Charakterystyka bainitycznej stali 7CrMoVTiB10-10 (T24)

WWW.SIGMA-NOT.PL Inżynieria Materiałowa 4 (206) (2015) 183 189 DOI 10.15199/28.2015.4.5 Copyright SIGMA-NOT MATERIALS ENGINEERING Charakterystyka bainitycznej stali 7CrMoVTiB10-10 (T24) Grzegorz Golański 1*, Joanna Jasak 1, Jacek Słania 2, Cezary Kolan 1 1 Instytut Inżynierii Materiałowej, Politechnika Częstochowska, 2 Zakład Spawalnictwa, Politechnika Częstochowska, * grisza@wip.pcz.pl Characterization of 7CrMoVTiB10-10 (T24) bainitic steel The paper presents the characterization of bainitic 7CrMoVTiB10-10 (T24) steel on the basis of independent study and literature data review. The T24 steel is mostly designed for elements of membrane walls of the power units working in the so-called supercritical parameters. Performed characteristics of T24 steel included the analysis of: the chemical composition (Tab. 1), heat treatment (Tab. 2), microstructure (Fig. 3 and 6) and mechanical properties (Fig. 4 and 5). Moreover, the processes of degradation of the microstructure in T24 steel during ageing/creeping process and its influence on mechanical properties were presented. The paper also includes the description of weldability of the steel, the problems connected with cracking of its homogeneous joints. Key words: T24 steel, microstructure, mechanical properties, weldability. W pracy na podstawie badań własnych oraz przeglądu literatury przedstawiono charakterystykę bainitycznej stali 7CrMoVTiB10-10 (T24). Stal ta jest przeznaczona głównie na elementy szczelnych ścian w blokach energetycznych o parametrach nadkrytycznych. Charakterystyka stali obejmowała analizy składu chemicznego, obróbki cieplnej, mikrostruktury oraz właściwości mechanicznych. Ponadto przedstawiono procesy degradacji mikrostruktury stali T24 podczas procesu starzenia/pełzania i ich wpływ na jej właściwości mechaniczne, a także spawalność tej stali oraz problemy związane z pękaniem złączy jednorodnych. Słowa kluczowe: stal T24, mikrostruktura, właściwości mechaniczne, spawalność. 1. WPROWADZENIE Wymagania dotyczące ochrony środowiska, głównie związane z ograniczeniem emisji zanieczyszczeń, przyczyniły się do zapotrzebowania przemysłu energetycznego na nowe gatunki stali. Odpowiedzią na to zapotrzebowanie jest m.in. niskostopowa stal bainityczna 7CrMoVTiB10-10 (T24) przeznaczona na ściany szczelne bloków energetycznych. Jednak zbyt szybkie wdrożenie tej nowej i pozornie łatwo spawalnej stali przyczyniło się do licznych problemów technologicznych [1 3]. Praktyka przemysłowa uwidoczniła skłonność złączy spawanych do pęknięć gorących, zimnych i relaksacyjnych, a w konsekwencji doprowadziło to do opóźnień w uruchomieniu i osiągnięciu docelowych parametrów kotłów instalowanych w Europie [1, 4]. Wymogło też opracowanie metod badań nieniszczących stali T24 i jej złączy [5, 6]. W pracy na podstawie badań własnych i przeglądu danych literaturowych przedstawiono charakterystykę stali w aspekcie jej zastosowania na części ciśnieniowe kotłów o parametrach nadkrytycznych. 2. MIKROSTRUKTURA I WŁAŚCIWOŚCI STALI T24 Stal T24 opracowano w Europie jako produkt konkurencyjny dla japońskiej stali T23. Powstała ona przez modyfikację składu chemicznego stali 10CrMo9-10 (T22) polegającą na jego uzupełnieniu o mikrododatki: wanad, tytan, bor i azot [1-3]. Skład chemiczny stali T22 oraz stali T23 i T24 zestawiono w tabeli 1. Wprowadzenie mikrododatków wanadu i tytanu do stali T24 skutkuje wydzielaniem cząstek typu MX (MC), które przez umocnienie osnowy poprawiają właściwości mechaniczne stali, w tym jej wytrzymałość na pełzanie. Wydzielenia typu MX (MC) bogate w tytan, jako wydzielania pierwotne, charakteryzują się bardzo dużą stabilnością termodynamiczną. Początek rozpuszczania węglika tytanu TiC zachodzi dopiero w temperaturze 1200 1300 C, a trwałość termodynamiczna wynosi dla węglika TiC 95 kj/mol, natomiast dla azotku TiN 170 kj/mol [7]. Wydzielenia bogate w tytan hamują rozrost ziaren podczas obróbki cieplnej. Natomiast wydzielenia bogate w wanad (VN, V 4 C 3 ) są wydzieleniami wtórnymi powstającycmi podczas wysokiego odpuszczania. Wydzielenia