Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса и задачи исследования 9
1.1. Изготовление оборудования АЭС с применением ЭШС 9
1.2. Технологическая свариваемость изделий из стали 10ГН2МФА 12
1.3. Технологическая свариваемость изделий из стали 15Х2НМФА 14
1.4. Образование трещин в зоне сплавления (обзор) 30
1.5. Влияние способа выплавки на свариваемость сталей (обзор) 38
Глава 2. Методическое обеспечение 49
2.1. Исследование термодеформационного цикла ЭШС 49
2.2. Нахождение критических точек корпусных сталей 52
2.3. Исследование деформационной способности металла при подликвидусных температурах 55
2.4. Анализ фазового состава и свойств сварных соединений 59
2.4.1. Рентгеноспектральный анализ и электронная микроскопия 59
2.4.2. Стандартные методы 61
2.5. Выводы главы 2 62
Глава 3. Высокотемпературная пластичность корпусных сталей 63
3.1. Исследование температурного интервала хрупкости (ТИХ) 63
3.1.1. Исследование трещиностойкости корпусных сталей в ТИХ 63
3.1.2. Влияние легирования и способа выплавки стали 70
3.1.3. Фрактографический анализ перегретого в ТИХ металла 76
3.2. Пластичность корпусных сталей в аустенитной области 79
3.2.1. Прочность и пластичность аустенита после перегрева 79
3.2.2. Влияние температуры перегрева на пластичность аустенита 82
3.2.3. Влияние скорости нагружения и способа выплавки 84
3.2.4. Изучение деформационного рельефа и утяжки образцов 88 Стр.
3.3. Критерий трещиностойкости в аустенитном интервале хрупкости 93
3.4. Критические точки и температурный гистерезис 94
3.5. Выводы главы 3 102
Глава 4. Структуры и фазы в сварных соединениях 104
4.1. Макро- и микроструктурные исследования зоны сплавления 104
4.2. Влияние способа выплавки на микроструктуру стали 15Х2НМФА 108
4.2.1. Микроструктуры после перекристаллизации 109
4.2.2. Микроструктуры после сварочного отпуска
4.3. Исследование неметаллических включений в подплавлениях 112
4.4. Выводы главы 4 115
Глава 5. Экспериментальное определение параметров термодеформационных циклов ЭШС 117
5.1. Влияние регулируемого подогрева на формоизменение зазора 118
5.2. Экспериментальная сварка заготовки днища корпуса реактора
5.2.1. Термические циклы ЭШС 127
5.2.2. Определение напряжений при сварке 133
5.2.3. Определение геометрических параметров зоны ЭШС
5.3. Оценка свариваемости и меры борьбы с «тплыми» трещинами 143
5.4. Выводы главы 5 145
Общие выводы по работе 146
Литература
- Технологическая свариваемость изделий из стали 10ГН2МФА
- Исследование деформационной способности металла при подликвидусных температурах
- Фрактографический анализ перегретого в ТИХ металла
- Микроструктуры после сварочного отпуска
Введение к работе
Актуальность. К сварным соединениям ёмкостного оборудования из теплоустойчивых сталей 15Х2НМФА и 10ГН2МФА, применяемых в атомном реакторостроении, предъявляются высокие эксплуатационные требования по комплексу механических свойств и полному отсутствию в них трещин и трещиноподобных дефектов.
По мере постепенного перехода отечественной металлургии на выплавку
дополнительно рафинированной и вакуумированной стали, взамен не
удовлетворяющего современным эксплуатационным требованиям мартеновского
и электродугового металла, возникли определённые проблемы с ЭШС
толстолистовых изделий. Под воздействием термодеформационного цикла электрошлаковой сварки в околошовной зоне сварных соединений, выполненных на основе дополнительно раскисленных сталей, возникали трещиноподобные дефекты. Анализ и систематизация выявленной дефектности, определение характера и причины образования, а так же разработка мероприятий по предотвращению их образования и устранению является актуальной задачей.
Сейчас практически вся сталь для атомной энергетики выплавляется с дополнительной обработкой, т.е. является чистой. Возникает общая проблема повышения технологической свариваемости таких сталей, используемых в производстве ёмкостного оборудования АЭУ. В том числе является актуальной разработка мер по повышению технологической свариваемости электрошлаковых сварных соединений из чистых сталей 15Х2НМФА и 10ГН2МФА.
