CC BY
132
воздействию повышенных температур и водо-родосодержащих сред.
Практическая ценность результатов работы состоит в разработке режима химико-термической обработки деталей внутриреакторных устройств, который позволяет снизить водородо-проницаемость разработанной аустенитной стали на три порядка по сравнению с неокисленным состоянием. Он может быть рекомендован для создания многослойных систем очехловки от-
дельных элементов и блоков гидридных изделий. Полученные в работе новые научные результаты нашли отражение при создании коррозионно-стойких конструкционных материалов с заданным уровнем водородопроницаемости и были использованы при обосновании работоспособности оболочек чехлов для гидридных изделий и тепловыделяющих элементов ряда перспективных стационарных и транспортных АЭУ на стадии эскизного и технического проектирования.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Яковицкая, М.В. Исследование водородопро-ницаемости и оценка работоспособности аустенитных сталей и сплавов в водородосодержащих средах [Текст] / М.В. Яковицкая, О.Ю. Ганзуленко, Н.Б. Кириллов, А.П. Петкова // Научно-технические ведомости СПбГПУ. Сер.: Наука и образование.— СПб.: Изд-во Политехнического университета. 2011.— № 3 (130).— С. 218-224.
2. Звездин, Ю.И. Влияние предварительной обработки нержавеющей стали в водяном паре на ее
водородопроницаемость [Текст] / Ю.И. Звездин, В.П. Максимов, И.А. Повышев [и др.].— Сб.: Вопросы судостроения. Сер.: Металловедение.— Л., 1979, № 28.
3. Володин, С.И. Способ термической обработки высокохромистых сталей и сплавов с целью снижения их водородопроницаемости [Текст] / С.И. Володин, И.А. Повышев, М.В. Яковицкая [и др.] // Матер. 9-й международной научной конференции «Экология и развитие общества».— СПб., 2005.
УДК 669.14.018
Т.И. Титова, В.Н. Цеменко, Д.В.Ратушев, С.Э. Шкляев, Т.А.Чижик
ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ВЫСОКОХРОМИСТОЙ СТАЛИ МАРТЕНСИТНОГО КЛАССА
Отечественные производители паровых турбин с давлением пара Р = 24 МПа и температурой Т = 540 °С используют для изготовления высокотемпературных роторов среднего и высокого давления низколегированные хромомо-либденованадиевые стали, такие, как 25Х1М1ФА (Р2МА) и 20Х3МВФ (ЭИ-415). Для современных энергоустановок требуются новые жаропрочные материалы, служебные характеристики которых должны обеспечивать работу паровых турбин на суперсверхкритических параметрах пара (ССКП), т. е. при температуре 600-620°С и давлении не менее 30 МПа [1].
К данному классу материалов относятся модифицированные комплекснолегированные
высокохромистые стали мартенситного и мар-тенситно-ферритного класса с содержанием хрома 9-12 %. Их эксплуатационные свойства, главным образом — жаропрочность, превосходят характеристики сталей перлитного класса Р2М (Р2МА) и ЭИ-415.
Отечественные стали с 9-12 % хрома, такие, как ЭП428, ЭИ756, ЭИ802, ЭП291, хорошо себя зарекомендовали при изготовлении целого ряда деталей, в том числе в турбостроении. Однако современным требованиям, предъявляемым к заготовкам роторов ССКП, они не удовлетворяют по ряду причин, прежде всего — из-за их низкой технологичности, особенно в больших сечениях.
На сегодняшний день в России отсутствуют освоенные в промышленных условиях 9—12 %-е хромистые стали для высоконагруженных элементов паровых турбин ССКП — роторов высокого и среднего давления. Поэтому оптимизация технологии промышленного производства стали типа Х11МНАФБ, особенно технологии термической обработки, — весьма актуальная задача.
Основная термическая обработка заготовок роторов из высокохромистых сталей, как правило, состоит из закалки от температуры 1050— 1100 °С с охлаждением в масле и двойного отпуска: промежуточного при температуре 570 °С и основного при температуре 680—720 °С [2].
Иногда для модифицированных хромистых сталей применяется двойная закалка, причем первый нагрев производится при более высокой температуре, чем второй. Применение двойной закалки с последующим отпуском для хромистых сталей мартенситного класса, обладающих невысокой ударной вязкостью, целесообразно, поскольку такая термическая обработка в ряде случаев повышает ударную вязкость. По данным
[3] на остальные механические свойства двойная закалка не оказывает значительного влияния.