te w głównej mierze są odpowiedzialne za umocnienie wydzieleniowe tej stali. Obliczenia przeprowadzone dla stali X10CrMoVNb91 (P91) wykazały, aby dyslokacja ominęła wydzielenie zgodnie z mechanizmem Orowana naprężenie wymagane dla VN wynosi 106 [8]. Mikrododatek boru rozpuszczony w roztworze stałym zwiększa hartowność stali, a ponadto tworzy węglikoborki M 23 (C, B) 6 w wyniku częściowego zastępowania atomów węgla borem w węglikach M 23. Węglikoborki M 23 (C, B) 6 cechują się większą stabilnością, wolniej ulegają procesowi koagulacji, co spowalnia procesy degradacji mikrostruktury stabilizuje mikrostrukturę bainityczną [11, 12]. Podobne zachowanie się atomów boru obserwowano w stalach martenzytycznych 9 12% Cr [9, 10] (rys. 1). Wzrost stabilności węglików M 23 w wyniku wzbogacenia ich w bor oraz związana z tym stabilizacja mikrostruktury bainitu odpuszczonego skutkuje zwiększeniem wytrzymałości stali na pełzanie (rys. 2). Bor oprócz zwiększenia stabilności węglików M 23 opóźnia w stalach martenzytycznych procesy koagulacji fazy Lavesa [10]. Dodatkowo jego atomy, lokując się w zaburzonych pod względem krystalograficznym obszarach granic ziaren, utrudniają ich poślizg i procesy dyfuzyjne, spowalniając procesy wydzieleniowe po granicach ziaren. Modyfikacja składu chemicznego stali T24 mająca na celu podwyższenie hartowności pozwoliła na uzyskanie mikrostruktury bainitycznej (bainityczno-martenzytycznej) przy wolniejszej szybkości chłodzenia (rys. 3). Obróbka cieplna stali T24 jest uzależniona od grubości ścianki rury [12, 13]. Normalizowanie i odpuszczanie stosuje się dla grubości do 16 mm, natomiast hartowanie i odpuszczanie dla większej grubości (tab. 2). Szeroki zakres temperatury odpuszczania pozwala na uzyskanie wymaganych właściwości wytrzymałościowych i plastycznych. NR 4/2015 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 183

Tabela 1. Skład chemiczny stali T22, T23 i T24, % mas. [11 13] Table 1. Chemical composition of T22, T23 and T24 steel, wt % [11 13] Stal C Mn P S Si Cr Mo V Ti N B T22 0,06 0,14 0,40 0,80 0,030 0,025 0,50 2,00 2,50 0,90 1,10 T23 0,04 0,10 0,10 0,60 0,030 0,010 0,50 1,90 2,60 0,05 0,30 0,20 0,30 0,030 0,0005 0,006 T24 0,05 0,15 0,30 0,70 0,020 0,010 0,15 0,50 2,20 2,60 0,90 1,10 0,20 0,30 0,06 0,10 0,012 0,0015 0,0070 Rys. 1. Idea wzbogacenia obszarów przygranicznych oraz węglików M 23 w atomy boru podczas obróbki cieplnej wysokochromowych stali martenzytycznych [10] Fig. 1. An idea of border areas and M 23 carbides enriching in a boron atoms during heat treatment of high chromium martensitic steels [10] Rys. 3. Wpływ szybkości chłodzenia na mikrostrukturę i twardość stali T24; opracowanie własne na podstawie [13, 14] Fig. 3. Influence of cooling rate on microstructure and hardness of T24 steel; on the basis of [13, 14] Rys. 4. Wpływ temperatury odpuszczania na właściwości mechaniczne stali T/P24 [14] Fig. 4. Influence of tempering temperature on mechanical properties of T/P24 steel [14] Rys. 2. Wpływ boru na wzrost wytrzymałości na pełzanie wysokochromowych stali 9 12% Cr [10] Fig. 2. Influence of boron on the increase in creep strength of high chromium 9 12% Cr steels [10] Niższa temperatura odpuszczania umożliwia uzyskanie wysokich właściwości wytrzymałościowych (R p0,2, R m ), natomiast podwyższenie temperatury odpuszczania pozwala na zwiększenie ciągliwości kosztem obniżenia właściwości wytrzymałościowych (rys. 4). Ponadto wyższa temperatura odpuszczania zapewnia uzyskanie bardziej stabilnej mikrostruktury. Tabela 2. Parametry obróbki cieplnej stali T24 [12, 13] Table 2. Heat treatment parameters of T24 steel [12, 13] Obróbka cieplna Austenityzowanie Temperatura C +NT a) +QT b) 980 1020 Ośrodek chłodzący powietrze olej a) +NT = normalizowanie + odpuszczanie b) +QT = hartowanie + odpuszczanie Temperatura C Odpuszczanie Ośrodek chłodzący 730 770 powietrze 184 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXVI

