Жаропрочный сплав

Авторы патента:


 


Владельцы патента RU 2635411:

Байдуганов Александр Меркурьевич (RU)

Изобретение относится к области металлургии, в частности к жаропрочным сплавам, и может быть использовано при изготовлении труб, листа, поковок и другого оборудования, работающего в коррозионных средах, а также для сосудов и аппаратов, работающих при высоком давлении в диапазоне температур от минус 196°C до плюс 790°C и давлении до 50 атм. Жаропрочный сплав содержит, мас. %: углерод ≤0,06; хром 17,5÷22,5; кобальт ≤0,85; кремний ≤0,45; марганец 2,45÷3,51; ниобий 1,9÷3,1; титан ≤0,70; медь ≤0,30; иттрий >0÷0,001; кислород >0,0005÷0,018; водород >0,0005÷0,0017; азот >0,0005÷0,050; сера ≤0,015; фосфор ≤0,015; свинец ≤0,009; олово ≤0,009; мышьяк ≤0,009; цинк ≤0,009; сурьма ≤0,009; железо ≤3,0; никель – остальное. Обеспечивается увеличение структурной стабильности сплава в процессе старения, а также снижение склонности сплава к образованию горячих трещин при сварке. 1 з.п. ф-лы.

 

Изобретение относится к металлургии, в частности к составам жаропрочных низкоуглеродистых хромоникелевых сплавов аустенитного класса, и может быть использовано при изготовлении труб, листа, поковок и др. металлопроката для теплообменного и др. оборудования, работающего в коррозионных средах, а также для сосудов и аппаратов, работающих при высоком давлении в диапазоне температур от минус 196°C до плюс 790°C и давлении до 50 атм.

Известен сплав на никелевой основе ХН75МБТЮ (ГОСТ 5632-2014), содержащий в мас. %: углерода - н.б. 0,10; кремния - н.б. 0,60; марганца - н.б. 0,4; хрома - 19,0÷22,0; никеля - осн.; титана - 0,35÷0,75; алюминий - 0,35÷0,75; молибден - 1,8÷2,3; ниобий 0,9÷1,3; железо - н.б. 3,0; сера - н.б. 0,012; фосфор - н.б. 0,020.

Наиболее близким к заявляемому по технической сущности и достигаемому результату является жаропрочный сплав 2.4806; DIN 1736 SG-NiCr20Nb; Alloy 82 (UNS N06082); Inconel® Filler Metal 82 (Specifications AWS A5.14 ERNiCr-3), содержащий в мас. %: углерода ≤0,05; кремния ≤0,50; марганца 2,50÷3,50; серы ≤0,015; фосфора ≤0,030; хрома 18,0-22,0; меди ≤0,50; кобальта ≤1,00; никеля - основа; ниобия 1,50-3,00; титана ≤0,80; железа ≤3,00.

Характер строения литой структуры у известных сплавов: относительно крупные зерна аустенита (от 0,1 до 0,25 мм) при существенной разнозернистости (соотношение максимальной площади зерна аустенита к минимальной составляет от 2 до 7).

Известные жаропрочные низкоуглеродистые хромоникелевые сплавы выплавляются обычно в индукционных печах.

Из указанного низкоуглеродистого жаропрочного сплава возможно изготавливать трубы прессованием, прокаткой и др. методами пластической деформации, а также методом центробежного литья, который отличается своей простотой и надежностью. Центробежнолитые трубные заготовки обычно предварительно подвергают механической обработке по внутренней поверхности для удаления дефектов металлургического происхождения (Yoshikazu Kuriyama, Yasuhisa Yamazaki, Iwao Kawashima, IHI, Engineering Review, 3, No. 5, September, 1970) и в дальнейшем сваривают для получения трубы требуемой длины.

Трубы (в сборе) как правило используются в высокотемпературном оборудовании нефтеперерабатывающих, химических и нефтехимических производств. В обоснованных случаях эти трубы могут быть использованы в теплообменном оборудовании и др. в качестве жаропрочного коррозионно-стойкого материала.

Учитывая необходимость проведения сварки трубных заготовок для получения труб требуемой длины, последние должные иметь качественные сварные соединения.

Срок службы труб, сваренных из трубных заготовок из известных сплавов в нефтегазоперерабатывающих установках, работающих при температурах от минус 196°C до плюс 790°C и давлении до 50 атм составляет от 27000 до 62000 часов, после чего их необходимо заменять, т.к. после такого длительного периода эксплуатации их прочность в рабочих условиях (температура, давление, состав среды) резко понижается, что может привести к аварийному разрушению сваренной трубы и выходу из строя всей установки с непредсказуемыми последствиями.

Повреждение труб (полученных сваркой трубных заготовок) при эксплуатации в высокотемпературном оборудовании, в частности, происходит вследствие комбинированного воздействия термических напряжений в околошовной сварной зоне (из-за перепада температур на наружной и внутренней стенке трубы) и напряжений в околошовной сварной зоне, возникающих из-за высокого давления технологического газа внутри трубы. Суммарные напряжения и вызывают ползучесть, которая в основном (в начальной стадии) проявляется в объеме жаропрочного сплава вблизи внутренней поверхности труб в околошовной сварной зоне.

Известно, что главной и общей особенностью сварки трубных заготовок из хромоникелевых сплавов аустенитного класса является склонность к образованию в околошовной сварной зоне горячих трещин, имеющих межкристаллитный характер. Таким образом, свариваемость хромоникелевых сталей и сплавов аустенитного класса является важной характеристикой, определяющей качество указанных материалов.

Горячие трещины возникают в сварном шве и в зоне термического влияния (ЗТВ) основного материала (хромоникелевого сплава аустенитного класса), когда деформации, развивающиеся при охлаждении сварного соединения или под действием извне, превосходят пластичность металла в определенной зоне сварного соединения. Они имеют размеры от очень малых (менее 1 мм) ликвационных трещин в ЗТВ до крупных кристаллизационных трещин, которые могут распространяться на всю длину сварных соединений.

Хромоникелевые стали и сплавы аустенитного класса считаются поддающимися сварке (обладающими свариваемостью) до установленной степени при данных процессах и для данной цели, когда сваркой достигается металлическая целостность при соответствующем технологическом процессе, чтобы свариваемые трубные заготовки отвечали техническим требованиям как в отношении их собственных качеств, так и в отношении их влияния на конструкцию сваренной трубы, которую они образуют (ГОСТ 29273-92 Свариваемость. Определение).

