Диссертация (Разработка технологических основ электрошлаковой сварки чистых корпусных сталей АЭС), страница 11

Наибольший темп наблюдали у вакуумированной стали 10ГН2МФА(плавка 15). Металл, легированный Се (плавка 12) в сравнении, «выдержал»наибольшую скорость растяжения ~ 45…60 мм/мин при незначительномуменьшении θ. В процессе экспериментов были колебания ΔVДЕФ в ТИХ как отплавки к плавке, так и в зависимости от места вырезки образцов из одного и тогоже листа.75абРисунок 3.5.

Деформационная способность в ТИХ на ветви охлажденияа) 15Х2НМФА, б) 10ГН2МФА, Таблица 6, Т – область горячих трещин76В целом, все проанализированные по критерию ΔVДЕФ материалы имелизначительно более высокую деформационную способность по сравнению с ранееизученными высоколегированными сталями, Таблица 4. Экспериментальнополученная граница, условно делящая стали на стойкие и нестойкие к образованию трещин горячего происхождения, для высоколегированных сталей пролегаетзаметно выше.Для исследованной группы конструкционных сталей общим являетсясущественное повышение пластичности по параметру ψ при температурахнепосредственно ниже ТВ.Г .

Когда ТВ.Г совпадает с температурой неравновесногосолидуса, область ТИХ достаточно чѐтко выявляется по признакам хрупкогомежзѐренного разрушения [23]. Пониженная пластичность является следствиемнизких значений поверхностей энергии на границах зѐрен с собственнымрасплавом и адсорбционного понижения прочности при контакте жидкой итвѐрдой фаз (эффект Ребиндера). Нижний порог ТИХ может находиться нижесолидуса, в случае, когда границы зѐрен после кристаллизации последнихобъѐмов жидкого расплава декорированы плѐночными включениями другойфазы.

От количества и формы присутствующих зернограничных фаз зависит уголнаклона зависимости «ψ – θ» к оси безрамерной температуры θ в переходнойобласти хрупко-вязкого разрушения. Таким образом, вопрос положения нижнейграницы ТИХ (ТВ.П.) относительно неравновесного солидуса важен с точки зренияконкретизации причин повреждаемости границ.3.1.3. Фрактографический анализ перегретого в ТИХ металлаС этой целью проводили испытания образцов из чистой и мартеновскойсталей 15Х2НМФА на установке «Ала-Тоо» по следующей схеме.

Образцы сдиаметром рабочей части 6 мм перегревали выше ТТ-Ж и подстуживали с высокойскоростью до температуры испытаний с изотермической выдержкой при ней втечение 20…30 с, далее разрушали с высокой скоростью растяжения. Нижняяграница «изотермического» ТИХ составляла 1405…1410 0С (Рисунок 3.6), чтоопределено по резкому возрастанию относительного сужения ψ. Одновременно77наблюдали возрастание нагрузки разрушения Р, Рисунок 3.6.Рисунок 3.6.

Протяжѐнность «изотермического» ТИХ на ветвиохлаждения, сталь 15Х2НМФА, ψ – относительное сужение,Р – нагрузка разрушения при скорости растяжения 2,5 мм/мин,цифры на выносках соответствуют номерам сталей в таблице 6Вид диаграмм нагружения выше и ниже ТВ.П отличается и говорит о том,что разрушение в ТИХ происходит без заметной пластической деформации, а заего пределами выявляется площадка текучести.

При температурах ниже ТВ.П сталь15Х2НМФА имеет высокие пластические свойства (ψ ≥100%) шейки образцовперед разъединением стягивались в точки.Фрактографическим анализом образцов, разрушенных в условиях высокоговакуума, установлено типичное дендритное строение излома (Рисунок 3.7 а)после перегрева металла практически до полного расплавления и растяжениянемного выше ТТ-Ж. Разрушение происходит по междендритным участкам,содержащим жидкий расплав. На Рисунке 3.7 б) показан вид хрупкогомежзѐренногоизломаобразца,разрушенноговобластитемпературперитектического превращения, вероятно, в момент формирования аустенитныхзѐрен. После полного протекания полиморфного превращения типа δ + Ж→ γизлом также хрупкий межзѐренный, из-за сплошных жидких зернограничныхпрослоек (Рисунок 3.7 в).