Przeprowadzone badania przedstawione w pracy [15] wykazały, że na właściwości mechaniczne stali T24 ma wpływ nie tylko temperatura odpuszczania, ale również jego czas. Wydłużenie czasu odpuszczania niezależnie od temperatury powoduje obniżanie właściwości wytrzymałościowych (R p0,2, R m ) i twardości HBW przy niewielkim wzroście wydłużenia A (rys. 5). Mikrostruktura stali T24 po obróbce cieplnej (rys. 6) jest odpuszczoną mikrostrukturą bainityczną lub bainityczno-martenzytyczną z licznymi węglikami M 23 i wydzieleniami typu MX (MC). Węgliki M 23 obserwuje się głównie po granicach ziaren byłego austenitu oraz granicach listew bainitu/martenzytu, natomiast cząstki typu MX (MC) są wydzielone wewnątrz listew [16, 17]. Rury i płaskowniki wykonane ze stali T24 w zależności od składu chemicznego i parametrów obróbki cieplnej charakteryzują się następującą mikrostrukturą [18, 19]: bainit ziarnisty z niewielkim udziałem ferrytu, bainit listwowy i bainit ziarnisty, bainit dolny i martenzyt. Oprócz różnic w udziale objętościowym występujących faz i składników mikrostruktury w stali T24 po obróbce cieplnej poszczególne typy mikrostruktury wykazują również różnice w udziale nisko- i szerokokątowych granic ziaren. W mikrostrukturze z dominującym udziałem bainitu ziarnistego przeważają granice niskokątowe, natomiast w mikrostrukturze bainityczno-martenzytycznej granice szerokokątowe. Udział granic nisko- i szerokokątowych w mikrostrukturze o charakterze pośrednim był zbliżony [19]. Udział granic nisko- i szerokokątowych jest istotnym czynnikiem wpływającym na właściwości mechaniczne stali. Granice niskokątowe o kącie dezorientacji mniejszym niż 5 charakteryzują się niewielką ruchliwością, co zapewnia stabilność substruktury w przeciwieństwie do granic dużego kąta. Dominacja granic niskokątowych w mikrostrukturze stali zapewnia lepszą odporność na pełzanie i wolniejszą jej degradację podczas eksploatacji. Rys. 5. Wpływ temperatury odpuszczania na właściwości stali T24; opracowanie własne na podstawie danych [15] Fig. 5. Influence of temperature tempering on mechanical properties of T24 steel; on the basis of [15] Rys. 6. Mikrostruktura stali T24: a) mikroskopia świetlna, b) skaningowa mikroskopia elektronowa Fig. 6. Microstructure of T24 steel: a) light microscopy, b) scanning electron microscopy NR 4/2015 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 185

Tabela 3. Właściwości mechaniczne stali 10CrMo9-10 (T22) i 7CrMoVTiB10-10 (T24) [11 13] Table 3. Mechanical properties of T22 and T24 steel [11 13] T22 T24 Gatunek min. maks. min. maks. R p0,2 205 415 Wg ASTM A213 Wg EN 10216 2 R m 415 585 A % 30 20 HB 163 250 R p0,2 270 430 R m 480 630 565 840 A, % KCV, J w p w p 22 17 20 15 40 40 27 27 p próbki poprzecznie, w próbki wzdłużnie Stabilność wielkości subziaren powoduje wzrost odporności na pełzanie [19, 20]. Należy sądzić, że stal T24 o mikrostrukturze charakteryzującej się większym stopniem umocnienia (mikrostruktura bainitu dolnego lub mieszanina bainitu dolnego i martenzytu) będzie wykazywać lepsze właściwości w stanie wyjściowym, lecz szybciej będzie traciła swoje umocnienie w wyniku mniejszej stabilności termodynamicznej tej mikrostruktury w porównaniu ze stalą T24 o mikrostrukturze bainitu ziarnistego. Wymagane właściwości mechaniczne stali T24 i stali T22 przedstawiono w tabeli 3. Stal T24 w porównaniu ze stalą T22 charakteryzuje się lepszymi właściwościami wytrzymałościowymi, przy gorszych właściwościach plastycznych. Wymagane, większe wartości R p0,2 i R m dla stali T24 wynikają przede wszystkim z obecności odpuszczonej mikrostruktury bainitycznej (bainityczno-martenzytycznej), umocnienia osnowy dyspersyjnymi wydzieleniami faz typu MX (MC) oraz braku ferrytu. Właściwości mechaniczne stali T24 zależą głównie od udziału objętościowego martenzytu i postaci bainitu w jej mikrostrukturze. Jak wykazały badania [19, 21], mikrostruktura bainitu dolnego z martenzytem w porównaniu z mikrostrukturą bainitu ziarnistego zapewnia wzrost R e o ok. 10% przy obniżeniu wydłużenia A z ok. 22 do 20% (A min = 17%, tab. 3). Stal T24 o mikrostrukturze z dominującym udziałem bainitu ziarnistego charakteryzowała się udarnością KV na poziomie ok. 240 J, natomiast udarność KV stali o mikrostrukturze bainityczno-martenzytycznej sięgała 150 J (KV min = 40 J, tab. 3). Temperatura przejścia w stan kruchy stali T24 dla takich rodzajów mikrostruktury wynosiła odpowiednio 60 i 50 C. Zawartości chromu i krzemu w stali T24 są podobne do zawartości tych pierwiastków w stali T22 (tab. 1). Ograniczają one maksymalną temperaturę eksploatacji tych stali do 550 C [20, 22]. 