В исследованиях Потапова Н.Н., Зубченко А.С., Рымкевича А.И., Рощина М.Б., Трофимова Н.М., Винокурова В.А., Астафьева А.А и др. неоднократно отмечалось большое влияние участка термодеформационного цикла ЭШС выше температуры Ас3 на свариваемость корпусных сталей. Зарубежные исследования в основной массе посвящены изучению влияния перегрева на механические свойства чистых безхромистых сталей типа А-533 и А-508 и других низколегированных композиций. Таким образом, влияние перегрева в аустенитную область на свойства и технологическую свариваемость чистых легированных сталей 15Х2НМФА и 10ГН2МФА изучено недостаточно.
Цель диссертационной работы – повышение качества изделий АЭС с применением ЭШС из чистых сталей 10ГН2МФА и 15Х2НМФА.
Для достижения цели поставлены и решены следующие задачи:
-
изучение и анализ качества изделий АЭС в технологических процессах с применением ЭШС в условиях ПО «Атоммаш»;
-
экспериментальная оценка металлургической и тепловой свариваемости корпусных сталей 10ГН2МФА и 15Х2НМФА в аустенитной области;
3) разработка комплексной методики анализа неметаллических включений для детального изучения очагов повреждаемости в зоне сплавления сварных соединений;
4) формализация и анализ влияния производственных факторов ЭШС на
технологическую свариваемость изделий;
-
разработка оценочного критерия трещинообразования в электрошлаковых сварных соединениях на основе чистых корпусных сталей;
-
исследование и анализ термодеформационных циклов ЭШС при сварке опытно-штатного изделия из толстолистовой стали 15Х2НМФА;
7) разработка мер повышения технологической свариваемости изделий АЭС
из чистых корпусных сталей электрошлаковым способом.
Научная новизна. Установлено, что технологическая свариваемость электрошлаковым способом сталей 10ГН2МФА и 15Х2НМФА зависит от способа выплавки.
-
При перегреве на Т 1150 0С и последующего охлаждения в чистых (УВРВ, ЭШП, ВДП) сталях 10ГН2МФА и 15Х2НМФА экспериментально обнаружен интервал охрупчивания аустенита, равный 800…900 0С.
-
При анализе топологических и морфологических признаков установлено, что квазихрупкие трещины в ЭШС соединениях чистой реакторной стали 15Х2НМФА, возникают вследствие перегрева и охрупчивания аустенита на ветви охлаждения. По температурному диапазону образования трещины являются «тёплыми».
3) Предложен количественный оценочный критерий стойкости сварных соединений против образования «тёплых» трещин дт = \ Ат < кр, из анализа которого следуют практические меры их предупреждения:
уменьшение Ат в АИХ ужесточением термического цикла сварки;
увеличение скорости деформации \ 'тв АИХ для увеличения ^
увеличение деформационной способности кр в АИХ за счёт подготовки основного металла.
4) Дилатометрическим и радиационным методами определены критические температурные точки и температурные интервалы для корпусных сталей 15Х2НМФА и 10ГН2МФА.
Практическая ценность. Показана принципиальная возможность повышения технологической свариваемости электрошлаковым способом и, соответственно, существование технологии для сварки современных чистых сталей 10ГН2МФА и 15Х2НМФА.
Разработан оценочный количественный критерий стойкости сварных соединений против образования «тёплых» трещин, позволяющий резко снизить
вероятность их возникновения при разработке и корректировке технологических процессов сварки изделий АЭС. Разработана комплексная методика анализа дефектных участков с применением рентгеноспектрального анализа и электронной микроскопии, повышающая точность дефектации изделий при разрушающем контроле.
Разработана и внедрена на ПО «Атоммаш» технология бездефектного изготовления днищ парогенератора и ГЕ САОЗ из стали 10ГН2МФА с применением ЭШС.
По результатам работы разработана и внедрена на ПО «Атоммаш» микропроцессорная установка регулируемого ввода мощности в зону ЭШС.
Разработана и внедрена технологическая инструкция ЭШС сталей 09Г2С и 10ГН2МФА в условиях предприятия ОАО «ОКТБ «Энергомаш», г. Волгодонск.
