Диссертация (Разработка технологических основ электрошлаковой сварки чистых корпусных сталей АЭС), страница 13

Толстыми стрелками указаноположение риски – а) - до б) – после деформирования на δ ~ 6 %.ОтскоростиохлажденияW0зависятодновременнонапряжѐнно-деформированное состояние ОШЗ и степень охрупчивания аустенита. О влиянииW0 свидетельствуют результаты работы[125], где исследовали металл15Х2НМФА мартеновской выплавки после имитации ТЦС автоматическойсварки под флюсом. Авторами обнаружен температурный интервал сниженияпластических свойств в области 600…7000С.

В работе [126] наблюдалиохрупчивание стали 18Х2Н4МА электрошлакового переплава после перегревавыше 1150 0С и охлаждения в диапазоне скоростей нормализации до комнатнойтемпературы. При малых и больших W0 металл показал вязкий излом, а стальобычной выплавки не охрупчивалась ни при каких скоростях охлаждения, о чѐмсудили по значениям ударной вязкости при +20 0С. Как и в нашем случае,фрактографическим признаком охрупчивания являлся камневидный излом,которыйвызываетсявторичнымифазами,выделившимисяпограницамаустенитного зерна. Такой вид излома предупреждается снижением температурыпод прокатный нагрев или последующую аустенизацию. Однако, по нашему92мнению, этот приѐм далеко не всегда эффективен в отношении сварныхсоединений. При неблагоприятном ТДЦС в сталях, склонных к «аустенитному»охрупчиванию, последнее проявляется в участках ОШЗ вследствие неизбежногоперегреваосновногометалладотемпературболеевысоких,чемпритермообработке.

Более приемлемой для сравнительного анализа являетсятехнология непрерывной разливки стали. В отдельных случаях неблагоприятныйтермодеформационный цикл процесса разливки приводит к появлению трещин наповерхности слитков [127]. Судя по результатам исследований, эти трещиныможно связать с наличием аустенитного интервала хрупкости. В итоге этообстоятельство привело к сокращению номенклатуры сталей, разливаемымнепрерывным методом.Обнаруженный 800…9000 - градусный провал пластичности имеет каксходные, так и отличительные признаки в сравненииТИХ. Общим являетсямежзѐренный характер разрушения и сопоставимая, в ряде случаев, пластичность,оцениваемая по критерию Ψ.

И в том, и другом случае исчерпание запасатехнологической прочности материала происходит из-за превышения уровнядопустимых деформаций в интервалах хрупкости. В ТИХ основного металла зонысплавления применение критерия «темп деформации» не вызывает сомнений.ТИХ, является неизбежным следствием существования в сплавах двухфазнойтвѐрдо-жидкой области кристаллизации. Разрушение в нѐм вызвано ослаблениемграниц зѐрен жидкими прослойками, существующими независимо от скоростиохлаждения, времени выдержки в ТИХ.Применимость критерия, подобного «темпу деформации», в аустенитноминтервале хрупкости (АИХ), по напрашивающейся аналогии, следует оценивать сбольшей осторожностью. Во-первых, температура перегрева, скорость охлаждения принимают непосредственное участие в его формировании.

Во-вторых,появлениюсреднетемпературнойхрупкостиобязательнопредшествуетперераспределение легирующих и примесных элементов в аустенитной области, впредельном случае – вторичных фаз. Ход и результат протекания этих процессову различных плавок корпусных сталей 15Х2НМФА и 10ГН2МФА, имеющих93одинаковыйхимическийсостав,сильнозависятотметаллургическойпредыстории основного металла. В-третьих, из-за перегрева основного металла вобласть ТИХ возможно образование повреждаемости «горячего» характера, ГМН,в том числе, вдоль границ аустенитных зѐрен.

Дефекты типа ГМН дополнительноослабляют когезивную прочность границ зѐрен и способствуют локализациидеформаций на большеугловых границах аустенитного зерна.3.3. Критерий трещиностойкости в аустенитном интервале хрупкостиС точки зрения технологической свариваемости наличие интервала хрупкости предполагает возникновение трещин в сварных соединениях в определѐнных условиях термодеформационного цикла сварки (ТДЦС). Из имитационныхиспытаний следует, что в АИХ основным силовым фактором является скоростьдеформации.

По этой причине для количественной оценки стойкости сварногосоединения к образованию среднетемпературных («тѐплых») трещин намипредложен следующий критерий:Т =  ʹ τ · τ < кр(3.1)где Т - суммарная деформация металла за время нахождения в Т, %Т - температурный диапазон хрупкости аустенита, 0С; ʹ τ - скорость деформации в Т при охлаждении, с-1;τ - время пребывания металла в интервале хрупкости, с;кр - критическая пластичность металла в Т, %.Из анализа зависимости (3.1) и результатов имитационных испытанийвытекают условия трещинообразования в АИХ:1.

Основной металл – чистая сталь (ЭШП, ВДП, УВРВ), имеющаяаустенитный интервал охрупчивания - АИХ.2. Перегрев аустенита на Т ≥ 1150 0С перед охлаждением по ТЦС.3. Скорость деформации в АИХ равна  ʹ τ ~ 10-3… 10-5 с-14. Время пребывания аустенита τ в интервале 800…900 0С, достаточноедля накопления критической деформации кр образования «тѐплых» трещин.945. Низкая пластичность кр металла в АИХ при охлаждении.Соответственно, условие возникновения трещин в аустенитном интервалехрупкости – накопленная деформация (растяжения) Т превышает критическийуровень пластичности (кр).По смыслу это условие совпадает с хорошо известным определениемтехнологическойпрочностиметалловвТИХ.Принципиальноеотличиезаключается в том, в случае образования «тѐплых» трещин определяющимсиловым фактором является скорость деформации  ʹ τ, а при возникновениигорячих трещин в ТИХ – темп деформации e ʹ Т.