3. DEGRADACJA MIKROSTRUKTURY I WŁAŚCIWOŚCI MECHANICZNCYH STALI T24 Eksploatacja elementów przeznaczonych dla przemysłu energetycznego prowadzi do stopniowej degradacji ich mikrostruktury, a przez to do obniżenia ich właściwości użytkowych wskutek oddziaływania procesów dyfuzyjnych zwykle przyspieszanych działaniem naprężenia [19 21, 23, 24]. W przypadku stali T24 długotrwałe starzenie/pełzanie prowadzi głównie do następujących zmian w mikrostrukturze [16, 19, 20, 22, 24]: uprzywilejowanego wydzielania węglików po granicach ziaren, wydzielania węglików M 2 C, wzbogacania węglików MX w molibden, procesów zdrowienia i poligonizacji osnowy. Skutkują one niewielkim obniżeniem właściwości wytrzymałościowych oraz początkowym znacznym zmniejszeniem udarności (o ok. 20% po 1000 godzin starzenia w temperaturze 580 C). Dalsze starzenie (do 12 000 godzin) praktycznie nie wpływa na zmianę udarności stali [16]. Podobną tendencję obserwowano również w bainitycznej stali T23 [22]. Wpływ długotrwałego starzenia do 30 000 godzin w temperaturze 550 oraz 600 C na właściwości mechaniczne stali T24 przedstawiono również w pracach [24, 26, 27]. Badania te wykazały, że po długotrwałym starzeniu w temperaturze 600 C właściwości wytrzymałościowe: R e, R m, R e 550 były mniejsze od minimalnych wymagań. Natomiast po starzeniu w temperaturze 550 C były one większe. Z kolei udarność KV stali T24 po starzeniu w temperaturze 550 C obniżyła się o ok. 45%, a w temperaturze 600 C była porównywalna ze stanem wyjściowym. Na uwagę zasługuje również ujawnione w stali T24 wzbogacanie wydzieleń typu MX (MC) w molibden [20]. Wzrost zawartości molibdenu w wydzieleniach typu MC może prowadzić do powstawania złożonych wydzieleń określanych mianem H-carbide [28]. Tego typu wydzielenia obserwowano w niskostopowej stali/staliwie typu Cr-Mo-V po długotrwałej eksploatacji [25 27]. Wydzielenia te składają się z węglika VC i zarodkujących na ich końcach zorientowanych prostopadle węglików M 2 C (rys. 7). Uprzywilejowanymi miejscami powstawania tych kompleksów są obszary w pobliżu granic ziaren. Zanik drobnodyspersyjnych wydzieleń typu MX (MC) w tych obszarach może prowadzić do nierównomiernego przebiegu procesu pełzania w objętości ziarna i szybszego dyslokacyjnego procesu pełzania w obszarach przygranicznych i przedwczesnego zniszczenia. Jak niebezpieczny jest zanik drobnodyspersyjnych wydzieleń jest widoczne na przykładzie wysokochromowych stali martenzytycznych, w których następuje przemiana MX faza Z (złożony azotek Cr(V, Nb)N), co skutkuje zmniejszeniem wytrzymałości na pełzanie [28, 29]. 4. SPAWALNOŚĆ STALI T24 Zgodnie z zaleceniami wytwórcy główną zaletą stali T24 oprócz jej wysokich właściwości mechanicznych miała być możliwość jej spawania bez konieczności podgrzewania wstępnego oraz eliminacja obróbki cieplnej po spawaniu rur o grubości ścianki do 10 mm [30 33]. Stal T24 należy jednak zaliczyć do materiałów o ograniczonej spawalności (rys. 8). Wynika to głównie z relatywnie Rys. 7. Wydzielenie typu H-carbide; cienka folia, TEM [30] Fig. 7. H-carbide precipitation; thin foil, TEM [30] 186 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXVI

Rys. 8. Porównanie parametrów spawania starych i nowych stali dla energetyki [14] Fig. 8. Comparison of welding parameters of new and old steels for power industry [14] wąskiego zakresu parametrów spawania oraz z gęstopłynności stopionego metalu spoiwa [33]. Dla stali T24 po spawaniu w szerokim zakresie czasu stygnięcia t 8/5 będą występowały struktury listwowe: bainityczne lub bainityczno-martenzytyczne o twardości większej lub zbliżonej do 350 HV (rys. 9). Czas stygnięcia t 8/5 dłuższy od 40 s zapewnia uzyskanie strefy wpływu ciepła (SWC) o twardości mniejszej niż 350 HV5, ale nadal o niedostatecznej udarności (rys. 10). Na twardość