Zobrazit článek ve formátu PDF

MIKROSTRUKTURA A ŽÁROPEVNÉ VLASTNOSTI SVAROVÉHO SPOJE OCELI P92
SVOČ – FST 2009
Bc. Petr MARTÍNEK
Západočeská univerzita v Plzni
Univerzitní 8, 306 14 Plzeň
Česká republika
ABSTRAKT
Práce obsahuje charakteristiku modifikovaných (9-12)% Cr ocelí, oceli P92 a strukturu svarových spojů žáropevných
ocelí.
Experimentální část vychází ze zkoušek tečení zkušebního svarového spoje. U vybraných vzorků po zkoušce tečení a u
jednoho před zkouškou tečení byl měřen průběh tvrdosti napříč svarovým spojem. Dále byl proveden metalografický
rozbor svarového spoje včetně kvantitativního hodnocení minoritních fází pomocí elektronové mikroskopie.
KLÍČOVÁ SLOVA
Modifikované (9-12)% Cr oceli, měření tvrdosti svarového spoje, metalografický rozbor, kvantitativní hodnocení
minoritních fází
1. ÚVOD
V současnosti je věnována velká pozornost zvyšování účinnosti tepelných elektráren, které stále představují hlavní zdroj
elektrické energie, z ekonomických důvodů a požadavkům na snižování množství škodlivých emisí. Toho lze dosáhnout
zvyšováním parametrů páry, tj. teploty a tlaku páry, na vstupu do parních turbín. Dnes je teplota vstupní páry obvykle
pohybuje v mezích 540 – 565°C, ale uvažuje se o jejím zvýšení až na teplotu 650°C [2]. Podmínky, při nichž teplota
přesahuje 600°C a tlak 26 MPa se označují jako ultra super kritické parametry páry (USC) [1]. Očekává se, že u
zařízeních pracujících za těchto podmínek stoupne účinnost z dnešních 35% na 42% až 43% a emise oxidu uhličitého
poklesnou přibližně o 20% [2]. Pro výrobu zařízení pracujících v USC podmínkách se průběžně vyvíjejí nové
progresivní oceli odolné vůči tečení a korozi. K perspektivním ocelím, které jsou uvažovány pro použití v těchto
podmínkách, patří především modifikované (9-12)% Cr oceli. Do této skupiny ocelí patří i ocel P92, která byla použita
jako experimentální materiál.
2. MODIFIKOVANÉ (9-12)% Cr OCELI
2.1 Charakteristika modifikovaných (9-12)% Cr ocelí
Modifikované (9-12)% Cr oceli jsou považovány za perspektivní materiály pro konstrukci komponent tepelných
elektráren s USC parametry páry. Předpokládá se, že tyto oceli by mohli být využívány ke konstrukci creepově
namáhaných komponent až do pracovní teploty 650°C. Dominantním kritériem vývoje těchto ocelí ve druhé polovině
dvacátého století bylo dosažení vysoké hodnoty meze pevnosti při tečení ( RmT/105h/600°C = 100MPa). V současné době je
vývoj zaměřen především na oceli, které by při teplotách 600 – 650°C vykazovaly požadovanou úroveň meze pevnosti
při tečení, ale zároveň zvýšenou odolnost vůči oxidaci ve vodní páře. Dalšími požadavky na tyto oceli je houževnatost,
která by měla být ekvivalentní nebo lepší než u klasických nízkolegovaných 1CrMoV ocelí, odolnost proti zkřehnutí
v průběhu dlouhodobé expozice při pracovních teplotách a dobré technologické vlastnosti. Současné dosažení velmi
vysoké úrovně všech požadovaných mechanických a technologických vlastností u jediné oceli je nemožné. V této
souvislosti je vývoj nových ocelí prováděn odděleně pro základní kategorie výrobků, tj. turbíny, kotle a odlitky, u
kterých jsou prioritní vlastnosti poněkud rozdílné.
