NIESTANDARDOWA REGENERACYJNA OBRÓBKA CIEPLNA NISKOSTOPOWEGO STALIWA Cr Mo V PO DŁUGOTRWAŁEJ EKSPLOATACJI

Transkrypt

1 30/22 Archives of Foundry, Year 2006, Volume 6, 22 Archiwum Odlewnictwa, Rok 2006, Rocznik 6, Nr 22 PAN Katowice PL ISSN NIESTANDARDOWA REGENERACYJNA OBRÓBKA CIEPLNA NISKOSTOPOWEGO STALIWA Cr Mo V PO DŁUGOTRWAŁEJ EKSPLOATACJI G. GOLAŃSKI 1, S. STACHURA 2, J. KUPCZYK 3, A. ZYSKA 4, B. GAJDA 5 1,2,3,5 Instytut Inżynierii Materiałowej, 4 Katedra Odlewnictwa, Politechnika Częstochowska, Armii Krajowej 19, Częstochowa STRESZCZENIE W pracy przedstawiono wpływ regenerującej obróbki cieplnej w zakresie dwufazowym (α + γ) na strukturę i własności niskostopowego staliwa Cr - Mo - V po długotrwałej eksploatacji w podwyższonej temperaturze. Wykazano, że wyżarzanie jednostopniowe w zakresie dwufazowym zapewnia uzyskanie drobnoziarnistej struktury ferrytyczno perlitycznej o wymaganej udarności KV >27J. Umożliwia to zastosowanie po naprawach przez spawanie (w ramach rewitalizacji), jedynie wyżarzania w zakresie dwufazowym w celu uzyskania poprawy własności plastycznych złącza spawanego i eksploatowanego staliwa. Key words: cast steel, non standard regenerating heat treatment, α + γ annealing 1. WPROWADZENIE Długotrwała eksploatacja staliw niskostopowych w temperaturach o C, w warunkach pełzania przyczynia się do stopniowej degradacji struktury. Powoduje to znaczne obniżenie udarności KV często do poziomu 5 7 J oraz podniesienie temperatury przejścia w stan kruchy do temperatur wyższych od temperatury otoczenia. 1 dr inż., grisza@mim.pcz.czest.pl 2 prof. dr hab. inż. 3 mgr inż; 4 dr inż. zyska@mim.pcz.czest.pl 5 mgr inż;

2 210 Znacznemu obniżeniu odporności na pękanie towarzyszy % spadek własności wytrzymałościowych. Niekorzystne zmiany własności użytkowych przypisuje się głównie dwóm czynnikom strukturalnym, a mianowicie: uprzywilejowanemu wydzielaniu węglików po granicach oraz segregacji fosforu do granic ziaren [1 3]. Niska udarność nie przekreśla jednak możliwości dalszej bezpiecznej eksploatacji staliwnych odlewów (kadłubów, korpusów, komór zaworowych etc.). Wieloletnie badania własne [4] nie ujawniły nieodwracalnych zmian pełzaniowych w strukturze staliw. Wydłużenie czasu bezpiecznej eksploatacji powyżej godzin (docelowo do godzin) możliwe jest poprzez rewitalizację odlewów staliwnych. Rewitalizacja obejmuje m.in. naprawę pęknięć poprzez spawanie oraz regeneracyjną obróbkę cieplną (składającą się z wyżarzania i wysokiego odpuszczania) pozwala przywrócić wymagane przez normę minimalne własności plastycznych (udarność, temperatura przejścia w stan kruchy) [5, 6]. Usunięciu pęknięć powierzchniowych i napawaniu ubytków poprzez spawanie towarzyszy obróbka cieplna w celu poprawy własności mechanicznych złącza spawanego, co w przypadku staliw Cr Mo V odbywa się poprzez wyżarzanie w temperaturze o C [7]. Jest to zabieg niekorzystny, gdyż prowadzi, poprzez wzrost ilości węglików wydzielonych po granicach ziaren, do obniżenia własności plastycznych materiału rodzimego. Wiele staliwnych odlewów, które były podawane regenerującej obróbce cieplnej, posiada drobnoziarnistą strukturę. Umożliwia to zastosowanie po procesie spawania (w ramach rewitalizacji), jedynie wyżarzania w zakresie dwufazowym w celu uzyskania poprawy własności plastycznych złącza spawanego oraz wzrostu udarności i obniżenia temperatury przejścia w stan kruchy odlewów staliwnych. Celem przedstawionej pracy było wykazanie, że jednostopniowa obróbka cieplna w zakresie dwufazowym (α + γ), pozwala uzyskać w staliwie po długotrwałej eksploatacji strukturę o udarności KV > 27J. 2. MATERIAŁ DO BADAŃ Materiałem do badań było niskostopowe Cr Mo V staliwo o składzie chemicznym przedstawionym w tabeli 1. Próbki do badań pobrano z kadłuba turbiny eksploatowanej przez godzin w temperaturze 535 o C przy ciśnieniu 13,3MPa. Tabela 1. Skład chemiczny badanego staliwa (% wag.) Table 1. Chemical compositon of the investigated cast steel (wt.%) C Mn Si P S Cr Mo V Ni Cu 0,16 0,59 0,29 0,024 0,027 0,69 0,27 0,27 0,12 0,22 W stanie poeksploatacyjnym badane staliwo posiadało strukturę ferrytyczno - perlityczną z małą (około 5%) ilością perlitu, rozmieszczonego głównie po granicach ziaren. Dominuje tutaj ferryt quasipoligonalny (rys. 1a). Przeprowadzona identyfikacja wydzieleń za pomocą ekstrakcyjnych replik węglowych ujawniła: wewnątrz ziaren