Горячие трещины относятся к межкристаллитным разрушениям и разделяются на кристаллизационные и ликвационные. Ликвационные горячие трещины образуются при расплавлении ликватов в зоне термического влияния (ЗТВ) основного металла (хромоникелевого сплава аустенитного класса). Вероятность появления кристаллизационных трещин определяется характером изменения пластичности хромоникелевых сплавов при их деформировании в твердожидком состоянии. Кристаллизационные трещины - горячие трещины, образующиеся при кристаллизации жидкой фазы металла сварного шва.

Повышению сопротивляемости образованию кристаллизационных горячих трещин хромоникелевых сплавов аустенитного класса может служить обеспечение чистоты сплавов по примесям, которые способствуют образованию при кристаллизации легкоплавких фаз. Эти мероприятия сужают температурный интервал хрупкости и повышают запас пластичности.

Для повышения сопротивляемости хромоникелевых сплавов аустенитного класса образованию ликвационных горячих трещин необходимо их легирование элементами, снижающими диффузионную подвижность атомов в решетке или способствующими созданию фрагментарной литой структуры (искривление границ кристаллитов, образование в процессе кристаллизации дисперсных вторых фаз и выделений при последующем охлаждении), а также обеспечение чистоты хромоникелевых сплавов по примесям внедрения. Кроме того, повышению сопротивляемости горячим трещинам может служить измельчение структуры металла (при одновременном снижении разнозернистости) при введении определенных легирующих элементов.

Установлены следующие наиболее важные металлургические факторы, способствующие повышению сопротивляемости металла образованию горячих трещин при сварке хромоникелевых аустенитных сталей и сплавов: ограничение содержания примесей, образующих легкоплавкие фазы, с целью сужения эффективного интервала кристаллизации.

Полезным мероприятием также может служить ограничение в основном и наплавленном металлах содержания вредных и ликвирующих примесей, а также растворенных газов.

Газы оказывают своеобразное действие на структуру хромоникелевых сталей. Влияние газов, как и легирующих примесей, на стойкость против образования горячих трещин связано с их действием на первичную структуру основного металла и сварных швов.

Азот действует и как аустенизатор и как инокулятор (модификатор, добавка), измельчая литую структуру основного металла литой заготовки, а также структуру сварных швов.

Водород не оказывает существенного влияния на первичную микроструктуру основного металла и структуру сварного шва. Водород сам по себе не вызывает горячих трещин, но способен усиливать трещинообразование, вызываемое другими элементами. В этом случае водород, при его избытке в металле шва, диффундирует в трещины, которые образовались по каким-либо причинам. С понижением температуры атомы водорода ассоциируют в молекулы, внутреннее давление газа в трещинах резко возрастает и микроскопические трещины превращаются в макроскопические.

Кислород в относительно небольшой концентрации препятствует образованию измельченной структуры (в отличие от азота). С увеличением содержания кислорода, он действует аналогично азоту. Кислород, окисляя ферритообразующие примеси способствует аустенизации. Азот же, растворяясь в γ-железе, непосредственно изменяет структуру основного металла и сварного шва.

Известно также, что при взаимном влиянии водорода и азота уменьшается пористость сварных швов (Ширшов И.Г., Котиков В.Н. Плазменная резка. - Л.: Машиностроение. Ленингр. отд-ние, 1987. - 192 с.: ил.).

Если количество азота и кислорода приблизительно равны, основной металл и сварной шов приобретают дезориентированную структуру.

Состав газов (кислород, водород, азот) в хромоникелевых жаропрочных сталях и сплавах аустенитного класса в основном определяется их количеством в шихтовых материалах, которые участвуют при выплавке, а также их растворимостью в конкретных сплавах. Для увеличения содержания кислорода, водорода и азота в составе жаропрочного сплава были также использованы специальные технологические приемы, которые составляют самостоятельное «ноу-хау» и не описываются в настоящем материале. Превышение максимальных значений содержания газов в жаропрочных сплавах можно контролировать широко известными мероприятиями, например, дегазацией, а также используя при выплавке шихту, содержащую минимальное количество газов.

Снижению содержания газов в составе жаропрочных сплавов аустенитного класса способствует продувка расплавленного металла аргоном. При этом каждый пузырек аргона представляет собой «вакуумную камеру», так как парциальные давления водорода и азота в таком пузырьке равны нулю, поэтому газы, растворенные в металле, переходят в пузырь и вместе с ним удаляются в атмосферу. Кроме того, при продувке аргоном происходит интенсивное перемешивание металла, усреднение его состава. Содержание кислорода при этом можно снизить в 2÷3 раза, водорода - на 10÷70% и азота - на 10÷60%.

Известно, что вредное влияние мышьяка, цинка, свинца, сурьмы, олова сказывается на жаропрочности сплавов не только в интервале рабочих температур, но также при более высоких температурах.

Сера при большом ее содержании приводит к резкому снижению жаропрочности, образуя с железом, никелем и кобальтом легкоплавкие эвтектики. Особенно вредное влияние оказывает сера в никелевых жаропрочных сплавах или сталях с высоким содержанием никеля. Для уменьшения вредного влияния серы в готовых сплавах добавляют редкоземельные элементы (например, иттрий) чтобы связать серу в более тугоплавкие соединения.

Кроме того, сера оказывает вредное влияние на свариваемость аустенитных хромоникелевых сталей и сплавов, вызывает микрорастрескивание, связанное с горячей хрупкостью (Жаропрочные стали и сплавы. Химушин Ф.Ф. Изд-во «Металлургия», 1969, 2-е изд., 752 с.).

Известно, что микролегирование редкоземельными элементами (например, иттрием) аустенитных сталей (сплавов) в определенном соотношении улучшает их структурную стабильность при рабочих температурах и, как следствие, повышает жаропрочность.

Микролегирование иттрием приводит к снижению диффузионной подвижности атомов водорода в кристаллической решетке аустенитной стали (сплава), а также способствует повышению работы зарождения и развития дислокационных и межзеренных хрупких трещин при рабочих условиях эксплуатации.