Mikrostruktura modifikovaných (9-12)% Cr ocelí
Modifikované (9-12)% Cr oceli jsou používány ve stavu normalizačně žíhaném a popuštěném nebo kaleném a
popuštěném. Vysoký obsah chromu a přítomnost dalších legujících prvků v modifikovaných (9-12)% Cr ocelích
vyvolává posun křivek rozpadu austenitu v ARA diagramech k dlouhým časům. Důsledkem je, že tyto oceli jsou plně
prokalitelné i v tlustých průřezech při ochlazování na vzduchu [1]. Z tohoto vyplývá, že v širokém rozmezí
ochlazovacích rychlostí vzniká martenzit. Ten je převážně laťkový a uvnitř původních austenitických zrn vzniká
několik svazků rovnoběžných martenzitických latěk, které mohou být odděleny filmy zbytkového austenitu.
V průběhu creepové expozice modifikovaných (9-12)% Cr ocelí dochází k pozvolným změnám mikrostruktury směrem
k rovnovážnému stavu, kterému odpovídá minimální hodnota Gibbsovy energie. Mezi nejdůležitější mikrostrukturní
procesy patří snižování celkové plochy hranic zrn, pokles hustoty dislokací, rozpouštění metastabilních a precipitace
stabilních minoritních fází.
Důležitou úlohu ve vývoji mikrostruktury modifikovaných (9-12)% Cr ocelí hrají karbidy typu M23C6, které tvoří
majoritní podíl částic minoritních fází. V průběhu creepové expozice dochází k pozvolným změnám chemického
složení fáze M23C6. Hnací sílu těchto změn představují rozdíly mezi termodynamicky rovnovážným složením dané fáze
při teplotě popouštění a teplotě creepové expozice, která je obvykle o 100 až 2OO°C nižší. V průběhu creepové
expozice dochází k růstu a následně k hrubnutí částic M23C6, což se projevuje poklesem počtu částic a zvětšováním
jejich střední velikosti. Rychlost hrubnutí částic M23C6 roste se zvyšujícím se obsahem chromu v ocelích.
Vysoká úroveň odolnosti modifikovaných (9-12)% Cr ocelí vůči tečení je často spojována s precipitací jemných částic
sekundární MX fáze. Jedná se prakticky o čisté nitridy, a proto objemový podíl částic této fáze je závislý na obsahu
dusíku v tuhém roztoku. Částice MX mohou být v mikrostruktuře přítomny po tepelném zpracování na jakost nebo
precipitují v průběhu creepové expozice. Částice diskutované fáze jsou v průběhu žíhání nebo creepové expozice velmi
rozměrově stabilní [1].
V závislosti na obsahu molybdenu a nebo wolframu v (9-12)% Cr ocelích může v průběhu žíhání nebo creepové
expozice precipitovat Lavesova fáze. Vylučování částic Lavesovy fáze probíhá již při obsahu 0,6 hm. % Mo v oceli.
V Lavesově fázi se mohou wolfram s molybdenem vzájemně zastupovat v závislosti na chemickém složení ocelí. Po
dlouhodobé expozici částice Lavesovy fáze obvykle tvoří nejhrubší částice přítomné v mikrostruktuře modifikovaných
(9-12)% Cr ocelí, a proto není příliš pravděpodobný významný příspěvek této fáze k dlouhodobému precipitačnímu
vytvrzení diskutovaných ocelí.
Typy zpevnění modifikovaných (9-12)% Cr ocelí
Substituční zpevnění
V případě substitučního zpevnění se jedná o optimální legování oceli rozptylovými atomy Mo, respektive W, které
účinně brání dislokačnímu pohybu při realizaci creepového procesu. Na zpevnění tuhého roztoku se podílí jen ta část
Mo a/nebo W v oceli, která není vázána ve formě sekundárních fází bohatých Mo a/nebo W. Proto není účelné zvyšovat
obsah Mo a/nebo W v oceli nad mez rozpustnosti při pracovní teplotě.
Precipitační zpevnění
Precipitační zpevnění je založeno na precipitaci velice jemných částic karbidů, karbonitridů, respektive nitridů v matrici
tuhého roztoku. Precipitační zpevnění je uskutečňováno prostřednictvím interakcí mezi dislokacemi a částicemi
pracipitátů, které brzdí kinetiku procesů zotavení a rekrystalizace kovové matrice.
