Жаростойкие стали: марки и состав жаростойких сталей и сплавов

alexxlab | 17.07.1993 | 0 | Разное

Содержание

Жаропрочная сталь — марки, виды и состав жаростойких сталей и сплавов.

В современном мире очень востребованы такие сплавы, как жаропрочные и жаростойкие. Они незаменимы во многих отраслях народного хозяйства и в быту. Мы видим их в нагревательных приборах, плитах, посуде и кухонной технике, различных механизмах.

Чем жаропрочные стали отличаются от жаростойких?

Жаростойкость — это стойкость металла к газовой коррозии и появлению окалины под воздействием температур свыше 600ºC. Они сохраняют свои свойства и товарный вид при нагреве и воздействии выхлопных газов, дыма. Жаростойкие сплавы необходимы для производства конструкций, не подверженных агрессивным механическим воздействиям, но пригодных для высокого нагрева. Из них изготавливают нагревательные элементы, используемые при т-ре не свыше 550 ºC.

Жаропрочность — это стойкость к деформированию при т-рах свыше 600 ºC. Жаропрочные стали нужны для высоконагруженных механизмов и деталей. Они не разрушаются и сохраняют свою первозданную форму при высоких т-рах и нагрузках, не подвержены ползучести.

Жаростойкие сплавы нужны для производства ненагруженных элементов, подверженных высоким т-рам, а жаропрочные — для высоконагруженных.

Жаростойкие стали

Жаростойкость сплавам придает легирование различными элементами. Для этого применяют Cr, Si, Al и прочие. Содержание хрома напрямую влияет на жаростойкость материала, чем его больше, тем выше стойкость металла к температурным воздействиям.

Жаропрочные стали

Они используются при т-рах свыше 600 градусов и механических воздействиях. Они практически не подвержены разрушениям и ползучести.

Есть стали, которые одновременно относятся к обоим видам, например 08×18Н10Т.

Классификация

Эти виды стали классифицируются по нескольким параметрам:

  • структуре;
  • степени легирования.

Мартенситные стали изготавливаются из перлита методом легирования Cr.

Ферритные стали подвергаются отжигу, в следствии приобретая мелкозернистость. Их состав сплавов содержит около 30% легированного элемента.

Жаростойкие стали

Жаростойкостью или окалиностойкостью называется способность металла сопротивляться химической коррозии в сухой газовой среде при высоких температурах.

Железо при взаимодействии с кислородом может образовать оксиды трех видов: FeO, Fe3O4, Fe2O3. До 560 – 600оС окалина состоит преимущественно из плотного слоя оксидов Fe2O3 и Fe3O4, что затрудняет диффузию атомов кислорода и металла. Выше 600оС происходит растрескивание этих оксидов и вместо них защита металла осуществляется лишь рыхлым оксидом FeO, что облегчает доступ кислорода к поверхности металла. Нагрев более 600оС приводит к интенсивному окислению сплавов на основе железа.

Основным фактором, влияющим на жаростойкость, является химический состав металла, определяющий защитные свойства оксидной пленки. В таблице 5.1 приведена сравнительная оценка жаростойкости ряда чистых металлов, определенная по 5-бальной шкале скорости окисления в воздушной среде в интервале рабочих температур.

Рыхлый оксид магния практически не защищает металл при нагреве. Магний не только быстро окисляется, но и легко воспламеняется при нагреве, благодаря чему используется в пиротехнике.

Оксиды металлов второй группы при нагреве разрушаются как за счет сублимации в случае Мо и W, так и благодаря растворению в металле входящего в них кислорода (Ti, Zr).

При повышении температуры сверх определенного предела возрастает дефектность оксидов металлов третьей группы. Для технического железа предельная рабочая температура нагрева в воздушной среде составляет 560оС.

Металлы четвертой группы, благодаря плотной оксидной пленке с высокими защитными свойствами при нагреве, имеют хорошую жаростойкость. Поэтому хром и алюминий, наряду с кремнием, широко используют для повышения жаростойкости легированных сталей. Для достижения высокой жаростойкости стали оксид легирующего элемента должен быть плотным, не подверженным растрескиванию при нагреве, иметь высокие температуры сублимации и плавления.

Учитывая, что высокое содержание алюминия и кремния способствует охрупчиванию и ухудшает технологическую пластичность при обработке давлением, основным легирующим элементом в жаростойких сталях является хром. Жаростойкие свойства растут с увеличением его содержания в стали. Сталь, содержащая 5 % Cr, сохраняет окалиностойкость до 600оС (15X5), 9 % (40Х9С2) – до 800оС, 17 % (08X17Т) – до 900оС. Хромистые марки сталей относятся к сталям ферритного класса.

Для изготовления деталей печного оборудования применяют стали 20Х23Н18, 20Х25Н20С2, имеющие окалиностойкость до 1100оС. Эти марки относятся к аустенитному классу и характеризуются не только высокой жаростойкостью, но и высокой жаропрочностью. Хотя уровень жаростойкости стали и ее максимальная рабочая температура в основном определяются содержанием хрома, повышение температуры эксплуатации обусловливает одновременный рост концентрации никеля, что связано с необходимостью стабилизации аустенитной структуры.



Жаростойкие поворотные кронштейны из листовой стали / из нержавеющей листовой стали

Серия

LIK

Большегрузный жаростойкий пов. кронштейн из листовой стали, с крепёжной панелью

LIX

Жаростойкий поворотный кронштейн из нержавеющей стали, с крепёжной панелью

LIXR

Жаростойкий поворотный кронштейн из нержавеющей стали, с центральным отверстием

LIKX

Большегрузный жаростойкий поворотный кронштейн из нерж. стали, с крепёжной панелью
Для колёс диаметром100 – 125 мм80 – 200 мм80 – 125 мм100 – 125 мм
Грузоподъёмностьдо 350 кгдо 400 кгдо 150 кгдо 300 кг
Строение кронштейна

Детали из толстостенной листовой стали, поворотный узел на двухрядном шарикоподшипнике, спрессован специальным, разработанным Blickle, динамическим методом, обеспечивающим путём холодной пластической деформации дорожек качения долговечность, лёгкость вращения и соответствующий высокотемпературному режиму использования люфт.

Детали из нержавеющей хромоникелевой стали, поворотный узел на двухрядном шарикоподшипнике, с прочным центральным стержнем, спрессован специальным, разработанным Blickle, динамическим методом, обеспечивающим путём холодной пластической деформации дорожек качения долговечность, лёгкость вращения и соответствующий высокотемпературному режиму использования люфт. Все детали коррозионностойкие.

Детали из нержавеющей хромоникелевой стали, поворотный узел на двухрядном шарикоподшипнике, с прочным центральным стержнем, спрессован специальным, разработанным Blickle, динамическим методом, обеспечивающим путём холодной пластической деформации дорожек качения долговечность, лёгкость вращения и соответствующий высокотемпературному режиму использования люфт. Все детали коррозионностойкие.

Детали из толстостенной нержавеющей хромоникелевой стали, поворотный узел на двухрядном шарикоподшипнике, спрессован специальным, разработанным Blickle, динамическим методом, обеспечивающим путём холодной пластической деформации дорожек качения долговечность, лёгкость вращения и соответствующий высокотемпературному режиму использования люфт. Все детали, включая элементы оси колеса, коррозионностойкие.

ПоверхностьГальванически оцинкована с голубой пассивацией без содержания Cr6+.Обработана вибрационным шлифованием.Обработана вибрационным шлифованием.Обработана вибрационным шлифованием.
Уплотнение поворотного узлаЗащита шариков посредством высокожаропрочного уплотняющего кольца.Защиту шариков обеспечивает особая форма деталей поворотного узла.Защиту шариков обеспечивает особая форма деталей поворотного узла.Защита шариков посредством высокожаропрочного уплотняющего кольца.
Уход при нормальных условиях окружающей средыНе требует ухода, смазан долговечной смазкой.Не требует ухода, смазан долговечной смазкой.Не требует ухода, смазан долговечной смазкой.Не требует ухода, смазан долговечной смазкой.
Температурный диапазон-35° C до +270° C, кратковременно до +300° C-35° C до +270° C, кратковременно до +300° C-35° C до +270° C, кратковременно до +300° C-35° C до +270° C, кратковременно до +300° C
Вид крепленияКрепёжная панельКрепёжная панельЦентральное отверстиеКрепёжная панель
Фиксатор
  «Stop-fix»ЕСТЬЕСТЬЕСТЬЕСТЬ
  «Stop-top»
  «Central-stop»
  «Ideal-stop»
  «Radstop»
  Направления движения
Модификации (аксессуары)
  • Нержавеющая осевая втулка с тефлоновым покрытием (-XAT)
  • Поворотный узел без смазки (-OF)
  • Нержавеющая осевая втулка с тефлоновым покрытием (-XAT)
  • Поворотный узел без смазки (-OF)
  • Нержавеющая осевая втулка с тефлоновым покрытием (-XAT)
  • Нержавеющая осевая втулка с тефлоновым покрытием (-XAT)
Фиксированные кронштейныBK, BIKBXBKX
Прочее
  • Высокие температуры могут немного изменить внешний вид пассивации, антикоррозийная защита при этом не утрачивается.
  • Для достижения максимальной грузоподъёмности необходимо полное прилегание крепёжной панели по всему диаметру.

Жаростойкие стали и сплавы

Жаростойкость – способность металла сопротивляться окислению в газовой среде или в других окислительных средах при повышенных температурах. Жаропрочные сплавы в принципе должны быть и жаростойкими, иначе они быстро выходят из строя из-за быстрого окисления. Однако, жаростойкие сплавы не всегда бывают жаропрочными.

К жаростойким относятся стали и сплавы, работающие в ненагруженном или слабонагруженном состоянии при температурах выше 550

0С и обладающие стойкостью против химического разрушения поверхности в газовых средах.

Повышение жаростойкости сплавов заключается в легировании добавками, которые, не снижая показателей жаропрочности и других свойств, снижают скорость окисления сплавов за счет образования на их поверхности плотной защитной пленки окислов, хорошо связанных с основой. Диффузия (особенно кислорода) через оксидные пленки затруднена, что приводит к торможению процесса дальнейшего окисления.

Жаростойкость стали достигается введением хрома, никеля, алюминия или кремния, образующих в процессе нагрева защитные пленки оксидов (Cr,Fe)2O3, (Al,Fe)2О3. Введение в сталь 5-8 % хрома повышает жаростойкость до 700-750 0С, до 17% – до 10000С, 25% – 11000С. Дополнительное легирование к 25% хрома 5% алюминия – 1300 0С.

Жаростойкие стали и сплавы разделены на следующие группы:

  • хромистые и хромоалюминиевые стали ферритного класса;

  • хромокремнистые мартенситного класса;

  • хромоникелевые аустенитные стали;

  • сплавы на хромоникелевой основе.

К группе ферритных хромистых и хромоалюминиевых сталей отнесены высокохромистые стали на основе 13 − 28 % Сг, которые при достаточно низком содержании углерода или легирования их ферритообразующими элементами имеют однофазную ферритную структуру. Эти стали применяют для изготовления теплообменников, деталей аппаратуры химических производств, печного оборудования и других изделий, которые не испытывают значительных нагрузок и работают при высоких температурах длительное время (08Х17Т, 15Х25Т, 15Х28, 1Х13Ю4).

Чем выше содержание хрома, алюминия и кремния в сталях, тем больше температуры, при которых они сохраняют требуемые эксплуатационные свойства.

Стали ферритного класса обладают невысокой прочностью и жаропрочностью, высокой пластичностью и удовлетворительными технологическими свойствами.

Изделия из хромоалюминиевых сталей (содержание А1 от 3,5 до 5,8 %) устойчивы в атмосфере воздуха, в среде сернистых газов, но резко теряют работоспособность в восстановительных средах, содержащих окись углерода, пары воды, а также хлорсодержащих средах. При длительной работе в азотсодержащих средах образуются нитриды алюминия, которые устойчивы до высоких температур и не оказывают вредного влияния на свойства сталей.

Хромистые и хромоалюминиевые стали имеют крупный недостаток: они могут охрупчиваться в процессах технологических нагревов и длительных выдержек при повышенных температурах во время эксплуатации

Жаростойкие стали, имеющие повышенное содержание углерода (до 0,5 − 0,8 %) и легированные совместно хромом (6 − 14%) и кремнием (1 − 3 %) (15Х6СЮ, 40Х10С2М), имеют после закалки или нормализации мартенситную структуру и обычно называются сильхромами. Они обладают хорошим сопротивлением газовой коррозии в продуктах сгорания различных топлив и высокой износостойкостью при трении и ударных нагрузках.