Цель настоящей работы — исследование влияния режимов термической обработки на кратковременные свойства и длительную прочность высокохромистой стали типа Х11МНАФБ и выбор оптимальных параметров ее основной термической обработки.
Материал и методика проведения исследований
Для проведения исследования из высокохромистой стали Х11МНАФБ выплавлен опытный слиток массой 100 кг. Выплавка проводилась в открытой индукционной сталеплавильной печи ИСТ-016 с основной футеровкой. Полученный химический состав металла опытного слитка, а также требования ТУ 05764417—066—98 («Заготовка ротора высокого давления из высокохромистой стали марки Х11МНАФБ») к химическому составу данной марки приведены в табл. 1. Как видно из таблицы, химический состав опытной плавки соответствует требованиям технических условий, за исключением никеля.
Таблица 1
Химический состав исследуемой плавки стали Х11МНАФБ
Химический элемент Содержание химического элемента в стали, %
Согласно ТУ 5764417-066-98 В выплавленном опытном образце
С 0,10-0,14 0,11
81 Не более 0,10 0,10
Мп 0,40-0,70 0,50
Сг 10,0-11,5 10,09
N1 0,60-0,80 0,53
Мо 1,30-1,60 1,41
V 0,18-0,26 0,18
№ 0,03-0,06 0,06
N 0,03-0,06 0,041
Р Не более 0,010 0,010
8 Не более 0,010 0,008
А1 Не более 0,013 0,010
Для реализации термодеформационных параметров ковки опытного слитка, наиболее приближенных к промышленным режимам получения роторных поковок, выбраны температура нагрева под ковку 1190 °С и температура окончания ковки не ниже 900 °С. В результате на молоте реализован суммарный уков 4-4,5.
Из слитка получено 4 поковки размером 80x80x420 мм, которые после ковки подвергались отжигу на перлит, поскольку, как известно, это наилучший способ измельчения зерна в сталях со структурной наследственностью [4]. Режим предварительной термической обработки отображен на рис. 1.
Для анализа микроструктуры, полученной после предварительной термической обработки, проводилось электролитическое травление шлифов в 10 %-м растворе щавелевой кислоты. Установлено, что микроструктура представляет собой достаточно мелкозернистую феррито-перлитную смесь (рис. 2). Величина действительного зерна соответствует G6 по ГОСТ 5639-82.
На пробах размером 20x20x80 мм от опытных поковок в лабораторных условиях проверено несколько вариантов основной термической обработки, включая закалку от разных температур (рис. 3):
закалка от температуры 1050 °С;
закалка от температуры 1070 °С;
двойная закалка: первая — от температуры 1070 °С, вторая — от температуры 950 °С.
Для устранения (уменьшения количества) остаточного аустенита после закалки проводился двойной отпуск: промежуточный при температуре 570 °С и основной отпуск при температу-
ре 680—700 °С. После всех этапов термической обработки проб охлаждение проводили на воздухе и выполняли замер твердости.
При этом расчеты скоростей охлаждения реального ротора в масле с использованием системы компьютерного моделирования «Полигон», основанной на методе конечных элементов, позволили установить, что нормализация на пробах имитирует охлаждение поверхности бочки штатного ротора при его закалке в масле.
Проведены испытания кратковременных механических свойств при температуре 20 °С на ударных образцах с острым надрезом (тип 11, ГОСТ 9454—78), на разрывных пятикратных образцах (тип III №4, ГОСТ 1497-84), изготовленных в продольном направлении, и испытания длительной прочности также на пятикратных образцах с длиной рабочей части 35 мм, диаметром рабочей части 6 мм, общей длиной 80 мм (ГОСТ 10145-81).
Кроме того, при сериальных испытаниях на ударный изгиб в диапазоне температур от -40 до +60 °С определена температура вязко-хрупкого перехода по критерию 50 %-го волокна в изломе, т. е. переходная (критическая) температура хрупкости Т50.
Испытания по определению длительной прочности проводились экспресс-методом в диапазоне температур 565-649°С и напряжениях 343-167 МПа. Параметры испытаний (температура — напряжение) соответствуют типовым условиям, предложенным в спецификации «General Electric» на изготовление заготовок роторов из высокохромистой стали.
Рис. 1. Режим предварительной термической обработки опытных поковок из стали Х11МНАФБ
Рис. 2. Микроструктура опытной поковки из стали Х11МНАФБ после предварительной термической обработки (а — х100; б — х400)
Результаты исследования влияния режимов термической обработки на кратковременные свойства стали Х11МНАФБ
Результаты определения твердости, кратковременных механических свойств при температуре +20 °С и переходной температуры хрупкости после выполненных режимов термической обработки (температура нагрева под закалку, температура и время выдержки основных отпусков) приведены в табл. 2 вместе с требованиями ТУ 05764417-066-98.