Precipitační zpevnění v průběhu creepové expozice tedy závisí na rozměrové a termodynamické stabilitě jednotlivých
minoritních fází. Hrubnutí karbidů vede k rozpouštění malých a růstu velkých částic, což vede ke snížení počtu částic a
zvětšování středního průměru částic. Tím dochází ke zvětšování vzájemné vzdálenosti části a poklesu precipitačního
zpevnění [3].
Substrukturní zpevnění stabilizované karbidickými částicemi
Důležitou podmínkou pro dosažení vysoké úrovně žárupevnosti je, aby změny dislokační substruktury probíhaly
v průběhu creepové expozice co nejpomaleji. Původní martenzitické laťky jsou postupně nahrazovány subzrny, která
postupně rostou. Na stabilizaci hranic subzrn, která rostou mnohem pomaleji než v čistých kovech, mají výrazný vliv
částice precipitátů [1].
Ocel P92
Ocel P92 je feritická (9% Cr, 1,75% W, 0,5% Mo) ocel legovaná vanadem a niobem a s řízeným obsahem bóru a dusíku
[9]. Je výsledkem japonského výzkumu a její původní označení bylo podle výrobce Nippon Steel Corporation NF 616,
podle ASTM se ocel NF 616 zavedla pod označením P92 [4].
U ocele P92 je důležité pouze malé množství dusíku, aby se potlačila vazba bóru na dusík. Mikrostrukturní stabilitu této
oceli pozitivně ovlivňuje malá rychlost hrubnutí částic M23C6, která úzce souvisí s rozpouštěním atomů bóru v dané
fázi.
3. EXPERIMENTÁLNÍ MATERIÁL
Experimentální materiál byl použit ze segmentů parovodního potrubí o Ø 219 mm a tloušťky stěny 40 mm. Parovodní
potrubí bylo vyrobeno z materiálu P92, jehož chemické složení je uvedeno v tab.1 [2]. Základní materiál byl podroben
tepelnému zpracování, které se skládalo z normalizačního žíhání 1060°C/1 hod. a popouštění 770°C/2 hod. Z tohoto
materiálu byly zhotoveny svarové spoje typu W. Kořen byl svařen v ochranné atmosféře argonu a výplň obalenou
elektrodou. U všech svarových spojů byl použit předehřev 200 až 25O°C, po zavaření dohřev 2 hod. na teplotě 250 až
260°C. Maximální mezihousenková (interpass) teplota byla 300°C. Po svaření byly svarové spoje žíhány při teplotě 750
až 760°C/4 hod./vzduch [5]. Jako přídavný materiál byl použit Thyssen Thermanit MTS 616, jehož chemické složení je
uvedeno v tab. 1, z které vyplývá, že se jeho chemické složení příliš neliší od chemického složení základního materiálu.
Prvek
C
Mn
Si
Zákl. mat. 0,12 0,41 0,25
Příd. mat.
Cr
Mo
V
W
Ni
Nb
N
B
P
S
8,6
0,47 0,17 1,75 0,11 0,06 0,045 0,002 0,015 0,003
0,13 0,61 0,24 8,93 0,99 0,18 1,55 0,67 0,07 0,041 0,005 0,007 0,002
Tab. 1. Chemické složení základního a přídavného materiálu
4. ZKOUŠKY TEČENÍ ZKUŠEBNÍHO SVAROVÉHO SPOJE
Příčné vzorky pro creepovou zkoušku byly zhotoveny ze středové části svaru z oblasti mimo kořen svarového spoje.
Použité teploty, rozsah aplikovaných napětí a dosažené doby do lomu jsou uvedeny v tab. 2.
Vzorek
Teplota [°C] Napětí [MPa] Doba do lomu [hod] A [%]
3P92
4P92
2P92
5P92
6P92
7P92
8P92
15P92
9P92
10P92
11P92
12P92
16P92
13P92
14P92
17P92
575
575
600
600
600
600
600
600
625
625
625
625
625
650
650
650
Z [%]
Poloha lomu
6,0
15,5
16,7
5,5
25,6
82,9
76,2
14,4
2,6
13,3
6,0
9,3
59,4
12,1
7,4
2,9
6,0
5,6
12,1
7,4
12,1
2 052
3,8
Tab. 2. Výsledky zkoušek tečení
12,1
zákl. mat.
zákl. mat.
zákl. mat.