Основное назначение сталей этой группы − клапаны автомобильных, тракторных и авиационных двигателей средней мощности. Кроме того, сильхромы используют в качестве жаростойких сплавов для изготовления регуляторов, теплообменников и колосниковых решеток в котельном и химическом машиностроении.

Термическая обработка сильхромов состоит чаще всего из закалки на мартенсит и высокого отпуска.

Жаропрочные свойства сильхромов достаточно высоки до 600 °С, а при более высоких температурах резко снижаются.

В качестве жаростойких сталей аустенитного класса, главным образом, применяются стали на хромоникелевой основе. Эти стали не имеют больших преимуществ по жаростойкости перед высокохромистыми сталями ферритного класса, но выгодно отличаются от них по уровню механических свойств, в том числе жаропрочных, технологичности (способности к глубокой вытяжке, штамповке, свариваемости), они также менее склонны к охрупчиванию после длительных выдержек при высоких температурах.

Недостатком сталей этого класса является их сравнительно высокая стоимость, использование в больших количествах дефицитного никеля, низкие теплопроводность и сопротивление газовой коррозии в средах.

Аустенитные стали (08X18Н9Т, 12Х18Н9, 12Х18Н9Т, 20Х25Н20С2) используют в качестве жаростойкого материала для выхлопных систем, труб, листовых и сортовых деталей при температурах 600—800 °С и невысоких нагрузках. Повышение жаростойкости аустенитных сталей достигается увеличением содержания в стали хрома, никеля, а также дополнительным легированием кремнием. В качестве жаростойких материалов для работы в науглероживающих средах до 1100°С (например, печные контейнеры и арматура) используют стали с повышенным содержанием углерода (сталь 36Х18Н25С2).

Термическая обработка аустенитных жаростойких сталей заключается обычно в закалке от температур 1000—1050 °С.

Жаростойкие сплавы на никельхромовой основе (нихромы) получили значительное распространение в качестве материалов для работы при 800—1100°С, а при кратковременной работе до 1200 °С. Эти сплавы применяют для изготовления деталей газовых турбин, не испытывающих больших рабочих нагрузок и работающих при высоких температурах (камеры сгорания, жаровые трубы, нагревательные элементы электрических печей и других деталей).

Сплавы представляют собой в основном твердый раствор хрома (15—27%) в никеле с г. ц. к. решеткой, слабо упрочняются при термической обработке, имеют высокую пластичность, высокое электросопротивление и хорошие технологические свойства.

В качестве элементов, дополнительно повышающих жаростойкость, применяется алюминий (до 3,5 %), титан, молибден, ниобий в небольших количествах, а также вольфрам.

Жаростойкие стали и сплавы

Жаростойкость – способность металла сопротивляться окислению в газовой среде или в других окислительных средах при повышенных температурах. Жаропрочные сплавы в принципе должны быть и жаростойкими, иначе они быстро выходят из строя из-за быстрого окисления. Однако жаростойкие сплавы не всегда бывают жаропрочными.

К жаростойким относятся стали и сплавы, работающие в ненагруженном или слабонагруженном состоянии при температурах выше 550 ºС и обладающие стойкостью против химического разрушения поверхности в газовых средах.

Повышение жаростойкости сплавов заключается в легировании добавками, которые, не снижая показателей жаропрочности и других свойств, снижают скорость окисления сплавов за счет образования на их поверхности плотной защитной пленки окислов, хорошо связанных с основой. Диффузия (особенно кислорода) через оксидные пленки затруднена, что приводит к торможению процесса дальнейшего окисления.

Жаростойкость стали достигается введением хрома, никеля, алюминия или кремния, образующих в процессе нагрева защитные пленки оксидов (Cr,Fe)2O3, (Al,Fe)2О (рис. 5.7). Введение в сталь 5–8 % хрома повышает жаростойкость до 700–750 °С, 17 % – до 1000 °С, 25 % – до 1100 °С. Дополнительное легирование к 25 % хрома 5 % алюминия повышает жаростойкость до 1300 °С.

Рис. 5.7. Влияние содержания различных элементов на относительную скорость

окисления железа на воздухе в интервале температур 900−1000 ºС

 

Жаростойкие стали и сплавы разделены на следующие группы:

· хромистые и хромоалюминиевые стали ферритного класса;

· хромокремнистые мартенситного класса;

· хромоникелевые аустенитные стали;

· сплавы на хромоникелевой основе.

К группе ферритных хромистых и хромоалюминиевых сталей отнесены высокохромистые стали на основе 13–28 % Сr, которые при достаточно низком содержании углерода и легирования их ферритообразующими элементами имеют однофазную ферритную структуру. Эти стали применяют для изготовления теплообменников, деталей аппаратуры химических производств, печного оборудования и других изделий, которые не испытывают значительных нагрузок и работают при высоких температурах длительное время (08Х17Т, 15Х25Т, 15Х28, 1Х13Ю4). Чем выше содержание хрома, алюминия и кремния в сталях, тем больше температуры, при которых они сохраняют требуемые эксплуатационные свойства.

Стали ферритного класса обладают невысокой прочностью и жаропрочностью, высокой пластичностью и удовлетворительными технологическими свойствами.

Изделия из хромоалюминиевых сталей (содержание Аl от 3,5 до 5,8 %) устойчивы в атмосфере воздуха, в среде сернистых газов, но резко теряют работоспособность в восстановительных средах, содержащих окись углерода, пары воды, а также в хлорсодержащих средах. При длительной работе в азотсодержащих средах образуются нитриды алюминия, которые устойчивы до высоких температур и не оказывают вредного влияния на свойства сталей.

Хромистые и хромоалюминиевые стали имеют крупный недостаток: они могут охрупчиваться в процессах технологических нагревов и длительных выдержек при повышенных температурах во время эксплуатации.

Жаростойкие стали, имеющие повышенное содержание углерода (до 0,5–0,8 %) и легированные совместно хромом (6–14 %) и кремнием (1–3 %) (15Х6СЮ, 40Х10С2М), называются сильхромами. Они обладают хорошим сопротивлением газовой коррозии в продуктах сгорания различных видов топлива и высокой износостойкостью при трении и ударных нагрузках. Термическая обработка сильхромов состоит чаще всего из закалки на мартенсит и высокого отпуска или, реже, из нормализации.

Основное назначение сталей этой группы – клапаны автомобильных, тракторных и авиационных двигателей средней мощности. Кроме того, сильхромы используют в качестве жаростойких сплавов для изготовления регуляторов, теплообменников и колосниковых решеток в котельном и химическом машиностроении.

Жаропрочные свойства сильхромов до 600 °С достаточно высоки, а при более высоких температурах резко снижаются.

В качестве жаростойких сталей аустенитного класса применяются главным образом стали на хромоникелевой основе. Эти стали не имеют больших преимуществ по жаростойкости перед высокохромистыми сталями ферритного класса, но выгодно отличаются от них по уровню механических свойств, в том числе жаропрочных, технологичности (способности к глубокой вытяжке, штамповке, свариваемости). Они также менее склонны к охрупчиванию после длительных выдержек при высоких температурах.

Недостатками сталей этого класса являются их сравнительно высокая стоимость, использование в больших количествах дефицитного никеля, низкие теплопроводность и сопротивление газовой коррозии в средах.

Аустенитные стали (08X18Н9Т, 12Х18Н9, 12Х18Н9Т, 20Х25Н20С2) используют в качестве жаростойкого материала для выхлопных систем, труб, листовых и сортовых деталей при температурах 600–800 °С и невысоких нагрузках. Повышение жаростойкости аустенитных сталей достигается увеличением содержания в стали хрома, никеля, а также дополнительным легированием кремнием. В качестве жаростойких материалов для работы в науглероживающих средах до 1100 °С (например, печные контейнеры и арматура) используют стали с повышенным содержанием углерода (сталь 36Х18Н25С2).

Термическая обработка аустенитных жаростойких сталей заключается обычно в закалке от температур 1000–1050 °С.

Жаростойкие сплавы на никельхромовой основе (нихромы) получили значительное распространение в качестве материалов для работы при 800–1100 °С, а при кратковременной работе – до 1200 °С. Эти сплавы применяют для изготовления деталей газовых турбин, не испытывающих больших рабочих нагрузок и работающих при высоких температурах (камеры сгорания, жаровые трубы, нагревательные элементы электрических печей и другие детали).

Сплавы представляют собой в основном твердый раствор хрома (15–27 %) в никеле с решеткой ГЦК, слабо упрочняются при термической обработке, имеют высокую пластичность, высокое электросопротивление и хорошие технологические свойства. В качестве элементов, дополнительно повышающих жаростойкость нихромов, применяются алюминий (до 3,5 %), титан, молибден, ниобий в небольших количествах, а также вольфрам.

 

5.7. Инструментальные стали и сплавы для обработки
материалов резанием

К инструментальным относят стали и сплавы, применяемые для обработки материалов резанием и давлением и обладающие определенными свойствами (твердостью, теплостойкостъю (красностойкостью), износостойкостью, прокаливаемостью и др.) в условиях эксплуатации.

Стали для режущего инструмента (резцы, сверла, фрезы, протяжки, метчики, пилы и т. д.) должны обладать высокой твердостью режущей кромки – НRС 63–66; высокой прочностью и сопротивлением малой пластической деформации; теплостойкостью (красностойкостью), особенно при высоких скоростях резания и обработке труднообрабатываемых деталей.

Углеродистые инструментальные стали (У7–У13, У7А–У13А) являются наиболее дешевыми. Их применяют для изготовления малоответственного режущего инструмента, работающего при малых скоростях резания, не подвергаемого разогреву в процессе эксплуатации.

Достоинствами углеродистых сталей является то, что в малых сечениях (до 15–20 мм) после закалки достигается высокая твердость в поверхностном слое (63–66 НRС) и мягкая, вязкая сердцевина инструмента. Такие свойства благоприятны для ручных метчиков, напильников, пил, стамесок и т. д. В отожженном состоянии углеродистые стали имеют структуру зернистого цементита с низкой твердостью (1500–1800 НВ), что обусловливает их хорошую обрабатываемость при изготовлении инструмента. Углеродистые стали имеют низкую температуру закалки, что делает нагрев под закалку технологически легко выполнимым, вызывает малое окисление и обезуглероживание инструмента.

Недостатками углеродистых сталей являются малая прокаливаемость и закаливаемость. Они не позволяют применять эти стали для инструмента сечением более 20–25 мм. Стали нетеплостойки, высокая твердость их сохраняется лишь до температур 250–200 °С. Стали имеют высокую чувствительность к перегреву вследствие растворения избыточных карбидов в аустените.

Легирование инструментальных сталей для режущего инструмента хромом, ванадием (7ХФ, 9ХФ), вольфрамом (ХВ4, В2Ф) позволяет уменьшить недостатки углеродистых сталей. Подобные стали используют для изготовления метчиков, пил, зубил, отрезных матриц и пуансонов, ножей холодной резки, подвергаемых местной закалке.

Стали с вольфрамом имеют повышенное содержание углерода, что обеспечивает получение карбида Ме6С и мартенсита с высоким содержанием углерода, благодаря чему эти стали имеют после закалки наиболее высокую твердость (65–67 НRС) и износостойкость. Они применяются для обработки твердых металлов, например валков холодной прокатки, при небольшой скорости резания.

В группу сталей глубокой прокаливаемости входят хромистые стали с более высоким содержанием хрома (1,4–1,7 %) и стали комплексно-легированные несколькими элементами (хромом, марганцем, кремнием, вольфрамом).

Комплексно-легированные стали 9ХС, ХГС, ХВГ обладают высокой прокаливаемостью. Особенно это относится к сталям с марганцем, поэтому стали типа ХВГ применяют для крупного режущего инструмента, работающего при малых скоростях резания (протяжки, развертки, сверла и др.). Легирование кремнием позволяет повысить устойчивость против отпуска. Стали 9Х5ВФ и 8Х4В2М2Ф2 применяют для деревообрабатывающего режущего инструмента. Однако существенным недостатком перечисленных легированных сталей является их низкая теплостойкость, что исключает возможность их применения для режущего инструмента, эксплуатируемого в тяжелых условиях, связанных с разогревом режущей кромки. В таких условиях работы можно применять лишь стали с высокой теплостойкостью, т. е. быстрорежущие.

Применение быстрорежущих сталей для режущего инструмента позволяет повысить скорости резания в несколько раз, а стойкость инструмента – в десятки раз. Главной отличительной особенностью быстрорежущих сталей является их высокая теплостойкость или красностойкость (600–700 °С) при наличии высокой твердости (63–70 НRС) и износостойкости инструмента. Уникальные свойства быстрорежущих сталей достигаются посредством специального легирования и сложной термической обработки, обеспечивающих определенный фазовый состав.

