Investigating the Durability of Stellitte Hardfacing Components Used in the Power Generation Industry

Dans le secteur de la production d'énergie, les valves jouent un rôle essentiel dans la gestion du flux de vapeur à haute température et à haute pression. Elles sont utilisées pour démarrer et arrêter le flux, réguler le flux ou contrôler le sens du flux. Le fonctionnement des valves telles que l'ouverture et la fermeture peut provoquer l'usure des matériaux de la valve. Les progrès de la technologie des matériaux et des techniques de fabrication permettent aux valves de fonctionner à haute température. Par exemple, en appliquant l'alliage de surfaçage dur S6 sur les surfaces d'étanchéité des valves, un faible frottement est garanti et la résistance à l'oxydation et à la corrosion est également améliorée. Cependant, la délamination des alliages de surfaçage dur des valves représente un défi majeur pour le monde de la production d'électricité. Dans ce contexte, nous cherchons en premier lieu les causes de la délamination ; d'autre part, nous proposons des solutions pour améliorer la durabilité des composants de surfaçage dur Stellite. Afin d'accomplir ces objectifs, une étude de l'évolution de la microstructure et des propriétés méchaniques du surfaçage dur durant la fabrication et le service des composants. Un traitement thermique après soudage (PWHT) à 760 °C d'une durée de 2 h fût performé sur les composants de surfaçage dur durant le processus de fabrication. Les conditions de service du surfaçage dur furent étudiées par vieillissement à des températures variant entre 550 et 700 °C pour des durées variant entre 1008 et 8760 heures. La microstructure fût caractérisée par OM, SEM, EDS et EBSD. La caractérisation mécanique fût effectuée par micro et nano-indentation, tests d'impact Charpy et par test de tension. Les contraintes résiduelles ont été testées par diffraction de neutrons. Premièrement nous avons exploré l'effet du PWHT sur la microstructure, la dureté et les contraintes résiduelles des composants de surfaçage dur. Il a été observé que le PWHT diminue significativement la dureté du HAZ dans l'acier dû à la formation d'une microstructure en martensite revenue. De plus, il peut réduire substantiellement les contraintes résiduelles dans l'acier et homogénéiser les contraintes dans les composants de surfaçant dur. Après la fabrication, nous avons étudié l'évolution de la microstructure interfaciale F91/S21 des composants de surfaçage dur. Les résultats ont montré que l'interface F91/S21 est instable lors du vieillissement en raison de la formation d'une couche interfaciale dure. En étudiant sa cinétique de croissance, il a été constaté que cette couche interfaciale suit un taux de croissance parabolique. En appliquant des méthodes de caractérisation complémentaires, trois phases, à savoir une phase FexCoy de type BCC, un carbure de type M23C6 riche en Cr et une phase σ de type (Fe,Co) (Cr,Mo) ont été identifiées dans cette couche interfaciale. D'après les cartographies de nano-indentation obtenues sur l'interface F91/S21, les carbures M23C6 et la phase σ sont nettement plus durs que les autres phases. De plus, il a été constaté que les carbures M23C6 grandissaient avec la température et la durée de vieillissement, alors que la quantité de phase σ diminuait avec la température. Pour donner suite à l'exploration de l'évolution de la microstructure interfaciale F91/S21, nous avons étudié les effets de la microstructure interfaciale F91/21 sur les propriétés mécaniques des composants de surfaçage dur au moyen de tests d'impact Charpy. Une géométrie innovante de l'encoche en U Charpy a été conçue, c'est-à-dire que l'interface F91/S21 était centrée dans l'encoche. Une diminution considérable de l'énergie après le vieillissement est attribuée à la couche interfaciale formée, où les craques primaires se propagent. Les composants de surfaçage dur vieillis présentent des défaillances par fissures fragiles. Il a été trouvé que les carbures M23C6 jouent un rôle plus important que la phase σ dans la dégradation de la ténacité lors des tests d'impact. Il est proposé que les facteurs microstructuraux contribuant au délaminage des alliages de surfaçage dur des soupapes à haute température soient la formation de ces phases dures. Ensuite, nous