Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. 12% хромистые нержавеющие стали. Состояние вопроса и задачи исследования .
1.1. Характеристика 12 % хромистых нержавеющих сталей 8
1.2. Влияние легирующих элементов на структуру и свойства 12% хромистых сталей. Диаграмма Шеффлера 9
1.3. Структурные превращения при отпуске и старении нержавеющих сталей. Вторичное твердение 23
1.4. Структурные изменения при эксплуатации и в процессе ползучести высокохромистых сталей 33
1.5. Структурные особенности дельта-феррита в 12% хромистых сталях 42
1.6. Цели и задачи исследования 45
Глава 2. Материал исследования и методика эксперимента.
2.1. Материал исследования 47
2.2. Методика эксперимента 47
2.2.1. Оптическая черно-белая и цветная металлография 50
2.2.2. Аналитическая электронная микроскопия 52
Глава 3. Микроструктура дисков ТВД турбины ГТК-10 из стали ЭП428 после заводской термической обработки и после различных сроков эксплуатации .
3.1. Микроструктура и механические свойства диска ТВД турбины ГТК-10 после заводской термической обработки 62
3.2. Микроструктура металла дисков ТВД турбины ГТ-10 после эксплуатации 6500 и 46000 часов 73
3.3. Исследование микроструктуры дисков ТВД турбины ГТК-10 после эксплуатации около 100000 часов 79
3.3.1. Микроструктура металла диска ТВД турбины ГТК-10 после эксплуатации 99743 часов 79
3.3.2. Микроструктура металла диска ТВД турбины ГТК-10 после эксплуатации 105931 часов 92
3.4. Микроструктура металла дисков ТВД турбины ГТ-10 после эксплуатации 138519 часов 92
3.5. Микроструктура стал ЭП428 после моделируемых термических обработок 104
3.6. Структурные особенности дельта-феррита при длительной эксплуатации и различных термических обработках 123
Глава 4. Механические свойства металла дисков ТВД турбины ГТК-10 из стали ЭП428 после стандартной заводской термической обработки и после различных сроков эксплуатации 142
Глава 5. Исследование микроструктуры и механических свойств металла рабочих лопаток 149
Глава 6. Структурно-фазовые превращения в стали ЭП428 в процессе длительной эксплуатации 162
6.1. Исследование структурно-фазовых изменений металла дисков ТВД и рабочих лопаток и их влияние на механические свойства во время длительной эксплуатации 165
6.2. Структурные изменения дельта-феррита в процессе длительной эксплуатации 180
Выводы 185
Список литературы 187
- Структурные превращения при отпуске и старении нержавеющих сталей. Вторичное твердение
- Структурные особенности дельта-феррита в 12% хромистых сталях
- Микроструктура металла дисков ТВД турбины ГТ-10 после эксплуатации 6500 и 46000 часов
- Исследование микроструктуры и механических свойств металла рабочих лопаток
Введение к работе
Проблема увеличения срока службы энергетического оборудования, выработавшего свой ресурс, остается крайне актуальной в существующей экономической обстановке. Наличие в промышленности огромного парка оборудования с истекшим сроком службы постоянно ставит вопрос о правомерности продления срока его эксплуатации. Это сложная задача, требующая наличия надежных методов оценки состояния металла в изделии.
При рассмотрении проблемы повышения ресурса энергетического оборудования, отработавшего установленный расчетный срок службы, необходимы исследования, учитывающие процесс разупрочнения применяемых материалов в процессе длительной эксплуатации, или оценке их структурной стабильности. [1,2].
Обеспечение заданных показателей ресурса и прочности остается одной из важнейших проблем не только при рассмотрении вопроса о продлении ресурса после выработки расчетного и после проведения ремонтно-восстановительных работ, а также при создании новых энергетических установок [3].
