CC BY
184
УДК 620.18:669.14.018.44:621.172.251.2
СТРУКТУРА, МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ЖАРОПРОЧНЫЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ СТАЛЕЙ 10Х9К3В2МФБР И 02Х9К3В2МФБР
П.А. Козлов, В.Н. Скоробогатых, И.А. Щенкова
Центральный научно-исследовательский институт технологии машиностроения, ул. Шарикоподшипниковская, 4, Москва, 115088, Россия, e-mail: [email protected]
Аннотация. В работе исследована структура, механические свойства и жаропрочные характеристики 9% хромистых сталей типа Т/Р92 дополнительно легированных 3% кобальта в зависимости от содержания углерода. Проведена оценка влияния кобальта на структуру и жаропрочные свойства стали. Дополнительное введение 3% кобальта в сталь 10Х9В2МФБР способствует уменьшению размеров карбидных фаз и повышению их степени дисперсности, что приводит к закономерному повышению предела длительной прочности. Последующее снижение содержания углерода с 0.1% до 0.014% способствует уменьшению объемной доли карбидов типа М23С6 и повышению степени дисперсности карбонитридов типа МХ. Различие в химическом составе и микроструктуре сталей 10Х9К3В2МФБР и 02Х9К3В2МФБР не привели к существенному изменению твердости и механических свойств металла.
Ключевые слова: высокохромистые жаропрочные стали, карбиды, ползучесть.
Введение
Жаропрочные стали мартенситного и феррито-мартнеситного классов с содержанием хрома от 9% до 12% нашли широкое применение в качестве конструкционных материалов элементов энергетического оборудования с параметрами пара до 620°С [1-4]. Микроструктура этих сталей после термической обработки (нормализации с последующим высокотемпературным отпуском) представляет собой структуру отпущенного мартенсита с выделениями наноразмерных вторичных фаз.
В результате более чем 30 лет исследований и разработок отечественных и зарубежных металловедов были разработаны и освоены в промышленном производстве такие хромистые стали как Х/Г91, Х/Г92, Б911 (Европа, Япония, США) [1], 10Х9МФБ, 10Х9В2МФБР и 12Х10В1МФБР (Россия) [5], предназначенные для паропроводов с рабочей температурой пара от 580°С до 620°С и давлении пара от 25 до 30МПа. В структуре мартенсита этих сталей после термической обработки присутствуют карбиды типа Ыгзаб, расположенные по границам исходных аустенитных зерен, пакетов мартенсита, блоков и наноразмерные дисперсные гомогенно распределенные в мартенситной матрице частицы MX [6].В процессе ползучести рост частиц вторичных фаз способствует трансформации мартенситной структуры в субзеренную, тем самым снижая сопротивление ползучести этих сталей [7, 8].
Одним из подходов к повышению сопротивления ползучести является введение в сталь кобальта и снижение содержания углерода до уровня, при котором основной вклад в дисперсионное упрочнение вносится карбонитридами МХ, которые менее склонны к коагуляции, чем карбиды типа М23Сб[6]. В результате применения такого подхода в ОАО НПО «ЦНИИТМАШ» были разработаны сталь 10Х9К3В2МФБР с содержанием углерода 0.1% и сталь 02Х9К3В2МФБР с пониженным содержанием углерода, содержащие 3% кобальта, которые представляют собой модификацию стали 10Х9В2МФБР
- российского аналога стали Т/Р 92.
Целью настоящей работы является исследование влияния кобальта и снижения углерода на структуру и механические свойства сталей 10Х9К3В2МФБР и 02Х9К3В2МФБР.