При этом микролегирование иттрием повышает коррозионную стойкость сталей (сплавов) за счет измельчения зерна аустенита, рафинирования металла, и повышения стойкости поверхности против общей коррозии и коррозионного растрескивания под напряжением (Заводская лаборатория. Диагностика материалов. №2, 2010. Том 76. Исследование кавитационно-коррозионной стойкости направленной стали 06Х23Н18М5, микролегированной иттрием. - А.В. Патюпкин, А.С. Рудычев, Е.В. Федосеев, А.Г. Александров).

Улучшение служебных характеристик сталей (сплавов) легированных иттрием обусловлено снижением размеров аустенитных зерен и стабилизацией их дисперсности, т.к. в процессе кристаллизации металла иттрий тормозит рост аустенитного зерна.

Для изготовления труб (сваренных из трубных заготовок) использовались центробежнолитые трубные заготовки из хромоникелевых сталей и сплавов аустенитного класса с проведением жесткого контроля на содержание указанных примесей. При выплавке в индукционных печах особо следует обратить внимание на использование только чистых шихтовых материалов. Для дошихтовки недопустимо использование металла, бывшего в эксплуатации и сильно окисленных компонентов.

Потенциальную склонность к образованию горячих трещин имеют практически все хромоникелевые стали и сплавы аустенитного класса при любых видах сварки плавлением.

Существуют многочисленные способы и критерии оценки качества хромоникелевых сталей и сплавов аустенитного класса в отношении образования горячих трещин при сварке (процессах, протекающих при высоких температурах и механических напряжениях).

В частности, расчетно-статистический метод оценки стойкости (ранее исследованных) хромоникелевых сталей и сплавов против образования горячих трещин. Этот метод основан на использовании параметрических уравнений, составленных с помощью регрессионного анализа. В параметрические уравнения входят ферритообразующие (Cr, Ti, Mo, Si, Nb) и аустенитообразующие химические элементы (Ni, C, Mn, N, Cu), где Cr, Ti, Mo, Si, Nb, Ni, C, Mn, N, Cu - обозначения элементов согласно периодической системы химических элементов (таблицы Д.И. Менделеева).

Известна также зависимость стойкости к образованию горячих трещин у хромоникелевых сталей и сплавов аустенитного класса от соотношения эквивалентов хрома и никеля: (CrЭ/NiЭ), где CrЭ - эквивалент хрома; NiЭ - эквивалент никеля (Сварка и свариваемые материалы: В 3-х томах Т. 1. Свариваемость материалов. Справ. изд. / Под ред. Э.Л. Макарова. - М., Металлургия, 1991, с. 528). Параметрическое уравнение в виде эквивалента хрома: CrЭ=f (Cr, Ti, Mo, Si, Nb) представляет собой зависимость CrЭ от ферритообразуюших элементов. Параметрическое уравнение в виде эквивалента никеля: NiЭ=f (Ni, C, Mn, N, Cu) представляет собой зависимость NiЭ от аустенитообразующих элементов. Чем больше соотношение (CrЭ/NiЭ), тем выше сопротивляемость хромоникелевых сплавов аустенитного класса образованию горячих трещин.

Для повышения стойкости хромоникелевых сплавов аустенитного класса к образованию горячих трещин при сварке, в частности, необходимо добиваться сведения к минимуму содержания серы и фосфора (сера может образовывать легкоплавкие соединения, в частности с никелем), не допускать расслоений. Для измельчения структуры аустенитных сталей и сплавов - следует их легировать малыми добавками редкоземельных элементов для измельчения структуры и ее стабилизации.

Известно, что ползучесть вызывается перемещением определенных групп атомов в структуре сплава. Эти группы атомов в процессе течения через массу металла скапливаются у границ зерен, что приводит к возникновению пустот, в дальнейшем выстраивающихся в линии и приводящих впоследствии к возникновению микротрещин. Этот отрицательный эффект усиливается при размещении на границах зерен аустенита легкоплавких эвтектик. Кроме того, отрицательный эффект усиливается в сплавах с крупнозернистой структурой и со структурой с большим разбросом размеров аустенитных зерен (высокой разнозернистостью).

Процесс формирования дефектов в структуре жаропрочного сплава (и изделий из него, например, труб) от образования пустот и до возникновения микротрещин вплоть до появления сквозного свища принято рассматривать как трехстадийный, как и сам процесс ползучести.

Так, при первичной ползучести, которая фиксируется непосредственно с началом высокотемпературной эксплуатации труб под давлением, в процессе упрочнения металла (непосредственно при высокотемпературной эксплуатации под внутренним давлением труб) скорость деформации снижается. При этом происходит замедление перемещения микроэлементов в структуре металла. На этой стадии ползучести происходит начало образования микропор на границе зерен и фаз.

При вторичной (стабильной) ползучести, фактически, в процессе обычного старения жаропрочного сплава (при расчетных значениях температуры и внутреннего давления в трубах) фиксируется увеличение диаметра труб с постоянной, крайне медленной скоростью. В конце этой стадии ползучести происходит рост и объединение микропор.

Третичная ползучесть характеризуется высокой скоростью деформации и объединением микротрещин в трещины, размером больше размеров аустенитного зерна. При этом дефекты (в виде пустот, переходящих в трещины) в структуре жаропрочного сплава увеличиваются, что равносильно возрастанию нагрузки на бездефектные участки труб. Возрастающая скорость деформации в конечном итоге приводит к разрушению трубы из жаропрочного хромоникелевого сплава аустенитного класса.

Для увеличения работоспособности труб из жаропрочных хромоникелевых сплавов крайне важно определить момент окончания вторичной ползучести, а также отодвинуть процесс наступления третичной ползучести, при которой пустоты на границах зерен разрастаются вплоть до образования трещин в структуре металла.

Известно, что формирование карбидов в микроструктуре жаропрочного сплава приводит к устойчивости сплава к ползучести. Карбиды могут быть подразделены на два типа: первичные карбиды, которые образуются в процессе затвердевания в виде тонкой сетки на границах аустенитных зерен и вторичные карбиды (образуются уже при высокотемпературной нагрузке труб из жаропрочных сплавов), которые в ходе эксплуатации труб осаждаются в виде мелкодиспергированных частиц не по границам, а в самих аустенитных зернах жаропрочного сплава (процесс старения). Каждая мелкодиспергированная частица вторичного карбида на уровне микроструктуры действует как препятствие, предотвращающее сдвиги, характерные для ползучих деформаций.