avons réalisé une étude comparative sur l'évolution de la microstructure et les propriétés mécaniques des composants de surfaçage dur en utilisant l'IN82 comme alternative à la couche tampon S21. Comparativement aux composant de surfaçage dur S21, aucune couche interfaciale nuisible fût observée à l'interface F91/S21 après le vieillissement. La diminution de la ténacité des composants de surfaçage dur IN82 s'est avérée beaucoup moins importante que celle de S21, et, de plus, serait reliée à la formation grossière et à la précipitation des carbures intergranulaires/interdendritiques dans le IN82 plutôt qu'à l'interface F91/IN82. En plus du IN82, les composants de surfaçage dur IN625 furent étudiés en raison du bas prix. L'interface F91/IN625 et le matériel massif IN625 se sont démontrés comme moins stables que les composants de surfaçage dur IN82 dû aux précipités formés durant le vieillissement. Bien que l'interface F91/IN625 ne soit pas le lien le plus faible durant les tests de tension, certains spécimens Charpy présentent des défaillances le long de l'interface F91/IN625, résultant possiblement des précipités parallèles à l'interface. La perte d'énergie d'impact est significative (88%) après un vieillissement de 650 °C pour 8760 h. Il n'est pas recommandé d'utiliser la couche tampon IN625. Finalement, l'étude d'un composant d'ex-service a validé notre étude en laboratoire sur les composants de surfaçage dur S21. La fissure de délamination s'est propagée dans les zones riches en phases σ de la couche de S21. Cela s'explique par le fait que la phase σ s'est formée loin de l'interface, profondément dans le S21 via le chemin de diffusion aux limites de grain après plusieurs années de service. Le temps de service réel et la température concorde avec le temps et la température équivalente attendue par extrapolation. Lors du service des valves, il existe également d'autres facteurs tels que le cyclage thermique et les contraintes induites par le fonctionnement (ouverture et fermeture des valves), en plus du vieillissement. Ils n'ont pas été pris en compte pour l'expérimentation. Cependant, nous pensons que les objectifs de ce travail ont été atteints. À savoir, les causes des défaillances prématurées ont été identifiées et les solutions alternatives pour améliorer la durabilité des composants de surfaçage dur ont été validées. Pour relever le défi du délaminage d'alliages de surfaçage dur provenant de valves haute température, la couche tampon IN82 constitue une bonne alternative pour remplacer la couche tampon problématique S21, qui peut améliorer la durabilité des composants de surfaçage dur. Néanmoins, en raison de la dilution plus élevée de Fe et de Ni, la dureté de la couche supérieure de S6 déposée sur la couche tampon IN82 est compromise par rapport au S6 déposé sur la couche tampon de S21. Par conséquent, il est proposé que davantage de couches de S6 puissent être déposées pour maintenir sa dureté en fonction des applications. De plus, les paramètres de soudure utilisés durant la fabrication peuvent être optimisés pour réduire la dilution et maintenir la dureté du S6. Pendant le service des valves, il y a aussi d'autres facteurs comme le cycle thermique et le stress induit par les opérations (ouverture et fermeture des valves) qui s'additionnent au vieillissement. Ces paramètres n'ont pas été pris en compte durant les expérimentations. D'autre part, nous croyons fortement que les objectifs établis dans le Chapitre 1 ont été atteints. Notamment, les causes d'échecs prématurés ont été identifiées et les solutions alternatives pour améliorer la durabilité des composants de surfaçage dur ont été validées. Afin de répondre au défi de la délamination des alliages de surfaçage dur dans les valves hautes-températures, la couche tampon de IN82 est une bonne alternative à celle problématique de S21, car elle peut améliorer la durabilité des composants de surfaçage dur. Néanmoins, due à une plus grande dilution de Fe et de Ni, la dureté de la couche supérieure de S6 déposée sur la couche tampon de IN82 est compromise quand elle est comparée avec le S6 déposé sur la couche tampon de S21. Donc, il est proposé que plus de couches de S6 peuvent être déposées afin de maintenir la dureté dans les applications où la résistance à l'usure est critique.

