Диссертация (1143676), страница 13
Текст из файла (страница 13)
3.10). В металле шва,начиная с крупнокристаллитного участка, расположенного непосредственно подучастком перекристаллизованного зерна, постепенно происходит деградацияструктуры, выражающаяся в коагуляции и последующем растворении карбидов.Значительное уменьшение количества дисперсной карбидной составляющей, азначит и количества препятствий для движения дислокаций, может приводить крезкому снижению уровня прочности металла шва, в особенности длительнойпрочности.81а)х500б)в)х500г)х500х500Рисунок 3.10 - Микроструктура крупнокристаллитной (а, в) и мелкозернистой (б,г) части металла шва:(а, б) - после термической обработки 350°C – 7,0 ч + 760°C – 2,0 ч(в, г) - после термической обработки 350°C – 7,0 ч + 760°C – 8,0 ч.Таким образом, установлено, что структура металла шва, выполненногоматериалами 2,25Cr-1Mo-V типа легирования, полностью бейнитная, чтосвойственно для хромомолибденованадиевой стали.
После низкотемпературнойтермической обработки по режиму 350°С – 7,0 ч в металле шва не обнаруженобольшого количества карбидов, структура находится в исходном – послесварочномсостоянии, а значит должна обладать свойствами исходного наплавленногометалла. Интенсивное выделение и коагуляция карбидов из твердого растворапроисходит, начиная от температуры отпуска 650°С и до 730°С, что можетприводить к снижению уровня предела прочности металла шва, поэтомупродолжительностьвыдержкиприданныхтемпературахнеобходимоограничивать.
Отпуск при температуре 760°C сварного соединения данной маркисталиприводиткзначительнойдеградацииструктуры(коагуляциии82последующему растворению карбидов), поэтому отпуска при температуре выше760°C для сварных соединений 2,25Cr-1Mo-V стали не следует применять.На основании исследований микроструктуры металла шва сварныхсоединений 2,25Cr-1Mo-V стали для дальнейшего определения температурныхграниц проведения промежуточного (технологического) и окончательногоотпусков, при которых может быть обеспечен весь требуемый комплекс свойств,следует рассматривать температуры, не превышающие 730°С.833.3 Исследование изменения фазового состава металла шва в зависимости отпараметров послесварочного отпускаУстановленная верхняя граница температур послесварочного отпуска непревышает критических температур, поэтому основные превращения в структуреметалла шва связаны с изменением качественного и количественного составакарбидной составляющей, которая во многом определяет его кратковременные идлительные механические свойства, а также чувствительность к образованиютрещин, особенно ТПН.
Для прогнозирования свойств 2,25Cr-1Mo-V металла швавыполнено исследование изменений карбидной составляющей металла шва послеразличных послесварочных термических обработок, включая низкотемпературнуюпри 350°С, высокий отпуск при 650-660°С и высокий отпуск при 700-705°Спродолжительностью от 12 ч до 34 ч (табл. 3.2).Таблица 3.2 – Режимы термической обработки проб для исследования измененияфазового состава металла шва типа 2,25Cr-1Mo-V в зависимости от их параметров.№режима1234567Режим термической обработки(скорость нагрева/охладления не более 50°С)-600°С – 4 ч650°С – 4 ч350°С - 7,0 ч680°С – 4 ч700°С – 12 ч660°С – 25 ч705°С – 24 ч660°С – 27 ч705°С – 34 чPLM13,018,019,019,620,521,021,1Результаты рентгеноструктурного анализа карбидной фазы приведены втаблице 3.3, результаты количественной оценки содержания карбидообразующихэлементов методами аналитической химии - в таблице 3.4 и на рисунке 3.11.84Таблица 3.3 – Результаты рентгеноструктурного анализа карбидного осадка из металла шва типа 2,25Cr-1Mo-V послеразличных термических обработок.