Установлено, что твердость после закалки от температуры 1050°С составляет 418 НВ, после закалки от температуры 1070 °С — 388 НВ, т. е. разница в твердости незначительная. Промежуточный отпуск при температуре 570 °С не оказывает влияния на твердость, полученную после закалки; после основного отпуска при температуре 680-700 °С твердость закономерно снижается до уровня 255-286 НВ.
Повышение температуры закалки до 1070 °С и применение основного отпуска при темпера-
а)
1050 ±10°С
70°С/ч
690±10°С
570±10°С
\Воздух
<300°С б) 1070±10°С
70°С/ч
70°С/ч /
<300°С
70°С/ч Воздух
<300°С
690±10°С
570±10°С
\Воздух
70°С/ч /
70°С/ч , Воздух
\Воздух
в)
<300°С
1070±10°С
70°С/ч
<зоо°с ^.ооос
950±10 °С
690±10°С
70° 570±10°С
\Возд> ЗДуХ / \ 70°С/ч / \Воздух
70°С/ч/ \
\Воздух
<300°С
<300°С
<300°С
Рис. 3. Схемы основной термической обработки
опытных поковок из стали Х11МНАФБ: а и б — одинарная закалка, в — двойная закалка
О
Таблица 2
Механические свойства стали Х11МНАФБ при +20 °С, переходная температура хрупкости и значения твердости после различных вариантов основной термической обработки
ч
■С
х
о
Закалка Отпуск МПа ^0,2' МПа 8, % % XV, Дж Т50, °С Категория прочности
Фактические параметры закалки Твердость стали, НВ Фактические параметры промежуточного отпуска Твердость стали, НВ Фактические параметры основного отпуска Твердость стали, НВ
1050 °С — 2 часа 418 570°С — 2 часа 418 680°С — 9 часов 286 930 930 740 760 16,5 18,5 61,0 62,0 24,63 36,0 +26 КП 75
700°С — 6 часов 277 810 830 680 710 18,5 20,5 62,0 63,0 57,6 67,8 -1 КП 70
1070 °С — 2 часа 388 388 690°С — 7 часов 269 860 880 730 760 18,0 19,5 60,0 60,0 45,0 49,0 + 16 КП 75
1070 °С 2часа + 950 °С 2часа 690°С — 5 часов 255 860 870 720 750 19,0 19,0 64,0 67,0 111,0 -22 КП 75
Согласно ТУ 05764417-066-98 > 740 590 740 > 14 > 40 > 40 <+ 50
X X X
п *
X
л>
ь
о
п ^
о\
—I
Н
й) <
и
о о\ тз й)
ш
о
03 й) X X
п>
3
2 о
туре 690 °С позволило получить высокий уровень всех механических свойств. При довольно высоких прочностных свойствах (а0 2 = 730—760 МПа) получены низкая переходная температура хрупкости (Т50 = +16 °С) и ударная вязкость на уровне требований технических условий.
Существенного преимущества температуры закалки от 1070 °С по сравнению с температурой закалки от 1050 °С по уровню кратковременных механических свойств не выявлено.
Для определения возможности существенного повышения прочностных свойств была проведена термическая обработка, состоящая из одинарной закалки, а температура основного отпуска была несколько понижена (до 680 °С) при выдержке 9 часов. Данный режим основной термической обработки позволил увеличить предел текучести до 740—760 МПа (верхний требуемый уровень ТУ а02 = 750 МПа), но при этом величина работы удара на образцах с У-образным надрезом была несколько пониженной (24— 36 Дж).
Характеристики пластичности исследуемого металла после всех опробованных режимов термической обработки достаточно высокие.
Данные табл. 2 свидетельствуют, что применение двойной аустенизации (1070+950 °С) позволило получить весьма низкое значение Т50 и значения ударной вязкости, которые превышают значения, полученные после одинарных закалок как от температуры 1050 °С, так и от 1070 °С. При этом прочность находится на достаточно высоком уровне.
Полученные данные также показывают возможность управления и повышения категории (уровня) прочности до КП 70—75 без ущерба для других характеристик механических свойств за счет варьирования продолжительности основного отпуска при температуре 680-700 °С.
Микроструктура металла исследовалась на продольных и поперечных шлифах после химического травления реактивом Марбле. Микроструктура после всех вариантов основной термической обработки представляет собой отпущенный мартенсит без выделений 8-феррита (рис. 4).