Именно благодаря вторичным карбидам (мелкодиспергированным частичкам) обеспечивается устойчивость жаропрочных хромоникелевых аустенитных сплавов к ползучести. В процессе ползучести эти вторичные карбиды не позволяют смещаться зернам металла, что предотвращает повреждение структуры.

Причем, если в процессе старения хромоникелевого сплава, происходит медленное увеличение размера вторичных мелкодиспергированных частиц, сплав будет обладать структурной стабильностью при повышенных температурах. Известно, что сплавы со структурной стабильностью менее склонны к образованию горячих трещин при сварке.

Одной из возможных причин недостаточно высокой жаропрочности труб и снижения качества труб, сваренных из центробежнолитых трубных заготовок известных жаропрочных хромоникелевых сплавов аустенитного класса, является образование горячих трещин при сварке.

Основным техническим результатом, достигаемым при реализации заявляемого изобретения, является увеличение структурной стабильности сплава в процессе старения (в процессе длительной эксплуатации под нагрузкой при высоких температурах), а также снижение склонности сплава к образованию горячих трещин при сварке.

Указанный технический результат достигается за счет того, что жаропрочный сплав, содержащий углерод, хром, никель, кремний, марганец, ниобий, кобальт, титан, медь, серу, фосфор, и железо, отличающийся тем, что он дополнительно содержит свинец, олово, мышьяк, цинк, сурьму, иттрий, кислород, водород и азот при следующем соотношении компонентов, мас. %: углерода ≤0,06; хрома 17,5÷22,5; никеля - осн.; кобальта ≤0,85; кремния ≤0,45; марганца 2,45÷3,51; ниобия 1,9÷3,1; титана ≤0,70; меди ≤0,30; иттрия >0÷0,001; кислорода >0,0005÷0,018; водорода >0,0005÷0,0017; азота >0,0005÷0,050; серы ≤0,015; фосфора ≤0,015; свинца ≤0,009; олова ≤0,009; мышьяка ≤0,009; цинка ≤0,009; сурьмы ≤0,009; железа ≤3,0; (CrЭ/NiЭ)≥0,537, где: CrЭ - эквивалент хрома; NiЭ - эквивалент никеля; CrЭ=% Cr+3×% Ti+1,6×% Si+0,6% Nb; NiЭ=% Ni+32% C+0,6×% Mn+Co+22×% N+Cu, а для содержаний серы, фосфора, свинца, олова, мышьяка, цинка и сурьмы выполняется условие (S+P+Pb+Sn+As+Zn+Sb)≤0,06.

Структурную стабильность сплава в процессе в процессе длительной эксплуатации под нагрузкой при высоких температурах оценивали по величине r, которая определяется как отношение , где - средний размер мелкодиспергированных частиц вторичных карбидов состаренных в течение t.1 часов эксплуатации при температуре T; - средний размер мелкодиспергированных частиц вторичных карбидов состаренных в течение t.2 часов эксплуатации при той же температуре T. В идеальном случае в процессе эксплуатации под нагрузкой при температуре Т в течение (t.2-t.1) часов отношение , т.е. сплав обладает абсолютной структурной стабильностью.

Склонность сплава к образованию горячих трещин при сварке оценивали визуально (с использование увеличительных приборов), после приложения нагрузки к образцу с наплавленным сварным швом.

Заявленный низкоуглеродистый хромоникелевый жаропрочный сплав является чисто аустенитным и выплавляется в индукционных печах с использованием чистых шихтовых материалов (первородной шихты). Отходы, обрезь и другие загрязненные материалы при выплавке заявленного сплава не используются. Специфика нагрева и расплавления металла в индукционных печах без образования электрической дуги (в отличие от электродуговых печей) не требует наведения шлаков на поверхности жидкого металла с переводом ряда примесей в наведенный шлак и последующим его удалением. Кроме того, применение высокочастотного принципа нагрева в индукционной печи обеспечивает интенсивное перемешивание компонентов сплава в процессе выплавки, что дополнительно снижает отрицательное воздействие ликвационных процессов. Плавление в индукционной печи происходит в футерованном индукторе. Таким образом, жаропрочный сплав защищен от любых загрязнений. Жаропрочный сплав, при плавлении в индукционных печах защищен от насыщения продуктами сгорания топлива (в отличие от плавления в мартеновских и др. печах), от науглероживающего влияния электродов (в отличие от плавления в электродуговых печах) и от насыщения газами (водородом, кислородом и азотом) из окружающей атмосферы (в отличие от плавления в электродуговых печах при наличии сверхвысокотемпературной электрической дуги).

Индукционная печь представляет собой своеобразный трансформатор, в котором металлическая шихта, подлежащая расплавлению, является вторичной обмоткой, а первичная обмотка трансформатора образована катушкой индуктора, через которую протекает переменный ток высокой частоты (более 1000 Гц). Ток, индуцируемый в металлической шихте, нагревает ее до расплавления. Это обстоятельство позволяет (в отличие от других методов плавления) легко регулировать температуру расплавленного металла в индукционной печи.

Изделия на основе заявленного жаропрочного сплава получались из центробежнолитых трубных заготовок или отливок, изготовленных путем заливки расплавленного жаропрочного сплава во вращающийся кокиль (для центробежнолитой трубы) с внутренним диаметром, равным наружному диаметру получаемой трубы или путем заливки расплавленного жаропрочного сплава в специально подготовленную форму (для фасонной отливки). При производстве заявленного жаропрочного сплава, в расплавленный металл, непосредственно перед его выпуском (заливкой во вращающийся кокиль) вводят по специальным режимам некоторые легирующие компоненты (титан, иттрий и др.) во избежание их окисления и угара. Последовательность и технология ввода легирующих компонентов в настоящей заявке не представлена и является отдельным (самостоятельным) «ноу-хау» на способ легирования. В дальнейшем, после кристаллизации жаропрочного сплава, полученные литые заготовки подвергались механической обработке без деформации структуры материала, т.е. путем снятия стружки.

