Помощь студентам в учебе
ИССЛЕДОВАНИЕ МИКРОСТРУКТУРЫ, КРАТКОВРЕМЕННЫХ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ И ПОВЕДЕНИЯ ПРИ ПОЛЗУЧЕСТИ ПЕРСПЕКТИВНОЙ МАРТЕНСИТНОЙ 10%СЯ СТАЛИ С ДОБАВЛЕНИЕМ 0,2%RE
|
ВВЕДЕНИЕ 4
ГЛАВА 1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР 5
1.1 Высокохромистые стали мартенситного класса 5
1.2 Влияние легирующих элементов на структуру и свойства
мартенситных сталей 6
1.3 Характерная структура мартенситных сталей и фазовый состав 9
1.4 Общие понятия ползучести. Особенности поведения мартенситных
сталей в процессе ползучести 16
1.5 Постановка задач исследования 24
ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛ, МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ И ТЕХНИКА БЕЗОПАСНОСТИ 26
2.1 Материал исследования 26
2.2 Методика проведения испытания на растяжение 27
2.3 Методика проведения испытания на ударную вязкость 28
2.4 Методика проведение испытания на твердость по Бринеллю 29
2.5 Методика проведения испытания на длительную прочность и
ползучесть 30
2.6 Методы подготовки образцов для микроструктурных исследований 30
2.7 Методики исследования микроструктуры и фазового состава 31
2.8 Методика математического моделирования фазового состава 36
2.9 Техника безопасности при работе с кислотами и щелочами 36
2.10 Техника безопасности при работе с электроприборами 38
2.11 Техника безопасности при работе с установкой
рентгеноструктурного анализа 39
ГЛАВА 3 РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ 43
3.1 Критические точки фазовых превращений 43
3.2 Влияние температуры нормализации на структуру стали 10Cr-3Co-
3W-0,2Re 44
3.3 Кратковременные механические свойства после отпуска при 750-800°C 48
3.4 Фрактография после испытаний на ударную вязкость 53
3.5 Влияние температуры отпуска на структуру стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re 55
3.6 Оптимальный режим термической обработки 62
3.7 Механические свойства стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re при растяжении 63
3.8 Поведение при ползучести 65
3.9 Анализ деформационного поведения на различных стадиях
ползучести и выявление локализации деформации по методикам K. Laha и F. Abe 70
3.10 Оценка длительной прочности и предела достижения
минимальной скорости 73
3.11 Оценка влияние выбранной системы легирования на прочностные
характеристики и поведение при ползучести 75
3.12 Микроструктурные изменения при длительном отжиге 80
3.13 Микроструктурные изменения в процессе ползучести 87
3.14 Влияние рения на растворимость вольфрама 100
3.15 Анализ экономической целесообразности проведения работ 102
ВЫВОДЫ: 104
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 107
ГЛАВА 1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР 5
1.1 Высокохромистые стали мартенситного класса 5
1.2 Влияние легирующих элементов на структуру и свойства
мартенситных сталей 6
1.3 Характерная структура мартенситных сталей и фазовый состав 9
1.4 Общие понятия ползучести. Особенности поведения мартенситных
сталей в процессе ползучести 16
1.5 Постановка задач исследования 24
ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛ, МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЯ И ТЕХНИКА БЕЗОПАСНОСТИ 26
2.1 Материал исследования 26
2.2 Методика проведения испытания на растяжение 27
2.3 Методика проведения испытания на ударную вязкость 28
2.4 Методика проведение испытания на твердость по Бринеллю 29
2.5 Методика проведения испытания на длительную прочность и
ползучесть 30
2.6 Методы подготовки образцов для микроструктурных исследований 30
2.7 Методики исследования микроструктуры и фазового состава 31
2.8 Методика математического моделирования фазового состава 36
2.9 Техника безопасности при работе с кислотами и щелочами 36
2.10 Техника безопасности при работе с электроприборами 38
2.11 Техника безопасности при работе с установкой
рентгеноструктурного анализа 39
ГЛАВА 3 РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ 43
3.1 Критические точки фазовых превращений 43
3.2 Влияние температуры нормализации на структуру стали 10Cr-3Co-
