ТЕПЛОУСТОЙЧИВЫЕ СТАЛИ

К теплоустойчивым относятся стали, используемые в энер­гетическом машиностроении для изготовления котлов, сосу­дов, паронагревателей, паропроводов и др. Эти же стали применяют в химическом и нефтяном машиностроении для работы при повышенных температурах.

Рабочие температуры теплоустойчивых сталей достига­ют 600—650 °С, а давление газовых или жидких сред 20— 30 МПа. Так, рабочие параметры в паросиловых установ – ках составляют 585 0C при давлении 25,5 МПа, а в наибо­лее мощных установках достигают 650 0C и 31,5 МПа.

Детали таких установок должны работать длительно время без замены (до 100 000—200 000 ч), поэтому основ ным требованием является заданное значение длительной прочности и сопротивление ползучести за весь ресурс экс­плуатации.

В зависимости от условий работы деталей в качестве теплоустойчивых используют углеродистые, низколегиро­ванные и хромистые стали.

1. Углеродистые и низколегированные стали

Для работы при температурах до 120 0C и давлениях до 0,8 МПа обычно применяют стали Ст2 или СтЗ (см. гл. X). При давлениях до б МПа и температурах до 400 0C — угле­родистые котельные стали 12К, 15К, 16К, 18К> 20К – Состав и свойства этих сталей регламентируются ГОСТ 5520—79. Эти стали различаются содержанием углерода (номер мар­ки стали соответствует среднему содержанию углерода), при этом чем больше углерода в стали, тем выше характе­ристики прочности: ав=360—380 МПа, ао,2=220 МПа для стали 12К и соответственно 480—490 и 280 МПа для стали 20К. Одновременно несколько снижается пластичность (с 24 до 19 %). Котельные стали поставляют в виде листов тол­щиной от 4 до 60 мм и труб. Их можно подвергать пласти­ческой деформации и сварке.

Цель термической обработки — получить стабильную структуру, которая сохранялась бы практически неизмен­ной в течение всего срока эксплуатации. Стали обычно под­вергают нормализации, а при повышенном содержании уг­лерода (0,22—0,24) — закалке и высокому отпуску, при этом температура отпуска должна быть не менее чем на 100—120 0C рыше рабочей температуры.

В процессе длительной эксплуатации в структуре ко тельных сталей может происходить сфероидизация и коагу­ляция карбидов. Этот процесс ускоряется под действием напряжений. Углеродистые котельные стали сохраняют длительную прочность на уровне адл=60—70 МПа (Ст20К) при температурах до 500°С, при более высоких температу­рах длительная прочность резко снижается.

Для более ответственных деталей энергетических бло­ков, работающих при температурах до 585 0C и давлении 25,5 МПа применяют низколегированные стали, регламен­тируемые ГОСТ 20072—74. Эти стали в зависимости от ре­жима термической обработки могут иметь феррито-перлит – ную, феррцто-бейнитную, бейнитную или мартенситную структуру. Составы, режимы термической обработки и дли-

Таблица 36. Состав и предел длительной прочности адл низколегиро

Марка стали

Содержание основных элементов, %

C

Cr

Mo

V

Другие

12ХМ 12Х1МФ

0,09— 0,16 0,08— 0,15

0,4—0,7 0,9—1,2

0,4-0,6

0,25— 0,35

0,15- 0,30

25X1МФ

0,22— 0,29

1,5—1,8

0,25— 0,35

0,15— 0,30

25Х2М1Ф 12Х2МФСР

0,22— 0,29 0,08— 0,15

2,1—2,6 1,5—1,8

0,9—1,1 0,5-0,8

0,3-0,5 0,15-0,3

<0,8 Si, 0,005 % В

20ХЗВМФ

0,15— 0,23

\

2,8—3,3

0,35— 0,55

0,6-0,8

0,3-0,5 W

Тельная прочность наиболее распространенных низколеги­рованных сталей приведены в табл. 36.

В процессе эксплуатации в низколегированных сталях протекают следующие изменения в структуре: возрастает размер блоков, укруп­няются карбиды типа MeС и образуются новые карбидные фазы (типа Me2зСв и Afe2C), приграничные области становятся более свободными от карбидов, твердый раствор обедняется легирующими элементами, особенно молибденом. Эти процессы приводят к разупрочнению сталей, в частности снижается временное сопротивление, предел текучести и твердость. В табл. 36 приведены данные об основных низколегирован­ных теплоустойчивых сталях, регламентированных ГОСТ 20072—74.