Во всем мире в настоящее время имеет место постоянная тенденция к увеличению единичной мощности блока и повышению параметров пара, что способствует росту экономичности и снижению металлоемкости энергетического оборудования. Развитие современной энергетики требует создания и разработки блоков на суперкритические параметры пара (СКПП)-мощностью 525 МВт; 300 атм., 600°С [4]. Подобные энергоблоки есть в большинстве стран Западной Европы, США, Японии и Южной Корее. Тенденции развития турбостроения во всем мире указывают на неизбежность перехода к суперсверхкритическим параметрам пара (ССКПП, 300 атм., 580...650°С). В настоящее время все передовые промышленные страны мира ведут работы по созданию ССКПП-блоков с освоением на первом этапе параметров острого пара и промперегрева с температурой 600°С, а на втором этапе с аналогичными параметрами пара на 650°С [5,6].
В связи с созданием электростанций нового поколения необходима разработка и внедрение материалов с ресурсом работы 200 тыс. часов и более (свыше 25 лет) [7]. При выборе материалов для СКПП-блоков большое значение имеют критерии оптимизации состава сталей мартенсито-ферритного и перлитного классов. Создание и внедрение новых 9-12% Сг сталей с высоким уровнем допустимых напряжений в связи с этим является актуальной проблемой.
Последнее время зарубежом получили развитие новое поколение сплавов, рассчитанных на суперсверхкритические параметры (ССКПП-блоки), 620°С и давление пара до 34 Мпа. К таким сплавам относятся НСМ12A, NF616, Е616 (Р122, Р92 и Е911). Они базируются на оптимизации С, Nb, Mo и V и частичной замене молибдена вольфрамом в 9-12% Сг мартенситных сталях [55].
Исследования микроструктуры высокохромистых модифицированных мартенситных сталей, как свидетельствуют литературные данные, ведутся в настоящее время во многих промышленно развитых странах мира. Это свидетельствует об актуальности такого рода исследований.
Модифицированные 12% Сг стали, содержащие легирующие элементы Мо, V, Ті, Nb, W, В, N и Со в различных количествах, используются для изготовления роторов, дисков, лопаток и крепежных изделий. Соответствующее легирование оптимизирует прочностные характеристики, сопротивление ползучести, ударную вязкость, сопротивление усталости и их технологичность.
Структурная стабильность
Элементы энергетического оборудования, работающие длительное время при повышенных температурах, напряжениях, в условиях коррозии и окисления, должны обладать структурной стабильностью, т.е. высоким сопротивлением микроструктурной деградации. Это является фундаментальным требованием, касающимся их промышленного применения.
Детали газотурбинного оборудования, работающие длительное время при повышенных температурах, в процессе длительной эксплуатации претерпевают микроструктурные и фазовые изменения. Эти трансформации могут быть связаны с коагуляцией карбидных фаз, превращением одной фазы в другую, изменением количественного соотношения между фазами разного вида, перераспределением легирующих элементов между упрочняющими фазами и матрицей, процессами в дислокационной структуре. Изменения микроструктурных параметров приводят к изменениям механических свойств и соответственно влияют на срок службы оборудования. Поэтому необходимо четкое понимание микроструктурных и фазовых процессов, происходящих в материале во время эксплуатации.
В нашей стране в настоящее время для дисков и лопаток ГТУ широко используется мартенситная сталь ЭП428 (второе поколение высокохромистых сталей мартенситного класса), созданная и разработанная в ЦКТИ им. И.И.Ползунова [8,9] путем корректировки легирования мартенсито-ферритной стали ЭИ802, уменьшения содержания хрома с 11,0-13,0% до 10,5-12,5%, увеличения содержания углерода с 0,12-0.18% до 0,17-0,23% и никеля с 0,4-0,8% до 0,5-0,9%. При таком легировании значительно уменьшается количество дельта-феррита в микроструктуре. Диски и лопатки газовых турбин находятся в условиях сложного напряженного состояния, вызванного наличием центробежных сил и градиентов температур по радиусу и оси [10].
Вопрос стабильности структурного состояния и механических свойств изделий из стали ЭП428 является очень важным при оценке и продлении их ресурса.