uzyskanej SWC nie ma istotnego wpływu zastosowana technologia spawania [35]. Rys. 9. Wykres CTPc S dla stali T24 [34]: a) zmiana struktury SWC w zależności od czasu stygnięcia t 8/5, b) zmiana twardości SWC w zależności od czasu stygnięcia t 8/5 Fig. 9. Diagram of CCT W weld for T24 steel [34]: a) change of microstructure of the HAZ depending on the cooling rate t 8/5, b) change of hardness of the HAZ depending on the cooling rate t 8/5 Rys. 10. Wpływ czasu stygnięcia na twardość i udarność spoiny; opracowanie własne na podstawie danych [30, 31] Fig. 10. Influence of self-cooling time on hardness and impact strength of a weld; on the basis of [30, 31] Badania laboratoryjne jakości doczołowych jednorodnych i mieszanych złączy spawanych stali T24 zdawały się początkowo potwierdzać dane producenta tej stali [30 33]. Niemniej jednak badania przedstawione w pracy [33] wykazały konieczność zastosowania wstępnego podgrzewania do temperatury ok. 150 C. Jednakże doświadczenia praktyczne [36 39] ujawniły, że po spawaniu czy po montażu oraz podczas eksploatacji pojawiają się pęknięcia w złączach spawanych. Ze względu na swoje wymiary nie były one wcześniej wykrywane metodami badań nieniszczących. Pęknięcia te miały charakter międzykrystaliczny i występowały najczęściej w pierwszym ściegu [40]. Przeprowadzone badania [36 39, 41, 42] wykazały, że podstawową przyczyną pękania poprzecznego złączy były pęknięcia gorące oraz ich dalszy rozwój w postaci zimnych pęknięć zwłocznych. Pękanie gorące złącza było związane z jego bardzo dużymi właściwościami wytrzymałościowymi w stanie bez obróbki (R p0,2 830, R m 1000 ) w porównaniu z właściwościami rury i płaskownika (R p0,2 500, R m 700 ). Duża wartość granicy plastyczności materiału spoiny uniemożliwia relaksację naprężeń rozciągających będących wynikiem skurczu spoiny podczas jej stygnięcia, co skutkowało powstawaniem pęknięć gorących. Według pracy [42] na powstawanie pęknięć gorących ma również wpływ zbyt duża prędkość spawania (powyżej 0,7 m/min). Pęknięcia zimne zwłoczne w złączu stali T24 są generowane przez [40 42]: wysoki poziom naprężeń złącza spawanego bez obróbki cieplnej wyznaczona wartość naprężenia krytycznego wywołującego pękanie zimne w SWC stali T24 wynosi 485, obecność wodoru podczas spawania. Duża kruchość złącza po spawaniu w stanie bez obróbki cieplnej w połączeniu z dodatkowymi naprężeniami powstającymi podczas np. przenoszenia czy transportu przyczyniają się do powstawania w nich pęknięć. Dlatego w celu uzyskania połączeń bez pęknięć jest wymagane co najmniej zastosowanie [38, 39, 41, 42]: podgrzewania wstępnego, materiałów dodatkowych o większych właściwościach plastycznych i mniejszych wytrzymałościowych (np. stosowanie materiału dodatkowego jak dla stali T22) w celu wyeliminowania skłonności do pęknięć gorących, zastosowania obróbki cieplnej po spawaniu lub alternatywnie techniki ściegów odpuszczających. Dodatkowo można ograniczyć skłonność do pękania ścian szczelnych przez stosowanie spawania z pełnym przetopem [43]. Zastosowanie wyżarzania w temperaturze do 650 C po spawaniu prowadzi do dalszego zwiększenia twardości i zmniejszenia udarności KV złącza do wartości 5 12 J (rys. 11). Wzrost twardości złącza jest związany z wystąpieniem tzw. efektu twardości wtórnej. Materiałem dodatkowym przy spawaniu NR 4/2015 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 187

Rys. 11. Wpływ temperatury wyżarzania po spawaniu na twardość i udarność złącza; opracowanie własne na podstawie [41, 42] Fig. 11. Influence of joint heat treatment temperature on its hardness and impact energy; on the basis of [41, 42] 5. PODSUMOWANIE Przegląd literaturowy związany z zastosowaniem stali T24 na elementy kotłów o nadkrytycznych parametrach pracy wskazuje, że stal ta może być pełnowartościowym materiałem konstrukcyjnym. W procesie łączenia rur z tej stali trzeba się jednak liczyć z pękaniem złączy spawanych. Jest to konsekwencją zbyt optymistycznego założenia jej producenta o możliwości spawania stali T24 bez obróbki cieplnej. Zostało ono negatywnie zweryfikowane w praktyce przemysłowej i było przyczyną licznych