Основными легирующими элементами быстрорежущих сталей, обеспечивающими высокую красностойкость, являются вольфрам, молибден, ванадий и углерод. Кроме них, все стали легируют хромом, а некоторые – кобальтом.

Быстрорежущие стали обозначаются первой буквой Р (от слова «рапид» – скорость), следующая цифра указывает на содержание вольфрама, причем буква «В» пропускается (Р18). Содержание молибдена, который часто добавляют из экономии вольфрама, ванадия, кобальта, указывается соответственно после букв М, Ф и К: Р6М5, Р6М5Ф3, Р6М5К8, Р12МЗФ2К5.

Термическая обработка быстрорежущих сталей включает смягчающий изотермический отжиг проката или поковок перед изготовлением инструмента и окончательную термическую обработку – закалку с трехкратным отпуском готового инструмента для уменьшения количества остаточного аустенита. Схема термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р6М5 приведена на рисунке 5.8.

 

 

Рис. 5.8. Схема режима термической обработки быстрорежущей стали

 

Путем корректировки содержания углерода и легирующих элементов была создана группа кобальтосодержащих сталей, обладающих повышенной теплостойкостью и называемых «сверхбыстрорежущими»: Р12МЗФ2К5, Р12МЗФ2К8, Р12МЗФЗК10, Р9МЗК6С, 10Р6М5К5 и др.

Несмотря на высокую стоимость кобальтовых сталей, некоторое снижение пластичности и прочности при изгибе и склонность к обезуглероживанию в процессе нагрева под горячее деформирование и закалку, их рационально применять для обработки резанием коррозионно-стойких, жаропрочных сталей и сплавов.

Повышение свойств и качества быстрорежущих сталей может быть достигнуто с помощью производства этих сталей методами порошковой металлургии.

Порошковая быстрорежущая сталь характеризуется более однородной и мелкозернистой структурой, более равномерным распределением карбидной фазы, меньшей деформируемостью при термической обработке, лучшей шлифуемостью, более высокими технологическими и механическими свойствами, чем стали аналогичных марок, полученные по традиционной технологии.

Применение методов порошковой металлургии привело к созданию новых материалов, обладающих уникальным сочетанием свойств, – твердых сплавов. Современные порошковые (спеченные) твердые сплавы – это композиции, состоящие из твердых, тугоплавких соединений (карбиды и карбонитриды титана, вольфрама, тантала и др.) в сочетании с цементирующей (связующей) составляющей (кобальт, никель, молибден и др.). Их получают, смешивая порошки карбида и связующего материала, спрессовывая их в формы и спекая при высокой температуре 1250–1500 °С. Такой инструмент не подвергается термической обработке, а лишь затачивается.

Твердые сплавы имеют значительно более высокую красностойкость (выше 800–1000 °С) (рис. 5.9), твердость и износостойкость, чем быстрорежущая сталь. Однако их вязкость меньше, и они очень чувствительны к действию ударных нагрузок.

 

Рис. 5.9. Влияние температуры на твердость твердых сплавов и быстрорежущей стали:

1 – быстрорежущая сталь; 2WC+9 % Co; 3 – WC+6 % Co; 4 – WC–TiC–TaC–Co

 

Твердые сплавы, применяемые для оснащения режущего инструмента, по составу и областям применения можно разделить на четыре группы: вольфрамокобальтовые ВК (WC–Со), титановольфрамовые ТК (WC–TiC–Co), титанотанталовольфрамовые ТТК (WC–TiC–TaC–Co), безвольфрамовые БВТС на основе карбонида и карбонитрида титана (TiC–Ni–Mo, TiCN–Ni–Mo) (табл. 5.4). Для стабилизации физико-механических свойств тугоплавкая составляющая и связка безвольфрамовых сплавов дополнительно легируются рядом элементов (W, Na, Zr, B, Hf).

Таблица 5.4


Глава 8.2. Жаростойкие и жаропрочные стали и сплавы

Жаростойкие стали и сплавы. Жаростойкость (окалиностойкость) — это способность металла сопротивляться окислению при высоких температурах. При повышении температуры скорость окисления металлов возрастает. Железо при температурах выше 570 °С образует оксиды FeO, Fe3О 4, Fe2О3, не защищающие поверхность металла от воздействия кислорода.

Окалиностойкость сталей достигается легированием хромом, алюминием или кремнием. Эти элементы образуют на поверхности стали плотные оксиды Cr2О3, Аl2О3, SiО2, затрудняющие окисление.

Образование защитной оксидной пленки обеспечивается только наличием соответствующих легирующих элементов. Поэтому жаростойкость определяется химическим составом стали и не зависит от ее структуры.

Для работы при температурах до 800 °С применяют хромистые стали. Влияние хрома наиболее заметно при содержании 15… 20 % (стали 12X17, 15Х25Т). При более высоких температурах используют хромоникелевые стали (20Х23Н13) и сплавы на основе никеля (ХН45Ю с составом 44…46% №, 15… 17% Сr, 2,9…3,9% А1). Содержание кремния и алюминия не превосходит 4%, при их большем содержании сплавы становятся весьма хрупкими.

Жаростойкие стали и сплавы применяют для изготовления печного оборудования, сопловых аппаратов, деталей газотурбинных установок.

Жаропрочные стали и сплавы. Жаропрочность — это сопротивление металла ползучести и разрушению в области высоких температур при длительной нагрузке. При повышении температуры силы межатомных связей ослабевают и металлы разрушаются при напряжениях более низких, чем при комнатной температуре. Разрушение происходит в результате ползучести.

Жаропрочность характеризует сопротивление материала ползучести. Напомним, что ползучесть развивается при рабочей температуре, превышающей температуру рекристаллизации, и напряжении выше предела текучести (см. подразд. 3.2 и рис. 3.14). Таким образом, жаропрочность тем выше, чем выше температура рекристаллизации Тр, которая, в свою очередь, зависит от температуры плавления металла Тпл:

Тр = αТпл,

где α = 0,3 …0,4 для технически чистых металлов; а = 0,6… 0,8 для сплавов.

Таким образом, повышение жаропрочности достигается применением металлов с высокой температурой плавления (тугоплавких), а также сплавов — за счет увеличения коэффициента а. Высокие значения а (0,6…0,8) характерны для твердых растворов. При этом аустенитные стали и сплавы обладают большей жаропрочностью, чем ферритные, так как температура рекристаллизации выше у сплавов с ГЦК, а не с ОЦК решеткой.

Более высокой жаропрочностью обладают крупнозернистые структуры с меньшей протяженностью границ зерен, потому что именно на границах зерен скапливается большое количество дефектов, что делает их наиболее ослабленными участками в металле. Кроме того, по границам развивается процесс ползучести в результате перемещения одного зерна относительно другого.700 = 200 МПа означает, что при напряжении 200 МПа и температуре 700 °С разрушение произойдет не ранее, чем через 1000 ч.

В качестве жаропрочных материалов используют:

  • стали на основе Feσ для работы при температурах до 600 °С; аустенитные стали на основе Feγ, легированные никелем (около 18 %), для работы при температурах до 850 °С;
  • сплавы на основе никеля или железо-никелевые для работы при температурах до 950 °С.

Для работы при температурах около 600 °С и длительности работы 10000… 100000 ч используют низкоуглеродистые стали, в небольших количествах (до 1 %) легированные хромом, молибденом и ванадием (12ХМ, 15ХМ, 12Х1МФ), их используют для деталей котельного оборудования (паропроводы, крепеж и т.п.).

Применяются также стали с содержанием углерода около 0,4 %, легированные хромом и кремнием, — сильхромы (40Х9С2, 40Х10С2М), Их отличительной особенностью является высокое сопротивление окислению, что обеспечивается высоким содержанием хрома и кремния. Сильхромы используют для выпускных клапанов двигателей внутреннего сгорания.

Аустенитные стали (12Х18Н9Т, 08Х18Н10Т) применяют для деталей, работающих при температурах до 850 °С.

Для работы при более высоких температурах применяют сплавы на железоникелевой (ХН35ВТ, содержащий в среднем 15 % Сr, 35% Ni, 3,0% W, 1,3% Ti) или никелевой основе (ХН77ТЮР — 20 % Сr, 2,7 % Ti, до 1,0 % Fe, до 0,4 % Мn, Ni — в основе).

В технике находят применение тугоплавкие металлы с температурой плавления выше, чем у железа (1 539 °С). К ним относятся Nb, Мо, Та, Сr и W с температурами плавления соответственно 2468, 2625, 2996, 1849и3410°С. Поскольку чистые металлы имеют сравнительно низкую жаропрочность (малое значение коэффициента а), то для повышения жаропрочности их легируют элементами, образующими твердые растворы. Все тугоплавкие металлы обладают низкой жаростойкостью, в связи с чем на них наносят защитные покрытия.

Жаропрочные и жаростойкие стали – презентация онлайн

1. Жаропрочные и жаростойкие стали

1

2. Содержание

• Жаропро́чная сталь
1 Характеристика
1.1 Ползучесть
1.2 Длительная прочность
2 Характеристика химического состава
• Жаростойкая сталь
1 Характеристика
• ГОСТ 5632-72
• Применение
2

3. Жаропрочная сталь

Жаропро́чная сталь — это вид стали,
который используется в условиях
высоких температур (от 0,3 части от
температуры плавления) в течение
определённого времени, а также в
условиях слабонапряжённого
состояния.
3

4. 1. Характеристика

• Главной характеристикой, определяющей
работоспособность стали, является
жаропрочность.
• Жаропрочность — это способность стали
работать под напряжением в условиях
повышенных температур без заметной
остаточной деформации и разрушения.
Основными характеристиками
жаропрочности являются ползучесть и
длительная прочность.
4

5. 1.1 Ползучесть

• Явление непрерывной деформации под
действием постоянного напряжения
называется ползучестью. Характеристикой
ползучести является предел ползучести,
характеризующий условное растягивающее
напряжение, при котором скорость и
деформация ползучести за определённое
время достигают заданной величины.
5
Если допуск даётся по скорости ползучести,
то предел ползучести обозначается σ(сигма)
с двумя индексами: нижний соответствует
заданной скорости ползучести в %/ч
(проценты в час), а верхний – температуре
испытания –
Если задаётся относительное удлинение, то
в обозначение предела ползучести вводят
три индекса: один верхний соответствует
температуре испытания, два нижних —
деформации и времени –
(деформация 0,2% за 100 часов испытаний при температуре 700°С).6
Для деталей, работающих длительный
срок (годы), предел ползучести должен
характеризоваться малой
деформацией, возникающей при
значительной длительности приложения
нагрузки. Для паровых турбин, лопаток
паровых турбин, работающих под
давлением, допускается суммарная
деформация не более 1 % за 100000
часов, в отдельных случаях допускается
5 %. У лопаток газовых турбин
деформация может быть 1-2 % на 100—
7
500 часов.