3W-0,2Re 44
3.3 Кратковременные механические свойства после отпуска при 750-800°C 48
3.4 Фрактография после испытаний на ударную вязкость 53
3.5 Влияние температуры отпуска на структуру стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re 55
3.6 Оптимальный режим термической обработки 62
3.7 Механические свойства стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re при растяжении 63
3.8 Поведение при ползучести 65
3.9 Анализ деформационного поведения на различных стадиях
ползучести и выявление локализации деформации по методикам K. Laha и F. Abe 70
3.10 Оценка длительной прочности и предела достижения
минимальной скорости 73
3.11 Оценка влияние выбранной системы легирования на прочностные
характеристики и поведение при ползучести 75
3.12 Микроструктурные изменения при длительном отжиге 80
3.13 Микроструктурные изменения в процессе ползучести 87
3.14 Влияние рения на растворимость вольфрама 100
3.15 Анализ экономической целесообразности проведения работ 102
ВЫВОДЫ: 104
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 107
Развитие современной теплотехнической промышленности направлено на увеличение доли сжигаемого твердого топлива и на сокращение вредных выбросов в атмосферу. Этого можно достичь за счет использования новых энергоблоков, работающих при суперсверхкритических параметрах пара (Т=600-620°С, Р=25-34 МПа) [1]. Переход на такие параметры пара страдиционных (Т=545°С и Р=24 МПа) позволит поднять КПД угольных энергоблоков с 35% до 44%. Это стало возможным при разработке новых жаропрочных сталей мартенситного класса с 9-12%Cr [1].
В современных конструкциях котлов они применяются как материал для изготовления элементов высокотемпературных котлов перегрева пара, коллекторов, главных паропроводов, паровых турбин. Эти стали соединяются с классическими теплотехническими сталями типа Р22/23/24 композитными швами, что позволяет большую по весу часть котлов выполнять из перлитных или бейнитных сталей, что имеет большое экономической значение. В то же время стали мартенситного класса отличаются от перлитных повышенной жаростойкостью в атмосфере пара или топочных газов [2].
В настоящее время в РФ идет реализация ряда крупных научно-исследовательских проектов по разработке и освоению сталей мартенситного класса. Машиностроительные и металлургические предприятия РФ начинают осваивать производство этих сталей и деталей из них [1]. Главная проблема при разработке сталей нового поколения заключается в обеспечении длительной прочности при достаточных жаростойкости, вязкости разрушения, сопротивлении малоцикловой усталости и технологичности изготовления.
В связи с этим представляют интерес исследования, связанные с разработкой новых составов сталей с использованием новых принципов легирования, изучением структуры и механических свойств сталей.
В современных конструкциях котлов они применяются как материал для изготовления элементов высокотемпературных котлов перегрева пара, коллекторов, главных паропроводов, паровых турбин. Эти стали соединяются с классическими теплотехническими сталями типа Р22/23/24 композитными швами, что позволяет большую по весу часть котлов выполнять из перлитных или бейнитных сталей, что имеет большое экономической значение. В то же время стали мартенситного класса отличаются от перлитных повышенной жаростойкостью в атмосфере пара или топочных газов [2].
В настоящее время в РФ идет реализация ряда крупных научно-исследовательских проектов по разработке и освоению сталей мартенситного класса. Машиностроительные и металлургические предприятия РФ начинают осваивать производство этих сталей и деталей из них [1]. Главная проблема при разработке сталей нового поколения заключается в обеспечении длительной прочности при достаточных жаростойкости, вязкости разрушения, сопротивлении малоцикловой усталости и технологичности изготовления.
В связи с этим представляют интерес исследования, связанные с разработкой новых составов сталей с использованием новых принципов легирования, изучением структуры и механических свойств сталей.