Методы исследований. Для реализации поставленных задач применялись имитационные методы исследования и натурные испытания. Для подтверждения достоверности полученных результатов использовались стандартные методы неразрушающего и разрушающего контроля.
Высокотемпературная пластичность корпусных сталей изучалась на установках ДСТ-2 и ИМАШ – 20 – 78 «Ала-Тоо» имитационными испытаниями.
Критические точки исследованных сталей определены методами проникающего гамма - излучения, дифференциального термического и спектрального анализов.
Структурный и фазовый составы, фрактография исследовались с помощью электронной и растровой микроскопии, микрорентгеноспектрального анализа.
Термические и термодеформационные циклы ЭШС установили
осциллографированием термопар и тензометрированием термостойких датчиков при сварке опытно-штатной заготовки днища корпуса реактора.
Достоверность результатов. Обеспечивается проверкой новых решений и идей экспериментальными метрологически поддержанными имитационными исследованиями. Теоретические выводы по критериальным оценкам трещино-образования сварных соединений подтверждены натурными испытаниями.
Результаты работы положительно оценены на конференциях и
симпозиумах, а также в публикациях по теме диссертационной работы.
Личный вклад автора. В диссертации представлены результаты исследований, выполненных либо самим автором, либо при его непосредственном участии в экспериментах. Личный вклад автора состоит в разработке экспериментальных и теоретических методов решения вопросов технологической свариваемости корпусных сталей, в обработке, обобщении полученных результатов и формулировке выводов.
Апробация работы. Основное положения и результаты диссертационной работы докладывались на семи Всероссийских и Международных конференциях, изложены в десяти научных статьях, опубликованных в рецензируемых научных журналах и изданиях.
Публикации. Материалы диссертации опубликованы в 10 печатных работах, в том числе шесть статей в журналах, рекомендованных в ВАК РФ, одна статья в материалах тезисов VII Международной научно-практической конференции «Безопасность ядерной энергетики», г. Волгодонск.
Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы и приложений, изложена на 159 страницах основного текста и на 4 страницах приложений, содержит 92 рисунка, 15 таблиц и список литературы из 140 наименований.
Технологическая свариваемость изделий из стали 10ГН2МФА
В дальнейшем с целью радикального снижения тепловложения были приняты следующие меры: - ЭШС проводилась по двухэлектродной схеме с колебаниями в зазоре; - температура предварительного подогрева была снижена до 150…200 0С; Предложенных мер оказалось достаточно для полного устранения ГКТ в
ЭШ швах, начиная с днища № 5. Недопустимые дефекты в нм не были обнаружены как при РГК (заключение № 434 от 30.06.83 г.), так и УЗК (заключение № 1148 от 21.06.83). Однако факультативным УЗК на повышенной чувствительности искателями на 2 МГц с углом ввода ультразвука 450 к оси шва были выявлены очень мелкие отражатели с эквивалентной площадью 1…4 мм2 на глубинах 32… 75 мм, которые располагались поперк шва вдоль линии сплавления. На темплете, вырезанном в продольном направлении из замыкающего участка шва, данные отражатели были идентифицированы как надрывы по сульфидным строчкам, что подтверждалось ВИК и МПД. Такой вид дефектности является типичным для листового металла мартеновской выплавки.
Есть и другая характерная особенность листовой стали 15Х2НМФА мартеновской выплавки. Часто основной и шовный металл «проваливались» при испытаниях механических свойств по прочности (В), а чаще по температурному порогу хладноломкости (tК0). Например, пробы к днищу № 2 показали tК0 = 0…+10 0С при норме в -10 0С. Одна из листовых заготовок днища №3 в состоянии поставки имела tК0 = +20 0С, а при испытаниях сварной контрольной пробы к днищу №5 tК0 упал до + 50…+20 0С. Вс это в итоге приводило к дополнительной дорогостоящей термообработке и браку.
С целью улучшения комплекса механических свойств мартеновская реакторная сталь была постепенно переведена на дополнительную обработку в УВРВ (установка внепечного рафинирования и вакуумирования), что сняло проблемы с механическими сдаточными свойствами. Сборка карты под днище № 6 была осуществлена из листов мартеновской (104527-35454) и УВРВ - выплавки (180834-42459), Приложение Г. Полные механические свойства листовых заготовок приведены в Приложении Д. Режим сварки такой же, как для днища № 5, за исключением температуры предварительного подогрева, которая была повышена до 225…230 0С.