TOO ZM
pokračuje
pokračuje
TOO ZM
zákl. mat.
TOO ZM
TOO ZM
pokračuje
pokračuje
TOO ZM
TOO ZM
TOO ZM
TOO ZM
200
240
210
160
120
140
160
180
100
120
80
90
140
80
70
100
9 674
100
262
7 715
10 616
9 180
4 796
2 160
6 732
5 380
14 621
10 133
2 116
3 228
5 960
Doposavad bylo dokončeno 12 zkoušek a ostatní dosud probíhají. Červeně jsou zvýrazněny vzorky, které byly dále
hodnoceny. Vzorek v základním stavu bez provedené zkoušky tečení byl označen 0P92. Z tabulky 2 dále vyplývá, že
rozsah teplot byl volen od 575 až po 650°C a aplikované napětí rozsahu 70 až 240 MPa. U vzorků, u nichž bylo
aplikováno vysoké napětí a byla použita relativně nízká teplota, porušení proběhlo mechanismem kluzu a k lomu došlo
v základním materiálu. Naopak u vzorků, kde bylo aplikováno nižší napětí a použita vyšší teplota, se na porušení
podílelo výrazně kavitační porušení a lom se uskutečnil v tepelně ovlivněné oblasti.
Žárupevnost byla hodnocena pomocí Larson-Millerova parametru PLM určeného ze vztahu:
PLM = T · (C + log t)
kde: T – teplota [°K]
C – materiálová konstanta (C = 36 pro ocel P92)
t – čas do lomu [hod.]
(1)
Výsledky creepových zkoušek jsou graficky znázorněny na obrázku 1.
Teplota 575°C
1000
Teplota 600°C
Teplota 625°C
Napětí [MPa]
Teplota 65O°C
Polynomický (P92)
Polynomický (P92-20%)
100
10
32000
33000
34000
35000
36000
37000
Larson-Miller parametr
Obr.1. Závislost napětí na Larson – Millerově parametru
38000
Na obrázku 1 je uvedeno porovnání hodnot žáropevnosti základního materiálu P92 se zjištěnými hodnotami. Křivky
závislostí napětí na Larson – Millerově parametru byly stanoveny proložením experimentálních hodnot pomocí metody
nejmenších čtverců. Hodnoty creepové pevnosti všech dosud prasklých vzorků leží v rozptylovém pásmu ± 20%
pevnosti základního materiálu. Výjimkou je vzorek zkoušený při teplotě 625°C, který leží mimo toto pásmo.
5. MĚŘENÍ TVRDOSTI SVAROVÉHO SPOJE
Průběh tvrdostí svarových spojů byl prováděn z důvodu porovnání tvrdostí jednotlivých částí svarového spoje a tvrdosti
základního materiálu a také rozdílu tvrdostí vzorku v základním stavu a vzorků po zkoušce tečení. Zkouška byla
prováděna podle Vickerse HV 10, tedy při zatížení 98N. Vzdálenost jednotlivých vtisků byla 1 mm a v tepelně
ovlivněné oblasti 0,5 mm. Na obr.3 je průběh tvrdosti napříč svarovým spojem u vybraného vzorku a na obr. 2 je
zobrazena makrostruktura tohoto vzorku.
10 mm
Obr. 2. Makrostruktura vzorku 9P92
280
TOO
260
TOO
SK
ZM
ZM
HV 10
240
220
200
180
160
0
10
20
30
40
50
60
poloha vtisku [mm]
Obr.3. Průběh tvrdosti vzorku 9P92
6. METALOGRAFICKÝ ROZBOR SVAROVÉHO SPOJE
Mikrostruktura byla pozorována na mikroskopu značky Nikon Epiphot 300 a fotodokumentace byla pořízena digitální
kamerou od stejného výrobce. Snímky byly zpracovány v programu obrazové analýzy LUCIA 5 NIS ELEMENTS.
Mikrostruktura byla pozorována v oblasti lomové plochy, ve svarovém kovu, v tepelně ovlivněné oblasti a v základním
materiálu.
Mikrostruktura základního materiálu neovlivněného creepovou zkouškou je tvořena popuštěným martenzitem.