opóźnień w odbiorze i uruchomieniu bloków energetycznych. W pracy wykazano, że w celu zapewniania złącza o odpowiedniej jakości, bez niezgodności spawalniczych, konieczne jest przeprowadzenie zarówno podgrzewania wstępnego, jak i obróbki cieplnej po spawaniu w temperaturze wyższej od 730 C. Wymagane jest także zastosowanie innych materiałów dodatkowych (elektrod, drutów spawalniczych) o większych właściwościach plastycznych i mniejszych właściwościach wytrzymałościowych, niż materiały dodatkowe stosowane do tej pory. łukiem krytym jest drut zawierający w swoim składzie chemicznym pierwiastki węglikotwórcze, tworzące wydzielenia typu MX (MC) niob i wanad. Niob zastępuje w materiale dodatkowym tytan, który ze względu na swoje duże powinowactwo do tlenu ulegałby wypalaniu podczas spawania. Fazy typu MX (MC) bogate w niob wydzielają się bezpośrednio z cieczy, dlatego korzystnie oddziałują na ograniczenie rozrostu ziarna austenitu, natomiast ich wpływ na wielkość umocnienia wydzieleniowego jest niewielki. Cząstki typu MX (MC) bogate w wanad wydzielają się natomiast podczas odpuszczania w postaci drobnodyspersyjnych wydzieleń i są odpowiedzialne m.in. za efekt twardości wtórnej i zwiększenie wytrzymałości na pełzanie. Podobny efekt twardości wtórnej był obserwowany w niskostopowych stalach Cr Mo V [25]. Temperatura wyżarzania wyższa od 650 C skutkuje zmniejszeniem twardości i wzrostem udarności. Zdaniem Autorów temperatura obróbki cieplnej złącza powinna być porównywalna z temperaturą odpuszczania materiału rodzimego, a czas wygrzewania w tej temperaturze powinien wynosić co najmniej 1 godzinę. Zapewni to porównywalną mikrostrukturę i właściwości złącza i materiału rodzimego [36, 38, 42]. W pracach [43, 44] wykazano, że spawanie metodą hybrydową (połączenie spawania laserowego i MAG-u) pozwala na wytwarzanie paneli ścian szczelnych ze stali T24 bez pęknięć. Badacze wiążą to ze specyfiką spawania hybrydowego znacznie mniejszymi naprężeniami powstającymi w trakcie procesu spawania w porównaniu ze spawaniem łukiem krytym oraz bardziej równomiernego podgrzewania rur na całym obwodzie i długości. Wątpliwości Autorów artykułu budzi jednak możliwość przeprowadzenia niezbędnych napraw w warunkach przemysłowych w przypadku zastosowania tej metody spawania. Innym możliwym rozwiązaniem wpływającym na zapobieganie pękaniu złącz spawanych stali T24 jest zastosowanie nowych profili rur rur z bocznymi wypustkami [45]. Alternatywą do wytwarzania ścian szczelnych ze stali T24 może być rozwiązanie związane z zaprojektowaniem i wykonaniem komory paleniskowej z różnych gatunków stali, w zależności od temperatury i naprężenia w obszarze komory. Wówczas tylko elementy najbardziej obciążone byłyby wykonane ze stali T24, a pozostałe ze stali typu Cr Mo, np. T22 [19, 46]. Możliwe jest również zastosowanie na panele ścian szczelnych w blokach nadkrytycznych nowego gatunku materiału stali 12Cr2MoWVTi. Stal ta w stanie wyjściowym charakteryzuje się mikrostrukturą ferrytyczno-bainityczną i następującymi minimalnymi właściwościami: R p0,2 = 345, R m = 540 735, A = 18%, R p0,2 600 = 274, R z/100 000/600 = 92 [47, 48]. LITERATURA [1] Bendick W., Gabrel J., Hahn B., Vandenberghe B.: New low alloy heat resistant ferritic steels T/P23 and T/P24 for power plant application. International Journal of Pressure Vessels and Piping 84 (2012) 13 20. [2] Golański G., Stachura S.: Characterization of new-low alloy steels for power plant. Hutnik Wiadomości Hutnicze 9 (2009) 679 683. [3] Golański G., Jasak J., Słania J.: Microstructure, properties and welding of T24 steel critical review. Kovove Mater. 52 (2014) 1 8. [4] Adamiec J.: Hot cracking of welded joints of the 7CrMoVTiB10-10 (T/P24) steel. IOP Conference Series: Materials Science and Engineering 22 (2011) 1 11. [5] Rozkosz M., Bieniek M.: Evaulation of residual stress in ferromagnetic steels based on residual magnetic field measurements. NDT&E Inter. 