подобных инцидентов в будущем.

Выполнены расчёты живучести гибов необогреваемых труб котла
ТГМ-444 и питательных трубопроводов блока 300 МВт, для которых характерными являются повреждения коррозионно-усталостного вида. В первом случае обоснованы сроки временной эксплуатации гибов, содержащих дефекты, а во втором – периодичность и объёмы контроля гибов. На основании результатов расчёта кинетики дефекта в повреждённом гибе пароперепускной трубы котла ТПГЕ-431, работающей в условиях ползучести, был рекомендован допустимый срок временной эксплуатации данного гиба до его замены. Расчётный анализ процесса разрушения стыкового сварного соединения паропровода ГПП блока 800 МВт позволил оценить степень опасности повреждения указанных соединений и сформулировать требования к качеству их контроля. В результате расчётной оценки живучести узла сопряжения переходного штуцера деаэрационной колонки с баком корпуса деаэратора повышенного давления установлена периодичность межконтрольного периода для указанной зоны, гарантирующая безаварийную работу сосуда.

Выводы

  1. На основе современных физико-механических представлений о механизме формирования и развития разрушения материалов предложены модели кинетики усталостного разрушения в металле, ускоренного воздействием на него жидкой коррозионной среды. Разработанные модели развития коррозионно-усталостных трещин в металле, основанные на принципе снижения свободной энергии активации атомов, а также на механизмах анодного растворения и катодного охрупчивания металла, дают возможность углублённого анализа особенностей коррозионного воздействия на процесс развития усталостного разрушения. Указанный анализ на основе результатов расчётных оценок с использованием разработанных моделей позволил обосновать порядок увеличения скорости усталостных трещин в сталях за счёт коррозионного фактора, а также подтвердить экспериментально полученные закономерности влияния параметров нагружения, свойств металла и характеристик среды на процесс коррозионно-усталостного разрушения.
  2. Предложена феноменологическая модель развития трещины в металле под действием статической нагрузки в условиях высокотемпературной ползучести, основанная на концепции поэтапного дискретного продвижения трещины по механизму исчерпания деформационной способности металла в локальной зоне её вершины. Согласно данной модели зависимость скорости роста трещин ползучести выражается степенным соотношением через параметр приведенного КИН и учитывает характеристики длительной прочности и ползучести материала а также вид напряжённого состояния в рабочем сечении и время развития трещины.
  3. Создан комплекс экспериментальных установок для испытания материалов на коррозионно-циклическую и коррозионно-статическую трещиностойкость в водной среде повышенных параметров при различных её динамических состояниях: статическое, конвективный водообмен, интенсивная циркуляция. Разработаны измерительные средства и методика проведения испытаний на циклическую трещиностойкость в жидких коррозионных средах повышенных параметров, в том числе с учётом электрохимической обстановки в полости трещины, и методика испытаний на трещиностойкость при статической нагрузке в условиях ползучести. Ряд инновационных технических решений по разработке испытательных устройств и средств измерений, а также оригинальных методик защищены авторскими свидетельствами СССР и патентом РФ.
  4. По результатам испытаний на циклическую трещиностойкость материалов экспериментально обоснована возможность построения кинетических диаграмм, инвариантных относительно асимметрии нагружения и температуры металла в диапазоне изменения последней 20…300 °С. Реализация данной возможности осуществляется за счёт нормирования размаха КИН, контролирующего СРТ, на функцию коэффициента асимметрии цикла и на предел текучести металла при температуре испытания.
  5. Результаты испытаний на коррозионно-циклическую трещиностойкость подтвердили (подобно испытаниям на воздухе) возможность описания кинетических диаграмм при различных асимметриях цикла единой зависимостью за счёт нормирования размаха КИН на функцию коэффициента асимметрии.

Экспериментально установлено, что максимальный эффект водной среды в качестве катализатора процесса коррозионной усталости проявляется в частотном диапазоне циклического нагружения 0,040,008 Гц и дальнейшее снижение частоты (~ на порядок) не приводит к усилению коррозионного фактора. Эта закономерность принципиально подтверждается результатами оценок согласно модели роста коррозионно-усталостной трещины по анодному механизму.

