Исследование микроструктуры 9-12% Cr стали для роторов турбин Текст научной статьи по специальности «Нанотехнологии»

УДК 539.26

Змиенко Д.С., Корнеев А.Е., Скоробогатых В.Н., Ломакин П.А.

ИССЛЕДОВАНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ 9-12% Сг СТАЛИ ДЛЯ РОТОРОВ ТУРБИН

В настоящее время мартенситные стали с 9-12 масс.% Сг широко используются для создания оборудования и трубопроводов, работающих на тепловых электростанциях при суперсверхкритических параметрах пара - температура свыше 600°С, давление свыше 25 МПа. Для указанных параметров пара важную роль играет увеличение сопротивлению ползучести, что обеспечивается, в основном, микроструктурой стали. Кроме эксплуатационных процессов особенности микроструктуры необждимо учитывать и при разработке технологических процессов (термообработка, ковка). Таким образом, микроструктура металла является важным объектом изучения в процессе работы над материалами для суперсверхкритических режимов.

Исследованию микроструктуры сталей для суперсверхкритических режимов пара посвящено достаточно много работ, особенно в последние годы [1, 2]. В значительной мере они рассматривают возможности повышения сопротивления ползучести. Основным направлением, которое может привести к подобному улучшению, является модификация фазового состава, а именно морфологии выделяющихся фаз. К таким фазам относятся М23С6, карбонитриды ванадия и ниобия, фазы Лавеса с молибденом и вольфрамом.

Влияние на свойства стали оказывают не только сформировавшиеся частицы вторичных фаз, на свойства воздействуют и этапы процесса старения, связанные с начальными стадиями образования частиц - этапом предвыделения. Например, в работе [2] приведены данные о повышении твердости стали с 10% Сг, которое связано с начальным этапом образования фазы Лавеса.

В данной статье приведены результаты исследования изменения микроструктуры и свойств 9-12%

Сг стали в процессе термообработки при изготовлении заготовки ротора.

Образцы, на которых проводились исследования, подвергались аустенитиза-ции при температуре 1050-1070°С с последующим охлаждением на воздухе. Влияние времени отпуска при Т=700°С на структуру и свойства изучалось на четырех образцах Т=700°С, про-

должительность 1 ч (образец 1), 3 ч (образец 2), 5 ч (образец 3) и 13 ч (образец 4).

Указанные образцы исследовались методами оптической металлографии (ОМ) - микроскоп

«ЫЕ0РН0Т-30», просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) - просвечивающий электронный микроскоп «ЛМ-100В», метод одноступенчатых угольных реплик) и рентгенострукгурного фазового анализа (РСФА) для электрохимически выделенного карбидного осадка - рентгеновская установка «УРС-2.0», ^СгКа. В последнем случае использовался дифференциальный метод [3], позволявший проводить разделение выделившихся в стали фаз по размерам, химическому составу и другим свойствам. Измерения твердости проводили на твердомере ТК-2.

Микроструктура всех образцов представляет собой мартенсит отпуска. На рис. 1 приведены фотографии микроструктур при увеличении х500. Следует отметить, что зерна твердого раствора (матрицы) несколько крупнее в образцах 3 и 4 относительно образцов 1 и 2.

На микрофотографиях, полученных методами ПЭМ, было выявлено большое количество карбидной фазы. При помощи электронной микродифракции и РСФА основная масса частиц была идентифицирована как М23С6. Частицы этой фазы располагались преимущест-

Рис. 1. Микроструктура исследованных образцов (ОМ): а - образец 1; б - образец 2; в - образец 3; г - образец 4

Исследование микроструктуры 9-12% С г стали.

Змиенко Д.С., Корнеев А.Е., Скоробогатых В.Н., Ломакин П.А.

венно по границам зерен и по границам мартенситных игл (рис. 2, 3). При увеличениях х 20000 и более в образце 1 были выявлены мелкодисперсные частицы пленочного вида, располагавшиеся вблизи частиц М23С6 (рис. 2, а). Методами дифференциального РСФА они были идентифицированы тоже как М23С6. Таким образом, было установлено, что эта фаза состоит из двух фракций -

? I г- > V--'*' : - * • У /-гялЧ*1 >

V ' 1 •гч-.' * >Ч''

/‘•V

* V

«Ж*:?*

-гт

■}

V •

' 'С

V, .*. >^Л /$**■ , V ■“> ‘ :'\ы£& С?

х2000

х 2000

Рис. 2. Микроструктура образцов (ПЭМ): а - образец 1; б - образец 2; в - образец 3; г - образец 4

\ *

~ *Л

х10000

Рис. 3. Микроструктура образцов (ПЭМ): а - образец 1; б - образец 2; в - образец 3; г - образец 4

размером ~0,1 и —0,01 мкм. С ростом времени отпуска увеличивались размеры более мелкой фракции и в образце 4 они достигали размеров крупной фракции, при этом размеры частиц крупной фракции не изменялись. Кроме того, во всех образцах методами дифференциального РСФА был выявлен карбид ниобия.