При разрушении ниже ТВ.Г излом вязкий, ямочный,хотя в самих ямках немногочисленные включения, являющиеся очагами78разрушения, дают хрупкий «ручьевой» узор - признак охрупчивании матрицы вобластях, непосредственно прилегающих к включениям, Рисунок 3.7 г.а)б)в)г)Рисунок 3.7. Поверхности разрушения в подликвидусном интервале послеиспытаний при разных температурах Тi, сталь 15Х2НМФА, РЭМ,а) междендритный излом, Тi  Тв.г, б) межзѐренное разрушение в областиперитектического превращения, Тi < Тв.г, в) тоже ниже перитектическогопревращения, Тi  Тв.п., г) транскристаллитный излом, Тi < Тв.п.Таким образом, установлено, что смена механизма разрушения в стали15Х2НМФА связана с исчезновением жидкой фазы на границах действительныхаустенитных зѐрен. Следовательно, факт расширения ТИХ при увеличениискоростиохлаждения,по-видимому,связансоснижениемтемпературынеравновесного солидуса относительно равновесного.Из обобщения результатов по определению параметров ТИХ следует, чтоего верхняя граница для исследованных материалов, находится вблизитемпературы перехода в твѐрдо-жидкое состояние, а нижняя – совпадает стемпературой неравновесного солидуса.Поскольку в изломах магистральных трещин в вакуумированной стали15Х2НМФА на большей поверхности зѐрен наблюдались массовые скоплениянеметаллическихвключений,возникаетнеобходимостьисследованияпластичности корпусных сталей в аустенитной области, так как:- по результатам испытаний на имитированных образцах в интервале ТИХобразования неметаллических включений на границах зѐрен не обнаружено;- при охлаждении перегретого металла непосредственно за нижнимпорогом ТИК наблюдалась очень высокая пластичность стали.793.2.

Пластичность корпусных сталей в аустенитной областиПластические свойства в интервале температур существования аустенитаизучали на установке ИМАШ-20-75 («Ала-Тоо»). Свойства сталей оценивали порезультатам растяжения образцов (Рисунок 2.9), при различных температурах ваустенитной области на ветви охлаждения после предварительного нагрева вышекритической температуры Ас3.3.2.1. Прочность и пластичность аустенита после перегреваОпределяли механические свойства сталей, плавки 14 и 15 (Таблица 6)после перегрева на 1150 0С, охлаждения на разные температуры вплоть докомнатной и растяжения со скоростью (Vр) 2 мм/мин, Рисунок 3.8.Рисунок 3.8. Схема нагружения образцов корпусных сталейдля определения механических свойств, ξ – скорость деформацииРезультаты испытаний для стали 10ГН2МФА приведены на Рисунке 3.9.

Наветви охлаждения после подстуживания от 1150 0С на разные температурыирастяжения образцов впервые обнаружен ярко выраженный минимум пластических свойств в интервале температур 800…900 0С (Рисунок 3.9, а). Относительноесужение уменьшается от 95 до 40%, а относительное удлинение – от 115 до 55%.После выхода из минимума пластичности значения указанных характеристиквозрастают до 80…85% и 75% соответственно.80аб)Рисунок 3.9.

Механические свойства 10ГН2МФА после подстуживания от1150 0С до Тисп, VР = 2 мм/мин, а) пластичность (δ, ψ), б) прочность (σ0,2, σв)Показатели прочности (σ0,2, σв) при понижении температуры испытаний от1150 до 6000С монотонно снижаются (Рисунок 3.9 б).Прочностныехарактеристики сталей, как известно, являются интегральными показателями ислабо реагируют на структурно-чувствительные факторы, оказывающие сильноевлияние напластические свойства. По этой причине в дальнейшеманализировали влияние условий внешнего механического нагружения только напоказатели пластичности корпусных сталей.Аналогичный провал пластичности установлен у стали 15Х2НМФА(Рисунок 3.10) в диапазоне температур 800…900 0С на ветви охлаждения.Таким образом, в области критической точки Ас3 в сталях 15Х2НМФА и10ГН2МФА обнаружен новый ярко выраженный минимум пластических свойствв диапазоне 800…9000С.