§1. Методика проведения исследований
Исследовались опытные плавки сталей 10Х9К3В2МФБР (0,1%C; 9,36%Cr; 2,93%Co;
1,85%W; 0,45%Mo; 0,2%V; 0,05%Nb; 0,048%N; 0,005%B; остальное - Fe) и
02Х9К3В2МФБР (0,014%C; 8,99%Cr; 2,98%Co; 2,1%W; 0,47%Mo; 0,25%V;
0,07%Nb; 0,063%N; 0,01%B; остальное - Fe). Опытные образцы металла экспериментальных сталей были выплавлены и изготовлены в ОАО НПО «ЦНИИТМАШ». Образцы подвергались термической обработке, состоящей из нормализации с температуры (1050±10)°C и отпуска в течении 3 часов при температуре (750±10)°С. Испытания на ползучесть проводили на цилиндрических образцах диаметром 10 мм с длиной рабочей части 100 мм при температурах 600°, 650°, 670° и 700°С и напряжениях 196, 176.4, 156.8, 137.2 и 117.6 Н/мм2, с последующим пересчетом времени до разрушения при температуре 650°С с использованием параметрической зависимости Ларсена-Миллера.
Структурные исследования проводили с помощью сканирующего электронного микроскопа FEI Quanta 600F, оснащенного анализатором дифракции обратнорассеяных электронов (EBSD), и просвечивающего электронного микроскопа Jeol «ЛЕМ-2100»с приставкой для энергодисперсионного анализа.
Ориентационные карты по данным EBSD анализа построены с учетом угловых разо-риентировок свыше 2°. Фольги были получены методом струйной электро-химической полировки с использованием в качестве электролита 10%-ого раствора хлорной кислоты в уксусной с использованием установки для струйной полировки Struers Tenupol-5. Размер и химический состав карбонитридов типа MX и карбидов типа M23Cö определяли с использованием угольных реплик при исследовании на ПЭМ. Природу фаз устанавливали по результатам совместного анализа дифракционных картин от них и результатов энергодисперсионного анализа.
Размер субзерен рассчитывали методом случайных секущих. Плотность дислокаций внутри реек мартенсита и субзерен определяли по количеству точек выхода отдельных дислокаций на поверхность фольги.
Моделирование фазового состава стали проводили методами вычислительной термодинамики в программе Thermo-Calc с использованием базы данных TCFE6.
Таблица 1
Фазовый состав (объемная доля, %) сталей 10Х9В2МФБР, 10Х9К3В2МФБР и 02Х9К3В2МФБР при 750°С
М23С6 МХ Фаза Лавеса
10Х9В2МФБР 1,93 0,34 0
10Х9КЗВ2МФБР 1,95 0,34 0,11
02Х9КЗВ2МФБР 0,24 0,41 0,48
§2. Результаты исследования и их обсуждение
Структура сталей 10Х9К3В2МФБР и 02Х9К3В2МФБР после термической обработки представляет собой отпущенный мартенсит и приведена на рис. 1. Средний размер исходного аустенитного зерна (ИАЗ) в этих сталях составил 10 мкм при содержании углерода 0,1% и 16 мкм при содержании углерода 0,014%, что меньше размера ИАЗ (20 мкм) в стали 10Х9В2МФБР-Ш [8]. По данным EBSD анализа границы пакетов, как правило, являются большеугловыми. Внутри пакетов мартенсита можно различить отдельные блоки, которые разделены малоугловыми границами, в большинстве случаев
- менее 5°, в результате чего, доля малоугловых границ для стали 10Х9К3В2МФБР составляет 52%, а для стали 02Х9К3ВМФБР - 68%.Поперечный размер реек пакетного мартенсита после отпуска равен 336 нм для стали 10Х9К3В2МФБР и 385 нм -для стали 02Х9К3В2МФБР,плотность решеточных дислокаций, расположенных внутри мартенситных реек 2,6х1014 м-2 и 1,4х1014 м-2, соответственно.
В процессе отпуска в стали 10Х9К3В2МФБР по границам блоков и первичных аусте-нитных зерен происходит выделение вторичных фаз, преимущественно M23C6, средний размер которых составляет от 50 - 100 нм. Внутри реек наблюдается гомогенно распределенные карбонитриды типа MX, размерами от 5 до 40 нм.
Снижение содержания углерода в стали с 0,1% до 0,014% приводит к существенному уменьшению объемной доли карбидов М23С6 при сохранении их размеров на том же уровне и повышению степени дисперсности карбонитридов типа МХ, что хорошо согласуется с данными расчетов фазового состава в программе Thermo-calc (табл. 1). Характеристики микроструктуры сталей 10Х9К3В2МФБР, 02Х9К3В2МФБР и для сравнения с данными для стали 10Х9В2МФБР из работ [8, 9], представлены в табл. 2.