Установлено, что изменение температуры одинарной закалки на 20 °С (от 1050 до 1070 °С) не повлияло на величину первичного зерна ау-стенита. По ГОСТ 5639-82 величина зерна соответствует номеру G6. Применение двойной
Рис. 4. Микроструктура стали Х11МНАФБ после основной термической обработки (х400): а — по схеме одинарной закалки от 1070 °С; б — по схеме двойной закалки (1070+950 °С)
закалки от 1070 °С и от 950 °С привело к некоторому измельчению зерна, размер которого преимущественно соответствует номеру G7.
Результаты исследования влияния режимов термической обработки на длительные свойства стали Х11МНАФБ
Результаты испытаний по определению длительной прочности стали Х11МНАФБ с применением экспресс-метода представлены в табл. 3.
При обработке результатов испытаний для учета совместного влияния температуры и времени до разрушения образца на предел длительной прочности использовалась следующая параметрическая зависимость (параметр Ларсе-на — Миллера):
Ир = Т (К )(25 + 1Ет) -10 Л где Т(К) — температура испытаний в градусах Кельвина; т — продолжительность испытаний до разрушения образца, час.
Обработка результатов испытаний по методу наименьших квадратов позволила определить ресурс металла (прогнозируемое время до разрушения) при напряжении 100 МПа и температуре 600 °С. Графическая обработка результатов испытаний представлена на рис. 5.
Таблица 3
Результаты испытаний длительной прочности опытной поковки из стали Х11МНАФБ
т 1 исп> °С МПа Время до разрушения т, час Параметр Ларсена — Миллера, Нр Прогнозируемый ресурс при напряжении 100 МПа и температуре 600 °С, час
Одинарная закалка от 1050 °С, основной отпуск от 680 °С — 9 часов
565 343 275 22,99 251 000
875,1 23,41
600 284 442,6 24,13
301,2 23,99
625 226 465,3 24,85
401,6 24,79
649 167 417,9 25,47
737,75 25,50
Одинарная закалка от 1070 °С, основной отпуск от 690 °С — 7 часов
565 343 605,3 23,28 169 000
600 284 626,6 24,27
625 226 643,3 24,91
649 167 333,0 25,38
Одинарная закалка от 1050 °С, основной отпуск от 700 °С — 6 часов
565 343 16,8 21,98 74 000
17,3 21,99
600 284 50,4 23,31
25,8 23,06
625 226 47,8 23,96
60,7 24,05
649 167 79,5 24,80
125,9 24,99
Известно, что материалы заготовок роторов высокого и среднего давления для современных энергоблоков, работающих на ССКП, должны обеспечивать предел длительной прочности при 600 °С на базе 100 000 часов (Нр = 26,19) не менее 100 МПа [2, 5].
В результате испытаний установлено, что прогнозируемый ресурс стали Х11МНАФБ в состоя-
нии после закалки от температуры 1050 °С и основного отпуска при температуре 700 °С составляет 74 000 часов, что меньше требуемого уровня.
Снижение температуры отпуска и повышение кратковременных механических свойств до КП 75 привело к значительному повышению прогнозируемого ресурса — до 251 000 часов, что соответствует современным требованиям.
Напряжение,
Рис. 5. Результаты испытаний на длительную прочность опытной поковки из стали XI1МНАФБ (а — одинарная закалка от 1050 °С КП 70; — одинарная закалка от 1050 °С КП 75; ♦ — одинарная закалка от 1070 °С КП 75)
Сопоставление данных таблиц 2 и 3 показывает, что существует прямая зависимость величины кратковременных прочностных свойств и уровня длительной прочности исследуемого металла. Для обеспечения требуемого уровня длительной прочности необходимо обеспечить кратковременные механические свойства на уровне КП 75.
Таким образом, в результате выполненных исследований длительной прочности установлено, что оптимальным режимом основной термической обработки высокохромистой стали типа Х11МНАФБ можно считать режим, состоящий из одинарной закалки от температуры 1050°С с охлаждением в масле и двойного отпуска: промежуточного при температуре 570 °С и основного при температуре 680 °С.
Выявлено влияние режимов основной термической обработки на кратковременные и длительные свойства высокохромистой стали Х11МНАФБ.
Микроструктура стали Х11МНАФБ после основной термообработки с использованием как одинарной, так и двойной закалки с последую-
щими двумя отпусками представляет собой отпущенный мартенсит без выделений 8-феррита.