Основные результаты исследований были получены при использовании сплава следующего состава в мас. %: углерода 0,05; хрома 18,2; никеля -72,024; кобальта 0,75; кремния 0,25; марганца 3,30; ниобия 2,1; титана 0,30; меди 0,22; иттрия 0,0008; кислорода 0,009; водорода 0,0007; азота 0,048; серы 0,0073; фосфора 0,0065; свинца 0,0075; олова 0,0065; мышьяка 0,0067; цинка 0,0067; сурьмы 0,0063; железа 2,7; (CrЭ/NiЭ)=0,2674≥0,236, где: CrЭ - эквивалент хрома; NiЭ - эквивалент никеля; CrЭ=% Cr+3×% Ti+1,6×% Si+0,6% Nb; NiЭ=% Ni+32% C+0,6×% Mn+Co+22×% N+Cu, а для содержаний серы, фосфора, свинца, олова, мышьяка, цинка и сурьмы выполняется условие (S+P+Pb+Sn+As+Zn+Sb)=0,0475≤0,06.

Среднюю величину зерна (и мелкодиспергированных частиц вторичных карбидов) определяли с использованием металлографического микроскопа (ГОСТ 5639 «Сталь. Методы выявления и определения величины зерна»). Исследование проводилось на образцах, вырезанных из центробежнолитых труб, состаренных в течение 200, 2000 часов (при температуре плюс 790°C и давлении в трубах 30 атмосфер) с активным осаждением мелкодиспергированных частиц вторичных карбидов в аустенитных зернах жаропрочного сплава.

Размер зерен аустенита, а также размер мелкодиспергированных частиц вторичных карбидов был определен с помощью специально разработанного компьютеризированного программного комплекса «Structure Analyser», работающий с фотографиями макро- и микроструктур высокой степени разрешения. Фотографии микроструктуры аустенитного жаропрочного сплава с выявленными зернами аустенита по ГОСТ 5639, переводили в электронный формат (удобный для работы в программе «Structure Analyser») и проводили анализ по следующему алгоритму. Программа «Structure Analyser» в первую очередь идентифицирует границы аустенитных зерен и все мелкодиспергированные частички вторичных карбидов в пределах границ каждого зерна. При этом предусмотрена возможность корректировки полученных данных со стороны специалиста-материаловеда. Далее анализу подвергались все мелкодиспергированные частички вторичных карбидов, попавшие в поле одного зерна аустенита за исключением частичек близлежащих к границе аустенитного зерна. С помощью программного комплекса «Structure Analyser» проводили анализ всех зерен аустенита пределах подготовленного шлифа.

В известном сплаве-прототипе соотношение среднего размера мелкодиспергированных частиц вторичных карбидов, состаренных в течение 2000 часов при температуре плюс 790°C. к среднему размеру мелкодиспергированных частиц вторичных карбидов, состаренных в течение 200 часов при этой же температуре плюс 790°C составило 1,78, что свидетельствует о структурной нестабильности известного сплава в процессе эксплуатации.

Для заявленного сплава соотношение составило 1,14, что свидетельствует о структурной стабильности заявленного сплава в процессе старения, где - средний размер мелкодиспергированных частиц вторичных карбидов состаренных в течение 2000 часов при температуре плюс 790°C; - средний размер мелкодиспергированных частиц вторичных карбидов состаренных в течение 200 часов при температуре плюс 790°C.

Для проведения оценки склонности хромоникелевых сплавов аустенитного класса к образованию горячих трещин использовали методику ГОСТ Р 54790-2011 «Испытания разрушающие сварных швов металлических материалов. Испытания на сопротивляемость образованию горячих трещин в сварных соединениях. Процессы дуговой сварки. Часть 3. Испытания с приложением внешней нагрузки». Испытания по ГОСТ Р 54790-2011 предоставляют информацию о сопротивляемости образованию горячих трещин основных материалов, металла сварных швов и сварных соединений. Испытания на сопротивляемость образованию горячих трещин связаны с приложением к образцу внешней нагрузки с помощью испытательного оборудования.

При испытании хромоникелевых сплавов аустенитного класса, образцы из этого материала нагревали проплавлением металла сваркой в аргоне высшего сорта по ГОСТ 10157 (ГОСТ 10157-79 «Аргон газообразный и жидкий. Технические условия») неплавящимся электродом (используется пруток диаметром 2 мм из лантанированного вольфрама по ТУ 48-19-27-87 «Вольфрам лантанированный в виде прутков») при испытаниях с приложением нагрузки, действующей вдоль сварного шва.

Материал считают чувствительным к горячему растрескиванию, пока он находится в интервале температур хрупкости (BTR), который определяется разницей между температурами нулевой прочности (NST) и восстановления пластичности (DRT).

Наиболее достоверным критерием оценки чувствительности металла к горячему растрескиванию является коэффициент восстановления пластичности (RDR), который используется для прогнозирования горячего растрескивания в зоне термического влияния основного материала (хромоникелевого сплава аустенитного класса).

Для испытания нагрузкой, действующей вдоль сварного шва, были использованы плоские образцы, полученные отливкой в индукционной печи и разливкой в специальную форму, с последующей механической обработкой под размер: длина - 150 мм, ширина - 75 мм, толщина - 25 мм.

Испытание на склонность металла к образованию горячих трещин заключалось в следующем: а) выполнялся наплавочный шов на основном материале неплавящимся электродом (лантанированным вольфрамом) в аргоне - согласно схемы приведенной на рисунке 3 ГОСТ Р 54790; б) в фиксированной точке валика (в центре образца) прикладывалась нагрузка (скорость плунжера гидравлического пресса - 1,8 мм/с), приводящая к изгибу образца вокруг специальной оправки; в) по завершении испытаний визуально при 25-кратном увеличении проверяли наличие трещин.

Суммарная длина видимых трещин (Ltot) определяется и отражается на графике как функция деформации от изгиба. Кривая, определяющая длину трещин в зависимости от деформации на поверхности образца, дает возможность оценить сопротивляемость образованию горячих трещин. Полученные графические результаты позволяют провести оценку материала с точки зрения прогноза поведения металла при высоких температурах (при сварке) и сделать следующие выводы о сопротивляемости материала к образованию горячих трещин: а) материал с высокой сопротивляемостью образованию горячих трещин; б) увеличенный риск образования горячих трещин; в) высокий риск образования горячих трещин.

Испытанию подвергались 10 образцов из известного сплава-прототипа и 10 образцов из заявленного сплава. В результате испытаний получены следующие данные. Все 10 образцов заявленного сплава (100%) показали положительные результаты и все они соответствуют материалу с высокой сопротивляемостью образованию горячих трещин. Три из 10-ти образцов (30%) сплава-прототипа показали увеличенный риск образования горячих трещин.