Основными легирующими элементами теплоустойчивых сталей являются: хром, вольфрам, молибден, ванадий, нио­бий. Содержание каждого из них кроме хрома не превыша­ет 1 %. В эти стали входит до 0,08—0,2 % С, так как при более высоких содержаниях ускоряются процессы коагуля­ции карбидных фаз и перераспределения легирующих эле­ментов Cr, V, W и особенно Mo между твердым раствором и карбидами. Присутствие в стали таких элементов, как Nb, V, Mo, уменьшает скорость диффузионных процессов перераспределения и способствует термически стабильному

Ванных теплоустойчивых сталей

Режим термической обработки

Одл, МПа, за время, ч

4 ОС

ИСП* ^

‘зак – °с

TOTW °с

10»

IO5

910—930

670—690

480

250

200

960—980

740—760

520

200

140

560

140

108

580

120

95

880—900

640—660

500

26Э—290

550

10D—150

_____

1050

680—700

550

160—220

970—980

730—750

580

120 .

95

600

90

70

1030—1080

660-700

500

340

300

550

200

160

580

140

100

Упрочнению в результате образования высокодисперсных карбидов.

Большинство исследователей считают, что в Cr—Mo—V сталях содержание ванадия должно определяться содержа­нием углерода (с тем, чтобы он весь был связан в карбид VC); оптимальным является отношение V/C=3-M. Это ис­ключает участие Mo в карбидообразовании и обеспечивает присутствие его в а-твердом растворе. Более высокое со­держание ванадия невыгодно, так как считается, что его переход в твердый раствор приводит к ослаблению меж­атомных сил связи. Содержание хрома в сталях этого ти­па может быть до 3 %, что связано с необходимостью обес­печения повышенного сопротивления окислению.

С повышением температуры и ростом требований по жа­ропрочности состав сталей усложняется, что можно просле­дить по следующим данным: сталь, легированная 0,5 % Mo, имеет (Т№ =37 МПа. Дополнительное легирование 1,0 % Cr

« 550 го

Повышает предел длительной прочности до аю5=53— 70 МПа, а введение еще 0,3 % V —до am*0= 100 МПа.

Наиболее широкое применение среди низколегирован­ных теплоустойчивых сталей нашли хромомолибденована – диевые стали, типичным представителем которой является сталь 12Х1МФ. Эта сталь чаще всего применяется в отож­женном состоянии или после нормализации и высокого от­пуска, т. е. в сравнительно стабильном, но разупрочненном. состоянии.

A Cf 76И°С _

Нв, мпа то 2000

JO3 го*

Время, с

, На рис. 182 приведена термокинетическая диаграмма стали 12Х1МФ, а также количественное соотношение струк-

7 г j t 5

¦ Аустенит ? Veppum Ш Перлит S бейнит Ш Мартенсит S

Время, с

Рис. 182. Термокинетическая диаграмма стали 12Х1МФ (а), изменение соотноше­ния структурных составляющих (б) и твердости (в) при различных скоростях охлаждения.

Скорость охлаждения: 1 — закалка в воду; 2 — закалка в масло; 3 — 800 °С/мнн; 4 — 55 °с/мин; 5 — 3 °С/мин

Турных составляющих и твердость стали йосле разных ско­ростей охлаждения. На рис. 183 представлена микрострук­тура этой стали.

В более легированных теплоустойчивых сталях, напри­мер 12Х2МФСР, превращение аустенита в верхней области температур с образованием полигонального феррита и пер – 4^ лита происходит только частично и при малых скоростях охлаждения (менее 1—5°С/мин), при больших скоростях охлаждения сталь имеет бейнитную, а при закалке — преи­мущественно мартенситную структуру.

Влияние скорости охлаждения и, следовательно, типа исходной структуры этих сталей на жаропрочность весьма сложное и зависит от длительности и температуры испыта­ния (рис. 184). При длительности испытания 1000 ч и тем­пературе 500 0C наиболее жаропрочными оказались стали с бейнитной структурой; при более длительных испытаниях (до 16 000 ч) в интервале 500—600 0C наибольшую жаро­прочность имеют стали после закалки и высокого отпуска. Экстраполяция этих данных на длительность IO4—IO5 ч предполагает более высокую жаропрочность сталей со структурой отпущенного мартенсита.