  1. Экспериментально показано и аналитически обосновано с использованием моделей развития коррозионно-усталостных трещин, что влияние химсостава водной среды на характеристики коррозионно-циклической трещиностойкости зависит от марки стали и состояния металла и проявляется, главным образом, в усилении коррозионного эффекта при смещении рН водной среды в кислую область, а снижение содержания кислорода в среде способствует активизации коррозионно-усталостного разрушения. Наиболее значительное ускорение роста усталостных трещин в перлитных сталях за счёт воздействия водной среды вызывается добавками в неё органических кислот, а для аустенитной стали – добавками хлоридов.

Влияние динамического состояния водной среды на коррозионно-циклическую трещиностойкость проявляется контрастным образом для перлитных и аустенитных сталей: в первом случае с повышением интенсивности водообмена активность коррозионного фактора снижается, а во втором – возрастает. Эти тенденции подтверждены расчётными оценками на основе модели коррозионно-усталостного разрушения по механизму локального анодного растворения.

  1. Влияние температуры на коррозионно-циклическую трещиностойкость стали реализуется через изменение характеристик электрохимической реакции в системе «металл-среда». Увеличение температуры среды от 80 до 150 и далее до 280 °С сопровождается изменением характера кинетических диаграмм коррозионной трещиностойкости. При этом для сталей перлитного класса максимальный эффект водной среды в качестве ускоряющего процесс роста усталостных трещин фактора проявляется в температурном диапазоне 80…150 °С. Для аустенитных сталей влияние водной среды на ускорение роста усталостных трещин возрастает с увеличением температуры от 80 до 150 °С и далее до 280 °С.
  2. Экспериментально установлено, что в пределах конкретной марки стали длительная наработка металла оказывает незначительное влияние на характеристики его циклической и коррозионно-циклической трещиностойкости. Экспериментально выявлена и аналитически обоснована тенденция к снижению сопротивления развитию коррозионно-усталостных трещин с увеличением степени охрупченности металла при его взаимодействии с агрессивными средами, способными генерировать локальный электрохимический процесс по катодному механизму.

Характеристики циклической и коррозионно-циклической трещиностойкости металла сварных соединений перлитных сталей 3, 22К и 15Х2НМФА и аустенитной стали 08Х18Н12Т находятся на уровне аналогичных характеристик соответствующего основного металла.

  1. На основании анализа закономерностей влияния комплекса различных факторов на характеристики коррозионно-циклической трещиностойкости материалов и результатов изучения электрохимической обстановки в вершине коррозионной трещины в контексте с предложенными моделями коррозионно-усталостного разрушения материалов обоснованы механизмы стимулирования процесса роста усталостных трещин в металле под воздействием водной среды. Показано, что в перлитных сталях действует сочетание механизмов анодного растворения и катодного охрупчивания металла при коррозионно-усталостном разрушении, причём первый доминирует на начальном этапе, а второй – преимущественно на завершающем этапе процесса. Акселерация роста усталостных трещин в аустенитной стали под действием водной среды обуславливается в основном действием механизма анодного растворения металла.
  2. Применительно к кинетике трещин в условиях высокотемпературной ползучести экспериментально показано, что использование в качестве характеристики СРТ параметра приведенного КИН, учитывающего степень неоднородности напряжённого состояния в рабочем сечении образца и время развития трещины, позволяет заметно снизить разброс данных эксперимента. В развитии этого подхода принципиально подтверждена возможность получения обобщённых диаграмм трещиностойкости сталей при ползучести для различных наработок и температуры в ограниченном диапазоне изменения последней (± 2530 °С) за счёт нормирования приведенного КИН на характерное напряжение текучести металла, соответствующее заданным уровням наработки и температуры испытаний.
  3. На основе обобщения комплекса экспериментальных исследований и результатов теоретического анализа с учётом изученных закономерностей влияния различных эксплуатационных факторов на кинетику трещин определены для исследованных материалов базовые диаграммы циклической и коррозионно-циклической трещиностойкости, а также диаграммы трещиностойкости в условиях ползучести, рекомендуемые для практического использования при расчётных оценках живучести и несущей способности тепломеханического оборудования, в том числе длительно эксплуатируемого.
  4. Систематизированы и усовершенствованы методы определения КИН в нагруженных телах с трещинами. Для наиболее повреждаемых узлов и элементов оборудования выполнен расчётный анализ и дана сравнительная оценка различных методов определения КИН.
  5. На основе результатов проведенного исследования разработана инженерная методика расчёта долговечности и несущей способности элементов тепломеханического оборудования на стадии развития трещиноподобных дефектов. Формализована процедура расчёта для варианта оценки долговечности (циклической или временнй) по заданным размерам исходного дефекта и условиям нагружения и варианта оценки допускаемых размеров дефекта для заданных ресурса и условий нагружения.
  6. Результаты настоящей работы нашли практическое применение при решении следующих задач:

обоснование возможности и сроков допустимой эксплуатации оборудования с обнаруженными макродефектами металла или оборудования, выработавшего нормативные запасы прочности;

установление периодичности контроля для наиболее повреждаемых узлов и элементов длительно эксплуатируемого оборудования;

определение причин разрушения ответственных элементов тепломеханического оборудования для принятия мер по предотвращению в дальнейшем подобных инцидентов;

обоснование допустимой температуры гидравлических испытаний повреждённого или длительно эксплуатируемого оборудования;

установление норм допустимых размеров дефектов по результатам неразрушающего контроля металла.

На отдельных примерах даны варианты решения конкретных задач.

  1. Основные результаты работы отражены в отраслевых нормативно-технических документах, регламентирующих процедуру контроля металла на электростанциях, нормы и критерии оценки качества металла, требования по ремонту ответственных элементов оборудования, порядок оценки состояния и продления сроков безопасной эксплуатации теплосилового оборудования ТЭС сверх нормативного ресурса. Индивидуальные технические решения и отдельные результаты работы внедрены на ряде тепловых электростанций (Заинская ГРЭС, Славянская ГРЭС, Конаковская ГРЭС, Пермская ГРЭС, Дзержинская ТЭЦ, Петрозаводская ТЭЦ, Ростовская ТЭЦ-2, Салаватская ТЭЦ и др.) и Кольской АЭС.

Основное содержание диссертации изложено в публикациях и периодических изданиях, рекомендованных ВАК

    1. Шур Д. М., Гринь Е. А. Развитие метода оценки скорости роста трещин малоцикловой усталости с использованием J-интеграла // Заводская лаборатория. – 1985. – № 8. – С.64–67.
    2. Гринь Е. А., Дмытрах И. Н. Закономерности развития трещин в сталях трубопроводов электростанций при переменном нагружении и воздействии теплоносителя // Электрические станции. – 1991. – № 6. – С. 73–76.
    3. Трещиностойкость трубопроводной стали 15ГС. А. П. Бобринский,
      В. Ю. Гольцев, Е. А. Гринь, В. А. Саркисян, О. И. Кравченко // Теплоэнергетика. – 1996. – № 12. – С. 8–11.
    4. Злепко В. Ф., Гринь Е. А., Швецова Т. А. Техническое перевооружение действующих ТЭС с учётом состояния металла // Электрические станции. – 2001. – № 7. – С. 12–18.
    5. Анохов А. Е., Гринь Е. А. Ремонт барабана котла ТГМЕ-206, повреждённого сквозными трещинами, и оценка его работоспособности // Электрические станции. – 2003. – № 5. – С. 19–23.
    6. Резинских В. Ф., Гринь Е. А., Букин Ю. А. Эксплуатационная надёжность и перспективы продления эксплуатации тепломеханического оборудования Сургутской ГРЭС-2 // Электрические станции. – 2005. – № 3. – С. 11–15.
    7. Гринь Е. А. Оценка возможности хрупких разрушений барабанов котлов высокого давления // Теплоэнергетика. – 2005. – № 8. – С. 9–14.
    8. Козлова Е. С., Гринь Е. А., Шапин В. И. Исследование живучести барабанов котлов по условиям циклической коррозионной трещиностойкости // Вестник ИГЭУ. – Выпуск 4. – 2005. – С. 164–165.
    9. Гринь Е. А. Эксплуатационная надёжность и долговечность питательных трубопроводов энергоблоков ТЭС // Теплоэнергетика. – 2006. – № 8. – С. 59–65.
    10. Гринь Е. А. Эксплуатационная надёжность барабанов котлов высокого давления // Энергетик. – 2006. – № 6. – С. 25–27.
    11. Гринь Е. А. Хрупкие разрушения барабанов котлов высокого давления – основные причины и способы предотвращения // Теплоэнергетика. – 2008. –
      № 2. – С. 40–45.
    12. Гринь Е. А., Анохов А. Е. Анализ процесса развития разрушения стыкового сварного соединения паропровода ГПП блоков 800 МВт // Электрические станции. – 2008. – № 10. – С 29–35.
    13. Загретдинов И. Ш., Гринь Е. А., Саркисян В. А. Техническое диагностирование и эксплуатационная надёжность сосудов, работающих под давлением // Электрические станции. 2008. – №.12. – С. 24–32.
    14. Гринь Е. А., Зеленский А. В., Анохов А. Е. Анализ состояния парка барабанов котлов высокого давления ТЭС в России // Электрические станции. – 2009. – № 3. – С. 32–39.
    15. Анохов А. Е., Гринь Е. А., Перевезенцева Т. В., Федина И. В. Характер и причины разрушения сварных соединений паропроводов горячего промперегрева энергоблоков 800 МВт // Теплоэнергетика. – 2009. – № 2. – С. 20–26.
    16. Гринь Е. А., Зеленский А. В. Исследования напряжённого состояния и служебных характеристик металла деаэраторов высокого давления с оценкой их долговечности // Теплоэнергетика. – 2009. – № 2. – С. 12–19.
    17. Гринь Е. А., Анохов А. Е., Зеленский А. В. Оценка влияния длительной эксплуатации на свойства металла барабанов котлов высокого давления // Электрические станции. – 2009. – № 10. – С. 15–23.
    18. Резинских В. Ф., Гринь Е. А. Надёжность и безопасность ТЭС России на современном этапе: проблемы и перспективные задачи // Теплоэнергетика.
      – 2010. – № 1. – С. 2–8.
    19. Гринь Е. А. Экспериментальная установка и методика для испытаний материалов на коррозионно-циклическую трещиностойкость в воде при повышенных темпеатурах // Заводская лаборатория. – 2010. – № 1. – С. 57–60.
    20. Гринь Е. А. Метод определения остаточной долговечности конструкций на стадии развития трещины с использованием результатов контроля // Заводская лаборатория. – 2010. – № 2. – С. 43–47.