Величина зерна после одинарной закалки от 1050 °С и 1070 °С одинакова и соответствует G6 по ГОСТ 5639—82; после двойной закалки (1070 °С + 950 °С) происходит незначительное измельчение зерна до G7 по ГОСТ 5639—82. Достигнутая мелкозернистость позволила обеспечить высокий комплекс механических свойств, т. е. сочетание прочности, пластичности и вязкости.
Выбран оптимальный режим основной термической обработки высокохромистой стали Х11МНАФБ, состоящий из закалки от 1050 °С с охлаждением в масле и двойного отпуска: промежуточного при температуре 570 °С и основного отпуска в диапазоне 680—700 °С, в зависимости от требуемой категории прочности. Этот режим термической обработки позволяет обеспечить высокий уровень кратковременных механических свойств, включая энергию удара, и длительной прочности металла в сочетании с удовлетворительным уровнем переходной температуры хрупкости, что необходимо для надежной работы в условиях ССКП.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Карзов, Г.П. Перспективы создания высокохромистых сталей повышенной жаропрочности [Текст] / Г.П. Карзов, И.В. Теплухина, Г.Н. Филимонов [и др.] // Вопросы материаловедения.— 2009. № 2(58).—С. 5-23.
2. Kern, T.-U. The European material development within Cost 522 for 650 °C USC power plants [Текст] / T.-U. Kern, M. Staubli, G. Zeiler [et all.] // 15 th IFM.— Oct. 26-29. (2003).— Kobe, Japan.
3. Бордзыка, А.М. Термическая обработка жаро-
прочных сталей и сплавов [Текст] / А.М. Бордзыка, В.З. Цейтлин.— М.: Машиностроение, 1964.— 247 с.
4. Ланская, К.А. Высокохромистые жаропрочные стали [Текст] / К.А. Ланская.— М.: Металлургия, 1976.— 216 с.
5. Mayer, K.H. Long term investigations of specimens of 8 production rotors manufactured of the advanced mar-tensitic 10 %Cr steels X12CrMo(W)VNbN 10 1 (1) [Текст] / K.H. Mayer, T.U. Kern // 14th IFM.— Sept. 03-08. 2000.— Wiesbaden, Germany.
УДК 620.178
О.С. Кузнецова, С.В. Сычёв, Ю.А. Фадин, С.Г. Чулкин
ПРИМЕНЕНИЕ АКУСТИЧЕСКОЙ ЭМИССИИ ДЛЯ ИССЛЕДОВАНИЯ ИЗНАШИВАНИЯ ХРУПКИХ МАТЕРИАЛОВ
Существуют многочисленные данные, которые показывают, что износ занимает ведущую позицию в списке опасных повреждений машин и механизмов, имеющих подвижные детали. Все более увеличивающиеся нагрузки, более жесткие условия эксплуатации, использование новых материалов, свойства которых не всегда обстоятельно изучены, делают узлы трения все более опасными объектами, требующими непрерывного контроля. Естественно, что в этом случае возникает вопрос о способах диагностики узлов трения и прогнозировании износа. Поэтому вопрос о количественной оценке износа во время работы машины без ее остановки и разборки узлов трения приобретает особую актуальность.
Проблема контроля узлов трения возникает не только в связи с оценкой износа материалов, но и в связи с обеспечением работоспособности и надежности всего изделия. В современных узлах трения, особенно в высокоточных приборах, используются такие хрупкие материалы, как монокристаллы и керамики. Эти материалы обладают рядом полезных свойств, главные из которых — способность работать при высокой температуре и стойкость в агрессивных средах, низкая изнашиваемость. Крупным недостатком хрупких материалов является их низкая пла-
стичность, что приводит к невысоким значениям усталостной, а также ударной прочности и трещиностойкости. Чтобы избежать неожиданного разрушения приходится принимать ряд защитных мер: снижать эксплуатационные нагрузки, увеличивать запас прочности. Но в ряде особо ответственных случаев использования хрупких материалов такие пассивные средства защиты от неожиданного разрушения явно не достаточны, и для этого просто необходимо использовать активные средства контроля и непрерывной диагностики, основанные на принципах обратной связи, которые могут отслеживать критические состояния материалов. Обычно керамические материалы работают непрерывно в течение длительного времени в устройствах, которые, как правило, не снабжены никакими системами контроля.
Цель нашей работы состояла в разработке подхода для непрерывного измерения изнашивания без остановки процесса трения.
Сущность рассматриваемого подхода
Изнашивание можно представить как процесс разрушения контактирующих поверхностей. В последние годы для исследования и диагностики процессов разрушения широко
