Диссертация (1143872), страница 12
Текст из файла (страница 12)
рис.4.2).Имитация термических циклов на модельных образцах показала, что наиболеесущественные изменения претерпевает участок крупного зерна, сформировавшийся вЗТВ при 1-м нагреве, под воздействием 2-го термического цикла в интервалетемператур 850…950⁰С и скоростях охлаждения ω2 ≥ 10⁰/с. Причем, при Тmax2=950⁰Сстепень измельчения структуры очень высока не только при больших, но также и приотносительно низких скоростях охлаждения (до 5оС/с).После вторичного нагрева образцов (соответствующего, например, тепловомувоздействию на металл ЗТВ при втором сварочном проходе) в структуре металла,отражающей участок перегрева (крупного зерна) ЗТВ, происходят изменения, хорошонаблюдаемые на шлифах (см.
рис. 4.5).67ао1350 С – 20°С/с – 700°С - 5°С/соб1350 С – 20°С/с – 750°С – 5°С/сго1350С–20°С/с–900°С–5°С/с1350 С – 20°С/с – 800°С – 5°С/сРис. 4.5. Изменения в структуре металла имитационных образцов стали 07Г2НДМФБТвопосле двукратного нагрева по режиму 1350⁰С - 20⁰С/с - Тmax2- 5⁰С/св зависимости от Тmax2, х500Нагрев металла до Tmax2 = 700оС вызывает в отдельных местах четко наблюдаемыепо периметру крупных зерен утолщения границ.
С ростом температуры (Tmax2 = 750оС),выделения укрупняются, отдельные участки на границах соединяются между собой ипревращаются в сплошную темно травящуюся окантовку. Однако при дальнейшемподъеме температуры повторного нагрев (Tmax2 > Ас1), этот процесс идет в обратнуюсторону - размер выделений уменьшается. При Tmax2 = 800⁰С границы становятсятоньше, превращаясь по мере роста температуры в цепочки, и совершенно исчезают приTmax2 = 950оС.Анализ показал, что на объем выделений по периметру зерен влияют скоростиохлаждения при 1-ом, и 2-ом термическом цикле (это можно видеть соответственно нарис.
4.6 и рис. 4.7). Моделирование процессов при различных режимах 1-го цикла(1350⁰С - 50⁰С/с -750⁰С - 5⁰С/с и 1350⁰С - 20⁰С/с - 750⁰С - 5⁰С/с) однозначно показало,что снижение скорости охлаждения на первом цикле (ω1) способствует росту выделенийвокруг зерен (рис.4.7).
Так как с ростом погонной энергии происходит снижение68скорости охлаждения, выявленную при моделировании взаимосвязь между скоростьюохлаждения и процессом появления и укрупнения выделений по периметру зеренследует считать одной из главных причин снижения вязкости металла в ЗТВ прибольших погонных энергиях.аб1350 С – 20°С/с – 750°С – 1°С/с1350оС – 20°С/с – 750°С – 5°С/сРис. 4.6. Структура имитационных образцов стали 07Г2НДМФБТ после двукратногооонагрева по режиму 1350⁰С - 20⁰С/с - 750 С- ω2 в зависимости от ω2, х500а1350 С – 50°С/с – 750 С – 5°С/сооб1350 С – 20°С/с – 750°С – 5°С/соРис.
4.7. Структура имитационных образцов стали 07Г2НДМФБТ после двукратногонагрева по режиму 1350⁰С - ω1 -750⁰С - 5⁰С/с в зависимости от ω1, х500Однако, при моделировании процесса с изменением режима 2-ого цикла (1350⁰С 20⁰С/с - 750⁰С - 1⁰С/с и 1350⁰С - 20⁰С/с - 750⁰С - 5⁰С/с) укрупнение выделенийпроисходит с увеличением скорости охлаждения ω2 (рис. 4.6). Но так как наблюдаемыена границах выделения в интервале температур 700…800⁰С укрупняются с ростомскорости охлаждения во 2-ом цикле (5⁰С/с), это исключает возможность объясненияпричин появления данных выделений как образование карбидов в структуре металла(рис.4.8).69аб1350о – 20°С/с – 800° - 1°С/с1350о – 20°С/с – 800° - 5°С/сРис.