8. 1.2 Длительная прочность

• Сопротивление стали разрушению при
длительном воздействии температуры
характеризуется длительной прочностью.
• Длительная прочность — это условное
напряжение, под действием которого сталь
при данной температуре разрушается через
заданный промежуток времени –
(предел длительной прочности за 1000 часов при 700°С).
8

9. 2. Характеристика химического состава

• Жаропрочные свойства в первую очередь
определяются температурой плавления
основного компонента сплава, затем его
легированием и режимами предшествующей
термообработки, определяющими
структурное состояние сплава. Основой
жаропрочных сталей являются твёрдые
растворы или пересыщенныё раствор,
способные к дополнительному упрочнению
вследствие дисперсионного твердения.
9
• Для кратковременной службы применяются
сплавы с высокодисперсным
распределением второй фазы, а для
длительной службы — структурностабильные сплавы. Для длительной службы
выбирается сплав несклонный к
дисперсионному твердению.
• Самым распространённым легирующим
элементом в жаропрочных сталях является
хром (Cr), который благоприятно влияет на
жаростойкость и жаропрочность.
10
Однако бо́льшую часть жаропрочных сталей.
работающих при повышенных температурах,
составляют аустенитные стали на
хромоникелевой и хромомарганцевой
основах с различным дополнительным
легированием. Этои стали подразделены на
три группы:
• гомогенные (однофазные) аустенитные
стали;
• стали с карбидным упрочнением;
• стали с интерметаллидным упрочнением.
11

12. Жаростойкость

• Жаростойкость (окалиностойкость) —
сопротивление металла окислению
при высоких температурах.
Жаростойкость наряду с
жаропрочностью является основным
критерием пригодности данного
материала для высокотемпературной
службы.
12
• Жаростойкость металла (сплава) в
окислительной атмосфере
определяется свойствами
образующегося на поверхности металла
слоя окислов – окалины, затрудняющей
диффузию газа в глубь металла и тем
самым препятствующей развитию
газовой коррозии.
13

14. 1 Характеристика

• Количественными характеристиками
Жаростойкость являются: увеличение
массы испытуемого образца за счёт
поглощения металлом кислорода либо
убыль массы после удаления окалины с
поверхности образца, отнесённые к
единице поверхности и ко времени
испытания.
14
• Одновременно учитывается состояние
поверхности образца (изделия), которое
при одинаковых количественных
характеристиках может быть
качественно различным.
15

16. ГОСТ 5632-72

• Жаропрочные стали способны
противостоять механическим нагрузкам при
высоких температурах (400 – 850 °С). Стали
15Х11МФ, 13Х14Н3В2ФР, 09Х16Н15М3Б и
другие применяют для изготовления
пароперегревательных устройств, лопаток
паровых турбин, трубопроводов высокого
давления. Для изделий, работающих при
более высоких температурах, используются
стали 15Х5М, 16Х11Н2В2МФ, 12Х18Н12Т,
37Х12Н8Г8МБФ и др.
16
• Жаростойкие стали способны
сопротивляться окислению и
окалинообразованию при температурах
1150 – 1250 °С. Для изготовления
паровых котлов, теплообменников,
термических печей, аппаратуры,
работающей при высоких температурах
в агрессивных средах используются
стали марок 12Х13, 08Х18Н10Т, 15Х25Т,
10Х23Н18, 08Х20Н14C2, 1Х12МВСФБР,
06Х16Н15М2Г2ТФР-ИД, 12Х12М1БФРШ.
17

18. Применение

• Жаропрочные и жаростойкие стали
применяют при изготовлении многих
деталей газовых турбин реактивной
авиации, в судовых газотурбинных
установках, стационарных газовых
турбинах, при перекачке нефти и
нефтепродуктов, в аппаратуре крекинг установок, при гидрогенизации топлива,
в нагревательных металлургических
печах и многих других установках.
18
• Ряд сплавов применяемых в
авиационной промышленности нашел
применение и в других отраслях.
Одними из наиболее жаропрочных
сплавов являются сильхромы и
хромоникелевые стали,
используемые при изготовлении
клапанов выпуска авиационных
поршневых моторов, лопаток газовых
турбин турбокомпрессоров надува
авиамоторов и рабочих лопаток
первых газовых турбин и первого
реактивного двигателя.
19

9-12cr Жаропрочные стали (Конструкционные материалы) (Мягкая обложка)

$129,99

Обычно отправляется в течение 1-5 дней

Описание


1 Введение в жаропрочные стали.- 2 Обычные жаропрочные стали.- 3 Кремнийсодержащие жаропрочные стали с высоким содержанием хрома.- 4 Упрочненные карбидом жаропрочные стали с пониженной активацией.- 5 Жаропрочные стали с пониженной активацией, упрочненные азотом.- 6 Термическое старение жаропрочных сталей.- 7 Микроструктурная стабильность жаропрочных сталей.- 8 Ползучесть жаропрочных сталей.- 9 Горячая деформация жаропрочных сталей. .

Об авторе


Поскольку Китай становится главной силой в исследованиях и разработках в области сталей, в этой книге освещаются исследования группы из Китайской академии наук, возглавляемой первыми четырьмя авторами.С научной точки зрения эта группа обладает наилучшей базой знаний для написания этой обновленной книги по жаропрочным сталям. Пятый автор, Ша, из Великобритании, сотрудничает с китайской группой с 2009 года. ведущий или единственный автор четырех исследовательских книг, опубликованных на английском языке. Последняя книга «Стали: от материаловедения к проектированию конструкций» была опубликована издательством Springer в 2013 году. В течение двух месяцев после публикации исследователи из Ляонинского научно-технологического университета запросили перевод книги на китайский язык.Springer согласился, и китайская версия была опубликована издательством Metallurgical Industry Press в Пекине в августе 2014 года.



Подробнее о продукте
ISBN: 9783319365176
ISBN-10:
ISBN-10: 3319365177
Издательство: Springer
Дата публикации: 9 октября 2016 г.
Страницы: 218
Язык: Русский
Серия: Технические материалы
Категории
Связанные выпуски (все)

9-12cr Жаропрочные стали (Конструкционные материалы) (Твердый переплет)

159 долларов.99

Обычно отправляется в течение 1-5 дней

Описание


1 Введение в жаропрочные стали.- 2 Обычные жаропрочные стали.- 3 Кремнийсодержащие жаропрочные стали с высоким содержанием хрома.- 4 Упрочненные карбидом жаропрочные стали с пониженной активацией.- 5 Упрочненные нитридом пониженная теплота активации -стойкие стали.- 6 Термическое старение жаропрочных сталей.- 7 Микроструктурная устойчивость жаропрочных сталей.- 8 Ползучесть жаропрочных сталей.- 9 Горячая деформация жаропрочных сталей.

Об авторе


Поскольку Китай становится главной силой в исследованиях и разработках в области сталей, в этой книге освещаются исследования группы из Китайской академии наук, возглавляемой первыми четырьмя авторами. Эта группа с научной точки зрения обладает наилучшей базой знаний для написания этой обновленной книги по жаропрочным сталям.Пятый автор, Ша, из Великобритании, сотрудничает с китайской группой с 2009 года. Ша — опытный автор книг, ведущий или единственный автор четырех исследовательских книг, все изданные на английском языке. Последняя книга «Стали: от материаловедения к проектированию конструкций» была опубликована издательством Springer в 2013 году. В течение двух месяцев после публикации исследователи из Ляонинского научно-технологического университета запросили перевод книги на китайский язык. Springer согласился, и китайская версия была опубликована издательством Metallurgical Industry Press в Пекине в августе 2014 года.



Подробнее о продукте
ISBN: 97833180
ISBN-10: 33189
Издательство: Springer
Дата публикации 9002: 10 июня 2015 г.
Страницы: 218
Язык: Русский
Серия: Технические материалы
Категории
Связанные выпуски (все)

Жаропрочные стали

AL

N

N

Ti

W

909 H

43

Ti

43

W

7

SKF 309 HP

909 HP

V

N

7

AL

7

CU

Ti

43

W

Ti

43

W

W

V

Другое

V

Ti

AL

W

40

Вход для скачивания

N

N

ФКВ Химический состав
Наименование AWS DIN EN ISO № материала. С Mn Si Cr Ni Мо S Р Си Nb Fe Ti Аль V Вт Н Другое info

SKF 308 H

908 H

A5.22: E308HT1-1 / 4

17633-A: TZ 19 9 HRC / M 3

1.4948

C

0.06

MN

1.30

SI

0.50

CR

9000

CR

19.30

19.30

NI

9.50

9.50

MO

S

0,004

P

0.018

CU

NB

TI

AL

V

W

Другое

Войти для загрузки

SKF 308 HP

A5.22: E308HT1-1 / 4

17633-A: TZ 19 9 HPC / M 1

1,4948

C

0,06

0,06

40

MN

1.40

SI

0.80

CR

20.50

40

40

NI

10.50

S

0,008

0.008

0.020

0,020

CU

NB

FE

Ti

AL

40

AL

V

W

N

Другие

BI = <0.002

Вход для скачать

SKF 309 H

A5.22: E309T0-1 / 4

17633-A: T 22 12 HRC / M 3

1.4829

C

0,06

40

40

1.40

0,80

Cr

23.0

CR

23.00

23.00

NI

12.80

MO

S

0.008

P

0.020

CU

NB

Ti

AL

V

N

Другое

A5.22: E309T1-1 / 4

17633-A: T 22 12 HPC / M 1

1.4829

C

0,06

40

MN

1,40

SI

0,80

0,80

CR

23.00

23.00

NI

12.80

12.80

MO

S

0.008

0,008

P

0,020

CU

NB

Fe

Bal.

Ti

AL

V

W

N

Другие

BI = <0.002

Вход для скачать

SKF 316 H

43

A5.22: E316LT0-1 / 4

17633-A: T 19 12 3 HRC / M 3

1.4430

C

0,02

1,08

SI

0,45

0,45

Cr

18.50

18.50

NI

11.90

MO

2.45

S

NB

Fe

Ti

V

W

N

Другое

SKF 316 HP

A5.22: E316T1-1 / 4

17633-A: Tz 19 12 3 HPC/M 1

1.4430

0,06

40

40

MN

1.40

SI

0,40

SI

0,80

CR

CR

19.50

3

40

NI

11.50

MO

2.80

S

P

CU

NB

Ti

AL

V

N

Другое

Войти для загрузки

SKF 347 H

A5.22: E347T1-1 / 4

17633-A: T 19 9000 NB PC / M 2

1.4551

C

0,03

0,03

MN

1.30

1.30

SI

0,60

CR

18.70

NI

10.40

S

0.004

0.018

0,018

CU

NB

0.60

FE

Ti

N

Другое

Вход для скачивания

SKF 347 HP

A5.22: E347HT1-1 / 4

17633-A: T 19 9 NB PC / M 1

1.4551

C

0,05

Mn

1.30

SI

0.60

CR

18.50

40

NI

10.50

10.50

MO

S

P

CU

NB

0,45

0,45

Fe

V

W

N

Вход для скачивания

СКФ 16.8.2 h

A5.22: ~ E16.8.2T0-1 / 4

17633: TZ 16 8 2 RC / M 3

C

0,06

0,06

MN

1.45

SI

SI

0,60140

16.50

NI

900

9002

1.20

0,010

0,010

P

CU

NB

Fe

43

AL

40

V

W

N

Другое

Вход для скачивания

СКФ 16.8.2 P

A5.22: ~ E16.8.2T1-1 / 4

17633-B: (TS 16 8 2 FM1)

C

0,05

MN

1.20

SI

0.50

0.50

CR

160140

NI

90

NI

920

920

MO

1,10

0,010

S

0,010

0,010

P

0,020

Медь

0.10

NB

V

W

N

Другое

SKF 310

A5.22: E310T0-1 / 4

17633-A: T 25 20 RC / M 1

1.4842

3

C

0.18

Mn

2.10

SI

0,60

CR

25.50

25.50

25.50

NI

20.40

20.40

MO

S

0,005

P

0.016

0,016

CU

Fe

Ti

43

AL

V

W

Другое

Войти для скачивания

Расчет и характеристика жаростойкой ферритной стали, упрочненной осадками MX

Характеристика микроструктуры

На рис. 3 показана оптическая микрофотография стали, состаренной при 973 часах К в течение 10 часов.Размер исходного аустенитного зерна составляет около 300 мкм мкм. Мелкие мартенситные элементы можно увидеть в крупных зернах. На микрофотографии ПЭМ на рис. 4 видны детали структуры мартенситной пластины и субзерен внутри пластины. M 23 C 6 выделения, обычно наблюдаемые на границах субзерен в обычных жаропрочных сталях,[7,8,9] не наблюдаются, что согласуется с прогнозами фазовой стабильности, полученными на основе термодинамического моделирования, представленными в Разд.II.

Рис. 3

Оптическая микрофотография стали, состаренной при 973 К в течение 10 ч.

Рис. 4. 5 показывают наноразмерные выделения в стали после старения при 973 К в течение 10, 100, 1000 и 3000 часов соответственно. Эти выделения зарождаются и растут внутри субзерен и на границах субзерен. Последние могут обеспечивать эффект закрепления, аналогичный M 23 C 6 , и стабилизировать границы.Эти изображения указывают на две морфологии осадка: пластинчатую и сфероидальную. Рисунок 6(а) представляет собой микрофотографию ПЭМ при большем увеличении. В частности, пластинчатые преципитаты выстраиваются в двух приблизительно перпендикулярных направлениях, что указывает на определенную предпочтительную ориентацию роста. Энергодисперсионные рентгеновские измерения выделений пластинчатой ​​и сфероидальной формы, обозначенных цифрами 1 и 2 соответственно, показаны на рисунке 6. Без учета неизбежного вклада фоновой матрицы эти спектры показывают, что выделению пластинчатой ​​формы соответствует V -богатый, а сфероидальный – богатый Nb.Это наблюдение согласуется с результатами термодинамического моделирования, представленными в разд. II, , а именно, , сосуществование выделений MX, богатых V и Nb, при 973 K. Размер выделений оценивается отдельно для двух типов выделений и описывается длиной пластинчатых выделений и эквивалентными диаметр (диаметр круга эквивалентной площади проекции) сфероидальных, как показано на рисунке 7. Каждая точка данных была получена путем усреднения примерно 100 пластинчатых и 200 сфероидальных осадков.Толщина пластины не может быть определена по нашим микрофотографиям ПЭМ из-за неопределенной ориентации проекции и влияния деформации на контрастность изображения. Из этих графиков можно сделать вывод, что эти осадки остаются достаточно стабильными при старении при 973 К до 3000 часов.