в г
Рис. 1. Микроструктура и карты разориентировок сталей 10Х9К3В2МФБР(а, в) и
02Х9К3В2МФБР(б, г).
Таблица 2
Характеристики микроструктуры
Размер ИАЗ, мкм Поперечный размер реек, нм Плотность дислокаций, хЮ14 м“2 Размер МгзСб, нм Размер МХ, нм
10Х9КЗВ2МФБР 10 336 2,6 50-100 5-40
02Х9КЗВ2МФБР 16 385 1,4 50-90 5-30
10Х9В2МФБР-Ш [8, 9] 20 330 6,2 100-250 5-60
Как видно из приведенных данных, введение 3% кобальта в сталь 10Х9В2МФБР измельчению структуры: размеров ИАЗ и получению дисперсных вторичных фаз (табл. 2).
Несмотря на то, что согласно данным термодинамических расчетов в программе ThermoCalc (табл. 1) и некоторым литературным данным [10], введение кобальта способствует образованию фаз Лавеса, в данной работе в исходном состоянии, то есть после термической обработки фаз Лавеса не обнаружено. Причиной такого расхождения может являться допущение, принятое при расчетах, что сталь находится в термодинамически равновесном состоянии, в то время как мартенситных сталях, для обнаружения выделений фазы Лавеса требуются значительные временные выдержки.
Снижение углерода в стали 10Х9К3В2МФБР с 0,1% до 0,014% способствует уменьшению в структуре доли карбидов типа М2зСб и переходу к карбонитридному упрочнению частицами MX. Следует отметить, что снижение содержания углерода в стали в 7 раз не приводит к образованию в структуре ^-феррита, наблюдаемого для модифицированной стали T/P92 в работе [9], это объясняется положительным влиянием кобальта, являющегося 7-стабилизатором, препятствующим образованию i-феррита в структуре стали.
Следует отметить, что различие в химическом составе и микроструктуре сталей 10Х9К3В2МФБР и 02Х9К3В2МФБР не привели к существенному изменению твердости и механических свойств металла. Твердость, предел текучести и предел прочности после термической обработки в обеих сталях практически одинаковы (табл. 3).
В то же время уменьшение содержания углерода и введение кобальта значительно влияет на сопротивление ползучести при 650°С.
Таблица 3
Механические свойства сталей 10Х9К3В2МФБР и 02Х9К3В2МФБР
Температура испытаний сгь, Н/мм2 <70,2, Н/мм2 ¿5, % Ф, % Hv
10Х9КЗВ2МФБР 20°С 701-713 530-550 19,8- 20,3 70,0- 73,0 251
10Х9КЗВ2МФБР 650°С 282-310 259-292 22,0- 23,5 88,0- 89,0 -
02Х9КЗВ2МФБР 20°С 666-671 564-567 18,0- 19,0 70,0- 70,0 253
02Х9КЗВ2МФБР 650°С 327-363 307-355 14,0- 15,0 82,0 -83,0 -
На рис. 2 представлена зависимость времени до разрушения при ползучести от приложенных напряжений, полученная экспериментально для лабораторных плавок сталей 10Х9К3В2МФБР и 02Х9К3В2МФБР; для сравнения также приведены справочные данные для стали Т/Р 92[11] - зарубежного аналога стали 10Х9В2МФБР-Ш [4].
Видно, что введение 3% кобальта в сталь 10Х9В2МФБР-Шувеличивает предел длительной прочности за 104 часов при 650°С стали с кобальтом примерно на 43%, а стали с содержанием углерода 0,014% - на 56% в сравнении со сталью Т/Р92.
10 -І-----------------------------------------------------------
10 100 1 000 10000 100 000
Время, ч
Рис. 2. Кривые длительной прочности, для сталей Т/Р 92, 10Х9К3В2МФБР и 02Х9К3В2МФБР при температуре 650°С:
• -сталь 10Х9К3В2МФБР (лабораторная плавка),
▲ -сталь 02Х9К3В2МФБР (лабораторная плавка),
— - нормативная кривая длительной прочности для стали Т/Р 92 [11].