После сварки и отпуска шов был разбит на 22 участка 9, (Рис. 1.7) под РГК. Рисунок 1.7. Стандартное разбиение сварного соединения карт днищ на 22 участка контроля (6-1, 6-2…6-22, 6 –№ днища) При дефектации недопустимых дефектов в пределах круглой заготовки днища не выявлено. За пределами круга в начале участка 6-1 и в конце 6-22 почернения на рентгеновской плнке были идентифицированы как недопустимые шлаковые включения (непровары). После штамповки и термообработки днища на участке 6-10 выявлена продольная трещина длиной 210 мм, а на участках 6-18…6-22 – сплошная длиной 1000 мм. В то же время УЗК на обычной чувствительности недопустимых дефектов не обнаружено. При контроле на повышенной чувствительности фиксировались плоскостные отражатели на участках 6-18…6-22 с эквивалентной площадью Sэкв сигналов от 1 до 5 мм2 с глубиной залегания от наружной поверхности 50…110 мм. На участках 6-11…6-17 также выявлены отражатели с аналогичными коэффициентами формы отражнных эхо-сигналов с Sэкв = 1…3 мм2 при глубине залегания 65…110 мм.
По результатам контроля днище № 6 было забраковано по причине наличия скоплений трещин в зоне сплавления со стороны листа основного металла пл.п. 180834 – 42459 УВРВ – выплавки.
Последовало много предположений по поводу разницы в технологической свариваемости одной и той же стали, но выплавленной разными методами (УВРВ и мартен). Например, не исключался вариант образования трещин на стадии штамповки, снятия напряжений или улучшения свойств изделия (Рис.1.8). Однако, сварка следующего днища зав. №7 показала, что дефекты обнаруживались на стадии после ЭШС и последующей послесварочной термообработки. Карта под сварку была собрана из листов УВРВ-выплавки, Приложение А, по режиму, указанному в Приложении Б.
Общая продолжительность процесса сварки составила 13, 35 ч, тогда как заготовка для днища зав. № 2 (трхэлектродная сварка) была выполнена за 8,5 ч. Средняя скорость сварки по высоте стыка была в пределах 0,40…0,50 м/ч.
При РГД карты после отпуска индикации недопустимых размеров были обнаружены на пяти участках из 22. Также, как и в карте зав. № 6, они сначала были классифицированы как зашлакованные непровары протяжнностью от 350 до 500 в разных участках карты.
Исследование деформационной способности металла при подликвидусных температурах
В настоящее время листовые заготовки для штамповки днищ и эллипсоидов производятся из чистой стали, прошедшей обработку в установке внепечного рафинирования и вакуумирования (УВРВ). В картах днищ, собранных из УВРВ-металла в некоторых случаях выявлялись протяжнные дефекты, представляющие собой сплошные трещины с раскрытием до 3…5 мм (Рисунок 1.9). Следует отметить, что в сварных соединениях стали 15Х2НМФА мартеновской плавки толщиной 120…350 мм, а также стали 10ГН2МФА дефекты такого типа не наблюдались, Таблица 2. Поскольку влияние способа выплавки на возникновение протяжнных разрушений в зоне сплавления не вызывает никаких сомнений, необходимо проанализировать с этой точки зрения свойства основного металла.
Целым рядом авторов отмечается влияние способа выплавки на механические свойства стали [48, 49, 50, 51]. Наиболее объективной характеристикой материала является вязкость разрушения, зависящая, прежде всего, от его структуры [52, 53, 54]. УВРВ-металл в сравнении с мартеновским имеет более низкую трещиностойкость, что подтверждается случаями внезапных хрупких разрушений некоторых листовых заготовок (пл.181012, 190966 и др). При испытаниях ударных образцов с надрезом Шарпи, изготовленных из металла этих листов, установлено, что работа развития трещины практически равна нулю. В листе плавки 190966 трещина образовалась в процессе предварительного нагрева под сварку карты сборки днища № 8, Рисунок 1.10. Подобным образом разрушилась карта эллипсоида толщиной 330 мм, на стадии е нагрева под нормализацию после сварки и отпуска. Сталь эллипсоида характеризовалась высоким разбросом значений ударной вязкости в интервале температур хрупко-вязкого перехода .