Диски ТВД турбины ГТК-10 и рабочие лопатки турбин ГТ-6-750 и ГТ-750-6 к настоящему времени выработали свой ресурс. Для сталей ЭИ802 и ЭП428 не проводилось исследований, показывающих изменения в микроструктуре во время длительной эксплуатации, определяющей их механические свойства.
Метод оптической металлографии, ограниченный 1000-кратным увеличением микроскопа, явно недостаточен для понимания процессов, происходящих при длительной эксплуатации до 100000 часов и более.
Поэтому в данной работе исследовались механические свойства и микроструктура на субмикроскопическом уровне металла оборудования из стали ЭП428 после длительной эксплуатации до 140000 часов.
Структурные превращения при отпуске и старении нержавеющих сталей. Вторичное твердение
Для получения стабильной структуры закаленные стали подвергают отпуску или старению. Для жаропрочных нержавеющих сталей температура отпуска примерно на 120-150С выше температуры старения. Это обеспечивает более стабильную структуру и свойства.
При отпуске и старении обычно выделяют следующие стадии распада пересыщенного твердого раствора: образование областей, обогащенных атомами растворенного элемента; образование новой фазы, первоначально когерентно связанной с матрицей, а затем образование отдельных частиц новой фазы. Эту стадию называют дисперсионным твердением. На третьей стадии происходит коагуляция частиц фазы.
Распад мартенсита в нелегированных сталях протекает по следующему механизму. Если содержание углерода в аустените не превышает 0,2%, то мартенсит состоит из пакетов игл, которые имеют высокую плотность дислокаций, трудно наблюдаемую на фольгах в электронном микроскопе. Типичная плотность дислокаций для стали с 0,2% С составляет от 0,3 до 1,0 1012 см"2. Если скорость охлаждения высока, то мартенсит имеет тетрагональную решетку из-за наличия углерода. При отпуске углерод выделяется из пересыщенного твердого раствора при температурах выше 100С, постепенно происходит потеря тетрагональности и перестройка решетки матрицы в ОЦК решетку.
До температуры 250С углерод выделяется в виде мелких частиц є-карбида на дислокациях, который имеет гексагональную плотно упакованную решетку и соответствует химической формуле Fe2,4C [89]. На границах игл также выделяются мелкие карбиды, но сейчас доказано [90], что это равновесный карбид БезС, имеющий орторомбическую кристаллическую решетку. Наиболее вероятно образование цементита на границе є-карбид-матрица. При температуре выше 250С с ростом частиц цементита растворяются частицы е-карбида [91]. Дислокации внутри игл полигонизируются, образуя субграницы. Цементит может образовываться на границах игл и на границах аустенитных зерен. Цементит также может образовывать на границах тонкие пленки, которые очень трудно определить и которые постепенно сфероидизируются, превращаясь в хорошо определяемые частицы БезС. Существуют доказательства, что тонкие пленки цементита неблагоприятно влияют на пластичность [91]. Карбиды, образующиеся первоначально на субграницах, и в частности на границах пакетов игл, относятся к равновесному типу и имеют пластинчатую морфологию. Но когда температура отпуска превышает 350С, пластины становятся нестабильны, и частицы приобретают глобулярную форму [90]. Коагуляция цементита происходит при температурах 300-400С, тогда как сфероидизация - до 700С.
Для 12%Сг сталей первоначальное влияние отпуска проявляется в снижении уровня твердости при температуре 300-350С за счет выделения цементита Q C. При этом содержание углерода в твердом растворе уменьшается. При температурах 300-400С наблюдается увеличение твердости, которое достигает своего максимума при температуре 450С. Первоначальные выделения цементита растворяются с образованием карбида Сг7Сз- Этот переход карбидов Fe3C — Сг7Сз осуществляется in situ на частицах Fe3C.