В образце 2 в теле зёрен были выявлены области по -вышенной травимости (области с выраженным рельефом) (рис. 3, б). При увеличении х 50000 и более в этихучастках обнаружено небольшое количество мелкодисперсных частиц (рис. 4, б). В образцах 3 и 4 таких частиц, равномерно располагавшихся в теле зёрен, больше. Наибольшее количество их выявлено в образце 3 (рис. 4, в). В образце 4 (рис. 4, г) их значительно меньше и они крупнее, чем в образцах 2 и 3. Методом рентгенострукгурно-го фазового анализа указанная фаза определена как УС. Вероятнее всего, происждящие изменения обусловлены развитием процесса формирования вторичной фазы - УС. Образец 2 соответствует начальному этапу (этап предвыделения). В дальнейшем происждит формирование частиц карбида ванадия (образец 3) и их коагуляция (образец 4).

Для контроля процесса термообработки на всех образцах проводили измерения твердости. Результаты измерения приведены на рис. 5. Как видно из приведенного графика, зависимость твердости от времени отпуска имеет четко выраженный максимум, соответствующий образцу 2 (время отпуска 3 ч).

Рассмотрим результаты измерения твердости с точки зрения изменения микроструктуры образцов при проведении термообработки. Во-первых, образец 2 отличается от образцов 3 и 4 несколько меньшим размером зерна, однако зерно меньше и в образце 1, поэтому различием в размере зерна нельзя объяснить появление максимума твердости. Во-

вторых, в процессе термообработки происходит рост размеров частиц более мелкой фракции карбида хрома и в образце

х 2000

х 10000

4 выявлены практически только частицы более крупной фракции. Поскольку рост частиц происходит в соответствии с увеличением времени отпуска, то подобный процесс также не может привести к появлению максимума твердости. В-третьих, в процессе отпуска про-исждит формирование частиц карбида ванадия, причем этап предвыделения (частицы УС еще не сформировались, но неоднородность хи -мического состава уже присутствует) приждится как раз на образец 2. В образцах 3 и 4 частицы карбида ванадия уже сформированы и происждит только небольшой рост их размеров. Таким образом, вероятнее всего именно образование частиц карбида ванадия является тем процессом, который обусловливает появление максимума твердости при термообработке. Косвенным подтверждением этого являются и результаты, полученные в статье [3] для 9-12% Сг стали. В этой работе максимум твердости появляется в процессе отпуска на этапе предвыделения частиц фазы Лавеса.

Выводы

1. Исследованы изменения микроструктуры 9-12% Сг стали в процессе ее термообработки.

2. Выявлена корреляция между изменениями микростуркгуры (формирование частиц карбида ванадия) и твердостью.

3. Особенности микроструктуры необжди-мо учитывать при выборе режимов термообработки изделий из 9-12% Сг стали.

х 50000

/ <

х50000 г

Рис. 4. Микроструктура образцов (ПЭМ): образец 1; б - образец 2; в - образец 3; г - образец 4

I У

х 20000

О.00

2.00

4.00 6,00 4.00 Ю.0О

Е'рн.тлч. ч

Рис. 5. Зависимость твердости от времени отпуска

12.00

Список литературы

1. Kauffmann F., Zeis G., Weiler D., Scheu C., Maile K. Micro-structural Investigation of the Boron Containing TAF Steel and the Correlation to the Creep Strength, 31. MPA-Seminar in Verbindung mit der Fachtagung 13-14 oktober 2005, Statt-gart.

2. Kazuya Miyahara, Jung-Hwan Hwang, Yukio Shimoide. Aging phenomena before the precipitation of the bulky laves phase in Fe-10%Cr ferritic alloys // Scr. Met. et mater. 1995. V. 32. № 12. P. 1917-1921.

3. Корнеев A.E., Ярополова Е.И. Дифференциальный рентгеноструктурный фазовый анализ сталей // Заводская лаборатория. 2005. Т. 71. № 12. С. 24-26.

List of literature

1. Kauffmann F., Zeis G., Weiler D., Scheu C., Maile K. Micro-structural Investigation of the Boron Containing TAF Steel and the Correlation to the Creep Strength, 31. MPA-Seminar in Verbindung mit der Fachtagung 13-14 oktober 2005, Statt-gart.

2. Kazuya Miyahara, Jung-Hwan Hwang, Yukio Shimoide. Aging phenomena before the precipitation of the bulky laves phase in Fe-10%Cr ferritic alloys // Scr. Met. et mater. 1995. V. 32. № 12. P. 1917-1921.

3. Korneev A.E., Yaropolova E.I. Differential X-ray structural phase analysis of the steels // Plant laboratory. 2005. V. 71. № 12. P. 24-26.