№ режима ТО(по таблице 3.4) /Тип карбидаΣ карбидов, %1(350°С - 7 ч)2(350°С - 7 ч,600°С - 4 ч)3(350°С - 7 ч,650°С - 4 ч)4(350°С - 7 ч,680°С - 4 ч)13.0 PLM18.0 PLM0,570,640,780,805(350°С - 7 ч,700°С - 12 ч)6(350°С - 7,0 ч,660°С - 25 ч,705°С - 24 ч)21,0 PLM7(350°С - 7 ч,660°С - 27 ч,705°С - 34 ч)21,1 PLM0,831,081,1219.0 PLM19,6 PLM20,5 PLMСодержание карбида в осадке, %(Fe,Mn,Mo)3C49,329,514,86,45,02,92,3M7C3(Cr,Fe,Mo)7C3--33,645,632,723,532,321,5M23C6(Cr,Fe,Mo)23C611,69,010,822,434,832,129,6MCVC + NbC9,12,64,79,614,510,29,8M2C(Mo,V,Nb)2C12,84,88,410,911,612,615,9M6C(Mn,Mo)6C----0,4--------84M3C85Таблица 3.4 – Результаты анализа карбидного осадка металла шва после различных термических обработок методами«мокрой» химии (массовая доля элементов по отношению к металлу шва).№ режима термической обработки№1 (350°С - 7,0 ч)№2 (350°С - 7,0 ч, 600°С - 4 ч)№3 (350°С - 7,0 ч, 650°С - 4 ч)№4 (350°С - 7,0 ч, 680°С - 4 ч)№5 (350°С - 7,0 ч, 700°С - 12 ч)№6 (350°С - 7,0 ч, 660°С - 25 ч, 705°С - 24 ч)№7 (350°С - 7,0 ч, 660°С - 27 ч, 705°С - 34 ч)PLM13,018,019,019,620,521,021,1Σ карбидов,%0,570,640,780,800,831,081,12Массовая доля, в%C0,100,100,100,100,100,100,10Fe0,150,120,100,110,120,230,24Mn0,020,020,020,020,020,030,03Cr0,100,110,120,130,140,210,21Mo0,120,140,190,190,190,240,27V0,070,140,230,230,240,250,25Nb0,010,010,020,020,020,020,0285Рисунок 3.11 – Графическое представление результатов анализа карбидного осадка металла шва после различныхтермических обработок.86При анализе полученных результатов установлено, что увеличениетемпературы и продолжительности отпуска (увеличение параметра отпуска PLM)приводит к увеличению массовой доли карбидной фазы в металле шва.
Долякарбидов в металле шва 2,25Cr-1Mo-V увеличилась вдвое после проведенияотпуска по режиму 350°С - 7,0 ч + 660°С - 27 ч + 705°С - 34 ч по сравнению сметаллом шва после низкотемпературной термической обработки 350°С – 7,0 ч(1,12% и 0,57% соответственно).Данные таблицы 3.4 свидетельствует о том, что после отпусков, в том числепосле низкотемпературной термической обработки, карбиды состоят из C, Fe, Mn,Cr, Mo, V и Nb.
После термической обработки 350°С - 7,0 часов металл шва восновном представлены карбидами типа M3C - (Fe,Mn,Mo)3C, а также карбидамиванадия, ниобия и молибдена типа MC, M2C и карбидами M23C6 (табл. 3.3). Принагреве до 350°С образование данных карбидов (кроме M3C) не представляетсявероятным. Их образование следует связать с процессом термического воздействиядуги при сварке на ранее наплавленный металл. Известно, что карбидные фазы посклонности к коагуляции частиц при отпуске можно расположить в следующейубывающей последовательности: M3C, M7C3, M23C6, M6C, M2C, MC (VC, NbC)[116]. Поэтому стабильных длительных механических свойств можно достичь,увеличивая долю менее склонных к коагуляции карбидов M23C6, M2C, MC (VC,NbC) в металле шва [117], чего можно добиться за счет снижения толщинысварочных валиков, регулируя режимы сварки.Очевидно, что образование карбидов типа M3C произошло во время нагревадо 350°С при увеличении диффузионной активности углерода.
Карбиды типа M3Cнестабильны,ипридлительныхвысокотемпературныхвыдержкахонитрансформируются или полностью растворяются, поэтому увеличение ихсодержания в стали негативно сказывается не только на стойкости к хрупкомуразрушению, но и на ее стойкости к тепловому охрупчиванию [118, 119].Высокотемпературный отпуск по режиму 600-650°С – 4 ч (PLM = 18,0-19,0)приводит к увеличению суммарного содержания карбидов до 0,64-0,78%. При этомв составе карбидной фазы увеличивается содержание молибдена и ванадия.87Отмечено появление большого количества обогащенных хромом карбидов типаM7C3 (до 33,6-45,6%), которых не было в состоянии после 350°С – 7,0 ч.По-видимому, увеличение содержания в металле шва карбидов M7C3 происходит засчет трансформации карбидов типа M3C, а также выделения хрома из твердогораствора. Данные таблицы 3.3 указывают на то, что количество карбида M7C3 приувеличениивыдержкипритемпературе650-660°Сувеличивается,продолжительные же отпуска при температурах около 705°С снижают егосодержание.