Его можно присовокупить к ранее известныминтервалам охрупчивания для корпусных сталей:- подсолидусная хрупкость в интервале 1450…14800С, которая связана сналичием неравновесных жидких зернограничных прослоек;- хрупкость перегретой стали при повторном нагреве на 630…670 °C до началаполиморфного  превращения. Показано [122], например, что характеристики относительного удлинения и сужения стали 10ГН2МФА, перегретой до81I200 - I450°C, послеперегрева)по превращения ( при охлаждении с температурсдвиговому механизму (мартенситномуилибейнитному),оказываются при повторном нагреве близкими к нулю.9080706050700800900100011001200Рисунок 3.10.

Пластические свойства стали 15Х2НМФА послеподстуживания от 1150 0С до Тисп, VР = 2 мм/минРанее интервал пониженной пластичности аустенита при 700-850 0С былобнаружен Х. Сузуки с соавторами [95] применительно к процессам непрерывной разливки слябовых заготовок из обычных углеродистых хорошо раскисленных и рафинированных сталей. Однако с точки зрения технологическойсвариваемости чистых сталей ответственного назначения в увязке с обнаруженным 800…900 0С – провалом пластичности приведѐнные в настоящей работерезультаты исследований являются, по-видимому, пионерскими.Далее изучалось влияние различных факторов, оказывающих влияние наобнаруженный среднетемпературный интервал охрупчивания.823.2.2. Влияние температуры перегрева на пластичность аустенитаПроявление провала пластичности зависит от температуры перегрева ваустенитную область.

При сравнительно небольшой температуре перегрева вышеАс3 у Mn – Ni – Mo – V стали (Рисунок 3.11 а, б) значения δ и ψ в указанномдиапазоне температур практически не меняются. Тем не менее, по мере снижениятемпературы нагрева с 1150 до 950 0С сужается сам интервал пониженныхпластических свойств и отмечается улучшение деформационного рельефаобразцов в области разрыва после испытаний.Для оценки поведения металла сварных соединений в провале пластичноститребуется, разумеется, перегрев на более высокие температуры в аустенитнуюобласть. Результаты испытаний стали 10ГН2МФА на ветви охлаждения,перегретой до 1250 (кривая 1), 1350 (кривая 2), 1450 0С (кривая 4) даны наРисунке 3.11 в, г. Повышениетемпературы предварительного перегреваожидаемо расширяет температурный интервал провала пластичности.

С другойстороны значения δ в провале снижаются всего лишь на 10…15 %, а по ψ – на3…5 % в сравнении с характеристиками металла, перегретого на 950…10500С.Следует особо подчеркнуть, что такие результаты получены на скоростидеформирования образцов VР = 2 мм/мин.У Сr – Ni – Mo – V стали нагружение по схеме (Рисунок 3.8) осуществлялидля образцов из основного металла (Рисунок 3.12), нагрев на 1350 (кривая 1),1250 (кривая 2), 1150 0С (кривая 3).

Хорошо видно, что влияние небольших температур перегрева на положение провала и свойства в нѐм оказывается таким жекак и у стали 10ГН2МФА. Важно отметить, что в ходе многочисленных экспериментов по среднетемпературному интервалу хрупкости постоянно отмечалосьбольшое сходство в результатах испытаний для обеих корпусных сталей. Какследует из анализа марочных полос по химическому составу [123] корпусныестали примерно одинаково сбалансированы по феррито- и аустенитообразующимлегирующим элементам с учѐтом разницы по содержанию углерода.83абвгРисунок 3.11. Влияние температуры перегрева, 10ГН2МФА, VР = 2 мм/мина, б: 1 – 1150; 2 –1050; 3 – 9500С; в, г: 1 – 1150; 2 –1250; 3 – 1350; 4 - 14500СРисунок 3.12.