Рис. 5

Микрофотографии ПЭМ, показывающие образование наноразмерных выделений в стали после старения при 973 К в течение ( a ) 10 ч, ( b ) 100 ч, ( c ) 1000 ч, и ( d ) 3000 ч

Рис.6

( a ) ПЭМ-микрофотография, показывающая наличие пластинчатых (метка 1) и сфероидальных (метка 2) выделений после старения стали при 973 К в течение 10 ч; ( b ) Энергодисперсионные рентгеновские спектры, полученные из двух осадков с меткой 1 и 2 в (a), показывающие различные составы

Рис. 7

Эволюция размера пластинчатой ​​длины преципитата и диаметра сфероидального преципитата по сравнению с время старения при 973 К. Горизонтальные пунктирные линии служат визуальным ориентиром для оценки термической стабильности осадка в процессе длительного старения при 973 К

Дифрактограмма БПФ.Соотношение Бейкера-Наттинга (001) Феррит //(001) MX и [010] Феррит //[\( \bar{1}10 \)] MX [44,45] находится между осадком и матрицей. Поскольку дифракционные пятна (110) MX не могут быть выделены из пятна (200) Феррит , несоответствие решеток было определено по пятну (002) Феррит и (01295) и (1295) 9MX вместо прямого измерения.Профиль интенсивности по диагонали использовался для локализации центра пятна. Несоответствие решетки 2,5 ± 0,4% было получено при температуре окружающей среды для плоскостей (\( \bar{1}10 \)) MX по сравнению с плоскостями (020) Ferrite . На рисунке 9 показана дифрактограмма выбранного участка от сфероидального осадка. Он иллюстрирует соотношение Бейкера-Наттинга, аналогичное соотношению для пластинчатого осадка, показанного на рисунке 8. Несоответствие решеток 3 ± 0.Было определено 5% для плоскостей (\( \bar{1}10 \)) MX по сравнению с плоскостями (020) Ferrite . Несоответствие решеток такой величины при данном размере преципитата предполагает образование полукогерентной границы между преципитатом и матрицей, особенно для граней богатых V пластинчатых преципитатов, где (\( \bar{1}10 \)) Плоскости MX должны совпадать с плоскостями (020) Феррит , что приводит к более низкой межфазной энергии по сравнению с полностью некогерентным интерфейсом.Низкая межфазная энергия важна для уменьшения движущей силы укрупнения осадка в соответствии с теорией LSW [46,47], которая предсказывает прямую зависимость между коэффициентом скорости укрупнения и межфазной энергией.

Рис. 8

( a ) ПЭМ-изображение пластинчатого осадка с высоким разрешением; ( b ) соответствующая БПФ-дифрактограмма образца стали после старения при 973 К в течение 10 ч

Рис. 9

( a ) ПЭМ-изображение сфероидального осадка; ( b ) соответствующий выбранный участок дифрактограммы образца стали после старения при 973 K в течение 10 часов

Механические свойства

Измеренные предел текучести при комнатной температуре, предел прочности при растяжении и относительное удлинение стали 310, 477 МПа и 10% соответственно.Можно было бы ожидать более высокой пластичности, если бы сталь подвергалась горячей обработке для устранения пор, образовавшихся во время затвердевания. На рисунке 10 показано изменение твердости по Виккерсу стального образца, измеренного при 973 К, в зависимости от времени старения при 973 К. Можно видеть, что сначала твердость по Виккерсу уменьшается. Первоначальное уменьшение маловероятно из-за укрупнения выделений, учитывая стабильный размер выделений, показанный на рисунке 7. Вместо этого переход от мартенситной к ферритной микроструктуре может объяснить снижение твердости, как сообщает Wang et ​​al .[38] Тенденция, обозначенная пунктирной линией на рисунке 10, предполагает, что переход заканчивается после старения в течение нескольких сотен часов. После этого твердость остается постоянной до 3000 часов. Это может быть грубым индикатором долгосрочной стабильности микроструктуры. Димитриу и Бхадешиа предположили, что температурная зависимость предела текучести и предела ползучести вне атермического режима тесно связана [48].

Рис. 10

Изменение твердости по Виккерсу, измеренное при 973 K в зависимости от времени старения при 973 K

973 К.Данные были получены путем измерения деформации ползучести в зависимости от времени при заданном приложенном напряжении. Стационарное состояние обычно достигалось в течение от 1 до 10 часов после приложения нагрузки, как показано на рисунке 11(b). Подгонка данных на рисунке 11 (a) к степенному уравнению скорости ползучести в зависимости от приложенного напряжения дает показатель степени кажущегося напряжения 16 и 14 при 923 K и 973 K соответственно. Такие большие показатели напряжения не согласуются ни с одной из существующих моделей ползучести. Вместо этого это наблюдение предполагает существование порогового напряжения, которое необходимо включить в уравнение ползучести, определяемого как напряжение, ниже которого скорость деформации ползучести не может быть измерена в лаборатории.{n} \exp \left( { – \frac{Q}{kT}} \right) $$

(1)

где A константа, µ модуль сдвига матрицы, σ приложенное напряжение, n показатель напряжения матрицы, Q энергия активации ползучести матрицы и kT имеет обычное значение.

Рис. 11

( a ) Логарифмический график стационарной скорости деформации ползучести в зависимости от приложенного напряжения , полученный для нашей стали при 923 К и 973 К; ( b ) График зависимости деформации ползучести от времени , полученный для нашей стали при 973 К при ступенчатом увеличении приложенного напряжения.{1 /4} \) расчетной стали в зависимости от приложенного напряжения σ для Т  = 923 К и 973 К. Экстраполяция к нулевой скорости деформации дает пороговое напряжение 63 ± 1 при 923К и 43 ± 2 МПа при 973 К. Предполагая, что A не зависит от температуры в этом узком диапазоне, мы можем сделать вывод, что наклон графика на рисунке 12(а) пропорционален \( \frac{1}{\mu \left ( T \right)} \exp \left( { – \frac{Q}{4kT}} \right) \) так, что отношение двух наклонов равно \( \frac{{\mu \left( { 923K} \right)}}{{\mu \left( {973K} \right)}}\exp \left[ { – \frac{Q}{4k}\left( {\frac{1}{973} – \frac{1}{923}} \right)} \right] \).Из рисунка 12(а) отношение наклона равно 1,57 ± 0,11. При \( \frac{{\mu \left( {923K} \right)}}{{\mu \left( {973K} \right)}} \), равном 1,04, [49] можно рассчитать энергию активации Q составляет 246 ± 43 кДж/моль, что близко к самодиффузии железа ОЦК , равной 241 кДж/моль.[50] Такое же испытание на ползучесть было проведено для P91 при 973 K, за исключением того, что P91 был кованым, а разработанная нами сталь — нет. Как показано на рисунке 12(b), P91 дает пороговое напряжение 35 ± 5 МПа (сжатие) при 973 К.Для сравнения, оценка Ларсона-Миллера данных P91 дает 10 5 ч прочности на разрыв при ползучести 26 ± 2 МПа (растяжение) при 973 К.[51]

Рис. 12

График зависимости (скорости деформации) 1 / 4 от приложенного напряжения : ( a ) разработанная нами сталь при 923 К и 973 К; ( b ) разработанная нами сталь и P91 при 973 K

Напряжение по Оровану данной стали можно оценить следующим образом:

$$ \sigma_{Or} = \frac{M\mu b}{\lambda } $$

(2)

, где M — коэффициент Тейлора (2.9 для ОЦК металлов), μ модуль сдвига матрицы (59,3 и 57,0 ГПа при 923 К и 973 К соответственно[49]), б вектор Бюргерса (0,248 нм), λ край расстояние между осадками от края до края (243 нм, оцениваемое по формуле \( \lambda = \frac{d}{2}\left( {\sqrt {\frac{3\pi}}{4f}} – 1,64} \справа) \), где d — эквивалентный диаметр осадка, а f — объемная доля осадка. Для оценки используется расчетная объемная доля, 0,35%.Напряжения Орована оцениваются в 176 и 169 МПа при 923 К и 973 К соответственно. Следовательно, значения σ th / σ Or составляют 0,36 при 923 К и 0,25 при 973 К. форма локального переползания, при котором дислокация следует близко к границе раздела матрица-выделение, вызывая резкий изгиб линии дислокации, или общее переползание, при котором участок переползания дислокации плавно распространяется от межфазной области матрица-выделение к планирующий самолет.[12,52,53,54,55] Пороговое напряжение, нормализованное напряжением Орована ( σ th / σ Или ), предсказанное локальным подъемом, составляет около 0,4-0,7, [56] правильный порядок величины для сплавов, о которых сообщают, [9,40], а также нашей разработанной стали. Однако дислокационная конфигурация при локальном подъеме с резким изгибом крайне нестабильна и поэтому маловероятна. С другой стороны, соответствующее соотношение σ th / σ Или для общего набора высоты прогнозировалось равным примерно 0.от 03 до 0,06 [57], что не согласуется с экспериментальными данными.

Два уточнения были предложены для устранения недостатков общей модели подъема путем включения взаимодействия притяжения между дислокациями и несвязными выделениями [58, 59] и упругого взаимодействия между дислокациями и когерентными выделениями [60, 61] соответственно. В первом случае с некогерентными выделениями притягивающее взаимодействие связано с уменьшением энергии линии дислокации, когда дислокация прикрепляется к границе раздела матрица-выделение, что приводит к напряжению отрыва на стороне выхода выделения.Во втором случае, при когерентных выделениях, упругое взаимодействие происходит за счет поля напряжений когерентного выделения, вызванного несоответствием модуля и решетки между выделением и матрицей. Поле напряжений, вызванное несоответствующим преципитатом, захватывает дислокацию на стороне вылета, что приводит к пороговому напряжению. Включение либо притяжения, либо упругого взаимодействия в общий набор высоты приводит нормализованное пороговое напряжение ( σ th / σ Или ) к правильному порядку величины, согласующемуся с экспериментальными результатами.Эта модель также предполагает, что увеличение несоответствия параметров решетки выделений является эффективной стратегией улучшения сопротивления ползучести [61]. Более высокое несоответствие решетки MX (в основном VC) в этой работе может объяснить несколько более высокое пороговое напряжение, чем P91, где MX в основном представляет собой VN. С нашей сталью это может быть достигнуто за счет увеличения концентрации Nb, хотя большее несоответствие решеток выделений может привести к потере когерентности, тем самым ускоряя укрупнение выделений.

На рисунке 13 представлена ​​микрофотография выделений и дислокаций, полученная с помощью ПЭМ, после испытания на ползучесть при 973 К.Испытание заканчивали охлаждением на воздухе при поддержании приложенного напряжения 75 МПа. Здесь мы зафиксировали взаимодействие между дислокациями и выделениями, как показано стрелками. Хотя на рисунке может быть невозможно различить происхождение порогового напряжения, продемонстрирован эффект закрепления дислокации выделениями. Наблюдения до и после испытаний на ползучесть не выявили статистически значимых изменений в размере выделений, что свидетельствует о превосходной термической стабильности этих выделений MX.

Рис. 13

ПЭМ-микрофотография образца стали после испытания на ползучесть при 973 К в течение 105 ч с последним приложенным напряжением 75 МПа

Паровое оксидирование аустенитных жаропрочных сталей TP347H и TP347HFG при 650–800 °C

Материалы (Базель). 2019 февраль; 12(4): 577.

Ключевая лаборатория науки и техники тепловых жидкостей Министерства энергетики, Школа энергетики и энергетики, Сианьский университет Цзяотун, Сиань 710049, Китай

Поступила в редакцию 21 января 2019 г.; Принято 13 февраля 2019 г.

Лицензиат MDPI, Базель, Швейцария. Эта статья находится в открытом доступе и распространяется в соответствии с условиями лицензии Creative Commons Attribution (CC BY) (http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/). Эта статья цитировалась в других статьях в PMC. .