1. Установлено, что увеличение температуры нормализации от 1050 до 1150°С стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re приводит к увеличению среднего размера исходного аустенитного зерна от 59 до 95 мкм. Температуры фазового перехода феррит ^ аустенит, Аы и Асз, составляют 838°С и 876°С соответственно. Оптимальная температура нормализации стали 10Cr-3Co- 3W-0,2Re определена как 1050°С.
2. Определена оптимальная температура отпуска стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re, составляющая 770°С, 3 ч которая обеспечивает достижение следующих кратковременных механических свойств: твердость 220 HB, ударная вязкость 170 Дж/см2, предел текучести и предел прочности при 650°С - 300 МПа и 324 МПа соответственно. В процессе отпуска при 770°С в стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re формируется структура троостита отпуска со средней шириной реек 290 нм, высокой плотностью дислокаций 2*1014 м-2. По границам исходных аустенитных зерен и реек выделены карбиды M23C6и M6C со средним размером 67 нм и 40 нм соответственно. Установлено, что ориентационное соотношение между карбидами М23С6 и ферритной матрицей соответствует ориентационному соотношению Курдюмова-Закса. Карбонитриды Nb(C,N) со средним размером 37 нм гомогенно распределены по матрице.
3. Установлено, что сталь 10Cr-3Co-3W-0,2Re при температуре 650°С демонстрирует высокое сопротивление ползучести при кратковременных испытаниях. Так, время до разрушения стали 10Cr-3Co- 3W-0,2Re при напряжениях 180 и 160 МПа составляет 84 и 440 ч, что в 2-4 раза больше, чем стали-прототипа без рения. При 100-140 МПа испытания продолжаются с явным преимуществом по времени по сравнению со сталью- прототипом (время испытания при 140 МПа в настоящий момент составляет 3600 ч, в то время как сталь-прототип разрушилась после 1425 ч).
4. Предел длительной прочности для изучаемой стали 10Cr-3Co- 3W-0,2Re, спрогнозированный на основе кратковременных испытаний, составляет 120 МПа, что почти на 20% больше чем для стали-прототипа, на 40% больше, чем для 9Cr-3Co-3W стали, и почти на 66% больше, чем для коммерческой стали P92.
5. Установлена линейная зависимость между минимальной скоростью ползучести и приложенным напряжением в интервале 200-130 МПа. Высокий кажущийся показатель степени n*=22 в степенном законе пластической деформации свидетельствует о наличии высоких пороговых напряжений.
6. Обнаружено, что отжиг стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re при 650°C в течение 440 ч не приводит к заметному изменению реечной структуры: ширина реек увеличивается до 350 нм, плотность дислокаций снижается до 1.4«1014 м-2, размер субзерен увеличивается до 360 нм, средние размеры частиц карбидов M23C6и карбонитридов Nb(C,N) не изменяются и равны 70 и 45 нм. Происходит растворение метастабильных карбидов M6C и выделение мелкодисперсной фазы Лавеса со средним размером 136 нм.
7. Выявлено, что в процессе кратковременной ползучести при 650°C и приложенных напряжениях 200-160 МПа в стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re сохраняется реечная структура. Уменьшение приложенного напряжения от 200 до 160 МПа приводит к незначительному увеличению ширины реек от 500 до 570 нм, размеров карбидов М23С6 от 75 до 80 нм, карбонитридов Nb(C,N) от 30 до 50 нм и фазы Лавеса от 110 нм при 180 МПа до 130 нм при 160 МПа. Изменение величины локализации деформации не оказывает влияние на размер частиц.
8. Установлено, что частицы стабильной фазы Лавеса выделяются на уже существующих в структуре частицах метастабильной фазы М6С, используя их как готовую поверхность для зарождения, при этом частицы фазы Лавеса имеют определенные ориентационные соотношения с частицами карбида М6С. Потеря ориентационных соотношений между этими
9. Показано, что наличие рения в стали не оказывает влияние на растворимость вольфрама в ферритной матрице, т.е. не замедляет процесс обеднения ферритной матрицы вольфрамом при отжиге и ползучести при температуре 650°С в течение 440 ч по сравнению с другими 9-10%Сг сталями, не содержащими рений. Уход вольфрама из твердого раствора ускоряется пластической деформацией в процессе кратковременной ползучести.