Различные изменения, которые имеют место при отпуске мартенситных сталей, суммированы в Табл. 1.4 [89]. В этой таблице суммированы данные о фазах, образующихся в различных температурных интервалах и имеющие при этом место микроструктурные изменения. Температурные интервалы в данном случае даны только приблизительно и возможно их перекрывание. Последовательность карбидных превращение для 12% Сг сталей следующая: FQ C—» О7С3— Сг2зС6. В сталях, имеющих значительное количество легирующих элементов, распад мартенсита протекает аналогично вышеописанному. Однако легирующие элементы оказывают влияние на диффузию углерода и изменяют температурный интервал первой и второй стадии распада мартенсита. Обычно карбидообразующие элементы сдвигают начало образования карбидов в область более высоких температур. Образование специальных карбидов М7Сз и МгзСб в 12% Сг сталях происходит при температуре примерно 500С, когда диффузия элементов значительна. Эти карбиды заменяют растворяющийся при отпуске цементит. Существуют 2 способа перехода цементита в сложный карбид. 1. Переход in situ - легированные карбиды зарождаются на границе цементит-феррит и растут до тех пор, пока цементит не исчезнет, с образованием мелких карбидных выделений. 2. Зарождение и рост карбидов в феррите на дислокациях, границах игл, границах первичных аустенитных зерен. При этом карбиды растут за счет цементита. В зависимости от химического состава стали действуют один или два механизма роста. По способу перехода М7С3— МгзСб нет единого мнения. Например, показано [92] с помощью рентгеновских и электронно-микроскопических методов, что механизм перехода М7С3— МгзСб in situ маловероятен, и превращение происходит путем отдельного карбидообразования. Добавление вольфрама ускоряет переход Сг7Сз— СггзСб, тогда как наличие ванадия способствует стабилизации СГ7С3 карбидов [91]. Объемная доля карбидных фаз зависит от растворимости легирующих элементов в аустените до закалки по отношению к растворимости в феррите при температуре отпуска. Следовательно Сг, Мо, V, которые имеют очень высокую растворимость в аустените, должны образовывать в феррите выделения с наиболее высокой объемной долей.
Структурные особенности дельта-феррита в 12% хромистых сталях
В разрабатываемых 9-12% Сг сталях нового поколения: Р91, Р92 и Е2 (С-0,13; Мп-0,48; Si-0,04; Р-0,002; S-0,014; Сг-10,20; Ni-0,77; Мо-1,1; V-0,2; W-0,90; Nb-0,03; N-0,05 вес.%) основной упрочняющей фазой является карбид М2зСб . Ванадий и ниобий улучшают сопротивление ползучести благодаря образованию MX карбонитридов. Упрочнение твердого раствора осуществляется за счет Мо и W. Образование и коагуляция фазы Лавеса, а также коагуляция карбидов МгзСб являются самыми значительными процессами при деградации структуры во время ползучести. В сталях нового поколения наиболее значительную роль при упрочнении играют VX карбонитриды, особенно при большем содержании азота в стали [75]. Скорость коагуляции карбидов МгзСб в стали Е2 меньше, чем в 12%Сг-1%Мо-V; 9%Cr-l%Mo-V сталях. Было показано, что в 9%Сг-1%Мо нет смысла увеличивать содержание Мо свыше 1%. Чтобы минимизировать количество фазы Лавеса, количество Si должно быть тоже минимизировано.
В 9% Cr-W стали Р92 [124] на образцах после испытаний на ползучесть было обнаружено, что частицы фазы Лавеса образуются и интенсивно растут за первые примерно 10000 часов при 600 и 650С. Фаза Лавеса коагулирует очень быстро. Постоянная скорости роста частиц фазы Лавеса при 600С была очень близка скорости коагуляции карбида МгзСб . Показано, что после начального быстрого роста происходит медленная коагуляция фазы Лавеса.
Эти же стали исследовались в работе [117] после стандартной термообработки, старения при 650С, 10000 часов и испытаний на ползучесть при 600С. Как было показано, сопротивление ползучести значительно зависит от микроструктурных изменений и микроструктурной стабильности во время длительного старения. И авторы полагают, что изменения в дислокационной структуре при этом значительно более важны, чем косвенное влияние фазовой эволюции.