Abstract

Исследовано паровое окисление аустенитных жаропрочных сталей ТП347Н и ТП347ХФГ при 650–800 °С. Для наблюдения и анализа продуктов окисления использовались комплексные технологии микрохарактеристики, включающие сканирующий электронный микроскоп (SEM), энергодисперсионную рентгеновскую спектроскопию (EDS), рентгеновскую дифракцию (XRD) и рентгеновскую фотоэлектронную спектроскопию (XPS).Результаты показывают, что на TP347H наблюдалось резкое окисление при 700 °C и 800 °C. Кинетика окисления TP347HFG при 650–800 °C подчиняется параболическому закону. Оксидные отложения, образовавшиеся на TP347HFG, состояли из MnCr 2 O 4 и Cr 2 O 3 . Тонкая и защитная оксидная окалина, богатая хромом, была заменена конкрециями Fe 2 O 3 из-за недостаточной внешней миграции ионов металлов, включая Cr и Mn, в недрах крупнозернистого TP347H.Меньшее зерно TP347HFG способствовало образованию плотных чешуек оксида с высоким содержанием хрома. При более высоких температурах инкубационный период для прорывного окисления окалины с высоким содержанием хрома был намного короче из-за быстрого испарения окалины оксида Cr 2 O 3 и более медленной диффузии ионов металлов наружу через границы зерен.

Ключевые слова: паровое окисление, размер зерна, жаропрочная сталь, оксидная окалина

1. Введение загрязняющие вещества.В последние годы в мире строится все больше ультрасверхкритических (УСК) и сверхкритических (СК) электростанций. Например, на сегодняшний день в Китае построено почти 100 ультрасверхкритических и сверхкритических электростанций. Тем не менее, надлежащие материалы для пароперегревателей и промежуточных нагревателей, которые являются самыми горячими на всей электростанции, по-прежнему остаются проблемой, особенно для использования крупнозернистой и мелкозернистой жаропрочной стали. Одним из наиболее важных факторов при выборе материала является стойкость к окислению при повышенных температурах в паре [1,2,3,4,5].

Имеется много работ, описывающих паровое оксидирование жаропрочных сталей, используемых в электростанциях ОСК [6,7,8,9,10,11,12,13,14,15,16]. Хорошо известно, что Cr является незаменимым элементом жаропрочной стали, обладающей превосходной прочностью и коррозионной стойкостью. На поверхности хромсодержащих сталей и сплавов при повышенных температурах образуется устойчивый слой хрома, обеспечивающий защиту от агрессивных сред [17,18,19,20]. Вишванатан и др. Авторы [1] пришли к выводу, что на окисление жаростойкой стали паром влияют тепловой поток, окружающая среда, параметры пара и составы сплавов.Предварительная обработка поверхности и геометрия образцов также влияли на стойкость стали к окислению, например, пескоструйная обработка и обработка перед окислением [1, 16, 21]. Фрай и Пьедра [22] обсудили влияние геометрии образца, давления пара и растворенного кислорода в воде на окислительные свойства жаропрочной стали. Однако влияние измельчения зерна на паровое окисление аустенитных жаропрочных сталей до конца не изучено. Пэн и др. [23] исследовали влияние измельчения зерна на стойкость нержавеющей стали 304 во влажном воздухе.Они обнаружили, что обильные границы зерен значительно увеличивают внешнюю диффузию ионов Cr, что гарантирует рост оксидных чешуек, богатых хромом. Перес [24] изучал влияние размера зерна на окислительные свойства PM2000 в воздухе. Он подтвердил, что границы зерен действуют как быстрые пути для диффузии ионов алюминия. Тем не менее Ян и соавт. [25] исследовали паровое окисление аустенитной нержавеющей стали. Их результаты показали, что наблюдалось отрывное окисление мелкозернистой стали R304H и TP347HFG, чего не было в случае крупнозернистой стали W304H.Они объяснили, что границы зерен способствуют внешней диффузии Fe и более быстрому росту межфазных пустот. Внимание исследователей привлекли противоположные результаты влияния размера зерна на стойкость к окислению жаропрочной стали.

Целью данной статьи является исследование поведения при окислении паром аустенитных жаропрочных сталей TP347HFG и TP347H.

2. Экспериментальная система и методы

Установка для испытания на окисление паром показана на рис. Система состояла из регулятора расхода газа, парогенератора и горизонтальной трубчатой ​​печи с глиноземной трубой.Для измерения и контроля температуры испытуемых образцов использовалась внутренняя термопара. В парогенераторе воду непрерывно вводили со скоростью 6 мл/ч в отдельно нагреваемый сосуд из нержавеющей стали для создания непрерывного потока пара со скоростью 134,4 мл/ч для экспериментов по окислению. Образцы располагали перпендикулярно поверхности глиноземной лодочки так, чтобы они находились в зоне постоянной температуры и не мешали потоку пара к другим образцам.

Принципиальная схема системы парового окисления.Адаптировано из [26] с разрешения © Spring Nature, 2015.

Составы сталей TP347H и TP347HFG приведены в , которые применяются для подогревателей и пароперегревателей в современных котлах УСК [1,15,17]. Стали TP347H и TP347HFG были предоставлены компанией Shanghai Boiler Works Ltd. (Шанхай, Китай). Крупнозернистый TP347H и мелкозернистый TP347HFG нормализовали при 1150°C в течение 13 мин (водяное охлаждение) и 1180°C в течение 7 мин (водяное охлаждение) соответственно. показывает микроструктуры TP347H и TP347HFG.Средние размеры зерен TP347H и TP347HFG составляли 51,3 мкм и 14,5 мкм соответственно. Образцы размером 15 мм × 15 мм × 2,8 мм шлифовали на бумаге SiC 120#, 400# и 1000# и очищали ультразвуком в этаноле в течение 5 мин. Образцы взвешивали на электронных весах с точностью 10 -4 г до и после эксперимента, чтобы получить изменение массы в ходе испытания на окисление. Кривые прироста массы были получены на пяти образцах, каждый из которых вынимали из печи на разное время.После испытания на окисление оксидная окалина, образовавшаяся на поверхности образца, была охарактеризована с помощью XRD (X’Pert PRO, PANalytical, Эйндховен, Нидерланды) с использованием Cu K-альфа-излучения. Диапазон сканирования составлял 20°–80°. Используемые напряжение и ток составляли 25 кВ и 40 мА соответственно.

Микроструктуры TP347H и TP347HFG. ( и ) TP347H; ( б ) TP347HFG.

Таблица 1

Составы сталей TP347H и TP347HFG (мас.%).

Материалы С Mn Si, S P Cr V Ni Cu Nb
TP347H 0.07 1,19 0,39 0,002 0,015 18,39 <0,3 10,1 <0,03 0,73
TP347HFG 0,08 0,75 0,48 0,002 0,020 18.31 <0.1 10.7 0.0.1 0.05 0.05

Для другого набора тестовых образцов Морфология поперечного сечения наблюдалась с использованием сканирующего электронного микроскопа (SEM, SU3500, Hitachi, Токио, Япония ) с помощью энергодисперсионной спектроскопии (EDS, Оксфорд, Oxford Instruments, Лондон, Великобритания).Для характеристики основных продуктов окисления использовали рентгеновскую фотоэлектронную спектроскопию (XPS, Thermo Scientific K-Alpha, Thermo Fisher Scientific, Waltham, MA, USA).

3. Результаты и обсуждение

показывает кривые увеличения массы TP347H и TP347HFG при 650 °C, 700 °C и 800 °C в паровой среде. Увеличение веса TP347H было намного выше, чем у TP347HFG, при всех экспериментальных температурах. Разрывы в увеличении веса между TP347H и TP347HFG при 700 °C и 800 °C были намного больше, как показано на рисунках b, c.Кинетика окисления TP347HFG примерно соответствует параболическому закону при всех температурах, в то время как кинетика окисления TP347H следует параболическому закону только при 650 °C. Прибавка в весе TP347H резко увеличилась из-за вероятного выхода из строя защитной оксидной шкалы. Более высокие температуры способствовали разрушению защитной оксидной окалины, что привело к резкому окислению TP347H. Константы окисления стали при 650 °С, 700 °С и 800 °С были рассчитаны путем подгонки кривых увеличения массы, как указано в .

Кривые увеличения массы TP347H и TP347HFG в паровой среде. ( и ) 650 °С; ( б ) 700°С; ( с ) 800°С.

Таблица 2

Константы окисления TP347H и TP347HFG.

+
Материалы 650 ° С 700 ° С 800 ° С
TP347H Δm = 0,00796 т 91 479 0,5
TP347HFG Δm = 0.00526 т + 0,5 Δm = 0,00537 т + 0,5 Δm = 0,00595 т + 0,5

отображает макроскопические морфологии TP347H и TP347HFG при 700 ° C после воздействия паром в течение 12 ч, 48 ч и 168 ч и при 800°С в течение 24 ч. Ни в одном из образцов при 700 °C в а, б не было обнаружено отслоения оксидных чешуек, но некоторые оксидные чешуйки отслаивались при 800 °С, как показано на с. При более длительном эксперименте цвет TP347HFG преобразовывался из синего в бледно-желтый, что согласуется с литературными данными [27].Обратите внимание, что многочисленные черные точки наблюдались на поверхности TP347H через 168 часов, что отвечало за более высокий прирост массы TP347H в b.

Макроскопическая морфология аустенитных жаропрочных сталей при 700 °С и 800 °С. ( a ) TP347H при 700 °C; ( b ) TP347HFG при 700 °C; ( c ) TP347H при 800 °C.

отображает микроскопическую морфологию поверхности TP347H и TP347HFG при 700 °C после воздействия пара в течение 168 часов. Некоторые независимые частицы оксида наблюдались на гладкой поверхности TP347HFG, как показано на рисунках а, б.Поверхность TP347H была покрыта большими островками оксидов. Некоторые островкоподобные оксиды были соединены вместе, как показано на d. При большем увеличении на поверхности TP347H был обнаружен отрыв оксидной окалины, как показано на е. Это явление было тесно связано с выделением водорода в оксидных отложениях [2], что вызвало отслоение внешних оксидных отложений на TP347H. В f мы обнаружили много сферических оксидов на островкообразных продуктах окисления, что согласуется с протеканием реакции выделения водорода.Первоначально водород был получен в результате реакции между металлом или оксидом металла и паром [28].

Морфология поверхности TP347H и TP347HFG при 700 °C через 168 часов. ( и ) TP347HFG; ( б ) TP347HFG; ( с ) TP347HFG; ( д ) TP347H; ( и ) TP347H; ( ф ) TP347H.

и показывают EDS-анализ поверхностных оксидов, образовавшихся на TP347H и TP347HFG при 700 °C. Островкообразные продукты на поверхности TP347H в основном состоят из оксидов Fe, как показано на рис.Ровная поверхность между этими островками оксидов была покрыта оксидами Cr-Mn-Fe, среди которых преобладали оксиды с высоким содержанием хрома, как показано на b. Эта оксидная окалина Cr-Mn-Fe улучшала стойкость жаропрочной стали к окислению в паре при более высоких температурах. Частицы независимых оксидов, отмеченные точкой 01 в b на TP347HFG, были в основном оксидами с высоким содержанием Nb, которые были окружены оксидами с высоким содержанием Cr, как показано на рис. Кроме того, на поверхности TP347H и TP347HFG был обнаружен элемент Mn, как указано в .

EDS-анализ оксидов, образовавшихся на TP347H при 700 °C через 168 часов.( и ) № 03 в ; ( б ) № 04 в .

EDS-анализ оксидов, образовавшихся на TP347HFG при 700 °C через 168 часов. ( и ) № 01 в ; ( б ) № 02 в .

Таблица 3

Анализ ЭДС оксидов, образовавшихся на TP347HFG и TP347H (мас.%).

CR CR Fe O MN
NO.01 NO.01 34.53 22.68 33.73 4.45 445
NO.03 25.82 25.82 35.25 35.25 23.88 23.88 353

и показывают элементное распределение поверхностных оксидов TP347H и TP347HFG при 700 ° C после 168 часов. Некоторые экструзионные оксиды Nb на TP347HFG были покрыты оксидами Fe-Cr. Для TP347H оксидные отложения в основном состоят из острововидных оксидов Fe и оксидов Cr-Mn в других положениях. Связанное с изменением морфологии TP347H в а и увеличением веса в , мы подтвердили, что это паровое окисление было отрывным окислением.

Элементное распределение поверхностных оксидов на TP347HFG при 700 °C через 168 часов.

Элементное распределение поверхностных оксидов на TP347H при 700 °C через 168 часов.

и отображают морфологию поперечного сечения и картирование элементов TP347H и TP347HFG через 168 часов при 700 °C. Оксидные отложения на TP347H состояли из внешнего слоя оксидов Fe и внутреннего слоя оксидов Fe-Cr. На внешнем слое TP347H были обнаружены некоторые трещины и поры, которые могли вызвать отслоение внешнего слоя.Поскольку чешуйки оксида на TP347HFG были очень тонкими, для получения морфологии поперечного сечения TP347HFG использовали метод сфокусированного ионного пучка. На TP347HFG наблюдались тонкие и защитные оксидные чешуйки, которые в основном представляли собой оксиды Cr и оксиды Mn-Cr, как показано на рис. Этот результат согласуется с результатами увеличения веса в , потому что тонкие слои оксида с высоким содержанием хрома на TP347HFG обеспечивают хорошую устойчивость к паровой среде.