После отпуска при температуре 650°С начинается интенсивноеобразования карбидов MC (преимущественно VC) и M2C, которые отвечают задисперсионное твердение и за увеличение сопротивления ползучести стали[118, 121, 122]. Увеличение количества карбидов ванадия подтверждаетсятрехкратным повышением содержания ванадия, входящего в их состав, вкарбидном осадке (до 0,23%) по сравнению с состоянием металла шва послетермической обработки 350°С – 7,0 ч (табл. 3.4). Дисперсионное твердениеспособно вызвать образование в металле ТПН [89, 91, 92], поэтому проведениеотпуска при температуре 650°С нежелательно.
При дальнейшем увеличениипараметров отпуска вплоть до PLM = 21,1 количество ванадия в карбидном осадкене увеличивается, а значит содержание карбидов ванадия остается неизменным.После отпуска по режиму 700°С - 12 ч (PLM = 20,5) в результатетрансформации ранее образовавшихся карбидов (в основном M7C3 и M3C)происходит значительное увеличение количества карбидов M23C6 (до 34,8 %) иувеличивается содержание карбидов MC (до 14,5 %), положительно влияющих намеханические свойства стали, в том числе на длительную прочность.При дальнейшем увеличении параметров отпуска вплоть до PLM = 21,1происходит постепенное увеличение содержания карбидов M2C до 15,9%, приодновременном снижении содержания карбидов типа MC до 9,8%, M7C3 до 21,5%и M23C6 до 9,6% что приводит к понижению уровня прочности, поэтому PLM долженбыть ограничен.88Такимобразом,врезультатеисследованийфазовыхпревращенийустановлено следующее:- увеличение температуры и продолжительности отпуска (увеличение параметраотпуска PLM) приводит к увеличению массовой доли карбидной фазы в металлешва;- выдержка при 350°С приводит к увеличению содержания карбидов типа M3C,которые способствуют охрупчиванию металла, поэтому время выдержки при350°С должно быть ограничено;- отпуск при 650°С ведет к значительному увеличению содержания карбидовванадия MC и карбидов M2C, что повышает отпускоустойчивость стали, носпособствует дисперсионному твердению - причине образования ТПН;- карбиды MC (VC+NbC), M2C ((Mo,V,Nb)2C), M7C3 ((Cr,Fe,Mo)7C3) и M23C6((Cr,Fe,Mo)23C6), образующиеся при PLM = 19,3-20,5, способствуют обеспечениювысоких служебных свойств металла шва и повышению его отпускоустойчивости;- длительные выдержки при 705°С ведут к уменьшению содержания карбидов MC,M7C3 и M23C6, что приводит к понижению уровня прочности, поэтому P LM долженбыть ограничен.Полученные результаты исследования позволяют описатьосновныекарбидные превращения, происходящие в металле шва сварных соединений2,25Cr-1Mo-V стали в результате послесварочных термических обработок приразличных температуре и продолжительности с увеличением PLM от 13,0 до 21,1следующей схемой (с указанием преимущественного содержания карбидных фаз):350°С (13,0 PLM) → M3C + (M23C6 + M2C + MC – образовались во время сварки)600°С (18,0 PLM) → M7C3 + ↓ M3C + M2C + MC + M23C6650°С (19,3 PLM) → ↑↑ M7C3 + ↑ M2C + ↑ MC + ↓ M3C + M23C6 (↑[V] в карбиднойфазе в 3 раза по сравнению с состоянием после отпуска при температуре 350°С)680°С (19,6 PLM) → ↓ M7C3 + ↑ M2C + ↑ MC + ↑ M23C6700°С (20,5 PLM) → ↑↑ M23C6 + ↓ ↓ M7C3 + ↑ M2C + ↑ MC705°С (21,1 PLM) → ↓ M23C6 + ↓ M7C3 + ↑ M2C + ↓ MC893.4 Исследование изменения твердости по сечению сварного соединения взависимости от температуры послесварочного отпускаДля оценки влияния температурно-временных параметров послесварочныхотпусков на структурное состояние металла сварных соединений 2,25Cr-1Mo-Vстали и для косвенной оценки его склонности к хрупкому разрушению выполненоопределение твердости по сечению сварного соединения после различныхпослесварочных термических обработок.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
