Диссертация (Эволюция структуры и свойств конструкционных низколегированных сталей при кратковременных локальных термических воздействиях концентрированными источниками тепла), страница 3

[18].волокнистый изломкристаллический излом - 50%Рисунок 1.1 - Технологические пробы [43]Для изготовления деталей, узлов, элементов конструкций и изделий морскойтехники и технических сооружений в соответствии с Правилами Российского морскогорегистра судоходства (РМРС) [16,17] широко используются стали с пределом текучестидо 690 Н/мм2 и нормируемой величиной работы удара на образцах Шарпи с острымнадрезом до температуры минус 60оС, поставляемые по ГОСТ Р 52927 [19] иотвечающие современным международным требованиям [92].Среди показателей служебно-технологических характеристик деградация свойствматериала при локальных кратковременных термических воздействиях непосредственнохарактеризует его технологическую свариваемость и ремонтоспособность.

Поэтому неслучайно в работах [20-22] авторами предложено свариваемость оценивать степеньюдеградации свойств материала сварного соединения, включая и зону термическоговлияния (ЗТВ), по отношению к свойствам основного материала. Степень измененияструктуры и свойств под воздействием локальных нагревов определяется химическимсоставом стали, от которого зависит склонность к росту зерна с ростом температуры иструктурной наследственности при нагревах и наблюдаемая неоднородность структурыпри нагреве стали в межкритическом интервале температур.

От химического составастали напрямую зависит структура и фазовый состав металла в ЗТВ при охлаждениипосленагревов,причемонопределяетсятехнологическимиособенностями12изготовления как самой стали, так и способом изготовления или ремонта изделий, ихгабаритами и сопутствующими технологическими процессами локальных нагревов(однократных или многократных).

Эволюция структуры и деградация свойств стали вЗТВ также зависит от содержания примесей и неметаллических включений (чистотыстали).Низколегированные феррито-бейнитные стали повышенной прочности. Дляполучения стали с пределом текучести 390...450 МПа и высокой хладостойкостью (доминус 60оС) необходимо обеспечить формирование феррито-бейнитной мелкозернистойструктуры, рис. 1.2, и соответствующее легирование (хромом до 0,5%, никелем до 0,8%и медью до 0,5%) в сочетании с микролегированием ванадием и/или ниобием [43].Рисунок 1.2.

- Термокинетическая диаграмма. Марганцево-никелевая сталь [43]При комплексном легировании в сталях этого классанаилучшее сочетаниетребуемых физико-механических и технологических свойств обеспечивается не толькоза счет упрочнения твердого раствора никелем и марганцем, но, главным образом, засчет мелкозернистой ферритной матрицы и высокой плотности дислокаций, получаемойпри превращении в бейнитной области.При этом у стали высокой хладостойкости (для получения высокой вязкости притемпература испытаний –60оС) необходимо обеспечить максимально низкое содержанияуглерода [43].Низколегированные мартенсито-бейнитные стали высокой прочности. Сростом прочности стали показатели хладостойкости и трещиностойкости становятсяболее структурно-чувствительными.

В таких сталях используется комплексное13легирование хромом, никелем, медью и молибденом (суммарно до 5-7%) для получениябейнитных и бейнито-мартенситных структур в процессе изготовления, рис. 1.3 [43].Рисунок 1.3 - Термокинетическая диаграмма. Хромоникелевая сталь [43]Достижение высоких характеристик прочности (предела текучести на уровне500...690МПа) при высокой сопротивляемости хрупким разрушениям в сталихромоникельмолибденовойкомпозицииобеспечиваетсязасчетсквознойпрокаливаемости и упрочнения твердого раствора атомами замещения.

Закалка илизакалка стали с прокатного нагрева при этой системе легирования вызывает образованиемартенсито-бейнитных структур, имеющих высокую плотность дислокаций. В процессеотпуска происходит некоторое снижение их плотности, формируется высокодисперснаяструктура с мелкодисперсной карбидной фазой.Хладостойкость(до–60оС)исопротивляемостьслоистымразрушениямобеспечиваются в этих сталях правильным подбором легирующих, рациональныммодифицированием,повышениемчистотывсочетаниистермомеханическойобработкой, в процессе которой происходит измельчение структурных составляющих иобразование развитой субструктуры [43].1.2.