Abstract

In the power generation industry, valves play a vital role, which manage the flow of high-temperature and high-pressure steam. They are used to start and stop the flow, regulate the flow, or control the direction of the flow. Operation of valves such as opening and closing can cause wear of valve materials. Advances in material technology and manufacturing techniques enable valves to operate at high temperatures. For instance, by applying the hardfacing alloy S6 onto the sealing surfaces of valves, wear, oxidation and corrosion resistance are improved. However, delamination of hardfacing alloys from valves has presented a major challenge to the power generation world. In this context, we aim at investigating the causes of delamination failures. In addition, we target at proposing solutions to enhance the durability of Stellite hardfacing components. To fulfill the objectives, we carried out a comprehensive study on the microstructure evolution and mechanical properties of three types of hardfacing components during manufacturing and service. A PWHT at 760 °C for 2 h was performed on the hardfacing components during the manufacturing process. Valves are usually used at elevated temperatures for long duration. Aging experiments at four temperatures ranging from 550 to 700 °C for three exposure times within a one-year period were conducted on the hardfacing components. The microstructure was characterized using OM, SEM, EDS, and EBSD. The mechanical characterization was undertaken using nano- and micro-indentation, Charpy impact, and tensile testing. The residual strains/stresses were measured using neutron diffraction. First, we explored the effects of the PWHT on microstructure, hardness and residual stresses of the hardfacing components to reduce the risk of failures introduced in process. The PWHT was found to soften the high-hardness HAZ in the steel significantly due to the formation of the tempered-martensitic microstructure. Moreover, it can reduce the residual stresses in steel substantially and homogenize the strains across the hardfacing component. After manufacturing, we studied the F91/S21 interfacial microstructure evolution of the problematic S21 hardfacing components. A layer was found to grow along the F91/S21 interface during aging, which follows a parabolic rate of growth. Three phases including an (Fe,Co)(Cr,Mo)-type σ phase and a Cr-rich M23C6-type carbide were identified in this interfacial layer through the complementary characterization methods. This interfacial layer is harder than the S21 and the F91 materials due to the presence of the hard σ phase and M23C6 carbides. The M23C6 carbides were found to grow with aging temperature and time. However, lesser amount of the σ phase was observed at higher temperatures studied. Following the exploration of the F91/S21 interfacial microstructure evolution, we investigated the effects of F91/S21 interfacial microstructure on the mechanical properties of S21 hardfacing components by means of Charpy impact testing. An innovative Charpy U-notch geometry was designed. That is, the F91/S21 interface was centered in the notch. The significant decrease in impact energy after aging is resulted from the interfacial layer formed, where the primary cracks propagate. The aged S21 hardfacing components were found to fail in a brittle fashion. Both the the σ phase and M23C6 carbides were found to contribute to the toughness degradation during the impact testing, though the M23C6 carbides play a more important role than the σ phase. It is proposed that these two hard phases are the microstructural causes for the delamination of Stellite hardfacing from valves. Then, we performed a comparative study on the microstructure evolution and mechanical properties of hardfacing components using the IN82 alloy as an alternative to the problematic S21 buffer layer. Compared with the S21 hardfacing components, no deleterious interfacial layer was observed along the F91/IN82 interface after aging. The impact toughness degradation in the IN82 hardfacing components was found to be much less significant than that of the S21, and in addition, to be related to coarsening and precipitation of the intergranular/interdendritic carbides in the IN82 bulk material rather than the F91/IN82 interface. In addition to the IN82 alloy, the IN625 hardfacing components were investigated due to low cost. Both the F91/IN625 interface and the IN625 bulk material were found to be not as stable as the IN82 hardfacing components because of the presence of precipitates during aging. Though the F91/IN625 interface is not the weakest link during the tensile testing, some Charpy specimens were found to fail along the F91/IN625 interface possibly resulted from the precipitates parallel to the interface. The impact energy loss is significant (88%) after aging at 650 °C for 8760 h. It is not recommended to use the IN625 buffer layer. Finally, the examination of an ex-service wedge gate valve validates our laboratory study on the S21 hardfacing components. The delamination crack was observed in the zones enriched with the σ phase of the S21 bulk material. It is because large amounts of the σ phase precipitate deeply into the S21 bulk material via the grain boundary diffusion path after years of service. The service time and temperature of this ex-service component fulfill the expected equivalent time and temperature by extrapolation. During service of valves, in addition to aging, there are other factors such as thermal cycling and operation induced stresses (opening and closing of valves). They were not taken into account by our experimentation. However, we do believe that the objectives of this work have been fulfilled. Namely, the causes of the premature failures have been identified and the alternative solutions to enhance the durability of the hardfacing components have been validated. To meet the challenge of delamination of hardfacing alloys from high-temperature valves, the IN82 buffer layer is a good alternative to replace the problematic S21 buffer layer, which can enhance the durability of the hardfacing components. However, due to higher dilution of Fe and Ni, the hardness of S6 top layer deposited on the IN82 buffer layer is compromised compared with the S6 deposited over the S21 buffer layer. To mitigate this downside, it is proposed that more S6 layers can be deposited to maintain its hardness according to the applications. Moreover, the welding parameters used during manufacturing can be optimized to reduce the dilution, and thus to maintain the S6 hardness.