Электронный научный журнал
Современные проблемы науки и образования
ISSN 2070-7428
"Перечень" ВАК
ИФ РИНЦ = 0,791

ОСОБЕННОСТИ РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА В СТАЛИ 10Х9В2МФБР В УСЛОВИЯХ НЕПРЕРЫВНОГО ОХЛАЖДЕНИЯ

Скоробогатых В.Н. 1 Щенкова И.А. 1 Козлов П.А. 1 Беликов С.В. 2 Жиляков А.Ю. 2
1 ОАО НПО «ЦНИИТМАШ»
2 ФГАОУ ВПО «УрФУ имени первого Президента России Б.Н.Ельцина»
В работе приведены результаты построения термокинетической диаграммы распада переохлажденного аустенита для стали 10Х9В2МФБР и показано влияние скоростей охлаждения на структуру стали. При построении термокинетической диаграммы распада переохлажденного аустенита использовались данные дилатометрического, микроструктурного и микрорентгеноспектрального анализов, а также результаты измерения микротвердости. Экспериментально показано, что при скоростях охлаждения более 7,5 град/мин образуется однородная структура мартенсита закалки с твердостью на уровне 434-494 HV. При более медленном охлаждении в интервале скоростей 2,1...0,5 град/мин в стали формируется гетерогенная структура, состоящая из феррита, перлита, бейнита и мартенсита, при этом твердость стали стремительно падает с 446 до 182 HV. Для полуфабрикатов из стали 10Х9В2МФБР даны рекомендации по выбору закалочной среды: в сечениях до 200 мм в качестве закалочной среды – воздух.
супер сверх-критические параметры
жаропрочные мартенситные стали
фазовые превращения
1. Дуб А. В., Скоробогатых В. Н., Щенкова И. А. Новые жаропрочные хромистые стали для перспективных объектов тепловой энергетики // Теплоэнергетика. – 2008. – №7. – С. 47-53.
2. Дуб А. В., Скоробогатых В. Н. Материаловедческая и технологическая база для создания перспективного теплового энергооборудования // Теплоэнергетика. – 2012. – № 4. – С. 7-14.
3. Abe F., Kern T.-U. and Viswanathan R. Creep-resistant steels. – Woodhead Publishing and Maney Publishing, 2008. – 678 p.
4. 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. – Vol. 9(1). – P. 013002.
5. Hald J. and Korcakova L. Precipitate Stability in Creep Resistant Ferritic Steels – Experimental Investigations and Modelling // ISIJ International. – 2003. – Vol. 43(3). – P. 420-427.
6. Kaybyshev R. O., Skorobogatykh V. N., Shchenkova I. A. New martensitic steels for fossil power plant: Creep resistance // The Physics of Metals and Metallography. – 2010. – Vol. 109(2). – P. 186-200.

Введение

В связи с созданием угольных энергоблоков с повышенной эффективностью сжигания топлива в последние годы значительно вырос интерес к хромистым жаропрочным сталям мартенситного класса с 9 % хрома, рассматриваемым в качестве перспективных материалов элементов паропроводного и теплообменного оборудования блоков с супер сверхкритическими параметрами пара (ССКП: температурой до 620 ºС и давлением до 35 МПа) [3, 6] и обладающим одновременно высокой жаропрочностью, вязкостью, коррозионной стойкостью, низкой склонностью к массопереносу и высокой технологичностью.

Высокий уровень жаропрочности этих сталей обеспечивается легированием и структурой, сформировавшейся в результате термической обработки (закалки на воздухе с последующим высоким отпуском). В результате мартенситного превращения при нормализации в стали формируется дислокационная структура мартенсита, стабильность которой в процессе ползучести обеспечивается подавлением переползания дислокаций за счет уменьшения скорости диффузии в твердом растворе и выделением при отпуске дисперсных вторичных фаз (карбидов, карбонитридов и интерметаллидов), сдерживающих развитие динамической полигонизации при эксплуатационных температурах [4, 5].

Исследования карбидных реакций, протекающих в сталях этого типа при отпуске в широком интервале температур, показали, что эффект стабилизации дислокационной структуры определяется особенностями процессов, протекающих при отпуске мартенсита. При этом  для обеспечения возможности управления карбидными реакциями после закалки требуется иметь однородную структуру мартенсита, свободную от продуктов распада аустенита, образующихся при охлаждении, что требует знания предельных скоростей охлаждения для материала, построения термокинетических диаграмм превращения аустенита и проведения структурных исследований.

Целью настоящей работы являлось изучение особенностей распада переохлажденного аустенита в условиях непрерывного охлаждения для стали 10Х9В2МФБР, разработанной в ОАО НПО «ЦНИИТМАШ» в 2006 году и рассматриваемой в качестве перспективного материала для паропроводного оборудования блоков ССКП [1, 2].