Влияние кратковременных локальных термических воздействий наструктуру и свойства низколегированных сталейПри технологических воздействиях источников теплоты, например, при сваркеплавлениемкромкидеталейнагреваютсядотемпературыплавления.Ввысокотемпературной области прилежащей к сварному шву в результате термического14цикла формируется зона термического влияния (ЗТВ), в границах которой наблюдаютсяизменения структуры и, как правило, деградация свойств материала. Изучениемструктуры и свойств ЗТВ у сталей различного класса прочности и уровня легированиязанимались многие отечественные и зарубежные исследователи [23-28 и др].Известно, что структура в ЗТВ непрерывно изменяется от зоны сплавления доосновного металла, и ее формирование определяется химическим составом, скоростьюохлаждения металла на данном участке,величиной зерна аустенита передпревращением, прокаливаемостью стали и др. [28].В зависимости от типа структуры и свойств ЗТВ у низколегированных сталейусловно делят на участки (рис.1.4) [15, 56].Рисунок 1.4.

Характерные участки зоны термического влияния [56]Участок 1 - шов, участок 2 - зона сплавления. Участок 3 - участок перегрева(крупного зерна), где нагрев металла превышает температуру начала роста зерна.Согласно [29] у стали не содержащей титан это температура выше 1100оС, для сталимикролегированной титаном она выше 1300оС. На участке перегрева первоначальнаяструктура полностью превращается в аустенит, при сильном росте зерна, зависящем отмаксимальной температуры в данном месте,времени нахождения при высокойтемпературе и наличия в металле микролегирующих элементов.Участок 4 - участок полной перекристаллизации.

Здесь металл нагревался дотемператур выше критической точки АС3, но ниже температуры начала роста зерна Этодиапазон температур, согласно [29], от 910 оС до 1100 оС для стали необработанной15титаном. В процессе нагрева этом участке структура полностью превращается ваустенит, однако здесь рост зерна ограничен из-за относительно невысоких температур.Участок 5 - участок частичной перекристаллизации. На этом участке происходитчастичное превращение структуры в аустенит, так как металл нагревается до температурв интервале от АС1 до АС3, как правило это между 720оС и 910оС. В зависимости оттермического цикла и химического состава стали при последующем охлаждениипревращение аустенита идет с образованием структур, которые отличаются отначальной.Участок 6 - участок отпуска, где металл нагревался ниже критической точки А С1.на этом участке проходят процессы отпуска, при которых в структуре происходитобразование и сфероидизация карбидов.При многократных локальных нагревах, например, для многопроходного шва внекоторых областях происходит наложение термических циклов (рис.1.5.), что приводитк образованию ряда участков, где воздействие повторных термических цикла изменяетструктуру и свойства ЗТВ от предыдущих нагревов.

На рис.1.6. показана схеманаложения ЗТВ от второго цикла на структуру участка перегрева от первоготермического цикла [28].Рисунок 1.5. Схема заполнения разделки многопроходного шва (а) и термические циклыв ЗТВ точек А (б) и В (в) [56]В ряде исследований [28-30] показано, что наиболее хрупким участком ЗТВявляетсяучастоккрупногозерна,претерпевающийкритическими точками АС3-АС1 (на рис.1.6 это участок В).повторныйнагревмежду16абРисунок 1.6. Схема наложения зон термического влияния при многопроходной сварке - аи термических циклов на участке В - б [28, 31]При однократном нагреве максимальное снижение вязкости происходит научастке крупного зерна ЗТВ.

Главной причиной такого понижения вязкости являетсяинтенсивный рост бывших зерен аустенита при высокотемпературном нагреве.Для кратковременных технологических нагревов, как правило, характернавысокая скорость нагрева металла и малая временная выдержка при максимальныхтемпературах, которой недостаточно для полной гомогенизации аустенита, поэтомуобразующиеся структурные составляющие в результате обогащены углеродом [30].В работе [30] на основе исследований ЗТВ конструкционных низколегированныхсталей сделано заключение, что у менее легированных сталей при низким эквивалентеуглерода (Сэкв) максимальная вязкость наблюдается при охлаждении с максимальнымискоростями, а у более легированных сталей максимальная вязкость регистрируется присмещении времени охлаждения t8/5 (в интервале температур 800-500оС ) в большуюсторону, т.е.

существуют оптимальные скорости охлаждения.Для получения оптимальной вязкости на низколегированных сталях прилокальных нагревах типа сварочных необходимо ограничение вводимой энергии наединицу длины нагреваемого участка детали (погонной энергии), этим ограничениемобеспечивается уменьшение времени охлаждения t8/5.