В этой же работе [117] проведен электоронно-микроскопический анализ стали TAF 650 с химическим составом: 0.10% С, 0.55% Mn, 0.07%Si, 10.84% Сг, 0.14% Мо, 0.55% Ni, 2.63% W, 0.19% V, 0.06% Nb, 0.016% N, 0.019% В, 2.86% Со после испытаний на ползучесть при 650С. Для этой стали сопротивление ползучести при 650С до 3000 ч. остается высоким благодаря большой плотности дислокаций и присутствию мелкодистерсных карбонитридов MX, относительно мелких МгзСб карбидов и фазы Лавеса. С течением времени коагуляция МгзСб карбидов и фазы Лавеса приводит к тому, что частицы этих фаз теряют способность тормозить движение дислокаций. Кроме того, рост фазы Лавеса Fe2W уменьшает содержание W в матрице и это тоже приводит к снижению сопротивления ползучести. Сопротивление ползучести стали TAF 650 при 650С, как было показано, существенно ухудшается при образовании обогащенной Cr, Nb, V модифицированной Z-фазы, которая появляется после продолжительного периода при ползучести за счет мелких (Nb,V)X частиц, ответственных за стабилизацию игольчатой мартенситной микроструктуры и торможение движению дислокаций.
Фазовые микроструктурные изменения при ползучести в высокохромистых сталях связаны с коагуляцией карбидов МгзСб, появлением и ростом фазы Лавеса и поведением карбонитридов. Коагуляция и превращения карбидов в этих сталях очень чувствительны к дислокационной структуре матрицы и изменениям этой структуры в процессе ползучести. Скорость коагуляции карбидов при рекристаллизации и ползучести в 2-4 раза больше, чем без процесса ползучести [119-121]. Для стали Р92 после испытаний на ползучесть при 600 и 650 С было установлено [122], что коагуляция МгзСб карбидов ускоряется при приложении напряжения. Влияние напряжения на коагуляцию MX карбонитридов очень незначительное, и объемная доля этих частиц остается постоянной в течение испытаний на ползучесть. Согласно этим авторам [116], MX (главным образом VN) выделения относительно стабильны при старении вплоть до 10000 часов при 600 и 650С. Карбиды М Сб при ползучести при 600С коагулируют с увеличением размера на 20%. Наблюдается существенное влияние азота на коагуляцию MX частиц. Увеличение количества азота на 20% по сравнению с обычным составом стали Р92 уменьшает скорость коагуляции MX фазы с фактором 20 [123]. При этом выделение фазы Лавеса не оказывает заметного влияния на коагуляцию МгзСб карбидов.
Некоторые авторы [ПО] говорят о положительном влиянии ванадия (до 0,3%) на увеличение сопротивления ползучести 12% Cr-Mo-V сталей за счет понижения скорости коагуляции карбидов М2зС6, а также образования карбонитридов ванадия в процессе ползучести.
В 9% хромистой стали с Мо и В, имеющей химический состав: С-0,17; Si 0.07; Мп 0.06; Р- 0.008; S- 0.001; А1- 0.016; Сг- 9.3; Мо- 1.55; Ni- 0.12; V-0.27; Nb- 0.12; N- 0.064; В-010 [125] интерметаллидная фаза начинает выделяться на границах субзерен или зерен после нескольких сотен часов при 600С. Этот процесс идет при ползучести до равновесного содержания этой фазы 1,2% за 40.000 часов. Образование фазы Лавеса приводит к обеднению твердого раствора молибденом и понижению его упрочнения. В процессе ползучести порообразование происходит при размере частиц упрочняющей фазы 0.5 мкм (это могут быть карбиды МгзСб, первичные MX карбонитриды или частицы фазы Лавеса). При этом на поверхности разрушения при 600С, нагрузке 160 МПа через 16703 часа не было найдено разрушенных частиц фазы Лавеса, что позволяет сделать вывод о ее высокой твердости.
В модифицированной 9Сг-1Мо стали [127] фаза Лавеса, обнаруженная после старения при 600С в течение 3000 часов, приводит к понижению ударной вязкости. В этой же стали после испытаний на ползучесть при 550-650С ширина мартенситных игл "W" возрастала линейно со временем испытаний, а плотность дислокаций линейно понижалась [128]. При этом значение І/VW и плотность дислокаций линейно коррелировали с твердостью. Для 9Cr-W стали ширина мартенситных игл и твердость подчиняются зависимости Холла-Петча [129].