3 211 ferrytu liczne, drobne, sferoidalne węgliki VC i Mo 2 C, natomiast po granicach ziaren ujawniono węgliki M 23 C 6. Węgliki wydzielone po granicach tworzyły miejscami ciągłą siatkę wydzieleń. W perlicie obserwowano płytkowe i sferoidalne wydzielenia M 23 C 6 [8]. Średnia średnica ziarna ferrytu w stanie po eksploatacji wynosiła 31 63µm, co odpowiada wielkości ziarna 7-5 według skali ASTM. W stanie poeksploatacyjnym badane staliwo charakteryzowało się niską udarnością wynoszącą KV 22J oraz twardością rzędu 138 HV CEL I ZAŁOŻENIA EKSPERYMENTU W celu uzyskania wymaganych własności plastycznych, głównie udarności, niezbędne są następujące zmiany w strukturze zdegradowanej długotrwałą eksploatacją: 1. rozdrobnienie ziaren, w celu zwiększenia odporności na pękanie, obniżenia temperatury przejścia w stan kruchy oraz podniesienia granicy plastyczności; 2. rozpuszczenie w austenicie węglików, w szczególności tych wydzielonych po granicach ziaren, co pozwoli uzyskać wymagane własności wytrzymałościowe i wzrost udarności; 3. usunięcie kruchości granic ziaren wywołanej segregacją fosforu do granic w czasie eksploatacji. 4. Rys. 1. Struktura staliwa Cr Mo V: a) po eksploatacji, b) po wyżarzaniu w temperaturze 780 o C. Fig. 1. Structure of Cr Mo V cast steel: a) after operation, b) after annealing at 780 o C temperature. Ad. 1. Wpływ temperatury wyżarzania w zakresie dwufazowym na ilość przemienionego austenitu przedstawiono na rysunku 2. Widoczne jest, że w temperaturze 780 o C powstało ponad 40% austenitu. Podwyższenie temperatury wyżarzania do 820 o C powoduje wzrost ilości nowo powstałego austenitu do wartości około 70%, natomiast w temperaturze 860 o C ilość austenitu wynosi już około 95%. Ad. 2. W celu określenia stabilności faz węglikowych i wyznaczenia równowagowych temperatur rozpuszczania wydzieleń przeprowadzono analizę wykorzystując dane zawarte w bazach danych systemu Thermo Calc oraz równania iloczynów rozpuszczalności przedstawione w pracy [10]. Obliczone dla warunków

4 212 równowagowych wartości ułamków ciężarowych weglików M 23 C 6 i M 2 C dla badanego staliwa przedstawiono na rysunku Udział objętościowy austenitu, % Temperatura, o C Rys. 2. Wpływ temperatury wyżarzania w zakresie dwufazowym na ilość austenitu. Fig. 2. Influence of intercritical temperature on the amount of transformed austenite. Rys. 3. Wykres udziałów równowagowych faz w funkcji temperatury dla badanego staliwa obliczony za pomocą programu Thelmo Calc. Fig. 3. Phase diagram of carbides for the cast steel calculated by the Thelmo Calc software. Z przedstawionych danych (rys. 3) wynika, że wzrost temperatury powyżej A e1 przyczynia się do szybkiego rozpuszczania węglików typu M 23 C 6 (wydzielonych głównie po granicach ziaren zwiększających kruchość granic) oraz wpływa na stopniowe zmniejszenie ilości wydzieleń węglika M 2 C. Natomiast węgliki typu MC, ze względu na swoją wysoką trwałość termodynamiczną, są stabilne do temperatur powyżej 1000 o C (tabela 2).