Кроме того, материалы диссертации представлены ещё в 29 публикациях, на большинство из которых имеются ссылки в работе.

Результаты работы использованы в следующих методических и отраслевых нормативных документах, разработанных под руководством и (или) при непосредственном участии автора:

  1. Р 54-292–90. Расчёты и испытания на прочность. Методы механических испытаний металлов. Определение характеристик трещиностойкости при циклическом нагружении в жидких коррозионных средах / – М.: Госстандарт СССР, 1990.
  2. РД 34.17.311–96. Методические указания по проведению ультразвукового контроля сварных соединений центробежнолитых труб из сталей 15Х1М1Ф и 15ГС / ВТИ, НПО "ЦНИИТМАШ", РАО "ЕЭС России". – М.: ВТИ, 1997.
  3. СО 153-34.17.439–2003. Инструкция по продлению срока службы сосудов, работающих под давлением / Госгортехнадзор РФ, Минэнерго РФ, РАО "ЕЭС России". – М.:ОАО "ВТИ", 2005.
  4. РД 10-577–03. Типовая инструкция по контролю металла и продлению срока службы основных элементов котлов, турбин и трубопроводов тепловых электростанций / – М.: ФГУП "Промышленная безопасность", 2004.
  5. СО 153-34.17.442–2003. Инструкция по порядку продления срока службы барабанов котлов высокого давления / Минэнерго РФ. – М.: ЦПТИ ОРГРЭС, 2004.
  6. СО 153-34.17.470–2003. Инструкция о порядке обследования и продления срока службы паропроводов сверх паркового ресурса / Госгортехнадзор РФ, Минэнерго РФ, РАО "ЕЭС России". – М.: ОАО "ВТИ", 2004.
  7.        СО 153-34.17.464–2003. Инструкция по продлению срока службы трубопроводов II, III, и IV категорий / Госгортехнадзор РФ, Минэнерго РФ, РАО "ЕЭС России". – М.: ЦПТИ ОРГРЭС, 2004.
  8. СО 153-34.17.608–2003. Инструкция по обследованию и технологии ремонта барабанов котлов высокого давления / Госгортехнадзор РФ, Минэнерго РФ, РАО "ЕЭС России". – М.: ОАО "ВТИ", 2004.
  9.        СТО 17230282.27.100.005–2008. Основные элементы котлов, турбин и трубопроводов ТЭС. Контроль состояния металла. Нормы и требования / – М.: РАО "ЕЭС России", 2008.





© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.