Детали из жаропрочных сталей часто работают в условиях одновременного воздействия высоких температур и циклических напряжений. Циклические нагрузки при повышенных температурах ускоряют диффузионные процессы и интенсифицируют процесс дополнительного старения. При циклическом нагружении в состаренных сплавах происходит коагуляция и частичное растворение чаще всего когерентных частиц [19, 20].
Микроструктура металла дисков ТВД турбины ГТ-10 после эксплуатации 6500 и 46000 часов
Широко применяемый металлографический анализ использует химическое травление металлографического шлифа для выявления микроструктуры металла или отдельных структурных составляющих.
Химическое травление металлографического шлифа может быть вызвано: - различиями в скоростях растворения отдельных фаз, и это приводит к появлению рельефа - это химическое травление, либо - образованием тонкой, прозрачной, плотно прилегающей пленки, толщина которой различна для различных составляющих или зерен и которая окрашивается в результате интерференции - это цветное травление.
При цветном травлении незначительные различия в толщине пленок, образующихся на поверхности образцов, проявляются в виде различий в цвете и хорошо заметны при наблюдении с помощью микроскопа. Цветная металлография является методом, который дает возможность наблюдать как общую структурную картину, которая выявляется обычной металлографией, так и некоторые дополнительные характеристики, которые не обнаруживаются при обычном металлографическом исследовании [38].
Так цветная металлография позволяет идентифицировать структурные элементы, имеющие одинаковую ориентировку. При цветном травлении можно не только лучше выявлять границы зерен, что не всегда является простой задачей при обычном химическом травлении, но и дифференцировать зерна по их цвету. Зерна или пакеты субзерен (для мартенситных сталей), имеющие одинаковый цвет, аналогично ориентированы относительно исследуемой поверхности [134].
Металлографическое травление для выявления структуры, специальное травление для выявления различных типов карбидов и 8-феррита в стали ЭП428, а также реактивы и режимы для цветного травления были разработаны и описаны в работах [135,136]. Реактивы и выявляемые ими структурные элементы для специального химического травления мартенситной стали приведены в табл. 2.2 .
Аналитическая электронная микроскопия является уникальной техникой, позволяющей одновременно анализировать особенности микроструктуры материала с помощью изображений высокого разрешения, получать кристаллографическую информацию и данные о химическом составе от очень малых (субмикронных) областей исследуемого образца.
Просвечивающая электронная микроскопия (ТЕМ) за последние 60 лет стала широко применяемой техникой для микроструктурного анализа материалов. В начале своего развития электронная микроскопия использовалась только для получения изображения микроструктуры материала. Последние 45 лет все большее развитие получают методы микроанализа, основанные на количественной оценке результата взаимодействия электронного пучка с исследуемым образцом.
Первая количественная информация, обычно получаемая в просвечивающем электронном микроскопе, - это результат электронной дифракции на тонких кристаллах [147]. При исследовании металлов используется метод микродифракционного анализа на тонких фольгах или на выделенных фазах в экстракционных репликах [140, 141]. Обычно пользуются методом микродифракции от ограниченной с помощью аппертурной диафрагмы области (SADP). С помощью микродифракции может быть идентифицирована исследуемая фаза, получены данные об ее кристаллографическом строении, ориентировке, об ориентационном соотношении фаза-матрица. Новое поколение электронных микроскопов позволяет получать дифракционную картину от очень малых участков образца ( 50 nm). За последние 20 лет получила развитие энерго-дисперсионная спектроскопия (EDS). При этом EDS детектор, вставленный в колонну микроскопа, позволяет определять химический состав исследуемой фазы очень малых объемов ( 50 nm в диаметре). Энерго-дисперсионный детектор часто используется также в сканирующем электронном микроскопе. Такого рода электоронные микроскопы с возможностью получения количественной информации об образце, стали называться аналитическими электронными микроскопами (АЕМ).