Материалы и методика исследования

Для построения термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита стали марки 10Х9В2МФР-Ш (0,098 % C; 8,78 % Cr; 1,64 % W; 0,50 % Mo; 0,24 % V; 0,07 % Nb; 0,044 % N; 0,005 % B; остальное – Fe) использовались данные дилатометрического анализа, который проводился на цилиндрических образцах диаметром ~4,0 мм и длиной ~10,0 мм. Скорости охлаждения 30, 60 и 600 оС/мин были реализованы на закалочном дилатометре «Linseis L78 R. I. T. A.». Температура при проведении опытов фиксировалась с помощью предварительно откалиброванной термопары K-типа, которая приваривалась к боковой поверхности исследуемых образцов. Скорости охлаждения 0,5; 1; 2,1; 7,5оС/мин были реализованы на высокотемпературном дилатометре «Linseis L75VD1600C». Температура при проведении опытов фиксировалась с помощью предварительно откалиброванной термопары S-типа (Pt – Pt-10 % Rh), которая располагалась в непосредственной близости от исследуемого образца (на расстоянии ~1...1,5 мм). Сбор и обработка полученных данных осуществлялись с помощью программ, поставляемых с приборами.

Методика построения термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита в исследуемых сталях заключалась в охлаждении образцов, нагретых до температуры аустенитизации (~1050±10°С), с регистрацией моментов начала, конца или приостановки образования продуктов распада переохлажденного аустенита, которые затем отмечались на экспериментально полученных кривых охлаждения и соединялись плавными линиями «заметного начала превращения» (сплошная линия) и «условного окончания превращения» (пунктирная линия). Также на кривых указывалась средняя скорость охлаждения образцов в интервале температур t A – начало превращения.

Выдержка при температуре аустенитизации составляла 900 с. В закалочном дилатометре «Linseis L78 R. I. T. A.» нагрев образцов производился в вакууме ~10-2 Па. В качестве охлаждающей среды использовался гелий. В высокотемпературном дилатометре «Linseis L75VD1600C» нагрев и охлаждение образцов производились в защитной атмосфере аргона.

Критические температуры Ас1 и Ас3 исследуемых сталей определялись при нагреве образцов со скоростью ~250 °С/ч.

Окончательное оформление термокинетических диаграмм распада переохлажденного аустенита в исследуемых сталях проводилось с учетом данных о твердости отдельных дилатометрических образцов и микроструктуре, полученных при исследовании на рабочей станции Auriga™ CrossBeam, оснащенной электронной и ионной колоннами и оптическим микроскопом «Nikon Epiphot 200». Травление образцов проводилось в «царской водке» (3 части HCl + 1 часть HNO3).

Результаты исследования и их обсуждение

При исследовании устойчивости переохлажденного аустенита дилатометрическим методом были определены температуры начала и окончания образования аустенита при нагреве: Ас1 – 849 оС и Ас3 – 941 оС.

На рисунке 1 представлена термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита для стали 10Х9В2МФБР. Характерной чертой 9 % хромистых жаропрочных сталей является большая величина инкубационного периода, благодаря чему стали хорошо закаливаются на воздухе. При охлаждении сталь имеет две температурно-временные области – феррито-перлитную и бейнитно-мартенситную, которые разделены интервалом повышенной устойчивости, что также является характерной чертой сталей этого типа. Температуры начала и конца мартенситного превращения в области пониженных температур составляют Мн=385 оС и Мк=212 оС при охлаждении со скоростями 30…600 оС/мин. Твердость стали составляет HV 436…494. Понижение скорости охлаждения до 7,5…0,5 оС/мин приводит к образованию, наряду с мартенситом, бейнита и, как следствие, к плавному росту температур начала и конца превращения до 490 оС и 290 оС, соответственно.

Рисунок 1. Термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита в стали 10Х9В2МФБР при охлаждении от t A = 1050 °С

В настоящее время общепринято, что в сталях рассматриваемого класса превращения аустенита при пониженных температурах протекают исключительно по мартенситному механизму. Повышение температур Мн и Мк в этом случае объясняется выделением специальных карбидов, и как следствие, обеднением аустенита легирующими элементами и углеродом. Однако морфология выделения карбидной фазы позволяет сделать вывод о протекании превращения как по мартенситному (при температурах от 385 оС до 212 оС), так и по диффузионному механизмам (при температурах от 860 оС до 670 оС). При охлаждении с относительно высокой скоростью (~ 600 оС/мин) в некоторых кристаллах мартенсита наблюдаются дисперсные карбиды, которые могли сформироваться в процессе самоотпуска (рисунок 2а). Замедление скорости охлаждения до 7,5 оС/мин приводит к образованию участков структуры, содержащих более крупные карбиды, расположенные по границам бывших аустенитных зерен, пакетов и блоков мартенсита (рисунок 2б). Такое расположение структурных составляющих характерно для бейнита (продукта распада аустенита по промежуточному механизму).