Анализ результатов испытаний на склонность металла к образованию горячих трещин показал, что достижение поставленного технического результата приводит к качественному сварному соединению, т.е. изготовлению качественных труб, полученных методом сварки.

Для проведения исследований жаропрочных свойств заявленного сплава от торцевой части, изготовленной центробежнолитой трубной заготовки ∅110×10 мм вырезали 2 патрубка длиной 75,0 мм, которые сваривали между собой. Способ сварки - дуговая сварка в среде аргона неплавящимся электродом (допускается при сварке использование присадочных материалов, в качестве которых следует использовать материал идентичный по химическому составу основному свариваемому материалу по ТУ 14-131-994-2003 «Проволока сварочная из высоколегированных сплавов»). Форма подготовленных кромок: со скосом кромок; характер сварного шва: односторонний; условное обозначение сварного соединения - С17 по ГОСТ 16037. Из полученного сваренного патрубка длиной 150 мм изготавливали образцы для испытаний. При этом направление оси вырезаемых образцов совпадало (было параллельно) с направлением оси центробежнолитой трубы. Сварку центробежнолитых трубных заготовок вели согласно РД 3689-002-00220302/31-2008 «Сварка труб радиантных и их элементов для реакционных трубчатых печей. Основные положения».

Жаропрочность оценивали по длительной прочности, т.е. напряжению, вызывающему разрушение при данной температуре за данный отрезок времени.

Комплексной оценкой качества сварных труб из предлагаемого сплава, в т.ч. свариваемости предлагаемого сплава (склонности к горячим трещинам), служит испытание на длительную прочность сварных образцов. Указанные испытания проводили на цилиндрических образцах с диаметром по расчетной длине 10 мм при температуре 790°C.

При длительных испытаниях в условиях высоких температур разрушение (разрыв) сварного образца происходит в результате постоянного нагружения, которое осуществляют с помощью рычажного нагружения (Н.Д. Сазонова. Испытание жаропрочных материалов на ползучесть и длительную прочность. М.: Машиностроение, 1965 г.).

Технические требования к машинам для испытания металлов на длительную прочность соответствовали ГОСТ 15533.

Образец (тип IV по ГОСТ 1497), установленный в захватах испытательной машины и помещенный в печь, нагревали до заданной температуры (время нагрева не превышало 8 часов) и выдерживали при этой температуре не менее одного часа. После нагрева образца и выдержки при заданной температуре к образцу плавно прикладывали нагрузку для обеспечения требуемого напряжения испытания.

Основным показателем данного вида испытания является время до разрушения при заданной величине напряжения и температуры. Результаты выполненных испытаний наносили на график жаропрочности в координатах lgτ-lgσ (где τ - время до разрушения, σ - напряжение). Полученный график позволяет прогнозировать напряжение (длительную прочность, ), при котором изделие из данного сплава разрушилось бы за определенный промежуток времени (τ, час) при заданной температуре (t, °C).

С целью сокращения длительности испытаний, их проводили при относительно высоких напряжениях (испытания на длительную прочность проводили при температуре 790°C и высоких напряжениях в соответствии с ГОСТ 10145), что позволило определить из полученного графика жаропрочности (lgτ-lgσ) конкретные значения 90-часовой длительной прочности , т.е. напряжения, при котором испытуемый при температуре 790°C сварной образец, разрушился бы как минимум через 90 часов.

Анализ результатов испытаний на длительную прочность показал, что достижение поставленного технического результата приводит к повышению его жаропрочности, т.е. в конечном счете приводит к изготовлению более качественных труб (сваренных из трубных заготовок), которые можно будет эксплуатировать более длительный промежуток времени.

В результате проведенных комплексных исследований на 12 опытных плавках было выявлено, что в случае, если все компоненты заявленного сплава находятся в пределах, оговоренных в формуле изобретения, достигается ожидаемый технический результат, а 90-часовая длительная прочность образцов труб, изготовленных из заявленного сплава, повышается (по сравнению со сплавом-прототипом) с 67 до 71 Н/мм2, что в конечном итоге приводит к увеличению на 10÷15% ресурса эксплуатации труб из заявленного жаропрочного сплава при прочих равных условиях. При этом механические свойства заявляемого сплава в исходном состоянии при комнатной температуре остаются такими же, как и у сплава-прототипа, т.е. предел прочности (σВ) не менее 590 МПа; предел текучести (σ02) не менее 360 МПа; относительное удлинение (δ5) не менее 35%.

Было установлено, что влияние свинца, олова, мышьяка, цинка, сурьмы, иттрия, кислорода, водорода и азота по отдельности или попарно не приводило к структурной стабильности сплава (соотношение r превышало 1,29). Характер строения литой структуры может быть описан как относительно крупные зерна аустенита при существенной разнозернистости. При превышении максимальных значений содержания свинца, олова, мышьяка, цинка, сурьмы, иттрия, кислорода, водорода и азота, оговоренных в формуле, технический результат не был достигнут. Снижение минимальных значений содержания свинца, олова, мышьяка, цинка и сурьмы, ниже оговоренных в формуле встречает существенные технические сложности, в основном из-за наличия указанных элементов в составе практически всех шихтовых материалов, а сам технический результат не будет достигнут. Снижение содержания кислорода, водорода и азота ниже минимальных значений, оговоренных в формуле, встречает существенные технические сложности, в основном из-за наличия растворенных газов в составе практически всех шихтовых материалов. А дегазация до этого уровня представляет собой сверхсложный процесс без достижения технического результата. При длительном старении разнозернистость увеличивается с увеличением максимального размера зерна аустенита, что отрицательным образом сказывается на склонности к образованию горячих трещин при сварке, т.е. снижению свариваемости. При испытании (по ГОСТ Р 54790-2011) три из 10-ти образцов сплава-прототипа показали увеличенный риск образования горячих трещин.