V jemnozrnné části TOO došlo vlivem svařování k překrystalizaci původně martenzitické struktury a k zjemnění
austenitického zrna. Toto tepelné ovlivnění lze označit jako normalizaci. Při následném žíhání svarového spoje se
z jemnozrnné martenzitické struktury stala struktura popuštěná. Rozdíly mezi jednotlivými oblastmi svarového spoje
vyniknou při malém zvětšení. Při velkém zvětšení je vzhled mikrostruktury v ZM, SK i TOO velmi podobný. Struktura
je tvořena feritickou matricí s karbidickými částicemi a více nebo méně zřetelnými hranicemi původních austenitických
zrn.
V TOO a v základním materiálu byly dále pozorovány vměstky a díry, způsobené vypadnutím vměstků v průběhu
přípravy vzorku (obr. 4). Vměstky byly zkoumány pomocí REM a EDX mikroanalýzy. Bylo zjištěno, že se jedná o
nitridy bóru, které se často vyskytují ve shlucích s oxidy hliníku a hořčíku. Tmavá částice na obr. 5 je nitrid bóru, světlá
částice je oxid. Vyloučení nitridu bóru je nežádoucí, protože se tak zamezí příznivému působení bóru na vlastnosti
materiálu. Bór rozpuštěný v tuhém roztoku omezuje růst karbidů chrómu během dlouhodobých creepových expozic.
BN
oxid
Obr. 4. Vzorek 0P92, TOO, jemné vměstky a
díry po vměstkách, zvětšení 500x
Obr. 5. Vzorek 0P92, TOO, vměstek nitridu bóru a
oxidu hliníku a hořčíku
Mikrostruktura vzorků po creepové expozici je výrazně ovlivněna touto zkouškou a je tvořena vysoce popuštěným
martenzitem. U vybraného vzorku 9P92, který je zobrazen na následujících obrázcích, k lomu došlo v TOO. Na
nukleaci a šíření trhliny se podílely kavity, kterých je v TOO velké množství. U lomové plochy je patrné vyřádkování
v důsledku segregace a následného tváření materiálu potrubí (obr. 6). Z obr. 7 je patrná velká hustota kavit, které se
vyskytují především v jemnozrnné části TOO.
Obr. 6. Vzorek 9P92, lomová plocha, zvětšení 50x
Obr.7. Vzorek 9P92, TOO, zvětšení 200x
Charakter mikrostruktury vzorku 13P92 je podobný jako u předcházejícího vzorku. Vliv creepové zkoušky je v tomto
případě značný, vzhledem k tomu, že vzorek byl exponován při teplotě 650°C, což je nejvyšší použitá teplota. Během
zkoušky tečení došlo k významnému růstu částic sekundárních fází a k značnému kavitačnímu porušení (obr. 8, 9)
Obr. 8. Vzorek 13P92, SK, zvětšení 1000x
Obr. 9. Vzorek 13P92, ZM, zvětšení 1000x
U všech vzorků se nachází částice δ-feritu, což je nežádoucí fáze [1]. Ve svarovém kovu a v TOO se vyskytují ojedinělé
izolované částice δ-feritu, které tvoří v některých místech základního materiálu nesouvislé řetízky, na mezi stavení je
vyřádkování částic δ-feritu častější (obr.10). Rozhranní δ-feritu a martenzitu je dekorováno hrubými karbidickými
částicemi a uvnitř útvarů δ-feritu se nachází také karbidické částice (obr. 11).
Obr. 9. Vzorek 9P92, δ-ferit na linii ztavení, 100x
Obr. 10. Vzorek 13P92, částice δ-feritu ve SK, 1000x
7. KVANTITATIVNÍ HODNOCENÍ MINORITNÍCH FÁZÍ
Hodnocení minoritních fází se provádělo pomocí transmisního elektronového mikroskopu (TEM) vyhodnocením
extrakčních uhlíkových replik, které zachycují v sobě jemné disperzní částice struktury. Na každém vzorku se vždy
postupně vytvořily dvě repliky a to ve svarovém kovu a v základním materiálu. Postup přípravy extrakční uhlíkové
repliky je zobrazen na obr. 11.