EDS или EDX спектрометрия основана на измерении характеристического излучения, возникающего при взаимодействии сфокусированного электронного пучка и образца, и следовательно, несет информацию о химическом составе субмикроскопических объемов этого образца. Обычный EDS детектор может определять химические элементы с атомным номером Z 11, т.е. Na. Современные детекторы с ультратонкими окнами, разработанные последнее время, позволяют определять химические элементы с атомным номером Z=6 (углерод) [142].
Как известно, при прохождении через образец и при взаимодействии с ним некоторые электроны в электронном пучке теряют часть своей энергии. Количество энергии, которая была потеряна при этом взаимодействии, может служить характеристикой данного атома. Исследование распределения энергии прошедших через образец электронов может быть использовано для определения химического состава образца. Этот метод, названный спектроскопией характеристических потерь или EELS (electron energy loss spectroscopy), особенно удобен для определения состава легких элементов (Z 10). Метод EELS является хорошим добавлением метода EDS и широко используется в современных АЕМ. Описание микродифракционных методов дано во многих монографиях и публикациях, например в [80-85], тогда как методы EDS и EELS освещаются в отечественной литературе значительно реже.
По виду взаимодействия электронного пучка с образцом электроны можно разделить на две категории: упругие и неупругие. К упругим относятся те, что изменяют траекторию, но незначительно изменяют скорость или кинетическую энергию. Это дифрагированные, отраженные, а также вторично-рассеянные электроны. Неупругие электроны изменяют энергию при взаимодействии с образцом и немного изменяют траекторию движения. В результате их взаимодействия возникает вторичное излучение. Это Оже-электроны, рентгеновское излучение, длинноволновое электромагнитное излучение в ультрафиолетовой и ультракрасной части спектра, колебания решетки (фононы) и электронные осцилляции (плазмоны) [148].
Исследование микроструктуры и механических свойств металла рабочих лопаток
Из таблицы видно, что в течение эксплуатации химический состав и соотношения элементов, входящих в упрочняющие фазы, изменяются. Их значения также различаются в ступичной части и части обода диска. Это позволяет сделать следующие выводы.
В карбиде МгзСб во время эксплуатации при повышенных температурах изменилось соотношение хрома и железа Cr/Fe в большую сторону. В исходном состоянии (диск А) это отношение составляло 2,99. В области ступицы металла диска Б параметр Cr/Fe равнялся 3,42, а в металле обода, работающего при 500С, соответственно 3,68. Количество Сг в этом карбиде возрастает, а количество Fe уменьшается при длительной эксплуатации и с увеличением ее температуры. Карбонитридная фаза М2Х в металле диска Б существенно отличается от этой же фазы в исходном состоянии. После эксплуатации в металле диска была обнаружена фаза М2Х типа 2 и 3« Фаза типа 1 (морфология длинных иголок) не была выявлена.
Как показали спектры EDX и EELS, каждый морфологический тип фазы М2Х (тип 1, 2, 3) после эксплуатации имеет близкий химический состав и характерные параметры Cr/V и V/N. Так частицы М2Х типа 2 имеют среднее значение параметра Cr/V в металле ступицы 5,11, в металле обода — 5,47, а для частиц М2Х типа 3 параметр Cr/Fe оказался выше: 6,25 и 9,42 соответственно. В металле диска А средняя величина этого параметра составила 3,11. При длительной эксплуатации при повышенных температурах, как видно из Табл. 3.4 прослеживается тенденция увеличения Сг и уменьшения V в частицах фазы М2Х с более коаксиальной морфологией. Наряду с изменением параметра Cr/V в сторону возрастания при длительной эксплуатации с увеличением температуры происходит увеличение этого параметра при переходе к более коаксиальной форме частиц, т.е. от типа 1 к типу 2 и 3. Величина V/N при этом изменяется незначительно противоположным образом. Ее значение в металле диска А (в исходном состоянии) составило 1,26, тогда как в металле обода диска Б в фазе М2Х типа 3 — 0,84. Происходящая кинетика легирующих элементов позволяет сделать вывод, что фаза М2Х, являющаяся метастабильной, постепенно растворяется при эксплуатации с переходом к более коаксиальному морфологическому типу, т.е. к типу 3. Повышение Cr/V и понижение V/N объясняется "уходом" V из этой фазы. Количество N также несколько уменьшается, но уменьшение V происходит быстрее. Эти процессы идут интенсивнее при более высокой температуре эксплуатации.