Поскольку эти стали после закалки или нормализации обязательно подвергаются высокому отпуску (например,, сталь 12Х2МФСР при 730—750°С, 3 ч), то в структуре ста­ли всегда присутствуют специальные карбиды. Превраще-

Рис. 183. Структура стали 12Х1МФ – после различных режимов терми­ческой обработки, Х800-.

З — закалка в воду; б — закалка в масло; в — охлаждение с печью

Ния в этих сталях при отпуске включают распад остаточно­го аустенита (содержание которого может составлять пос­ле закалки 3—8%), выделение специальных карбидов, ук­рупнение карбидов и рекристаллизацию феррита. До 600 0C в сталях обнаруживаются в основном карбиды цементитно – го типа, а при 600—700 0C также карбид ванадия (типа MeС) в высокодисперсном состоянии. Повышение темпера­туры отпуска сопровождается растворением карбидов це – ментитного типа и коагуляцией карбидов ванадия. В ста­лях, подвергнутых улучшению, специальные карбиды распределены равномерно, что можно объяснить более одно­родным распределением дефектов структуры, как предпоч­тительных мест зарождения карбидов.

Для всяких дисперсионноупрочненных сплавов, жаро­прочность сталей этого типа зависит от размеров карбид-

Рис. 184. Влияние скорости охлаждения

Иа длительную прочность а дл низколеги­рованных сталей:

А — при базе испытаний 1000 ч (X. Беи – иек, Дж. Баидель); б —при базе 16 000, ч (К. А. Ланская)

Рис. 185. Влияние скорости ох­лаждения v охл иа время до разрушения T стали 20Х1М2Ф при 565 °С и напряжении 130 МПа (о) и дисперсность струк­туры 1Д (б). Я —среднее рас­стояние между карбидными ча­стицами (И. Р. Кряиии)

Ных частиц и расстояния К между частицами. Эксперимен­тально показано, что время до разрушения непосредствен­но связано с дисперсностью структуры (1Д). Пример такой зависимости для стали 20Х1М2ФЛ приведен на рис. 185. Отметим, что влияние исходной структуры и кинетики «е изменения сказывается на характеристиках длительной лрочности даже при весьма значительных ресурсах испыта­ния (IO4-IO5 ч).

2. Хромистые стали мартенситного и мартенсито-ферритного классов

В эту группу объединены стали, содержащие от 5 до 13 % Cr и дополнительно легированные карбидообразующи – ми элементами, такими как молибден, вольфрам, ниобий, – ванадий, при содержании 0,08—0,22 % С. В структуре этих сталей могут присутствовать следующие составляющие: мартенсит, б-феррит, карбиды (Me23C6, Me1 C3, MeС) и ин-

S S SS ^

S 2 5? 2Й S Ою о ю ioto оо Oi оо а>сч о t-^ю о К.— S

О оо о СО юо ю

О

Ю

Ю сч О

К а N

С к

S §

– а

CJCD

. «со

О

OO

СО Ю CD

У – У

О

CN

О

О —

О

00 о

О ю о>

О

Ю

00

В н О

В ь O

В

H

О

ГаО

К –

00 со

U

S

S *

S –

O

00 LO

О о

О

О f–

О (N

R

S

И га го S

Is

Ii

К —

R

Я и

03

Го S

RaU о.1=5

Is

О!

S

И

S f –

S о аю

Л) CS

Ь а

S О

О CN

О ¦Ч1 I–

Ж

К

S

S

A

A

Га

Га

То

S

S

Ч

Ч

Sfr?

So

ЕЙ

Хф

У У

JQ ,2

-Л 8~

CQ

-О 0-0

J1 ю оо*

Ю о

IO

О

Ю.—*

О

S

СО*

I

»о •"Г

О

00

4

О со

I

Ю

О

Со

I

О"

СО

О"

Со О

I

СО

О"

TS «

1° Ss

О

1

Еч

О"

T

О

&

S *

О.

I

T

О*

Ь

О

А

 

©

©

 

Ю

 

Ся CQ

S

 

(N

CQ

 

Оо

 

X

X

 

¦Ч"

CN

 

©

© CQ

S

Ю

Ю

Ю

F—t

X

X

X

Ю

Ю

Ю

Ю

Терметаллиды, в основном фазы Лавеса Fe2Mo1 Fe2W, Fe2(Mo1W).