Выводы
Содержание кобальта в стали 10Х9К3В2МФБР в количестве 3% приводит к повышению степени дисперсности карбидных фаз и как следствие существенному повышению уровня длительной прочности при 650°С: предел длительной прочности за 10 000 часов составил 115 Н/мм2, что на 43% выше аналогичного значения для стали Т/Р92 (56 Н/мм2). Последующее снижение углерода с 0.1% до 0.014% способствует уменьшению в структуре доли карбидов типа М2зС6и переходу к карбонитридному упрочнению частицами МХ, что объясняет 9% прирост жаропрочности в стали 02Х9К3В2МФБР по сравнению с сталью 10Х9К3В2МФБР. Предел длительной прочности за 10 000 часов составил 125 Н/мм2, что на 56% выше аналогичного значения для стали Т/Р92.
Исследование выполнено в рамках ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009 - 2013 годы (Госконтракт № 14.740.12.0865 по обобщенной теме «Исследование новых конструкционных и функциональных материалов и технологий их обработки») на оборудовании Центра коллективного пользования «Диагностика структуры и свойств наноматериалов» НИУ «БелГУ».
Литература
1. Viswanathan R., Bakker W.T. Materials for Boilers in Ultra Supercritical Power Plants. 2000. - P.1-22.
2. Klueh R.L. Elevated-temperature ferritic and martensitic steels and their application to future nuclear reactors // OAK ridge national laboratory, 2004. - P.1-66.
3. Kaybyshev R., Skorobogatykh V., Shchenkova I. New martensitic steels for fossil power plant: Creep resistance // Phys. Metals Metallogr. - 2010. - 109(2). - P.186-200.
4. Дуб А.В., Скоробогатых В.Н., Щенкова И.А. Новые жаропрочные хромистые стали для перспективных объектов тепловой энергетики // Теплоэнергетика. - 2008. -7. - P.47-53.
5. Дуб В.С., и др. Новые стали и технологии их выплавки для энергетических установок суперсверхкритических параметров // Тяжелое машиностроение. - 2009. -12. - P.13-15.
6. Abe F. Precipitate design for creep strengthening of 9% Cr tempered martensitic steel for ultra-supercritical power plants // Science and Technology of Advanced Materials. -2008. - 9(1). - P.013002.
7. Panait C.G., et al. Evolution of dislocation density, size of subgrains and MX-type precipitates in a P91 steel during creep and during thermal ageing at 600°°C for more than 100,000h // Materials Science and Engineering: A. - 2010. - 527(16-17). - P.4062-4069.
8. Дудко В.А., et al. Структурные изменения в жаропрочной стали 10Х9В2МФБР в процессе ползучести при 650°С // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2010. - 3(657). - P.26-33.
9. Dudko V., et al. Effect of MX particles and i-ferrite on mechanical properties and creep behavior of P92-type steel, 2011. - P.1-4.
10. Ланская К.А. Высокохромистые жаропрочные стали / К.А. Ланская. - Москва: Металлургия, 1976.
11. ECCC, ECCCDataSheet. 2005: p. 1-150.
MICROSTRUCTURE, MECHANICAL PROPERTIES AND CREEP BEHAVIOR OF 10KH9K3B2MFBR И KH9K3B2MFBR P.A. Kozlov, V.N. Skorobogatykh, I.A. Schenkova
Government scientific center of Russian Federation Public Joint-Stock Company ”Research-and-Production Alliance”,
Sharikipodshipnikovskaya St., 4, Moscow, 115088, Russia, e-mail: [email protected]
Abstract. In present work was studied microstructure, mechanical properties and creep resistance of T/P92-steels with addition of 3% cobalt.The influence of cobalt was assessed on structure and long-term strength limit. Addition of 3% cobalt in T/P92 steel helps to reduce size of M23C6, to increase their dispersion and long-term strength limit. Decrease the carbon content from 0.1% to 0.014% reduce a volume fraction of M23C6 and increase amount of MX. Almost the same level of mechanical properties was recorded by hardness measurements and tensile tests for the both steels.
Keywords: high-chromium martensitic steel, carbides, creep.