45 (2012) 55 62. [6] Golański G., Garstka T.: Mikrostruktura i analiza szumu Barkhausena w obszarze złącza spawanego stali 7CrMoVTiB10-10 (T24). Energetyka 2 (2013) 144 149. [7] Pickering F. B.: Historical development and microstructure of high chromium ferritic steels for high temperature applications. Microstructural development and stability in high chromium ferritic power plant steels (editor Strang A., Gooch D. J.). The Institute of Materials, London (1997) 1 29. [8] Magnusson H., Sandström R.: Influence of aluminum on creep strength of 9 12% Cr steel. Mater. Sc. Eng. A 527 (2009) 118 125. [9] Bryła K., Spiralek-Hahn K., Zielińska-Lipiec A., Figarek A., Ennis P. J.: The influence of boron on the microstructure of martensitic chromium steel for power plant. Inżynieria Materiałowa 3 (2004) 702 705. [10] Abe F.: Precipitate design for creep strengthening of 9% Cr tempered martensitic steel for ultra-supercritical power plants. Sci. Technol. Adv. Mater. 9 (2008) 1 15. [11] Charakterystyki stali. Stale dla przemysłu energetycznego, seria D. Wyd. Śląsk (1978). [12] PN EN 10216-2:2009 Seamless steel tubes for pressure purposes Technical delivery conditions. Part 2: Non-alloy and alloy steel tubes with specified elevated temperature properties. [13] Golański G., Kępa J.: Nowoczesne stale dla energetyki charakterystyka. Wydawnictwo Politechniki Częstochowskiej, Częstochowa (2011). [14] Hahn B.: Low-alloyed steel grades 7CrWVMoNb9-6 (T/P-23) and 7CrMoVTiB10-10 (T/P-24) for membrane walls. Properties and Fabrication. New build & maintenance. Seminarium RAFAKO (2009). [15] Mojzis M., Domovova L., Weiss M., Fujda M., Parilak L.: Mechanical properties of 7CrMoVTiB10-10. Mater. Sc. Forum 782 (2014) 133 136. [16] Golański G., Wieczorek P., Prusik K., Kolan C.: Changes of microstructure and mechanical properties of 7CrMoVTiB10-10 (T24) steel after long term ageing at the temperature of 580 C. Inżynieria Materiałowa 1 (2011) 50 54. [17] Golański G., Kępa J., Wieczorek P., Prusik K.: Characterization of precipitation process in T24 steel after long-term ageing. Solid State Phenomena 186 (2012) 296 300. [18] Dobrzański J.: Nowe niskostopowe stale na elementy komór parownika kotłów energetycznych o nadkrytycznych parametrach pracy. Prace Instytutu Metalurgii Żelaza 4 (2011) 14 31. [19] Dobrzański J.: Reason of analysis of welded joint cracking in membrane wall elements as a basis for manufacturing technology selection of the evaporator collector with new generation low-alloy bainitic steel for boilers with supercritical working parameters. Arch. Mater. Sc. Eng. 64/1 (2013) 5 14. 188 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXVI

[20] Aghajani A., Somsen Ch., Pesicka J., Bendick W., Hahn B., Eggeler G.: Microstructural evolution in T24, a modified 2(1/4)Cr-1Mo steel during creep after different heat treatments. Materials Science and Engineering A510-511 (2009) 130 135. [21] Dobrzański J., Zieliński A., Hernas A.: Struktura i własności nowych stali żarowytrzymałych o osnowie ferrytycznej. Materiały i technologie stosowne w budownictwie kotłów nadkrytycznych i spalarni odpadów (red. A. Hernas). Wyd. SITPH, Katowice (2009) 47 101. [22] Komai N., Masuyama F., Igarashi M.: 10-year experience with T23 (2.25Cr-1.6W) and T122 (12Cr-0.4Mo-2W) in a power boiler. Transactions of the ASME 127 (2005) 190 195. [23] Dobrzański J., Zieliński A.: Wpływ długotrwałego wyżarzania w temperaturze pracy na zmianę własności i struktury materiału rodzimego i obwodowych złączy spawanych stali 7CrMoVTiB10-10 na elementy kotłów o nadkrytycznych parametrach pracy. Energetyka XXIV (2012) 15 21. [24] Zieliński A., Dobrzański J.: Material properties and structure of thickwalled elements made of steel 7CrMoVTiB10-10 after long-term annealing. Arch. Mater. Sc. Eng. 58/1 (2012) 5 12. [25] Senior B. A.: A critical review of precipitation behaviour in 1Cr Mo V rotor steels. Mater. Sc. Eng. A103 (1988) 263 271. [26] Golański G.: Microstructure and mechanical properties of G17CrMoV5-10 cast steel after regenerative heat treatment. J. Pressure Vessel Techn. 