Считается, что легирование стали 15Х2НМФА, в основном, за счт содержания Сг до 2,3%, обеспечивает сквозную прокаливаемость исследуемых толщин уже при обычной нормализации [57]. Тем на менее, ударная вязкость при -10 С нормализованного мартеновского металла (пл. 105144, 104865) находится на пределе допустимой, а закалнного у тех же плавок - немногим выше. Свойства УВРВ-металла (пл. 190932, 190746 и др.) толщиной 79… 140 мм выше, чем мартеновского независимо от способа улучшения. У стали пл. 104527 и 180834 имеется значительный разброс ударной вязкости в пределах одного листа. В разных листах, но прокатанных из одного слитка, например пл. 132389, отмечены аналогичные недостатки независимо от толщины листа. KCV"10 прибыльной части, как правило, хуже, чем донной, пл. 105144, 180834, особенно для листов толщиной 240 мм. Неоднородность исходных свойств при других технологических операциях сохраняется и даже может усиливаться. Например, после термообработок по всей технологической цепочке изготовления днища из металла плавки 180834 Тк0 оказался выше, чем в исходном состоянии(!). На образцах с низкими значениями KCV при -10 С выявлен вязкий межзренный излом.
Металл хрупко разрушившихся листовых заготовок отпускался при тех же температурах, что и мартеновский , но при этом имел повышенный аВ при 20 С.
Для стали 15Х2НМФА регламентирована температура хрупко-вязкого перехода Тк0 = -10 С. Вероятно, этим подтверждаются выводы работ [51, 58] о большей чувствительности механических свойств рафинированной стали после термообработки в интервале температур высокого отпуска 640…700 0С. Для листовых значениями ударной вязкости при -10 0С попытки проведения доотпуска приводят к снижению Тк0 по мере увеличения температуры отпуска и времени изотермической выдержки. Однако, одновременно отмечается снижение ниже допустимых характеристик прочности, вначале при 350 0С, а затем и при 200С. Свойства сварных соединений изменяются с теми же закономерностями и, вдобавок, усугублены исходным крупнозернистым строением шва и структурной наследственностью стали. Для всех без исключения швов сварных соединений мартеновских плавок требовалось проведение дополнительной термообработки, из-за повышенного значения Тк0 и и пониженного аВ при 350 0С.
Механические свойства электрошлаковых швов на стали рафинированной плавки практически всегда были выше установленных техническими условиями. Учитывая пониженную трещиностойкость УВРВ-металла, было принято решение провести сварку одной из заготовок предварительно разупрочннной путм дополнительного отпуска при 680…700 0С. После сварки и последующего отпуска УЗК выявлена трещина длиной 0,5м в зоне сплавления заключительного участка стыка. Отжиг на феррит (нагрев в интервал АС1 - АС3) также не устранил высокой повреждаемости ОШЗ, однако магистральных трещин в зоне сплавления обнаружено не было. Авторами был предложен вариант проведения нормализации и высокого отпуска по режиму (Рисунок 1.21) перед сваркой. Этот вариант был опробован на опытно-штатной карте (Рисунок 2.1), и привл к хорошим результатам. Макротрещины по результатам РГД-контроля не обнаружены. В зоне сплавления отмечались отдельные фиксируемые отражатели при УЗК-контроле.
Фрактографический анализ перегретого в ТИХ металла
В изломах конструкционных сталей постоянно присутствуют различные по размерам и морфологии неметаллические включения, играющие важную роль в процессах разрушения. Одним из наиболее эффективных методов определения их химического состава является микрорентгеноспектральный анализ (МРСА) [110].
Разрешение спектрометра составляет от 0,001 до 0,005 в зависимости от применяемого кристалла. Микроанализатор «CAMEBAX», использовавшийся в данной работе, имеет три спектрометра, что позволяет проводить исследования сразу по нескольким элементам. Точность определения химического состава с учтом поправки на атомный номер, поглощение электронов матрицей и сенсибилизирующую флуоресценцию составляет ± 2% [111]. Электронное микрозондирование применяли также для исследования зернограничных ликватов и других структурных неоднородностей.