Посколькуe ʹТ =  ʹτ / Т ʹτ(3.2)где ʹ τ – скорость деформации в ТИХ, с-1;Т ʹ τ – скорость охлаждения в ТИХ, 0С/с,то доминирующим фактором для технологической прочности является величинаТИХ, а скорость деформации  ʹ τ не оказывает влияния на критическое значениепластичности в ТИХ отличие от аустенитного интервала хрупкости (АИХ).Как следует из анализа (3.1) вероятность возникновения «тѐплых» трещинрезко возрастает для процессов с «мягким» ТЦС, к которым относитсяэлектрошлаковая сварка. В частности, все условия для их возникновения совпалипри ЭШС толстолистовых заготовок днищ корпуса реактора (шов №1) из чистой(вакуумированной) стали 15Х2НМФА толщиной 245..250 мм на двухэлектродномварианте сварки. При этом процент брака от общего количества сваренныхзаготовок составил почти 80%, что привело к большим материальным иимиджевым издержкам производства.3.4.

Критические точки и температурный гистерезис корпусных сталейХимический состав и механические свойства исследуемых сталей приведены в Таблице 6. Температурный интервал кристаллизации (ТИК) определяли уметалла плавок 6…10, 14…16 на установке «Параболоид -3» (Рисунок 2.3).95Образцы, Рисунок 2.4,из реальных сварных соединений сталей 15Х2НМФА(плавки 6…10) и 10ГН2МФА (плавки 14…16), вырезались из проката толщиной240 и 120 мм соответственно. Фазовый механизм кристаллизации изучали пометодике термического анализа и, дополнительно (на плавках 6…10), сприменением дифференциального термического анализа (ДТА).На первом этапе находили ТИК корпусных сталей, определяя температурыликвидуса ТL и солидуса ТS в условиях, близких к равновесным, то есть принизких скоростях нагрева WН и охлаждения WО, которые не превышали 5…10град/мин.ЭтоменьшереальныхскоростейтермическогоциклаЭШС,следовательно, протяжѐнность ТИК зависела только от марочного состава сталей.На Рисунке.3.20 приведены гаммаграммы для нахождения ТL и ТS, значениякоторых сведены в Таблице 8.Рисунок 3.20.

Изменение интенсивности J излучения от температурырасплавленного металла при кристаллизации и охлажденииРезультаты определения критических точек приведены в Таблице 8.96Основной металл Ni – Mn – Mo – V стали УВРВ выплавки имеет ТИК на5…10 0С меньше, чем у Cr – Ni – Mo – V стали и составляет 55 0С, что значительно меньше, чем ТИК высоколегированных материалов. По критерию протяжѐнности ТИК исследованные стали равноценны и могут классифицироваться как несклонные к образованию горячих трещин [128].Качество зоны сплавления во многом зависит от залечивающей способностисосуществующего с основным металлом расплава металлической ванны.Залечивающая способность тем эффективнее, чем ниже в сравнении с основнымметаллом ТS кристаллизующегося металла шва (солидусная разность температур).Из Таблицы 8 следует, что солидус металла шва ниже, чем у основного, какминимум на 30 0С для стали 15Х2НМФА и на 450С для стали 10ГН2МФА.

Внашем случае сварка корпусных сталей выполнялась с применением сварочныхматериалов, обеспечивающих близкое сходство химических составов шва иосновного металла.Таблица 8.Равновесные критические точки (Тл,Тs) и ТИК корпусных сталей№ порис. 3.21Плавка потабл.3.3ЛиквидусТл, 0ССолидусТs, 0СТИК, 0С61495144550715001460403101495144550414доп.плавка16150014455514851435501485140580Сталь12515Х2НМФА10ГН2МФА6При повторных нагревах образцов до расплавления с последующимохлаждением в аустенитную область существенных изменений в положенииточек ТL и ТS не установлено.Наиболее показательным с точки зрения трещинообразования являетсяэффективный интервал кристаллизации ТИКЭФФ. Эффективным называется97часть ТИК между температурой начала линейной усадки ТН.Л.У и ТS.Экспериментальное определение ТН.Л.У затруднительно, поэтому в дальнейшем анализе ориентировались на температуру перехода двухфазной областииз жидко-твѐрдой в твѐрдо-жидкую ТТ– Ж.Это температура возникновениятвѐрдого кристаллического каркаса, и она незначительно отличается от ТН.Л.У.Температура ТТ – Ж зависит от механизма затвердевания расплава.

Как известно,стали 15Х2НМФА и 10ГН2МФА кристаллизуются через высокотемпературноеполиморфное перитектическое превращение. Признаки его существования вданных сталях наблюдались на некоторых гаммаграммах в районе температур1450…1475 0С.Температуру начала перитектического превращения ТП.П определяли изанализа термограмм расплавления и кристаллизации. До достижения ТП.П на ветвинагрева скорость нагрева образца постоянна и равна скорости нагрева печи. Передпротеканием обратного перитектического превращения скорость нагрева WНобразца заметно падает, наблюдается изотермическая ступенька, затемWНвыравнивается вплоть до следующей стоянки при ТL.

При охлаждении расплаваскорость охлаждения образца постепенно возрастает за счѐт увеличения перепадатемператур между образцом и печью во время переохлаждения и стоянки на ТL иуменьшения скорости выделения теплоты кристаллизации (пропорциональнотемпу кристаллизации).