Диссертация (Разработка технологических основ электрошлаковой сварки чистых корпусных сталей АЭС), страница 14

При расшифровке термограмм с перитектическимпревращением вышеуказанные закономерности носят общий характер.ТП.П при охлаждении шва оказалась ниже на 10…110С, чем при нагреве, а уосновного металла мартеновской плавки – на 15…16 0С. Следует отметить, что натермических кривых стали 15Х2НМФА УВРВ выплавки вообще не удалосьвыявить ТП.П , а у 10ГН2МФА наблюдался весьма слабый перегиб 1490…1495 0Столько на ветви охлаждения.

Из совместного рассмотрения термо- и гаммаграммследует,чтопротяжѐнностьТИКЭФФ примернона20…300Сменьшепротяжѐнности ТИК.Темп кристаллизации определяли как скорость нарастания количестватвѐрдой фазы в процессе затвердевания расплава. Этот параметр чувствителен к98содержанию примесей и, так называемым, малым элементам, то есть долженреагировать на металлургическую предысторию металла. Однако, существеннойзависимости темпа кристаллизации от способа выплавки, например, Cr – Ni – Mo– V стали не установлено.

По всей видимости, это объясняется методическимусреднением количества твѐрдой фазы (S) за счѐт распределѐнного фронтакристаллизации по достаточно массивному образцу относительно измерительногопучка гамма-излучения.Для изучения механизма кристаллизации по имитированному ТЦС ЭШСприменили методику ДТА, предполагающую использование образцов небольшихразмеров (Рисунок 2.6 б). В качестве эталонного использовалось чистоеэлектролити-ческое железо, которое кристаллизуется по однофазной схеме свыделениемизжидкостипервичногоферрита.Реакциявыделениявысокотемпературного феррита L→ δ сопровождается тепловым эффектом, о чѐмсвидетельствует наличие пика при 1460 0С (Рисунок 3.21, кривая 6). Второй пикпри охлаждении связан с полиморфным δ → γ превращением при 1390 0С, третийс γ → α превращением при ~ 900 0С.

На кривых 2…5 (Рисунок 3.21), приведеныдифференциальные термические кривые образцов из сварных соединений стали15Х2НМФА. Как и любой многокомпонентный материал, эта сталь затвердеваетвконечномтемпературноминтервалеиимеет болеесложнуюсхемукристаллизации, чем однокомпонентный материал. Высокотемпературный пик«расщепляется» по причине образования первичного феррита (первый зубецмаксимума) и протеканием перитекти-ческого превращения (второй зубец) потипу δ + L = γ, где δ – первичный феррит, L – матричный расплав, γ – аустенит.Вблизиконцентрациионныхграницперитектическогоинтервала,когдаколичество одной из образующихся фаз относительно невелико, на термическомпике наблюдается только перегиб (Рисунок 3.21, кривая 3).

«Зубец» пикавыделенияδ-ферритаперитектическогонамногоаустенита.Дляпревосходитсплавов,повеличинеудалѐнныхот«зубец»границконцентрационного интервала существования перитектики, количества δ- и γ фаз соизмеримы и термический пик раздваивается, как в случае затвердевания99основного металла УВРВ плавки (кривая 2). В данном случае количествоперитектическогоγбольше,чемδ-феррита.Такимобразом,формадифференциальной термической кривой характеризует не только фазовыймеханизм, но и количественные особенности затвердевания.

Мартеновскийметалл и соответствующий ему металл шва (кривые 4, 5) кристаллизуются поодинаковой схеме.Определение неравновеснойТSс помощью ДТА не представилосьвозможным из-за больших скоростей нагрева и охлаждения образцов.Рисунок 3.21. Дифференциальные термограммы нагрева (1) и охлаждения (2-6),скорость нагрева и охлаждения – 100 0/мин, номера плавок по Таблице 61001, 6 - электролитическое железо2 (плавка 7) - сталь 15Х2НМФА3 (плавка 10), 4 (плавка 6), 5 (доп.

плавка) - металл ЭШ шваДополнительно методом ДТА на большом количестве промышленныхплавок определяли критические точки Ас1 Ас3, Бн, Бк. Образцы отбирались как отприбыльных, так и от донных частей листов, полученных из слитков сталейразных способов выплавки.Общие результаты измерений критических точек и интервалов на большомколичестве промышленных плавок корпусных сталей методами проникающегогамма-излучения и ДТА даны в Таблице 9.