Мощным методом является изучение включений, экстрагированных в реплику, на просвечивающем электронном микроскопе (ПЭМ) с помощью микродифракции электронов [112]. Дифракция получается от небольшого участка исследуемой поверхности размерами до нескольких ангстрем. По расположению узлов обратной рештки устанавливаются ориентация и период кристаллической рештки, тем самым происходит идентификация включения.
Из других методов контроля неметаллических включений в начале исследований применялся химический анализ анодных осадков. Однако в этом случае существенно затруднялась дифференциация однотипных частиц, а наиболее мелкие из них в процессе разделения просто растворялись. И, наконец, результаты определения химического состава методически усредняются по всей навеске. Аналогичными недостатками обладает и метод рентгеноструктурного анализа реплик, изложенный в работе [113].
В настоящей работе разработана комплексная методика изучения поверхностей разрушения путм анализа мелких неметаллических включений размерами до 2…5 мкм. Методика совмещает основные достоинства ПЭМ и МРСА и заключается в следующем: - макрофрактография поверхности разрушения; - прицельное напыление угольных реплик; - микрофрактография поверхности реплики в ПЭМ; - выборочный анализ неметаллических включений и карбидов в ПЭМ; - определение химического состава неметаллических и других включений на этой же реплике методом МРСА.
Общие закономерности изломов были установлены в растровом электронном микроскопе (РЭМ) при увеличениях Х100… Х200. Прицельное напыление графита выполняли на выявленные характерные участки разрушения или в очагах развития несплошностей. Наиболее ответственным этапом является выбор электролита для каждого типа включений в целях: - не допустить растворения мелких и изменения морфологии крупных частиц; - получить реплики без артефактов, сохранить рельеф поверхности. Анализу подвергались сульфидные, карбидные и оксидные фазы. Выяснилось, что применение стандартных электролитов (5% Н2SO4, 10% HCl в этиловом спирте и др.) оказалось нецелесообразным. Наилучшие результаты получены с использованием электролита следующего состава: 3% NaCl + 1% этилендиамин-тетрауксусной кислоты (ЭДТА) в дистиллированной воде, Рис. 4.14 б). Химическая формула ЭДТА – С10H16N2O8. В качестве подложки использовался углерод. Режим отделения реплик – 0,01…0,06 А/см2, время отделения 40…60 мин. Извлечнные из электролита реплики промывали дистиллированной водой и помещали на медную сеточку для изучения в ПЭМ.
После изучения тонкого рельефа та же реплика прикреплялась токопрово-дящим клеем к предметному столику и помещалась в колонну микроанализатора. Общий вид реплики в колонне микроанализатора приведн на Рисунке 4.14 б). Достаточно высокая плоскостность объекта позволяет проводить достоверный химический анализ мелких включений. При этом удалось проанализировать включения, в состав которых входит основной элемент матрицы – Fe, а основной элемент реплики углерод просто не анализируется при обычной продолжительности анализа в виду малого атомного номера. К недостаткам методики следует отнести факт падения общей весовой доли анализируемых элементов из-за возрастающего несоответствия площади электронного зонда и изучаемого включения по мере уменьшения размера включений. Это препятствие можно устранить, если есть уверенность, что кроме определяемых и «неберущихся», других элементов во включениях нет.
Статические испытания по определению механических свойств сталей проводили на оборудовании германской фирмы MFL. Образцы изготовляли согласно ГОСТ 1497. Испытания на ударную вязкость выполняли на образцах с надрезом Менаже, в соответствии ГОСТ 9454.
На макроструктуру темплеты травили 5% надсернокислым аммонием, на микроструктуру – 5% HNO3 в спирте [114]. Величину зерна определяли по методике ГОСТ 5639. Для изучения распределения сульфидной фазы с исследуемых темплетов брали серные отпечатки по методу Баумана [115]. После выдержки в течение 2…5 мин отпечаток аккуратно отделяли от поверхности металла, промывали в проточной воде и помещали в фиксаж для закрепления полученной картины распределения сульфидов. После промывки и сушки фотоотпечатки анализировали. По серным отпечаткам определяли геометриические размеры зоны ЭШС.