Было установлено, что только полная комбинация всех отличительных признаков (наличие в составе заявленного сплава свинца, олова, мышьяка, цинка, сурьмы, иттрия, кислорода, водорода и азота в оговоренных пределах) приводит к увеличению структурной стабильности сплава в процессе старения, а также к снижению склонности сплава к образованию горячих трещин при сварке. Причем при старении дальнейшее изменение разнозернистости, и размера мелкодиспергированных частиц вторичных карбидов практически не наблюдалось, что свидетельствует об увеличенной структурной стабильности заявленного сплава (соотношение r=1,14). При этом не была выявлена склонность заявленного сплава к образованию горячих трещин при сварке, т.е. способствовало улучшению свариваемости. При испытании 10-ти образцов заявленного сплава по ГОСТ Р 54790-2011, все они показали положительные результаты и соответствовали материалу с высокой сопротивляемостью образованию горячих трещин. Фактически это способствовало повышению качества труб, сваренных из центробежнолитых заготовок хромоникелевого сплава заявленного состава. Длительная прочность при испытании сварных образцов заявленного сплава увеличилась с 67 до 71 Н/мм2.

Результаты исследований показали также, что в случае, если будут полностью выполнены условия, оговоренные в формуле изобретения, то это приведет к исключению расслоений при кристаллизации сплава и к измельчению зеренной структуры (размер зерна аустенита уменьшается) при одновременном снижении разнозернистости структуры (повышению однородности), а это приведет к дополнительному снижению склонности к образованию горячих трещин, приведет к структурной стабильности в процессе старения (эксплуатации под нагрузкой при высоких температурах). При испытании (по ГОСТ Р 54790-2011) 10-ти образцов заявленного сплава, все они показали положительные результаты и соответствуют материалу с высокой сопротивляемостью образованию горячих трещин. А это в свою очередь приведет к увеличению длительной прочности сварных образцов из заявленного сплава с 71 до 74 Н/мм2 (что свидетельствует о качественных сварных соединениях труб из заявленного жаропрочного сплава, т.е. в целом о качестве самих труб). Для снижения содержания серы и фосфора в составе жаропрочного сплава до заявленных пределов следует использовать один из известных способов десульфурации и дефосфорации, соответственно.

Кроме того, экспериментально подтверждено, что в случае превышения пределов содержания серы, фосфора, свинца, олова, мышьяка, цинка и сурьмы, оговоренных в формуле изобретения, резко увеличивается содержание легкоплавких соединений по границам аустенитных зерен, а это в свою очередь приводит к расслоениям при кристаллизации сплава, увеличению склонности к образованию горячих трещин. Три из 10-ти образцов (30%) сплава-прототипа при испытании по ГОСТ Р 54790-2011 показали увеличенный риск образования горячих трещин. В конечном счете это приводит к снижению качества сварных труб (фактически снижению жаропрочности сварных соединений). Это приводит к уменьшению длительной прочности сплава с 71 до 61÷63 Н/мм2 (что равносильно снижению ресурса эксплуатации сварных труб на 10÷15%). При этом резко ослабляется положительный эффект от аддитивного воздействия всех отличительных признаков на замедление процесса зарождения трещин, т.е. на улучшение состояния границ зерен и на нейтрализацию в жаропрочном сплаве вредных примесей, способных образовывать легкоплавкие эвтектики.

Таким образом, исследования физических параметров заявленного сплава показали, что по механическим свойствам при комнатной температуре (σВ, σ02, δ5) он находится на уровне известных аналогов, а по показателям жаропрочности превосходит их за счет увеличения структурной стабильности в процессе старения, а также снижения склонности к образованию горячих трещин при сварке при указанном в формуле изобретения содержании компонентов.

1. Жаропрочный сплав, содержащий углерод, хром, никель, кобальт, кремний, марганец, ниобий, титан, медь, серу, фосфор и железо, отличающийся тем, что он дополнительно содержит свинец, олово, мышьяк, цинк, сурьму, иттрий, кислород, водород и азот при следующем соотношении компонентов, мас. %:

углерод ≤0,06
хром 17,5÷22,5
кобальт ≤0,85
кремний ≤0,45
марганец 2,45÷3,51
ниобий 1,9÷3,1
титан ≤0,70
иттрий >0÷0,001
кислород >0,0005÷0,018
водород >0,0005÷0,0017
азот >0,0005÷0,050
сера ≤0,015
фосфор ≤0,015
свинец ≤0,009
олово ≤0,009
мышьяк ≤0,009
цинк ≤0,009
сурьма ≤0,009
медь ≤0,30
железо ≤3,0
никель остальное,

при выполнении следующих условий, мас. %:

(СrЭ/NiЭ)≥0,236, где: СrЭ - эквивалент хрома; NiЭ - эквивалент никеля;

СrЭ=Cr+3×Ti+1,6×Si+0,6×Nb;

NiЭ=Ni+32×C+0,6×Μn+Co+22×N+Cu.

2. Жаропрочный сплав по п. 1, отличающийся тем, что для содержаний серы, фосфора, свинца, олова, мышьяка, цинка и сурьмы выполняется условие (S+P+Pb+Sn+As+Zn+Sb)≤0,06.



 

Похожие патенты:

Изобретение относится к области металлургии, в частности легированным сплавам на основе γ-TiAl. Интерметаллический сплав на основе TiAl содержит, ат.%: алюминий 44-46, ниобий 5-7, хром 1-3, цирконий 1-2, бор 0,1-0,5, лантан ≤0,2, титан - остальное.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным сплавам, которые могут быть использованы для изготовления реакционных труб установок производства этилена с рабочими режимами при температуре плюс 900÷1160°С и давлением до 6 атмосфер.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным сплавам, которые могут быть использованы для изготовления реакционных труб нефтегазоперерабатывающих установок с рабочими режимами при температуре 800÷1150°С и давлением до 46 атмосфер.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к изготовлению полосы из магнитомягкого сплава. Способ изготовления полосы из магнитомягкого сплава толщиной менее 0,6 мм, пригодной для механической резки, включает холодную прокатку полосы, полученной горячей прокаткой полуфабриката, затем полосу подвергают непрерывному отжигу пропусканием через печь непрерывного действия при температуре в пределах от температуры перехода упорядочения/разупорядочения сплава до температуры начала ферритно-аустенитного превращения сплава, причем скорость движения полосы устанавливают таким образом, чтобы время выдержки полосы в печи непрерывного действия при температуре отжига составляло меньше 10 минут.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к никель-хромовым сплавам для бесшовных нефтепромысловых труб. Ni-Cr сплав содержит, мас.%: Si от 0,01 до 0,5, Mn от 0,01 до менее чем 1,0, Cu от 0,01 до менее чем 1,0, Ni от 48 до менее чем 55, Cr от 22 до 28, Mo от 5,6 до менее чем 7,0, N от 0,04 до 0,16, растворимый Al от 0,03 до 0,20, РЗМ от 0,01 до 0,074, W от 0 или более и менее чем 8,0, Co от 0 до 2,0, один или элементов из Ca и Mg от 0,0003 до 0,01 в сумме, и один или более элементов из Ti, Nb, Zr и V от 0 до 0,5 в сумме, Fe и примеси – остальное.