Рисунок 2. Дисперсные частицы, образовавшиеся при охлаждении стали 10Х9В2МФБР со скоростью 600 оС/мин (а) и 7,5 оС/мин (б) от tA = 1050 ºС

В процессе охлаждения в интервале скоростей 2,1…0,5 оС/мин формируется гетерогенная структура с различным соотношением структурных составляющих: феррита, перлита, бейнита и мартенсита (рисунок 3). Твердость стали с увеличением скорости охлаждения повышается от 187 HV до 447 HV. При самой медленной из реализованных скоростей охлаждения по границам зерен выделились частицы, сильно обогащенные Cr и в меньшей степени Mo и W, но обедненные по железу. При больших скоростях охлаждения вплоть до 600 оС/мин в структуре наблюдаются первичные карбиды ниобия.

Рисунок 3. Микроструктура стали 10Х9В2МФБР, полученная в результате охлаждения
от tA = 1050 ºС со скоростью 1 ºС/мин

В связи с широким сортаментом металлопродукции (поковки, трубы и пр.), предполагаемым к производству из стали 10Х9В2МФБР, необходимо учитывать реальные скорости охлаждения по сечению и не допускать образования структурных неоднородностей в толстых сечениях (до 700 мм). Для стали 10Х9В2МФБР была проведена расчетная оценка скорости охлаждения в различных сечениях – от 80 до 360 мм, которая показала, что в сечениях до 200 мм в качестве закалочной среды можно выбрать воздух, для сечений большей величины следует применять закалочные среды, обеспечивающие скорость охлаждения более 7,5 оС/мин, позволяющую сформировать относительно однородную мартенситную структуру.

Заключение

1. Для стали 10Х9В2МФБР построена термокинетическая диаграмма распада переохлажденного аустенита и показано влияние скоростей охлаждения на структуру стали 10Х9В2МФБР.

2. Экспериментально показано, что при скоростях охлаждения более 7,5 оС/мин образуется однородная структура мартенсита закалки. При более медленном охлаждении в интервале скоростей 2,1…0,5 оС/мин в стали формируется гетерогенная структура, состоящая из феррита, перлита, бейнита и мартенсита, при этом твердость стали стремительно падает с 446 до 182 HV.

3. Для полуфабрикатов из стали 10Х9В2МФБР даны рекомендации по выбору закалочной среды: в сечениях до 200 мм в качестве закалочной среды  – воздух.

Исследование выполнено в рамках ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009–2013 годы (Государственное соглашение № 14.A18.21.2108 по обобщенной теме «Современные методы исследования микроструктуры и механических свойств перспективных материалов») на оборудовании Центра коллективного пользования «Диагностика структуры и  свойств наноматериалов» НИУ «БелГУ».

Рецензенты:

Кайбышев Рустам Оскарович, д.ф.-м.н., профессор кафедры «Материаловедения и нанотехнологий» ФГАО ВПО «Белгородский государственный национальный исследовательский университет», руководитель лаборатории механических свойств наноструктурных и жаропрочных материалов ФГАО ВПО  «Белгородский государственный национальный  исследовательский университет», г. Белгород.

Иванов Олег Николаевич, д.ф.-м.н., руководитель Центра коллективного пользования научным оборудованием НИУ «БелГУ»  «Диагностика структуры и свойств наноматериалов», ФГАОУ ВПО «Белгородский государственный национальный исследовательский университет», г. Белгород.


Библиографическая ссылка

Скоробогатых В.Н., Щенкова И.А., Козлов П.А., Беликов С.В., Жиляков А.Ю. ОСОБЕННОСТИ РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА В СТАЛИ 10Х9В2МФБР В УСЛОВИЯХ НЕПРЕРЫВНОГО ОХЛАЖДЕНИЯ // Современные проблемы науки и образования. – 2013. – № 1.;
URL: http://science-education.ru/ru/article/view?id=8200 (дата обращения: 10.12.2019).

Предлагаем вашему вниманию журналы, издающиеся в издательстве «Академия Естествознания»
(Высокий импакт-фактор РИНЦ, тематика журналов охватывает все научные направления)

«Фундаментальные исследования» список ВАК ИФ РИНЦ = 1.074