Мелкодисперсный карбонитрид MX на основе V имеется в небольшом количестве как в части металла ступицы, так и в части обода. Его химический состав также претерпевает изменения во время длительной наработки. В этой фазе увеличивается количество V до 46,8% в ступице и 47,8 % в ободе по сравнению с исходным состоянием 36,2%, количество N возрастает до 17,3 и 32,5% соответственно при его значении 6,5 % в исходном образце. При этом содержание Сг уменьшается до 3,2 % в ступице и 2,2 % в части обода по сравнению с 13,8% в состоянии до эксплуатации. Параметр V/Cr=2,62 в исходной состоянии возрастает до 14,62 и 21,72 после наработки 99743 часов при 350 и 500С соответственно. В это же время величина V/N уменьшается с 5,57 до 2,70 и 1, 47 в области ступицы и обода при опережающем увеличении количества азота.
Рассмотренная кинетика позволяет сделать вывод о превращениях в карбонитридной фазе при длительной эксплуатации. Карбонитрид М2Х постепенно растворяется, начиная с наименее коаксиальных частиц типа 1 и заменяется карбонитридом MX путем высвобождения ванадия с образованием новой фазы MX на его основе.
Помимо мелкодисперсной карбонитридной фазы в структуре обнаружены в большом количестве очень мелкие частицы карбида М23Сб размером 10-30 нм, что указывает на их образование в процессе эксплуатации.
Таким образом, анализ кинетики легирующих элементов металла диска Б после длительной наработки приводит к следующему выводу о ходе превращений мелкодисперсных фаз во время эксплуатации при повышенных температурах. С учетом морфологии фазы М2Х переход будет осуществляться как: М2Х(2) + М2Х(3) - М2Х(3) + MX + М23С6.
В области обода диска Б в участках дельта-феррита была обнаружена фаза Лавеса в виде удлиненных частиц (рис. 3.20). EDX спектр от такого типа частиц показан на рис. 3.20в. Участки дельта-феррита обогащены химическими элементами Мо и W в значительно большей степени, чем матрица, как будет показано в разделе 3.6, поэтому в них происходит преимущественное образование интерметаллидной фазы (Fe,Cr)2(Mo,W). З.3.2. Микроструктура металла диска ТВД турбины ГТК-10 после эксплуатации 105931 час.
Микроструктура металла диска, представленная на рис. 3.21, типична для стали ЭП428 и является отпущенным мартенситом. Балл зерна составляет 2-3 по шкале ГОСТ 5639-82. Количество N в металле было определено как 0,04%, Creq=13,55, Nieq=6,36, что соответствует незначительному количеству дельта-феррита в структуре.
Изображения экстракционных угольных реплик показаны на рис. 3.22. Так же, как в металле диска 1, в микроструктуре данного диска хорошо видны мартенситные иглы с карбидами М23Сб по границам бывших аустенитных зерен и субзерен. Видимые отверстия в углеродной реплике - это разновидность сеточки для анализа в АЭМ.
Мелкодисперсная фаза М2Х металла данного диска значительно отличалась от аналогичной фазы металла диска Б наличием карбонитридов типа 1 (рис. 3.22в, 3.22д). В некоторых субзернах вместо данной фазы имелись мелкодисперсные карбонитриды MX и мелкие карбиды М2зСб.
Учитывая что диск Б и данный диск имели примерно одинаковую наработку около 100000 часов, отсутствие карбонитридов М2Х(1) в микроструктуре диска Б говорит о более высокой температуре его эксплуатации, при которой уже призошло растворение М2Х(1) фазы.