Vyleštěný povrch
Napařený povrch
Naleptaný povrch
Uhlíková replika
Obr. 11. Schéma postupu přípravy extrakčních uhlíkových replik
Vyhodnocení snímků z TEM se provádělo v programu obrazové analýzy LUCIA AR 3.0 NIS ELEMENTS. Jako
příznaky pro měření objektů byl použit ekvivalentní průměr, max. a min. Feretův průmět a měřená plocha, která
představuje měřenou plochu uvnitř měřícího rámečku.
Částice z důvodu velkého rozptylu byly hodnoceny ve 2 intervalech podle ekvivalentního průměru. Interval byl použit
v rozmezí 10 – 40 nm pro jemné částice, které byly hodnoceny při 20 000 násobném zvětšení. Druhý interval byl
v rozmezí 40 - ∞ nm pro částice hrubší, které byly hodnoceny při 10 000 násobném zvětšení. Výjimku tvořily vzorky
0P92 a 4P92, které hodnoceny rovnou při 20 000 násobném zvětšení v obou intervalech. Částice byly hodnoceny vždy
z 5 snímků, kromě vzorku 0P92 a 4P92 v intervalu 40 - ∞ nm, které byly hodnoceny z deseti snímků.
Snímky z extrakčních uhlíkových replik jsou zobrazeny na obr. 13 a 14.
Obr. 13. Vzorek 13P92, SK, zvětšení 10 000x
Obr. 14. Vzorek 13P92, ZM, zvětšení 20 000x
Výsledky kvantitativního hodnocení minoritních fází v intervalu 40 - ∞ nm jsou zobrazeny v tabulce 3.
Vzorek
0P92-sk-20
0P92-zm-20
4P92-sk-20
4P92-zm-20
5P92-sk-10
5P92-zm-10
9P92-sk-10
9P92-zm-10
13P92-sk-10
13P92-zm-10
PLM
Počet
částic
Měřená
plocha [µm2]
Ekv. průměr
[nm]
Směrodatná
odchylka
Max Feretův Min Feretův
průmět [nm] průmět [nm]
interval měření ekv. průměru 40 - ∞ [nm]
/
2444
160
115
65
176
/
2593
156
119
79
176
32224
3152
152
102
52
152
32224
2963
149
102
67
181
34822
3096
285
126
90
180
34822
2365
288
147
139
228
35766
2375
308
144
104
207
35766
2502
282
153
105
226
36467
2412
296
122
70
169
36467
3153
290
127
96
190
Tab. 3. Výsledky kvantitativního hodnocení minoritních fází v intervalu 40-∞ nm
100
101
87
98
111
130
124
135
100
114
Z tabulky 3 vyplývá, že ekvivalentní průměr částic v základním materiálu je vždy větší než ve svarovém kovu. U
vzorku 0P92 se velikost ekvivalentního průměru částic pohybuje okolo 117 nm. U vzorku 4P92 dochází k poklesu
velikosti částic na hodnotu 102 nm, ale dochází k nárůstu počtu částic. Od vzorku 5P92 dochází k opětovnému nárůstu
velikosti částic a největší velikost se dosahuje u vzorku 9P92. S rostoucí průměrnou velikostí ale dochází i k poklesu
počtu částic. U vzorku 13P92 dochází oproti vzorku 9P92 k poklesu ekvivalentního průměru částic i přes nejvyšší
aplikovanou teplotu a větší Larson- Millerův parametr. Pokles ekvivalentního průměru je pravděpodobně způsoben
kratší dobou do lomu při zkoušce tečení.
Výsledky kvantitativního hodnocení minoritních fází v intervalu 10 – 40 nm jsou zobrazeny v tabulce 4. Z této tabulky
vyplývá, že velikost ekvivalentního průměru u jednotlivých vzorků se v tomto intervalu neliší. Liší se však počet částic,
který je vždy v základním materiálu větší než ve svarové kovu. Největší rozdíl je pak u vzorku 9P92.
U všech vzorků byly dále zpracovány grafy rozdělení počtu částic podle ekvivalentního průměru po intervalu 20 nm
v intervalu měření 40 - ∞ nm a po intervalu 5 nm v intervalu měření 10-40 nm. Z vybraných grafů zobrazených na obr.