2. Определена оптимальная температура отпуска стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re, составляющая 770°С, 3 ч которая обеспечивает достижение следующих кратковременных механических свойств: твердость 220 HB, ударная вязкость 170 Дж/см2, предел текучести и предел прочности при 650°С - 300 МПа и 324 МПа соответственно. В процессе отпуска при 770°С в стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re формируется структура троостита отпуска со средней шириной реек 290 нм, высокой плотностью дислокаций 2*1014 м-2. По границам исходных аустенитных зерен и реек выделены карбиды M23C6и M6C со средним размером 67 нм и 40 нм соответственно. Установлено, что ориентационное соотношение между карбидами М23С6 и ферритной матрицей соответствует ориентационному соотношению Курдюмова-Закса. Карбонитриды Nb(C,N) со средним размером 37 нм гомогенно распределены по матрице.
3. Установлено, что сталь 10Cr-3Co-3W-0,2Re при температуре 650°С демонстрирует высокое сопротивление ползучести при кратковременных испытаниях. Так, время до разрушения стали 10Cr-3Co- 3W-0,2Re при напряжениях 180 и 160 МПа составляет 84 и 440 ч, что в 2-4 раза больше, чем стали-прототипа без рения. При 100-140 МПа испытания продолжаются с явным преимуществом по времени по сравнению со сталью- прототипом (время испытания при 140 МПа в настоящий момент составляет 3600 ч, в то время как сталь-прототип разрушилась после 1425 ч).
4. Предел длительной прочности для изучаемой стали 10Cr-3Co- 3W-0,2Re, спрогнозированный на основе кратковременных испытаний, составляет 120 МПа, что почти на 20% больше чем для стали-прототипа, на 40% больше, чем для 9Cr-3Co-3W стали, и почти на 66% больше, чем для коммерческой стали P92.
5. Установлена линейная зависимость между минимальной скоростью ползучести и приложенным напряжением в интервале 200-130 МПа. Высокий кажущийся показатель степени n*=22 в степенном законе пластической деформации свидетельствует о наличии высоких пороговых напряжений.
6. Обнаружено, что отжиг стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re при 650°C в течение 440 ч не приводит к заметному изменению реечной структуры: ширина реек увеличивается до 350 нм, плотность дислокаций снижается до 1.4«1014 м-2, размер субзерен увеличивается до 360 нм, средние размеры частиц карбидов M23C6и карбонитридов Nb(C,N) не изменяются и равны 70 и 45 нм. Происходит растворение метастабильных карбидов M6C и выделение мелкодисперсной фазы Лавеса со средним размером 136 нм.
7. Выявлено, что в процессе кратковременной ползучести при 650°C и приложенных напряжениях 200-160 МПа в стали 10Cr-3Co-3W-0,2Re сохраняется реечная структура. Уменьшение приложенного напряжения от 200 до 160 МПа приводит к незначительному увеличению ширины реек от 500 до 570 нм, размеров карбидов М23С6 от 75 до 80 нм, карбонитридов Nb(C,N) от 30 до 50 нм и фазы Лавеса от 110 нм при 180 МПа до 130 нм при 160 МПа. Изменение величины локализации деформации не оказывает влияние на размер частиц.
8. Установлено, что частицы стабильной фазы Лавеса выделяются на уже существующих в структуре частицах метастабильной фазы М6С, используя их как готовую поверхность для зарождения, при этом частицы фазы Лавеса имеют определенные ориентационные соотношения с частицами карбида М6С. Потеря ориентационных соотношений между этими
9. Показано, что наличие рения в стали не оказывает влияние на растворимость вольфрама в ферритной матрице, т.е. не замедляет процесс обеднения ферритной матрицы вольфрамом при отжиге и ползучести при температуре 650°С в течение 440 ч по сравнению с другими 9-10%Сг сталями, не содержащими рений. Уход вольфрама из твердого раствора ускоряется пластической деформацией в процессе кратковременной ползучести.