5 213 Tabela 2. Obliczone temperatury rozpuszczania węglików Table 2. Calculated dissolution temperatures of carbides Stałe do równania Typ węglika rozpuszczalności [9] Obliczona temperatura, o C C D Mo 2 C 5, VC 6, V 4 C 3 5, Ad.3. Wyżarzanie w zakresie dwufazowym prowadzi do procesu desegregacji fosforu z granic ziaren. Badania własne [11, 12] wykazały, że desegregacja przyczynia się do wzrostu udarności długotrwale eksploatowanych materiałów. Proces desegregacji fosforu z granic ziaren zachodzi tym szybciej, im niższa zawartość tej domieszki w wytopie oraz im wyższa temperatura wyżarzania. 4. WYNIKI I DYSKUSJA Dobór parametrów obróbki cieplnej staliwa został poprzedzony badaniami dylatometrycznymi, co pozwoliło na wyznaczenie temperatur krytycznych A c1 =763 o C i A c3 = 950 o C. Wyżarzanie przeprowadzono wygrzewając próbki w czasie 4 godziny w zakresie dwufazowym (α + γ), w temperaturach 780, 800, 820, 840 i 860 o C, a następnie chłodząc z szybkością 60 o C/h. Wyżarzanie w zakresie dwufazowym, pozwoliło w badanym staliwie uzyskać dla zastosowanych temperatur, strukturę ferrytyczno perlityczną z około 6% ilością perlitu (rys. 1b) o wielkości ziarna ferrytu (zależnej od temperatury wyżarzania) µm, co odpowiada wielkości ziarna 8-5 według skali ASTM. Perlit, podobnie jak w materiale po eksploatacji, rozmieszczony był głównie po graniach ziaren. Po granicach ziaren ferrytu obserwowano nieliczne, pojedyncze wydzielenia węglików. Przeprowadzona obróbka pozwoliła uzyskać w badanym staliwie, dla wszystkich zastosowanych temperatur w zakresie dwufazowym, wymaganą udarność KV > 27J, przy twardości porównywalnej, ze stanem po eksploatacji (rys. 4). HV30; KV, J HV30 KV, J Temperatura, o C Rys. 4. Zmiana udarności i twardości w zależności od temperatury wyżarzania w zakresie α + γ Fig. 4. Influence of intercritical temperature on the change of impact energy and hardness

6 STWIERDZENIA I WNIOSKI 1. Wykazano, że prostą, mało kosztowną obróbką cieplną w zakresie dwufazowym można uzyskać, w staliwie po eksploatacji, drobnoziarnistą strukturę ferrytyczno perlityczną o wymaganej udarności KV > 27J. 2. Zastosowanie wyżarzania w zakresie (α + γ), tj. w temperaturach wyższych o o C od stosowanej temperatury wyżarzania po spawaniu zapewni, w przypadku rewitalizowanych odlewów o drobnoziarnistej strukturze, poprawę własności plastycznych zarówno złącz spawanych, jak i długotrwale eksploatowanych staliwnych odlewów. 3. Uzyskane wyniki udarności (rys. 4) po wyżarzaniu wskazują, że decydującymi czynnikami w poprawie odporności na pękanie staliwa po eksploatacji jest rozpuszczenie węglików wydzielonych na granicach ziaren ferrytu oraz desegregacja fosforu z granic ziaren. Praca naukowa finansowana ze środków finansowych MNiS W w latach jako projekt badawczy DWM/46/COST/2005. LITERATURA [1] Islam M. A., Knott J.F., Bowen P. - "Kinetics of phosphorus segregation and its effect on low temperature fracture behaviuor in 2.25Cr - 1Mo pressure vessel steel", Materials Sc. and Techn., vol.21, No.1, 2005, 76 [2] Stachura S., Stradomski Z., Golański G., - "Fosfor w stopach żelaza", Hutnik - Wiadomości Hutnicze, 5, 2001, 184 [3] Stachura S. - "Zmiany struktury i własności mechanicznych w stalach i staliwach eksploatowanych w podwyższonych temperaturach", Energetyka, 2, 1999, 109 [4] Stachura S., Golański G. badania niepublikowane [5] Trzeszczyński J., Grzesiczek E., Brunnè W. Skuteczność rozwiązań wydłużających czas pracy długo eksploatowanych staliwnych elementów turbin i elementów, Energetyka, 3, 2006, 179 [6] Stachura S., Trzeszczyński J. - " Dobór regeneracyjnej obróbki cieplnej kadłubów turbin ze staliwa Cr - Mo i Cr - Mo - V", Inżynieria Materiałowa, 6, 1997, 227 [7] Pasierb R. Spawanie pękniętych staliwnych części turbin, Przegląd Spawalnictwa, 7, 1988, 9 [8] Golański G., Kupczyk J., Wieczorek P., Gajda B., - Obróbka cieplna staliw Cr Mo V po długotrwałej eksploatacji, Archiwum Odlewnictwa, 6, 18, 2006, 479 [9] Ashby M. F., Easterling K. E. A first report on diagram for grain growth in welds, Acta metall., 30, 1982, 1969 [10] Stachura S. Segregacja fosforu w stali i staliwie Cr Mo V po długotrwałej pracy w podwyższonych temperaturach, Inżynieria Materiałowa, 6, 1998, 1333 [11] Golański G., praca magisterska, Częstochowa, 1998

7 215 SUMMARY Cr Mo V CAST STEEL AFTER LONG-TERM OPERATION This work deals with the influence of regenerative heat treatment during annealing in (α +γ) temperature range on the structure and properties of low-alloy Cr - Mo V cast steel after long-term operation. It has been shown that intercritical annealing ensures obtaining of fine-grained ferritic - perlitic structure which guarantees required impact energy KV >27J in regenerated cast steels. This enables application (after repairs through welding within the confines of revitalization) of (α +γ) annealing in order to improve plastic properties of the weldment and utilized cast steel. Recenzował Prof. Jan Głownia