ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2015, том 116, № 11, с. 1222-1232
^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.15-194.55:539.4:539.25
ВЛИЯНИЕ СОДЕРЖАНИЯ УГЛЕРОДА НА ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СТАЛИ (02/10)Х9В2МФБР
© 2015 г. В. А. Дудко, А. Э. Федосеева, А. Н. Беляков, Р. О. Кайбышев
Белгородский государственный университет, 308034 Россия, Белгород, ул. Победы, 85
e-mail: dudko@bsu.edu.ru Поступила в редакцию 22.04.2015 г.; в окончательном варианте — 15.05.2015 г.
Исследовали деформационное поведение и эволюцию микроструктуры при ползучести стали 10Х9В2МФБР (российский аналог стали P92) (в мас. % Fe - 8.9% Сг-0.05% Si-0.2% Mn-1.9% W-0.5% Mo-0.25% V-0.07 Nb-0.08% N-Х 0.01B) со стандартным (0.1%) и пониженным (0.018%) содержанием углерода. После термической обработки, которая включала нормализацию при 1050°C и отпуск при 720-750°C, в стали 10Х9В2МФБР образуются карбиды Ме23С6, и карбонитриды Ме(С^), тогда как в стали 02Х9В2МФБР формируются карбиды Ме23С6, нитриды Ме2N и карбонитриды Ме(С^), а также S-феррит, доля которого составила 23%. Измерение твердости и испытания на растяжение при комнатной и повышенных температурах не выявили существенных различий в кратковременных механических свойствах обеих сталей. Твердость сталей после отпуска составляла 220 HB. В то же время характеристики жаропрочности двух сталей отличаются. Понижение содержания углерода приводит к увеличению длительной прочности и предела ползучести при 650°С для краткосрочных испытаний с временем до разрушения менее 103 ч. При длительных испытаниях время до разрушения сталей с различным содержанием углерода практически совпадает. Причины такого влияния углерода на сопротивление ползучести обсуждаются.
Ключевые слова: ползучесть, жаропрочные стали мартенситного класса, длительная прочность, карбиды.
DOI: 10.7868/S0015323015110054
ВВЕДЕНИЕ
В настоящее время высокохромистые стали мартенситного класса широко используются для изготовления элементов энергоустановок, работающих при температуре пара выше 570°С, поскольку обладают уникальной жаропрочностью [1, 2]. Высокое сопротивление ползучести этих сталей обусловлено стабильностью их микроструктуры, которая представляет собой троостит отпуска, в условиях воздействия высоких температур и приложенных напряжений [1—3]. Эта стабильность обеспечивается двумя типами частиц вторых фаз, выделяющихся при отпуске, а также фазой Лавеса, которая выделяется в процессе долговременного старения и ползучести [1, 2, 4—9]. Карбиды Ме23С6 и фаза Лавеса Ре2(^Мо) имеют размер более 100 нм и располагаются на малоугловых и больше-угловых границах (БУГ) [4, 5]. Они коагулируют как в процессе ползучести, так и при долговременном старении [4—6]. Карбонитриды Ме(С^) однородно располагаются в теле зерен и устойчивы к коагуляции благодаря двухфазному разделению на обогащенные V и N и обогащенные № и С частицы [1, 2, 4, 5, 7—11]. Первые имеют форму "крылышек" (пластин) длиной до 10 нм и толщиной до
4 нм, а вторые имеют круглую форму и размер от 30 до 50 нм [4, 5, 10-12].
До настоящего времени механизм, который обеспечивает уникальную жаропрочность сталей с 911 мас. % Сг, остается не ясным [1, 4-6]. До появления работ [4-6] в течение продолжительного времени считалось [1, 3, 9], что высокая жаропрочность высокохромистых сталей последнего поколения обусловлена подавлением миграции границ в троостите отпуска за счет высокой тормозящей силы Зинера [13], связанной с карбо-нитридами Ме(С^). Авторы [12, 14, 15] предложили оригинальный подход к изменению легирования 9% Сг сталей, который позволил повысить время до разрушения почти в 100 раз. Поскольку азот не может замещать углерод в карбиде Ме23С6, то понижение содержания углерода существенно уменьшает удельный объем этих карбидов. Одновременно, повышается удельный объем карбо-нитридов Ме(С^), устойчивость которых против коагуляции существенно выше, чем у карбидов Ме23С6 [16, 17]. Это обеспечивает повышение стабильности структуры троостита отпуска при ползучести и, соответственно, долговременная прочность высокохромистых сталей мартенситного
класса увеличивается [6, 12, 14, 15, 18—20]. В тоже время делать выводы о механизме, обеспечивающем повышение жаропрочности этих сталей за счет понижения содержания углерода, по результатам указанных работ затруднительно, поскольку одновременно с уменьшением содержания углерода в сталях увеличивалось содержание Со для того, чтобы оставить неизменным содержание аустенитообразующих элементов, которое выражается в эквивалентных мас. % N1 [21]:
= N1 + Со + 0.5Мп + 0.3Си + 25N + 30С.
Соответственно, для компенсации уменьшения содержания углерода с 0.1 до 0.02 мас. %, требуется ввести примерно 3 мас. % Со [1, 12, 14, 15], что существенно уменьшает скорость диффузионных процессов [22]. Необходимость поддерживать неизменным величину N1^ обусловливается недопустимостью образования 8-феррита, который, согласно современным представлениям, уменьшает сопротивление сталей ползучести. Как было установлено для 12% Сг сталей, содержащих 0.1 мас. % С, ухудшение свойств вызвано появлением в материале фазы, предел ползучести которой ниже, чем у троостита отпуска [1, 23, 24].