Изобретение относится к области металлургии, в частности, к составам сплавов на основе никеля, которые могут быть использованы для изготовления деталей двигателей, тепловых агрегатов, печей, металлургического оборудования.

Изобретение относится к области металлургии, в частности, к составам сплавов на основе никеля, которые могут быть использованы, например, для изготовления деталей двигателей, труб.

Изобретение относится к области металлургии и может быть использовано в газотурбинном двигателестроении при производстве рабочих и сопловых охлаждаемых лопаток с монокристаллической структурой.

Изобретение относится к области металлургии, в частности легированным сплавам на основе TiAl с преобладающей фазой γ-TiAl, и может быть использовано при изготовлении компонентов авиационных газотурбинных двигателей.

Изобретение относится к металлургии, в частности к использованию сплава для изготовления реакционных труб установок производства этилена, водорода, аммиака, сероуглерода, метанола и с рабочими режимами при температуре 600÷1200°С и давлением до 50 атм.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным сплавам на основе никеля, и может быть использовано при изготовлении рабочих лопаток газотурбинных установок.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным сплавам, которые могут быть использованы для изготовления реакционных труб установок производства этилена с рабочими режимами при температуре плюс 900÷1160°С и давлением до 6 атмосфер.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к жаропрочным сплавам, которые могут быть использованы для изготовления реакционных труб нефтегазоперерабатывающих установок с рабочими режимами при температуре 800÷1150°С и давлением до 46 атмосфер.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к защитным покрытиям для компонентов газовой турбины. Защитное покрытие компонента газовой турбины содержит, вес.%: Со 15-39, Cr 10-25, Al 5-15, Y 0,05-1, Fe 0,5-10, Mo 0,05-2, никель и примеси - остальное.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к никель-хромовым сплавам для бесшовных нефтепромысловых труб. Ni-Cr сплав содержит, мас.%: Si от 0,01 до 0,5, Mn от 0,01 до менее чем 1,0, Cu от 0,01 до менее чем 1,0, Ni от 48 до менее чем 55, Cr от 22 до 28, Mo от 5,6 до менее чем 7,0, N от 0,04 до 0,16, растворимый Al от 0,03 до 0,20, РЗМ от 0,01 до 0,074, W от 0 или более и менее чем 8,0, Co от 0 до 2,0, один или элементов из Ca и Mg от 0,0003 до 0,01 в сумме, и один или более элементов из Ti, Nb, Zr и V от 0 до 0,5 в сумме, Fe и примеси – остальное.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к литейным сплавам на основе интерметаллида Ni3Al. Сплав на основе интерметаллида Ni3Al содержит, мас.%: алюминий 8,2-8,8, хром 4,5-5,5, вольфрам 4,1-4,6, молибден 4,5-5,5, титан 0,8-1,2, углерод 0,12-0,18, кобальт 3,5-4,5, по меньшей мере один редкоземельный металл, выбранный из группы, включающей лантан, скандий и иттрий 0,015-0,3, никель - остальное.

Изобретение относится к области металлургии, в частности, к составам сплавов на основе никеля, которые могут быть использованы для изготовления деталей двигателей, тепловых агрегатов, печей, металлургического оборудования.

Изобретение относится к области металлургии, в частности к литейным жаропрочным сплавам на никелевой основе, используемым для изготовления высоконагруженных деталей газотурбинных двигателей и установок, а именно рабочих и сопловых лопаток газовых турбин с направленной столбчатой и монокристальной структурой, работающих при температурах 1000°C и выше.

Изобретение может быть использовано для соединения пайкой изделий из коррозионностойких жаропрочных сталей и сплавов, в частности, для соединения изделий из стали 12Х18Н10Т.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к предсварочной термообработке компонента турбины. Способ предварительной термообработки перед сваркой компонента турбины из никелевого сплава Inconel 939 включает нагрев компонента турбины до первой температуры в диапазоне от температуры на 35°F (19,4°C) ниже температуры растворения фазы γ' и до температуры начала плавления сплава и выдержку при этой температуре, охлаждение со скоростью 1°F (0,56°C) в минуту до температуры 1900°F(±25°F) (1038±15°C) и выдержку при этой температуре, охлаждение со скоростью 1°F в минуту до температуры 1800°F(±25°F) (982±15°C) и выдержку при этой температуре.

Изобретение относится к металлургии, в частности к литейным жаропрочным коррозионностойким сплавам на основе никеля, и может быть использовано для изготовления литьем сопловых (направляющих) лопаток газотурбинных установок с равноосной и монокристаллической структурами, работающих в агрессивных средах при температурах 700-1000°С. Жаропрочный сплав на основе никеля для литья сопловых лопаток газотурбинных установок содержит, мас. %: углерод 0,02-0,10; хром 18,3-19,5; кобальт 3,7-4,7; вольфрам 5,8-6,4; титан 3,7-4,3; тантал 1,3-1,7; алюминий 2,8-3,3; бор 0,002-0,020; ниобий 0,15-0,4; цирконий ≤ 0,03; иттрий ≤ 0,03; молибден 0,15-0,35; гафний 0,10-0,20; марганец ≤ 0,03; кремний ≤ 0,3; железо ≤ 0,5; медь ≤ 0,05; сера ≤ 0,005; фосфор ≤ 0,008; азот ≤ 15 ppm; кислород ≤ 20 ppm и никель - остальное, при этом суммарное содержание алюминия и титана составляет 6,5-7,6 мас. %, а отношение содержания титана к содержанию алюминия ≥ 1,3. Сплав характеризуется повышенной длительной прочностью при рабочих температурах 700-1000°С в сочетании с высоким сопротивлением усталости, окислению и коррозионным воздействиям, а также повышенной структурной стабильностью на ресурс и улучшенными технологическими характеристиками. 2 табл.
Наверх