Морфология поперечного сечения и картирование элементов TP347H при 700 °C.

Картирование поперечного сечения TP347HFG при 700 °C. ( a ) цифра SEM; ( b ) Cr; ( с ) Fe; ( d ) Mn; ( и ) Ni; ( f ) O.

показывает результаты XRD оксидных отложений на TP347H и TP347HFG при 700 °C. Оксидные отложения на TP347H состоят из Fe 2 O 3 и (Fe,Cr) 3 O 4 в a, а оксидные отложения на TP347HFG состоят из Cr 2 O 95 1 3 M 2 О 4 в б.Из результатов XRD и результатов картирования EDS в и было подтверждено, что внешний и внутренний оксидные слои TP347H были Fe 2 O 3 и (Fe, Cr) 3 O 4 из пара/ Интерфейс оксидной шкалы с подложкой TP347H.

Результаты XRD TP347H и TP347HFG через 168 часов при 700 °C. ( и ) TP347H; ( б ) TP347HFG.

показывает результаты XPS оксидных отложений TP347HFG при 700 °C через 168 часов. Основными элементами были Cr, Fe, Mn и O.показаны спектры XPS с высоким энергетическим разрешением для Fe 2p, Cr 2p, Mn 2p и Nb 3d. Профилирование по глубине аргоновым напылением было получено для разного времени, чтобы получить химическое состояние элементов на разной глубине напыления. Спектры Fe 2p 3/2 с разрешением по глубине, показанные на b, показывают энергию связи в диапазоне от 711 эВ до 709,9 эВ, что соответствует оксидам Fe. Через 0,5 ч напыления пик металлического Fe при 706,9 эВ указывал на границу раздела окалина/подложка. Спектры Cr 2p 3/2 располагались при значениях энергии связи 576.7 эВ и 575,7 эВ. Пик энергии связи при 576,7 эВ считался Cr 2 O 3 , а нижний был (Fe, Cr) 3 O 4 . Несмотря на низкое содержание Mn в TP347HFG, наблюдалась высокая степень сегрегации и его оксидов. Значение энергии связи 641,6 эВ для спектров Mn 2p 3/2 в c соответствует оксидам Mn, включая MnCr 2 O 4 и MnO. Структура Nb 3d в d показывает пик до времени распыления 0,5 ч при 207 эВ, что указывает на то, что Nb окисляется до Nb 2 O 5 .Результаты XPS показали, что оксидные отложения в основном состоят из MnCr 2 O 4 и Cr 2 O 3 от границы газ/твердое тело до подложки.

Результаты XPS оксидной шкалы TP347HFG при 700 °C через 168 часов. ( и ) Cr 2p 3/2 ; ( б ) Fe 2p 3/2 ; ( c ) Mn 2p 3/2 ; ( д ) № 3д.

4. Обсуждение

Увеличение массы TP347H резко возрастало с 650–800 °C после медленного увеличения массы, в то время как увеличение массы TP347HFG происходило по параболическому закону.Отрывное окисление наблюдалось на TP347H при 700 °C и 800 °C, что отличалось от результата Яна [25], который заключался в том, что отрывное окисление происходило на мелкозернистой стали при 620 °C. По результатам увеличения массы и микроструктуры аустенитных жаропрочных сталей TP347H и TP347HFG был сделан вывод, что начальная защитная окалина с высоким содержанием хрома, образовавшаяся на TP347H, не выдержала из-за крупного зерна TP347H. Исходная защитная окалина с высоким содержанием хрома состояла в основном из пластинчатых слоев MnCr 2 O 4 и Cr 2 O 3 , что подтверждено результатами XRD в b, результатами EDS в и XPS. приводит к .После более длительного времени эксперимента отрывное окисление было подтверждено большим увеличением веса, наблюдаемым на и острововидными оксидами Fe, наблюдаемыми на и . Многие оксиды Fe 2 O 3 были охарактеризованы в положении разрушения исходных шкал оксидов, богатых хромом, как показано на b и . С точки зрения кинетики окисления и природы окисления, отрывное окисление определялось диффузией ионов и испарением хрома в паровой среде при высоких температурах [23,29,30].В этом исследовании различное поведение при окислении TP347H и TP347HFG было вызвано разным размером зерна в . Окислительное поведение отрыва было обнаружено на TP347H, как показано на рисунках и f. Для диффузии ионов в процессе окисления скорость внешней диффузии металлических ионов через границу зерен (ГЗ) как минимум в десять раз выше, чем через объем зерна, поэтому границы зерен играют значительную роль в диффузии ионов [28]. Как известно, скорость диффузии обычно выражается эффективным коэффициентом диффузии D eff , который описывается следующими уравнениями (1) и (2).

где D l — коэффициент диффузии через зерно, D b — коэффициент диффузии на границе зерна, q — значение, определяемое формой зерна, w — ширина граница зерна, а d – размер зерна. D eff значения Cr и Mn больше, когда размер зерна d меньше, поэтому значения Cr и Mn D eff на TP347HFG намного больше, чем на TP347H, что приводит к достаточному диффузия наружу ионов Mn и Cr во время окисления, приводящая к образованию стабильных оксидов на TP347HFG, как показано на рис.Быстрая диффузия ионов металлов в TP347HFG обеспечивает достаточное количество Cr и Mn для образования оксидных отложений с высоким содержанием хрома в . Для TP347H чешуйки оксида железа с конкрециями были приписаны крупному зерну, которое не может обеспечить достаточное количество ионов Cr и Mn. Есть две причины, объясняющие влияние Mn и Cr на стойкость к окислению TP347H и TP347HFG.

Во-первых, внешняя диффузия Mn и Cr намного быстрее, чем диффузия других металлических ионов при более высоких температурах [31]. Во-вторых, из-за меньшей свободной энергии образования MnCr 2 O 4 , которую можно рассчитать по следующим уравнениям, на поверхности аустенитных сталей, содержащих Mn, на стадии раннего окисления образовались дуплексные оксидные слои, т.к. показаны в результатах XRD и XPS в и соответственно.Оксидная окалина MnCr 2 O 4 , отличная от Cr 2 O 3 , может эффективно препятствовать испарению CrO 2 (OH) 2 [32, 33], повышая стойкость к окислению HFGTP.

2Mn+O2(г)=2MnO(т), ΔGTθ=-856,3+0,1825T

(3)

4/3Cr+O2(г)=2/3 Cr2O3(т), ΔGTθ=-753,12+ 0,1826T

(4)

MnO+Cr2O3(г)=MnCr2O4 (т), ΔGTθ=-1469,2+0,2798T

(5)

где ΔGTθ — изменение свободной энергии, T — температура реакции.

С другой стороны, учитывая содержание растворенного кислорода в дистиллированной воде 9,08 мг/л при 25 °C, испарение хрома в паровой среде происходило при 650–800 °C по уравнениям (3) и (4), что было подтверждено Астеманом и Янгом [34,35,36,37,38]. На электростанциях ОСК в паре также были обнаружены сложные оксигидроксиды хрома, что подтверждает экспериментальные данные [35,36].

2CR 2 O 3 + 3O 2 = 4CRO

(6)

(6)

2CR 2 O 3 + 4H 2 O + 3O 2 = 4CrO 2 (OH) 2

(7)

кривой в литературе [38]. P CrO 2 (OH) 2 при 800 °C было в десять раз больше, чем при 700 °C и 650 °C, что приводило к аномальному увеличению веса после 100 ч при 700 °C и 24 ч. при 800 °С (б). Значения P CrO 2 (OH) 2 при 800 °C указывают на более быстрое потребление Cr 2 O 3 . Из-за более быстрого потребления Cr 2 O 3 и более медленной диффузии полезных ионов Cr и Mn на TP347H инкубационный период для прорывного окисления богатых Cr оксидных отложений на TP347H при высоких температурах был намного короче, как показано. в .

Таблица 4

P CrO 2 (OH) 2 в паре при 650–800 °C.

Температура (° C) 650 700 700 800
P CRO 2 (OH) 2 (ATM) 1,4 × 10 -11 4.0 × 10 -11 -11 4,0 × 10 -10 -10

5. Выводы

  • (1)

    Прирост веса TP347HFG при 650-800 ° C был намного ниже, чем что у TP347H.Кинетика окисления TP347HFG близка к параболическому закону. Срывное окисление наблюдалось на TP347H при 700 °C и 800 °C.

  • (2)

    Дуплексные оксидные отложения, образовавшиеся на TP347HFG, состояли из MnCr 2 O 4 и Cr 2 O 3 от поверхности раздела пара/оксида до поверхности подложки. Оксидные отложения на TP347H состояли из Fe 2 O 3 конкреций и отложений оксида Fe-Cr. Этот результат был обусловлен размером зерна, который обеспечивает быструю диффузию ионов металла наружу на границах зерен.

  • (3)

    Тонкие и защитные оксиды, богатые Cr, замещены конкрециями Fe 2 O 3 , что связано с недостаточной миграцией ионов металлов наружу, в том числе Cr и Mn, в недрах крупных -зерно TP347H. Мелкое зерно TP347HFG улучшило его стойкость к окислению в паровой среде.

  • (4)

    Быстрое испарение отложений оксида Cr 2 O 3 и более медленная диффузия ионов металлов наружу при более высоких температурах привели к более короткому инкубационному периоду для прорывного окисления отложений оксида с высоким содержанием Cr на TP347H.

Вклад авторов

Концептуализация, З.Л. и QZ; методология, З.Л. и QZ; валидация, З.Л. и QZ; формальный анализ, З.Л.; расследование, З.Л.; ресурсы, QZ; Написание – подготовка первоначального проекта, З.Л. и QZ; Написание – обзор и редактирование, ZL; визуализации, З.Л. и QZ; надзор, QZ; администрация проекта, QZ; приобретение финансирования, Z.L.

Финансирование

Эта работа поддерживается Национальным фондом естественных наук Китая (51806166), фондами фундаментальных исследований центральных университетов (xjj2018064), Фондом постдокторских исследований (2018T111061, 2017M620451) и грантом для постдокторских исследований провинции Шэньси (2017BSHEDZ ).

Конфликт интересов

Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.