15 a 16 vyplývá, že % zastoupení nejmenších částic je výrazně vyšší u vzorku 0P92 než u vzorku 9P92 a je zde
výraznější pokles % podílu než u vzorku 9P92, kde je pokles mnohem pomalejší a je zde proto větší % zastoupení
větších částic.
Počet
Měřená
Ekv. průměr Směrodatná Max Feretův Min Feretův
částic plocha [µm2]
[nm]
odchylka průměr [nm] průměr [nm]
interval měření ekv. průměru 10 - 40 [nm]
0P92-sk-20
/
543
81
20
7
28
17
0P92-zm-20
/
782
77
24
8
33
20
4P92-sk-20
32224
479
79
23
8
36
19
4P92-zm-20
32224
731
83
23
8
37
19
5P92-sk-20
34822
866
74
21
8
31
18
5P92-zm-20
34822
914
77
24
8
34
20
9P92-sk-20
35766
363
77
22
7
31
18
9P92-zm-20
35766
1057
76
22
8
32
19
13P92-sk-20
36467
776
79
20
8
29
17
13P92-zm-20
36467
1125
78
23
8
32
19
Tab. 4. Výsledky kvantitativního hodnocení minoritních fází v intervalu 10-40 nm
PLM
9P92 ZM
25
20
20
Podíl [%]
25
15
10
15
10
0
0
Ekv. průměr [nm]
Obr. 15. Graf rozdělení počtu částic
podle ekvivalentního průměru
40
-6
0
81
-1
00
12
114
0
16
118
0
20
122
0
24
126
0
28
130
0
32
134
0
36
138
0
40
142
0
44
146
0
48
150
0
52
154
0
56
158
0
5
>6
00
5
40
-6
0
81
-1
00
12
114
0
16
118
0
20
122
0
24
126
0
28
130
0
32
134
0
36
138
0
40
142
0
44
146
0
48
150
0
52
154
0
56
158
0
Podíl [%]
0P92 ZM
>6
00
Vzorek
Ekv. průměr [nm]
Obr. 16. Graf rozdělení počtu částic
podle ekvivalentního průměru
8. ZÁVĚR
Hodnoty creepové pevnosti svarového spoje leží v požadovaném rozptylovém pásmu ±20% pevnosti základního
materiálu.
Byla proměřena tvrdost a proveden metalografický rozbor včetně kvantitativního hodnocení sekundárních fází u 5
vybraných vzorků.
Bylo zjištěno, že tvrdost se u jednotlivých vzorků výrazně neliší a její průběh napříč svarovým spojem má
předpokládaný tvar.
Při velkém zvětšení je vzhled mikrostruktury v ZM, SK i TOO velmi podobný, rozdíly mezi jednotlivými oblastmi
svarového spoje vyniknou pouze při malém zvětšení. Struktura je tvořena feritickou matricí s karbidickými částicemi a
více nebo méně zřetelnými hranicemi původních austenitických zrn.
Dále byly zjištěny rozdíly ve velikosti sekundárních fází, kdy po creepových expozicích při teplotě 600°C a vyšší se
projevil růst částic minoritních fází a u jemných částic v rozsahu všech provedených zkoušek nebyly rozdíly zjištěny.
Nebyl potvrzen očekávaný předpoklad brzdícího účinku bóru na velikost sekundárních částí.
9. POUŽITÁ LITERATURA
[1] Vodárek, V.: Fyzikální metalurgie modifikovaných (9-12)% Cr ocelí, VŠB-TU Ostrava, Ostrava 2003
[2] Kasl, J., Jandová, D., Chvostová, E., Folková, E.: Vývoj mikrostruktury ve svarovém spoji oceli P92 po creepových
zkouškách, ZČU v Plzni, Plzeň 2008
[3] Purmentský, J., Foldyna, V., Matocha, K.: Perspektivní žárupevné oceli a jejich vlastnosti a praktické využití, Metal
2006, Hradec nad Moravicí 2006
[4] Pecha, J., Výrostková, A., Jedináková, M.: Zváranie martenzitickej ocele P92 v energetike, Zváranie-svařování,
2005
[5] WPS Q 1 28 82, výrobce Škoda Power a.s.