Время Выдержки, ч

Рис. 186. Влияние длительности изотерми­ческой выдержки при 620 °С на механичес­кие свойства (а) и фазовый состав стали с 12 % Cr, легированной Mo, Nb, V (б) tK. А. Ланская)

По основным структурным составляющим эти стали под­разделяют на мартенситные и мартенсито-ферритные, что определяется содержанием хрома, углерода и сочетанием дополнительных легирующих элементов. Состав и свойства некоторых типичных сталей этой группы приведены в табл. 37.

БА„,мпа зчо

BDD TC

Рис. 187. Сводный график предела длительной прочности за IO5 г при различных температурах сталей:

/—12X13; 2 — 20X13; 3 — 20ХПМФБН; 4 — 10Х12ВНМФ; S – 20Х12ВМБФР; 6— 14Х12В2МФ; 7 — 12Х8М1ФБР; 8 — 15Х12ВМ1БФР (К. А. Лаиская)

Эти стали являются более теплоустойчивыми и жаро­стойкими, чем низколегированные стали. Они также более жаростойки в продуктах сгорания жидкого и твердого то­плива, чем хромоникелевые аустенитные стали.

Хромистые стали этой группы обладают хорошими тех­нологическими свойствами, высокой прочностью, пластич­ностью, ударной вязкостью. Кроме того, некоторые стали этой группы имеют высокую демпфирующую способность и удовлетворительную релаксационную стойкость.

Указанные стали применяют для различных деталей энергетического машиностроения (лопатки, трубы, крепеж­ные детали, детали турбин и др.), в основном работаю­щих длительное время при температурах 600—650°С.

Стали типа 10X5 обладают сильной склонностью к ох – рупчиванию при температуре 475°С, поэтому применяют стали, дополнительно легированные молибденом или воль­фрамом (0,4—0,7%), что устраняет хрупкость этих сталей и повышает их теплоустойчивость. В эти стали вводят так­же другие элементы: кремний и алюминий для повышения жаростойкости, титан или ниобий для устранения склон­ности к закаливанию при охлаждении на воздухе благода­ря связыванию углерода в специальные карбиды, а вана­дий для повышения жаропрочности. Для длительной рабо­ты при повышенных температурах эти стали применяют после отжига 840—860°С, что связано со стремлением по­лучать возможно более стабильную структуру, состоящую из ферритной основы, легированной молибденом и воль­фрамом, и сравнительно дисперсных карбидов, в основном специальных карбидов ванадия.

Повышение рабочих температур паросиловых установок потребовало применения в качестве теплоустойчивых ста­лей с 12% Cr. Эти стали в зависимости от содержания уг­лерода и режима термической обработки могут иметь фер – рито-мартенситную или мартенситную структуру.

Необходимый уровень прочности и теплоустойчивости этих сталей в значительной степени определяется упрочне­нием вследствие фазового наклепа при мартенситном прев­ращении и последующем дисперсионном твердении при от­пуске или в процессе эксплуатации.

При рассмотрении сталей с 12% Cr легко проследить, как усложнение состава сталей благодаря введению допол­нительных легирующих элементов в оптимальных количест-

Таблица 38. Влияние легирующих элементов на сопротивление ползучести 12 %-иой хромистой стали (аустенитизация 1250 °С+ +стареиие 650 °С) (К. А. Ланская)

Сочетание легирующих элементов

300

Деформация ползучести (а = 125 МПа, ( = 600 °С), %, в течение, ч

1000

Относительное сопротивление ползучести, %,

При 600 cC (а = 125 МПа, T = 300 ч)

Cr—Mo

Cr-Mo-V

Cr—Mo—V-Nb

Cr—Mo—V—Nb—N

Cr—Mo—V—Nb—N-B

Cr—Mo—V—Nb—Ti – N

Cr—Mo—V—Nb—Ti—N-B

3,34

4

0,5

26

0,13

0,23

100

0,081

0,137

160

0,067

194

0,065

0,080

200

0,053

0,078

243

Вах, т. е. комплексному легированию, позволило повысить! их жаропрочные свойства (табл. 38). I

Улучшение свариваемости этих сталей достигается пос­редством снижения содержания углерода, что сопровожда­ется увеличением количества феррита и образованием бо­лее пластичного мартенсита.

Стали с пониженным содержанием хрома (7—9% Cr) пока не нашли широкого применения, но рассматриваются как перспективные, так как они более технологичны при термической обработке и сварке, хотя и несколько уступа­ют сталям с 12% Cr по жаропрочности. У этих сталей в структуре отсутствует 6-феррит и мартенситное превраще­ние протекает в более широком температурном интервале, причем начинается на 100—200°С выше.