Стандартный анализ неметаллических включений проводили по методу «Ш» [116]. Газовый анализ проводили на газоанализаторах фирмы «LECO» методом горячей экстракции [117]. Определяли содержание водорода, азота, кислорода. Результаты анализа усредняли по шести образцам для каждой плавки.
Микроструктуры после сварочного отпуска
Ранее интервал пониженной пластичности аустенита при 700-850 С был обнаружен Х. Сузуки с соавторами [95] применительно к процессам непрерывной разливки слябовых заготовок из обычных углеродистых хорошо раскисленных и рафинированных сталей. Однако с точки зрения технологической свариваемости чистых сталей ответственного назначения в увязке с обнаруженным 800…900 С - провалом пластичности приведнные в настоящей работе результаты исследований являются, по-видимому, пионерскими.
Далее изучалось влияние различных факторов, оказывающих влияние на обнаруженный среднетемпературный интервал охрупчивания. 3.2.2. Влияние температуры перегрева на пластичность аустенита
Проявление провала пластичности зависит от температуры перегрева в аустенитную область. При сравнительно небольшой температуре перегрева выше Ас3 у Mn – Ni – Mo – V стали (Рисунок 3.11 а, б) значения и в указанном диапазоне температур практически не меняются. Тем не менее, по мере снижения температуры нагрева с 1150 до 950 0С сужается сам интервал пониженных пластических свойств и отмечается улучшение деформационного рельефа образцов в области разрыва после испытаний.
Для оценки поведения металла сварных соединений в провале пластичности требуется, разумеется, перегрев на более высокие температуры в аустенитную область. Результаты испытаний стали 10ГН2МФА на ветви охлаждения, перегретой до 1250 (кривая 1), 1350 (кривая 2), 1450 0С (кривая 4) даны на Рисунке 3.11 в, г. Повышение температуры предварительного перегрева ожидаемо расширяет температурный интервал провала пластичности. С другой стороны значения в провале снижаются всего лишь на 10…15 %, а по – на 3…5 % в сравнении с характеристиками металла, перегретого на 950…1050 0С. Следует особо подчеркнуть, что такие результаты получены на скорости деформирования образцов VР = 2 мм/мин.
У Сr – Ni – Mo – V стали нагружение по схеме (Рисунок 3.8) осуществляли для образцов из основного металла (Рисунок 3.12), нагрев на 1350 (кривая 1), 1250 (кривая 2), 1150 0С (кривая 3). Хорошо видно, что влияние небольших темпе ратур перегрева на положение провала и свойства в нм оказывается таким же как и у стали 10ГН2МФА. Важно отметить, что в ходе многочисленных экспериментов по среднетемпературному интервалу хрупкости постоянно отмечалось большое сходство в результатах испытаний для обеих корпусных сталей. Как следует из анализа марочных полос по химическому составу [123] корпусные стали примерно одинаково сбалансированы по феррито- и аустенитообразующим легирующим элементам с учтом разницы по содержанию углерода. ЦІ, % w v, % SO 40 20 5, %
Испытания проводили при скоростях нагружения Vр = 0,16; 2,0; 16,0 мм/мин, что соответствовало скоростям деформации () в 10-ти миллиметровом расчтном участке растягиваемых на установке «Ала-Тоо» образцов \ 310-4; 310-3; 310-2 с-1. Из каких соображений назначались режимы нагружения? Скорость деформации порядка 10-2 с-1 является скоростью при статическом нагружении для определения стандартных механических свойств. Скорость деформации металла шва и ОШЗ электрошлаковых сварных соединений находится в пределах 10-4… 10-5 с-1 [1]. Промежуточная 10-3 возникает, например, при технологических процессах штамповки днищ мкостей АЭУ.
Из результатов испытаний стали 10ГН2МФА, Рисунок 3.13, следует, что провал пластичности на ветви охлаждения после перегрева на 1150 0С заметно увеличивается с замедлением скорости деформирования и практически исчезает при Vр = 16, 0 мм/мин (Рисунок 3.13, кривая 3), то есть практически не заметен при стандартной скорости растяжения. При сравнении кривых 3 и 1 (Рисунок 3.13) v/ уменьшилось с 75 до 30%. Для скорости растяжения 2 мм/мин экстремальное значение не падает ниже 60% , а относительное сужение і/ - не ниже 40%.