Напротив критических точек Аr1 и Аr3находятся прочерки, что не означает отсутствия обратного γ → α превращения.Таблица 9.Критические точки и интервалы корпусных сталей101Для легированных бейнитных сталей характерны следующие особенностикинетики распада переохлаждѐнного аустенита:- распад аустенита на феррито - карбидную смесь затруднѐн, так как перваяступень полиморфного диффузионного превращения сильно сдвинута вправо ивниз и практически сливается со второй (промежуточной) ступенью;- результат полиморфизма при охлаждении высокотемпературногоаустенита сильно зависит от степени его матричной стабилизации.Поэтому для бейнитных сталей более показательны не критическиетемпературы обратного превращения Аr3 и Аr1 , а следующие параметры:- температурные области минимальной устойчивости переохлаждѐнногоаустенита;- скорость охлаждения, выше которой подавляется выделение структурно –свободного феррита при охлаждении от температур аустенизации.Температура минимальной устойчивости Тмин.уст.

аустенита для изучаемыхкорпусных сталей рассчитывается по формуле [132]Тмин.уст. = 700 - 105 [C] - 14 [Ni] - 42 [Mn] + 14 [Cr] + 10 [Mo] + 75 [V],где в квадратных скобках даны весовые проценты легирующих элементов.Для стали 15Х2НМФА (пл.6, табл.3.3) Тмин.уст. составляетТмин.уст. = 700 - 105·0,16 - 14·1,37 - 42· 0,44 + 14· 2 + 10· 0,53 + 75· 0,13 ≈ 690 0 Сдля стали 10ГН2МФА (пл.14, табл.3.3) Тмин.уст. равнаТмин.уст. = 700 - 105·0,11 - 14·2,05 - 42· 0,9 +14·0,07 + 10·0,55 + 75·0,02 ≈ 630 0 СНа практике отмечают не какую – то одну температуру, а диапазонтемператур минимальной стабильности аустенита на С – образных кривыхпревращений.

Для стали 15Х2НМФА этот диапазон составляет 690 – 710 0 С, адля 10ГН2МФА – 630 – 650 0 С [132].Скорости охлаждения в интервалах температур наименьшей устойчивостиаустенита, выше которых подавляется образование структурно - свободногоферрита,составляют для стали 15Х2НМФА10ГН2МФА - 1…3 0С/мин.-3…5 0С/мин, а для стали102Колебания химического состава оказывают незначительное влияние наположение равновесных критических точек корпусных сталей (за исключениемТл).Обнаружентемпературныйгистерезис(Таблицачто3.6)такжесвидетельствует о высокой стабилизационной устойчивости матричной основыкорпусных сталей во всѐм температурном диапазоне.3.5.

Выводы главы 31. Для исследованных сталей показана общая тенденция роста протяжѐнности ТИХ с увеличением содержания углерода и суммарного содержания легирующих элементов. Увеличение скоростей нагрева и, особенно, охлаждения приводитк расширению ТИХ независимо от способа выплавки и композициионной основыматериала. У стали 15Х2НМФА имеется высокая вероятность совпадения температуры восстановления пластичности с температурой неравновесного солидуса.2. Сравнительным анализом установлено, что по совокупности экспериментальных данных 15Х2НМФА, 10ГН2МФА и другие исследованные низколегированные стали не являются склонными к горячим трещинам, по сравнению свысоколегированными аустенитными материалами.3.

Экспериментально установлена зависимость деформационной способности металла ОШЗ в ТИХ от максимальной температуры перегрева и скоростидеформирования. Добавкамицерия (0,064% в 10ГН2МФАи0,130% в15Х2НМФА) достигнуто значительное уменьшение ТИХ и увеличение деформационной способности в нѐм по методике ДСТ-2 ЦНИИТМАШ.4. Большим количеством испытаний установлено, что аустенитная областьсталей 10ГН2МФА и 15Х2НМФА имеет среднетемпературный провал пластичности в интервале 800…9000С. Степень снижения пластичности по критериюотносительного сужения в этом интервале тем выше, чем больше температураперегрева металла и ниже скорость деформирования. Выявлены значенияскоростей деформации  ʹ τ ~ 10-3… 10-5 с-1, при которых существенно снижаютсяпоказатели пластичности электрошлаковых сварных соединений.1035.

Склонность сталей 15Х2НМФА и 10ГН2МФА к охрупчиванию главнымобразом зависит от способа выплавки при обнаруженных скоростях деформации.Чистая реакторная сталь 15Х2НМФА охрупчивается в температурном интервале800…900 0С, в то время как мартеновский металл того же химического составаявляется пластичным во всей области существования аустенита.6.

Фрактографическим признаком разрушения исследованных материалов снизкой пластичностью при 800…900 0С служит камневидный излом, что связанос охрупчиванием зернограничных объѐмов аустенитных зѐрен. Под воздействиемТДЦС ЭШС это может привести к появлению в сварном соединении квазихрупких разрушений в указанном температурном интервале. По температурнойклассификации такие трещины предлагается назвать «тѐплыми».7.