4.8. Структура имитационных образцов стали 07Г2НДМФБТ после двукратногонагрева по режиму 1350⁰С - 20⁰С/с -800⁰С - ω2 в зависимости от ω2, х500Чтобы выяснить причины образования по границам зерен на участке перегреванаблюдаемых темно травящихся выделений, оценим условия, при которых этопроисходит, а именно:- во-первых, металл на данном участке при первом термическом цикленагревается до высокой температуры (значительно выше точки Ас3);- во-вторых, время воздействия высокой температуры весьма короткое (не болеенескольких секунд);- в-третьих, выделения наблюдаются на границах, где процесс диффузиипротекает в сотни раз быстрее, чем в теле зерна.При таких условиях прилежащие к границам зерен области успевают обогатитсялегирующими элементами и углеродом, но из-за скоротечности процесса не происходитвыравнивание химического состава по всему телу зерна.Появление такой неоднородности хорошо известно исследователям.
Например,можносослатьсянаэкспериментыавторовработы[64],которыепутеммикрорентгеноспектрального анализа показали, что после теплового воздействия спогонной энергией около 4 кДж/мм в ЗТВ стали марки 10ГН2МФА на оплавленных приперегреве границах крупных зерен наблюдается повышенное содержание Mn, Ni, Mo иV (являющихся основными легирующими элементами стали 10ГН2МФА). Поотношению к средним значениям количество легирующих на таких участкахувеличивается на 25% и более.
Наблюдаемому увеличению неоднородности похимическому составу способствует рост погонной энергии.70В представленных ниже результатах будет показано, что на участке перегреваисследуемой стали 07Г2НДМФБТ имеет место такое же обогащение границ зеренлегирующими элементами. Но увеличение в стали содержания легирующих являетсяпричиной снижения критических точек Ас1 и Ас3 [77]. Следовательно, обогащениелегирующими элементами металла по периметру зерен вызывает локальное (вприграничных участках) снижение критических точек.
Поэтому при повторном нагреведо максимальных температур несколько ниже точки Ас1 только на таких участкахвыделяется новая фаза: в структуре металла по периметру зерен образуетсяобогащенный легирующими элементами аустенит. В результате в процессе дальнейшегоохлаждения он претерпевает превращение, которое на шлифах выглядит как темнотравящаяся окантовка зерен: это мартенсит или мартенситно-бейнитная смесь.Увеличение скорости охлаждения при повторном термическом цикле, усиливаетэтот эффект. Все последующий нагревы (3, 4 термический цикл и т.д.) в подкритическийинтервал температур (Ас1- 30оС < Тmax2 < Ас1) только приведут к увеличению химическойнеоднородности на границах зерен (объясняется это повышенной растворимостьюлегирующих элементов в образующемся аустените по сравнению с α – железом,поэтому в структуре доля хрупкой мартенсито-бейнитной составляющей приповышенных скоростях охлаждения должна возрастать).Рассмотримнагреввмежкритическийинтервал(термическийциклсмаксимальной температурой 800…900°C).
При таких температурах аустенит образуетсяпо всему объему зерна. Сравнивая с нагревом до Т max2=750°C, следует отметить, что уобразовавшегося при 900оС≥Tmax2≥800оС на границах аустенита содержание углерода илегирующихэлементов(уровеньобогащенияпограницам)уменьшаетсяи,следовательно, при охлаждении снижается его устойчивость. Если после нагрева доТmax2=800°C при охлаждении со скоростью 5°C/с у отдельных зерен на границах ещѐможно видеть мартенсито-бейнитную «кайму» (рис.4.8 б), то при снижении скоростиохлаждения до 1°C/с начинается выделение бейнитного феррита (рис.4.8 а). Посленагрева выше точки Ас3 (до Тmax2=900°C) в связи с полной перекристаллизациейструктуры исчезают границы крупных зерен.