132 (2010) 064503-1 0642503-5. [27] Golański G., Wieczorek P.: Electron microscopy investigation of Cr-Mo-V cast steel. Arch. Mater. Sc. Eng. 2 (30) (2008) 73 76. [28] Golański G., Kępa J.: Rola złożonego azotku Cr(V, Nb)N fazy Z w wysokochromowych stalach martenzytycznych. Inżynieria Materiałowa 6 (2011) 917 922. [29] Sawada K., Kushima H., Kimura K.: Z-phase formation during creep and aging in 9 12% Cr heat resistant steel. ISIJ Inter. 1 (2006) 769 775. [30] Brózda J., Zeman M., Pasternak J., Fudali S.: Żarowytrzymałe stale bainityczne nowej generacji ich spawalność i właściwości złączy spawanych. Materiały i technologie stosowne w budownictwie kotłów nadkrytycznych i spalarni odpadów (red. A. Hernas.). Wyd. SITPH, Katowice (2009) 27 46. [31] Zeman M., Łomozik M., Brózda J.: Problemy spawania stali T24 przeznaczonej na ściany szczelne kotłów energetycznych. Biuletyn Instytutu Spawalnictwa 5 (2011) 25 35. [32] Urzynicok M., Kwieciński K., Słania J.: Analysis of problems occured during welding of new generation bainitic steel 7CrMoVTiB10-10 (T24). Arch. Metall. Mater. 58 (2013) 691 696. [33] Tasak E., Ziewiec A.: Pękanie spoin w procesie krzepnięcia. Przegląd Spawalnictwa 1 (2007) 14 18. [34] Brózda J.: Stale żarowytrzymałe nowej generacji, ich spawalność i własności złączy spawanych. Część I. Cel stosowania stali żarowytrzymałych nowej generacji, ich charakterystyka i wynikające korzyści. Biuletyn Instytutu Spawalnictwa 1 (20040 41 49. [35] Pańcikiewicz K., Zielińska-Lipiec A., Tasak E.: Mikrostruktura i właściwości mechaniczne złączy stali T24 spawanych metodami konwencjonalnymi i wysokoenergetycznymi. Przegląd Spawalnictwa 4 (2014) 5 10. [36] Adamiec J., Hernas A.: Experiences in welding of membrane panels made of 7CrMoVTiB10-10 (T24) steel. 14 th Inter. Research/Expert Conference Trends in the Development of Machinery and Associated Technology TMT (2010) 57 60. [37] Ziewiec A., Parzych S., Tasak E.: Skłonność do pęknięć zimnych stali bainitycznej stosowanej w podwyższonych temperaturach. Hutnik Wiadomości Hutnicze 12 (2011) 978 981. [38] Łomozik M., Zeman M., Fudali S., Hajda J.: Przyczyny pękania złączy spawanych w ścianach szczelnych ze stali 7CrMoVTiB10-10 (T24). Energetyka XXI (2010) 87 91. [39] Tasak E., Ziewiec A., Pańcikiewicz K.: Problemy materiałowe przy wytwarzaniu ścian szczelnych kotłów energetycznych na parametry nadkrytyczne. Hutnik Wiadomości Hutnicze 4 (2012) 247 253. [40] Pańcikiewicz K., Tasak E.: Charakter pękania połączeń spawanych stali 7CrMoVTiB10-10 (T24). Przegląd Spawalnictwa 2 (2013) 36 39. [41] Ziewiec A., Pańcikiewicz K., Tasak E.: Pękanie spoin w stali 7CrMoVTiB10-10 (T24) w czasie spawania, uruchamiania i eksploatacji bloków energetycznych. Przegląd Spawalnictwa 5 (2012) 2 7. [42] Pańcikiewicz K., Kwiecień S., Tasak E.: Właściwości połączeń spawanych stali 7CrMoVTiB10-10 (T24) po obróbce cieplnej. Przegląd Spawalnictwa 1 (2012) 15 17. [43] Gawryluk W.: Spawanie hybrydowe (laser + MAG) paneli ścian szczelnych kotłów energetycznych ze stali T24. Przegląd Spawalnictwa 5 (2014) 43 48. [44] Gawryluk W., Więcek M., Adamiec J.: Próby spawania ścian szczelnych ze stali 7CrMoVTiB10-10 (T/P24) przy wykorzystaniu technologii hybrydowej laser + MAG. III Międzynarodowa Konferencja Power Welding (2013) 245 256. [45] Michalczyk J., Wojsyk K.: Bezpieczne i ekonomiczne konstruowanie ekranów wymienników ciepła ze stali i innych stopów o ograniczonej spawalności. Przegląd Spawalnictwa 5 (2014) 37 42. [46] Dobrzański J.: Analiza przyczyn występowania pęknięć w złączach spawanych elementów ścian szczelnych komory parownika kotłów o nadkrytycznych parametrach pracy wykonanych z niskostopowej stali bainitycznej nowej generacji. III Międzynarodowa Konferencja Power Welding (2013) 129 168. [47] Cieszyński K., Osuch W., Kaczorowski M., Czyrska-Filemonowicz A.: Microstructure of 12Cr2MoWVTi steel for power generation application. Inżynieria Materiałowa 4 (2013) 275 260. [48] Demel R., Sutowicz A.: Wybrane zagadnienia z prac badawczo-rozwojowych dotyczących zastosowania nowych materiałów dla elementów ciśnieniowych nowoczesnych kotłów energetycznych. XII Konferencja Naukowo-Techniczna Procesy zniszczenia oraz powłoki ochronne stosowane w energetyce, Bełchatów (2015) 239 254. NR 4/2015 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 189