Таким образом, увеличение жаропрочности 12%-ных хромистых сталей достигается посредством комплексного легирования. Введение элементов, упрочняющих твердый раствор, добавки сильных карбидообразующих элементов, азота и бора приводят к образованию карбидных и карбо – нитридных фаз высокой стабильности, а также упрочняю­щих интерметаллидных фаз, в основном фаз Лавеса.

Имеются данные о положительном влиянии кобальта на свойства 12%-ных хромистых сталей, который при введе­нии его в количестве 4—6% увеличивает характеристики жаропрочности, релаксационную стойкость, уменьшает со­держание S-феррита. Влияние кобальта связывают с более заметным упрочнением сталей интерметаллидными части­цами фаз типа AB2 (фаз Лавеса) и увеличением дисперсно­сти карбидных частиц. Такие стали (10Х10К6ВБ и 07Х10К6МВФ) применяют в США и Англии. Считается, что присутствие в стали более 10—15% структурно сво­бодного феррита снижает жаропрочность сталей, кратко­временную и длительную пластичность и ударную вязкость. Основной вклад в обеспечение высоких жаропрочных свойств вносит мартенсит отпуска, который и при рабочих температурах способен длительное время сохранять упроч­нение, полученное в результате фазового наклепа при у-> ам-превращении.

Различие в устойчивости упрочнения при фазовом на­клепе и при пластической деформации связано с многократ­ностью деформации при полиморфном превращении в раз­личных системах скольжения и образованием более равно­мерной дислокационной структуры (М. А. Штремель, И. Н. Кидин) .

Метастабильность мартенсита при нагреве под напря­жением делает очень важным процессы, протекающие при отпуске и старении рассматриваемых сталей. В настоящее время термин «отпуск» предложено применять к сплавам, которые подвергнуты закалке с полиморфным превращени­ем, а термин «старение» — в случае закалки без полиморф­ного превращения. Для рассматриваемых 12%-ных хроми­стых сталей, следовательно, более правильно использовать термин «отпуск», хотя во многих сталях этой группы при­сутствует структурно свободный феррит (до 10—15%), ко­торый при закалке не испытывает полиморфного превраще­ния и может подвергаться старению при последующем на­греве. Отпуск сталей, предназначенных для длительной работы, обычно проводят при более высоких температурах (на 100—150°С выше, чем рабочая температура соответст­вующих деталей), чтобы обеспечить стабильность структу­ры и, следовательно, свойств стали на весь ресурс эксплуа­тации. По данным различных авторов, в 12%-ных хромис­тых сталях при повышении температуры отпуска имеют место следующие карбидные превращения: МезС-+Ме7С$-+- -+Me23 С 6, а в сложнолегированных сталях образуются так­же специальные карбиды (Mo2C, WC, NbC, VC) и карбо­нитриды (типа Nb (С, N)).

Важное значение в упрочнении этих сталей играют ин – терметаллидные фазы Лавеса типа AB2, которые выделя­ются в интервале температур 550—600 0C в основном в участках S-феррита и в зависимости от соотношения леги­рующих элементов имеют состав Fe2Mo, Fe2W, Fe2 (Mo, W).

Во всех сталях этого типа с увеличением длительности выдержки при отпуске (~620°С) наблюдается постепенное снижение прочностных свойств, ударной вязкости « повы­шение пластических характеристик (рис. 186). При этом в стали увеличивается количество карбидных и интерметал – лидных фаз, которые с увеличением длительности выдерж­ки коагулируют. Более заметно укрупняются частицы куби­ческого карбида Me23C6 и интерметаллидных фаз Лавеса Fe2(W1Mo), а состав и размеры частиц карбоиитридов ва­надия и ниобия почти не изменяются. На рис. 187 приведе­ны кривые длительной прочности основных 12%-ных хроми­стых сталей при базе испытания 10000 ч в зависимости от температуры. Видно, что чем сложнее по составу стали, чем выше в них содержание упрочняющих фаз и легирован – нее твердый раствор, тем выше их жаропрочность.

313

Таким образом, 12%-ные хромистые стали используют как теплостойкий материал для длительной работы (до

20—970

IO5 ч) в интервале температур 450—650°С и поставляют машиностроительным отраслям в виде сортового проката— горячедеформированного толстого листа (ГОСТ 7350—77),. тонкого листа (ГОСТ 5582—75) и горячедеформирован – ных (ГОСТ 9940—81) или холодно-и теплодеформирован – ных (ГОСТ 9941—81) труб.