Но т.к. химическая неоднородность ещѐсохраняется, то и в структуре сохраняются отдельные мартенситно-бейнитной участкина месте бывших границ.71Таким образом, выявлена взаимосвязь между режимами имитационного нагрева(первичный нагрев по режиму Тmax1 х ω1 = 1350⁰С х 50⁰С/с и повторный нагрев домаксимальных температур Тmax2=700…800⁰С с последующей скоростью охлаждения вдиапазоне ω2=1…5⁰С/с) и образованием в металле образцов темнотравящихся структур,наблюдаемых по границам крупного зерна. Формируемые структуры в ЗТВ на участкеперегрева по периметру зерен появляются при 700⁰С и исчезают при нагревах до 900⁰С.Их появление исключительно связано с повторным нагревом металла образцов вобласть температур (Ас1- 30оС < Тmax2 < Ас1). Однако снижение скорости охлаждения(ω1) на 1-ом термическом цикле способствует укрупнению выделений вокруг зерен(рис.4.7), а каждый последующий нагрев в указанный подкритический интервалтемператур способствует увеличению их в размерах.
Для более тщательногоисследования новообразованной структуры (для этого необходимо было увеличить ееколичество на границах крупных зерен) был проведен специальный эксперимент.После первичного нагрева по режиму 1350оС – 50°С/с модельные образцыподвергли повторным многократным нагревам по режиму, при котором имеет местонаиболее интенсивное образование по границам зерен новой структурной составляющей(750 оС – 5°С/с). Образовавшаяся после повторной пятикратной термической обработкимикроструктура стали марки 07Г2НДМФБТ приведена на рис.
4.9. На фото можновидеть, что образовавшаяся на границе зерна структура включает весьма мелкиеигольчатой формы кристаллы. В теле зерна на участках, прилегающих к границефактически отсутствуют следы ориентированного превращения, т.к. эти места обедненылегирующими элементами, что явилось причиной снижения отпускоустойчивости.Рис. 4.9. Микроструктура модельногообразца после первичного нагревапо режиму: (1350⁰С -50⁰С/с) ипоследующего пятикратногонагрева по режиму (750⁰С -5⁰С/с),х1000724.3. Микрорентгеноспектральный анализ и измерения твердости металламодельных образцов. Верификация результатов моделированияПроведѐнный в рамках работы микрорентгеноспектральный анализ (МРСА)металла модельных образцов после имитации термических циклов подтвердилсделанное предположение, что темно травящиеся области на границах зерен являютсяне чем иным, как участками мартенсито-бейнитной структуры, которые обогащенылегирующими элементами (рис.
4.10).Рис. 4.10. Электронное изображение металла модельных образцовпри микрорентгеноспектральный анализеРезультаты МРСА выявили весьма значительное перераспределение основныхлегирующих элементов (Mn, Ni, Mo, V), в частности, увеличение их концентрации награницах в выделениях и соответствующее снижение их содержания в прилегающих кграницам зерен областях по сравнению с телом зерна.При среднем содержаниилегирующих элементов в исследуемой стали на уровне 1,75%Mn, 0,30%Ni, 0,23%Mo,0,023%V увеличение их концентрации на границах в выделениях составляет около 20%(что несколько ниже, чем результаты на стали 10ГН2МФА, полученные в работе [64]).Замеры твердости производились по телу зерен, рядом с границами зерен и награницах, как на модельных образцах, так и на образцах, вырезанных из сварныхсоединений реальных деталей и специально подготовленных проб, заваренных влаборатории по штатной технологии.При исследовании стали 07Г2НДМФБТ проводили измерения микротвердостиметалла модельных образцов после имитационного нагрева: первый нагрев по режиму1350оС – 50°С/с; повторный пятикратный нагрев - 750 оС – 5°С/с.73Было установлено, что у наблюдаемых по границам выделений микротвердостьсоставляет 415±15HV, что на ≈15% выше, чем вблизи границ (365±5HV) и на ≈20% посравнению с телом зерна (345±5HV).
С другой стороны, измерения микротвердостиструктур металла модельных образцов при иных режимах моделирования тепловыхпроцессов показали в результате не более 370±5HV, что дополнительно подтверждаетсделанное ранее предположение о повышенной хрупкости структур, выделившихся награницах зерен, приводящей к снижению вязкости в ЗТВ.Для верификации данных, полученных на модельных образцах, аналогичныезамеры были сделаны в ЗТВ на шлифах, вырезанных из сварных соединений реальныхдеталей и на шлифах из специально подготовленных проб, заваренных в лаборатории поштатной технологии (электродуговая двухсторонняя сварка под флюсом за 2 прохода).По своему типу соединения аналогичны представленному на рис.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