Экспериментальные данные, подтверждающие справедливость этой закономерности для 9% Сг сталей с низким содержанием углерода, в литературе отсутствуют. Целью данной работы является подробное рассмотрение влияния понижения содержания углерода, которое было частично компенсировано повышением содержания азота, на фазовый состав и механические свойства стали с 9% Сг типа Р92. Эта сталь обладает наивысшей жаропрочностью из промышленных сталей нового поколения, не содержащих кобальт [1]. Данное исследование выполняется в рамках комплексной работы, целью которой является выяснение роли карбонитридов Ме(С^) в жаропрочности высокохромистых сталей мартенситного класса, что позволит разработать подходы к увеличению их длительной прочности за счет изменения легирования и термической обработки.
МЕТОДИКА
ПРОВЕДЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЙ
Были исследованы две стали: стандартная сталь 10Х9В2МФБР, Ре-0.1С-8.75Сг-0.Ш1-0.54Мп-1.60W—0.51Mo—0.23V—0.07Nb—0.04N—0.003B— 0.21№, и сталь с пониженным содержанием углерода и повышенным содержанием азота 02Х9В2МФБР Бе-0.018С-8.9Сг-0.0581-0.2Мп-1^-0.5Мо-0.25V—0.07Nb—0.08N—0.01B (в мас. %). Обе стали были нормализованы с температуры 1050°С и затем отпущены при 720—750°С в течение 3 ч. Испытания на растяжение проводили при температурах 20, 450, 550, 650°С. Плоские образцы поперечным сечением 7 х 3 мм2, рабочей длиной 25 мм
были вырезаны из сталей 02Х9В2МФБР и 10Х9В2МФБР и испытаны на ползучесть при температуре 650°C при начальных напряжениях 118, 140, 160, 180, 200 МПа.
Структурные исследования образцов проводили на сканирующем электронном микроскопе (СЭМ) Quanta 600FEG, оборудованном приставкой для анализа дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD) с автоматической системой для анализа ориентировок. Фольги для просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) были изготовлены методом струйной электрополировки в 10%-ном растворе хлорной кислоты в уксусной. Для анализа химического состава и природы частиц вторичных фаз был использован метод углеродных реплик. Исследование тонких фольг и углеродных реплик с экстрагированными частицами вторых фаз проводилось с использованием ПЭМ JEOL JEM-2100 при ускоряющем напряжении 200 кВ, оснащенного приставкой INCA для энергодисперсионного анализа химического состава частиц. Размеры реек/субзерен были измерены по фотографиям, сделанным с помощью ПЭМ, методом секущих. Плотность дислокаций была определена путем подсчета отдельных дислокаций внутри зерен/субзерен по 6 произвольно выбранным электронно-микроскопическим изображениям на каждую точку. Подробности методик структурных исследований были приведены в работах [4-6, 11, 22].
Объемная доля частиц вторых фаз была вычислена с помощью программы Thermo-Calc с использованием базы данных TCFE6.
Измерения микротвердости по Виккерсу проводились после нормализации сталей с использованием нагрузки 0.1 Н. Удельный объем S-ферри-та был определен по сетке распределения микротвердости по поверхности образцов [25].
Твердость по Бринеллю была определена для обеих сталей после отпуска.
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ
Микроструктура после нормализации и отпуска.
Характеристики структуры обеих сталей после отпуска и ползучести до разрушения при напряжении 118 МПа приведены в табл. 1. Характерные карты разориентировок элементов структуры в стали после отпуска показаны на рис. 1. В обеих сталях при нормализации, которая для данного материала с точки зрения теории термической обработки является закалкой, формируется пакетный мартенсит. Структура пакетного мартенсита анализируется в соответствии с его схемой, представленной в работе [26]. Размер исходного аустенитного зерна составил 20 мкм для стали 10Х9В2МФБР (рис. 1а) и 15 мкм для модифицированной стали 02Х9В2МФБР (рис. 1б). Важным отличием структур двух сталей
Рис. 1. Карты разориентировок элементов структуры в сталях 10Х9В2МФБР (а) и модифицированной 02Х9В2МФБР (б) после отпуска.
является наличие зерен 8-феррита, выявляющихся в стали 02Х9В2МФБР в виде отдельных зерен, в которых отсутствует какая-либо субструктура (рис. 1б). После нормализации микротвердость зерен 8-феррита (318 ± 10 НУ) сильно отличается от микротвердости мартенсита (483 ± 14 НУ), что позволило с высокой точностью определить его удельный объем, который составил 23%. Так как 8-феррит не содержит границ пакетов/блоков, то
Рис. 2. Структура троостита отпуска стали 10Х9В2МФБР (а) и стали с низким содержанием 02Х9В2МФБР углерода (б) после отпуска.
его появление обусловливает большее расстояние между БУГ в стали 02Х9В2МФБР.
Дислокационная структура реечного мартенсита сохраняется в стали после отпуска. Снижение содержания углерода уменьшает поперечный размер реек от 0.33 до 0.29 мкм (рис. 2, табл. 1); плотность дислокаций уменьшается более чем в два раза.
Следует отметить, что в аналогичной низкоуглеродистой стали с добавлением 3 мас. % Со, исследованной в работе [18], после отпуска т
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.