Ссылки

1. Вишванатан Р., Сарвер Дж., Танзош Дж. М. Материалы для котлов для ультрасверхкритических угольных электростанций — паровое окисление. Дж. Матер. англ. Выполнять. 2006; 15: 255–274. doi: 10.1361/105994906X108756. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]2. Сондерс С.Р.Дж., Монтейро М., Риццо Ф. Окислительное поведение металлов и сплавов при высоких температурах в атмосфере, содержащей водяной пар: обзор.прог. Матер. науч. 2008; 53: 775–837. doi: 10.1016/j.pmatsci.2007.11.001. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]3. Деодешмух В.П. Долговременная работоспособность жаропрочных фольгированных сплавов в среде, содержащей водяной пар. Часть I: Окислительное поведение. Оксид. Встретились. 2013; 79: 567–578. doi: 10.1007/s11085-012-9343-1. [Перекрестная ссылка] [Академия Google]4. Биркс Н., Мейер Г.Х., Петтит Ф.С. Введение в высокотемпературное окисление металлов. Издательство Кембриджского университета; Кембридж, Великобритания: 2006. [Google Scholar]5. Крицер П.Коррозия в высокотемпературной и сверхкритической воде и водных растворах: Обзор. Дж. Суперкрит. Жидкости. 2004; 29:1–29. doi: 10.1016/S0896-8446(03)00031-7. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 6. Юань Дж. Т., Ван В., Чжу С. Л., Ван Ф. Х. Окислительное поведение стали Super 304H в паре при 700–900 °C. Дж. Чин. соц. Коррос. прот. 2014; 34: 218–224. [Google Академия]7. Вишванатан Р. Усовершенствованные жаропрочные стали для производства электроэнергии. КПР Пресс; Бока-Ратон, Флорида, США: 1999. [Google Scholar]8. Маханен Дж. Магистерская диссертация.Технологический университет Тампера; Тампере, Финляндия: 2011. Паровое окисление материалов для сверхкритических котлов. [Google Академия]9. Райт И.Г., Дули Р.Б. Обзор окислительного поведения конструкционных сплавов в паре. Междунар. Матер. 2013; 55:129–167. doi: 10.1179/095066010X12646898728165. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 10. Сарвер Дж. М., Танзош Дж. М. Поведение материалов-кандидатов USC при окислении на стороне пара при температурах от 650 до 800 °C. Энергия Матер. 2013;2:227–234. doi: 10.1179/174892408X383076.[Перекрестная ссылка] [Академия Google] 11. Ху Х.Л., Чжоу З.Дж., Ли М., Чжан Л., Ван М., Ли С., Ге С. Изучение коррозионного поведения стали, упрочненной дисперсией оксида 18Cr, в сверхкритической воде. Коррос. науч. 2012;65:209–213. doi: 10.1016/j.corsci.2012.08.021. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 12. Фрай А.Т. Исследование ключевых экспериментальных параметров при испытаниях на окисление паром и их влияние на интерпретацию экспериментальных результатов. Генератор энергии. Эра Клим. Изменять. 2007; 2: 214–221. [Google Академия] 13.Шингледекер Дж.П., Пинт Б.А., Сабау А.С., Фрай А.Т., Райт И.Г. Управление окислением и расслоением на стороне пара в трубах котлов USC. Доп. Матер. Обработать. 2013; 171:23–25. [Google Академия] 14. Ханна А.С., Родригес П., Гнанамурти Дж.Б. Кинетика окисления, отрывное окисление и явление инверсии в сталях 9Cr-1Mo. Оксид. Встретились. 1986; 26: 171–200. doi: 10.1007/BF00659183. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 15. Ханссон А.Н., Даниэльсен Х., Грумсен Ф.Б., Монтгомери М. Исследование микроструктуры оксида, образовавшегося на TP 347HFG при длительном паровом окислении.Матер. Коррос. 2009; 61: 665–675. [Google Академия] 16. Дудзяк Т., Лукашевич М., Симмс Н.Дж., Николлс Дж.Р. Геометрия ударных образцов влияет на поведение сталей T23 и TP347HFG при окислении паром в жестких условиях. Коррос. англ. науч. Технол. 2016; 6:13–21. doi: 10.1080/1478422X.2016.1185568. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 17. Цзяньмин Дж., Монтгомери М., Ларсен О.Х., Дженсен С.А. Исследование поведения парового окисления TP347H FG. Часть 2: Воздействие при 91 бар. Матер. Коррос. 2005; 56: 459–467. doi: 10.1002/мако.200403856. [CrossRef] [Google Scholar] 18. Ханссон А.Н., Пантеон К., Грумсен Ф.Б., Сомерс М.А. Эволюция микроструктуры во время парового окисления аустенитной нержавеющей стали, стабилизированной ниобием. Оксид. Встретились. 2010; 73: 289–309. doi: 10.1007/s11085-009-9182-x. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 19. Essuman E., Meier G.H., Żurek J., Hänsel M., Singheiser L., Quadakkers WJ Усиленное внутреннее окисление как триггер отрывного окисления сплавов Fe-Cr в газах, содержащих водяной пар. Скр. Матер. 2007; 57: 845–848. дои: 10.1016/j.scriptamat.2007.06.058. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 20. Юань Дж.Т., Ван В., Чжан Х., Чжу Л., Чжу С., Ван Ф. Исследование механизма разрушения окалины хрома, термически выращенной на аустенитной нержавеющей стали в чистом паре. Коррос. науч. 2016;109:36–42. doi: 10.1016/j.corsci.2016.03.021. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 21. Ли С.Г., Хе Дж.В. Влияние дробеструйной обработки на окислительные свойства стали ТП304Н при 610–770 °С в водяном паре. Матер. лат. 2006; 60: 339–344. [Google Академия] 22. Фрай А.Т., Пьедра Э.M. Обзор факторов, влияющих на испытания на окисление паром. Матер. Высокий темп. 2011; 28: 290–296. doi: 10.3184/096034011X13185043039504. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 23. Пэн С., Ян Дж., Чжоу Ю., Ван Ф. Влияние измельчения зерна на стойкость нержавеющей стали 304 к отрывному окислению во влажном воздухе. Acta Mater. 2005; 53: 5079–5088. doi: 10.1016/j.actamat.2005.07.019. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 24. Перес П. Влияние размера зерна сплава на поведение при окислении сплава PM2000. Коррос. науч. 2002; 44: 1793–1808.doi: 10.1016/S0010-938X(01)00182-2. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 25. Ян Дж., Гао Ю., Гу Ю., Сунь Ф., Ян З., Лу Дж., Ли Ю. Роль границ зерен в поведении циклического парового окисления аустенитной нержавеющей стали 18-8. Оксид. Встретились. 2016; 85: 409–424. doi: 10.1007/s11085-015-9603-y. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 26. Лян З., Сингх П.М., Чжао К., Ван Ю. Высокотемпературное окисление недавно разработанного сплава 282 в потоке воздуха и пара при 900–1100 ° C. Оксид. Встретились. 2015; 84: 291–305. doi: 10.1007/s11085-015-9555-2.[Перекрестная ссылка] [Академия Google] 27. Хиггинсон Р.Л., Джексон С.П., Мюррелл Э.Л., Эксворти П.А.З., Мортимер Р.Дж., Уорролл Д.Р., Уилкокс Г.Д. Влияние термически выращенных оксидов на развитие цвета нержавеющей стали. Матер. Высокий темп. 2015; 32:113–117. doi: 10.1179/0960340914Z.00000000083. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 28. Се Д.Г., Ван З.Дж., Сунь Дж., Ли Дж., Ма Э., Шан З.В. Исследование in situ образования пузырьков водорода на границе металл/оксид алюминия. Нац. Матер. 2015;14:899–903. doi: 10.1038/nmat4336.[PubMed] [CrossRef] [Google Scholar] 29. Басу С.Н., Юрек Г. Влияние размера зерна сплава и содержания кремния на окисление аустенитных сплавов Fe-Cr-Ni-Mn-Si в чистом O 2 . Оксид. Встретились. 1991; 36: 281–315. doi: 10.1007/BF00662967. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 30. Рен Х., Шридхаран К., Аллен Т.Р. Влияние измельчения зерна на коррозию феррито-мартенситных сталей в сверхкритической водной среде. Матер. Коррос. 2010;61:748–755. doi: 10.1002/maco.200

6. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 31.Лобниг Р.Э., Шмидт Х.П., Хеннесен К., Грабке Х.Дж. Диффузия катионов в слоях хрома, выращенных на сплавах на основе железа. Оксид. Встретились. 1992; 37:81–93. doi: 10.1007/BF00665632. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 32. Ли Х., Чен В. Стабильность шпинели MnCr 2 O 4 и Cr 2 O 3 в высокотемпературных углеродистых средах с различным парциальным давлением кислорода. Коррос. науч. 2010;52:2481–2488. doi: 10.1016/j.corsci.2010.02.040. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 33. Холкомб Г.Р., Алман Д.Э. Влияние добавок марганца на реактивное испарение хрома в сплавах Ni-Cr. Скр. Матер. 2006; 54: 1821–1825. doi: 10.1016/j.scriptamat.2006.01.026. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 34. Астеман Х., Свенссон Дж.Э., Норелл М., Йоханссон Л.Г. Влияние водяного пара и скорости потока на высокотемпературное окисление 304L; Эффект испарения гидроксида оксида хрома. Оксид. Встретились. 2000; 54:11–26. doi: 10.1023/A:1004642310974. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 35. Астеман Х., Свенссон Дж.Э., Йоханссон Л.Г., Норелл М. Индикация испарения гидроксида оксида хрома во время окисления 304L при 873 К в присутствии 10% водяного пара. Оксид. Встретились. 1999; 52: 95–111. doi: 10.1023/A:1018875024306. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 36. Yamauchi A., Kurokawa K., Takahashi H. Испарение Cr 2 O 3 в атмосфере, содержащей H 2 O. Oxid. Встретились. 2003; 59: 517–527. doi: 10.1023/A:1023671206976. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 37. Холкомб Г.Р. Окисление пара и испарение хрома в ультрасверхкритических паровых котлах и турбинах.Дж. Электрохим. соц. 2009; 156: 292–297. doi: 10.1149/1.3155442. [Перекрестная ссылка] [Академия Google] 38. Молодой ди-джей, Пинт Б.А. Скорость улетучивания хрома из Cr 2 O 3 откладывается в протекающие газы, содержащие водяной пар. Оксид. Встретились. 2006; 66: 137–153. doi: 10.1007/s11085-006-9030-1. [CrossRef] [Google Scholar]

Характеристика повреждений жаропрочных сталей после длительной службы в риформинговых установках | PVP

ASTM A 297 Стали HP широко используются для радиационных труб в печах риформинга: этот класс жаропрочных сплавов обладает высокой ползучести и коррозионной стойкостью, обеспечивая хорошие характеристики в условиях экстремального давления и температуры.Типичная микроструктура таких материалов представляет собой аустенитную матрицу, окруженную сетью междендритных карбидов, которые содержат хром и другие карбидообразующие элементы, а именно Nb, Ti, W, Zr и Y.

При длительном сроке службы эти высокопрочные материалы могут подвержены старению или даже серьезному повреждению, особенно когда условия процесса позволяют откладывать кокс или процедуры технического обслуживания не выполняются должным образом.

Старение при эксплуатации можно обобщить для сталей HP с точки зрения деградации микроструктуры: коалесценция и укрупнение междендритных выделений, выделение вторичных карбидов в аустенитной матрице и превращение богатых ниобием карбидов в силицид G-фазы являются типичными явлениями. происходящие на микроструктуре этих сплавов в процессе эксплуатации.Науглероживание также может происходить в радиационных трубах, поскольку их внутренняя сторона стенки подвергается воздействию технологических жидкостей, богатых углеводородами: углерод диффундирует в металлическую матрицу, вызывая массивное осаждение богатых хромом карбидов. Затем коррозионная стойкость сплава снижается, что приводит к поверхностному разрушению, развитию трещин и общему износу материала. Кроме того, высокие температуры, которым подвергаются трубы, также могут вызывать ползучесть, особенно если происходит локальный перегрев трубы: каверны и микротрещины, преимущественно локализованные в местах выделения, являются типичными проявлениями ползучести на сталях высокого давления.

Настоящая работа направлена ​​на определение характеристик повреждения нескольких радиационных труб из сплавов высокого давления после длительного старения в установках риформинга. Мы использовали оптическую и электронную микроскопию, картирование элементов EDX и механические испытания, чтобы охарактеризовать и оценить различные повреждения сплавов.

Эволюция микроструктуры была обнаружена во всех проанализированных трубках, но мы обнаружили, что на это явление строго влиял химический состав каждого сплава, так что в присутствии небольших количеств титана и вольфрама химическая эволюция вторичных фаз заметно сдерживался.Ползучесть также наблюдалась во всех исследованных трубах, и было установлено, что ее степень связана как с составом сплава, так и с условиями процесса. Эти последние предположили, что они являются основным движущим фактором науглероживания, поскольку мы заметили, что небольшие различия в температуре, давлении, химическом составе технологической жидкости и техническом обслуживании труб существенно влияют на характеристики каждой трубы. Фактически, в некоторых случаях были обнаружены массивные осадки и деградация материала, но, с другой стороны, в других случаях не наблюдалось заметных признаков повреждения науглероживанием.

Нержавеющая/жаропрочная сталь | Специальные стальные стержни и трубы | Продукция

Нержавеющая/жаропрочная сталь

Различные функции, отвечающие разнообразным потребностям
Нержавеющая сталь

и жаропрочная сталь характеризуются высокой коррозионной стойкостью, кислотной коррозией, стойкостью к окислению и термостойкостью.
Sanyo Special Steel производит высококачественную нержавеющую и жаростойкую сталь на основе передовых технологий производства и систем обеспечения качества.Нержавеющая и жаростойкая стали производства Sanyo Special Steel широко используются в привычной для всех бытовой технике, а также в заводах, электронных устройствах, кораблях и т. д.

Для просмотра PDF-файлов требуется AcrobatReader.
Скачать

Основные классы
Аустенитная группа Характеризуется высокой способностью к холодной обработке за счет высокой коррозионной стойкости, пластичности и ударной вязкости.
Мартенситная группа Может быть обеспечен широкий диапазон механических свойств, поскольку сталь можно упрочнить закалкой.
Ферритная группа Формуемость и коррозионная стойкость выше по сравнению с мартенситной сталью. Сталь также отличается высокой свариваемостью.
Дуплексная группа Отличается высокой устойчивостью к точечной коррозии, межкристаллитной коррозии и коррозионному растрескиванию под напряжением, а также более высокой прочностью, чем аустенитная сталь.
Группа осадков Прочность стали можно повысить за счет обработки дисперсионным твердением. Сталь превосходит мартенситную нержавеющую сталь по ударной вязкости, коррозионной стойкости и свариваемости.
.

Добавить комментарий

Ваш адрес email не будет опубликован.