WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

загрузка...
   Добро пожаловать!

Pages:     | 1 | 2 || 4 | 5 |

Перекристаллизация при сварочном нагреве (в процессе лазерной, а также электродуговой сварки) легированной стали, например, 20ХГСНМ с исходной структурой реечного мартенсита происходит в две стадии: упорядоченная перестройка и рекристаллизация аустенита. Особенностью перекристаллизации при сварке стали 20ХГСНМ является нарушение ориентированного, упорядоченного образования аустенита вследствие развития вторичного процесса рекристаллизации, происходящего в межкритическом интервале. Это исключает проявление структурной наследственности, наблюдавшейся при поверхностной лазерной обработке данной стали. Перекристаллизация заканчивается образованием мелких зерен аустенита. Но в околошовной зоне, нагревавшейся выше 1200С, аустенитные зерна испытывают значительный рост, в особенности при электродуговой сварке. В связи с образованием мартенсита при охлаждении в пределах крупного аустенитного зерна увеличивается склонность сварных соединений к образованию так называемых холодных (закалочных) трещин в околошовной зоне.

Для перекристаллизации металла околошовной зоны использовали метод двухдуговой сварки. Действие второй дуги было равносильно повторной закалке из межкритического интервала (рис. 6 а). За счет двукратной перекристаллизации металла околошовной зоны удалось измельчить структуру (рис. 6 б) и заметно повысить стойкость к возникновению холодных трещин.

а б

Рис. 6. Термические циклы сварки и микроструктура зоны перегрева вблизи корневого валика в сварном соединении из стали 20ХГСНМ, выполненном двухдуговой сваркой: а – 1 – однодуговая, 2 – двухдуговая сварка; б – мелкое зерно в зоне перегрева.

Другим способом исправления крупнозернистой структуры околошовной зоны является дополнительная термообработка. В высоколегированных сталях проводимый отпуск для снятия напряжений не исправляет крупнозернистую структуру околошовной зоны, а напротив, может приводить к интеркристаллитной хрупкости.

Так, отпуск стали 12ХГН2МФД с крупным аустенитным зерном приводит к существенному снижению ударной вязкости. Изменяется и характер излома к хрупкому интеркристаллитному. Интеркристаллитная хрупкость вызвана проявлением обратимой отпускной хрупкости, связанной с образованием сегрегаций фосфора, выделением крупных цементитных частиц на границах зерен и с процессом дисперсионного твердения за счет выделения дисперсных частиц меди.

Разработаны режимы термической обработки, обеспечивающие исправление крупнозернистой структуры сварного соединения. Сталь 12ХГН2МФД проявила высокую склонность к структурной наследственности. Перекристаллизация происходила лишь при нагреве выше температуры рекристаллизации аустенита, выше 1000°С. При разработке режимов термической обработки, обеспечивающих перекристаллизацию крупнозернистой структуры сварного соединения, использовали установленный в первой главе вывод о том, что предварительный отпуск приводит к измельчению рекристаллизованного зерна и снижает температуру рекристаллизации.

Другим эффективным способом подавления отпускной хрупкости является закалка из межкритического интервала, позволяющая увеличить ударную вязкость стали. Рекомендованные режимы позволяют получить в стали типа 12ХГН2МФД при уровне прочности не менее 1000 МПа величину ударной вязкости не ниже 70 Дж/см2.

Совершенствование структуры и механических свойств низкоуглеродистых низколегированных свариваемых сталей. Одним из наиболее эффективных методов упрочнения стали и повышения ударной вязкости является метод ТМО, предложенный В.Д. Садовским, который включает горячую деформацию стали в аустенитном состоянии и регламентируемое ускоренное охлаждение, позволяющее провести -превращение при условии передачи большей части дефектов кристаллического строения, полученных аустенитом, образующейся из него конечной структуре. Возможность такого наследования была установлена М.Л. Бернштейном и М.А. Штремелем для конструкционных сталей, закаливающихся на мартенсит. Однако до сих пор неизвестно, возможно ли использование ВТМО для упрочнения низкоуглеродистых, низколегированных сталей, в которых при охлаждении после высокотемпературной деформации не происходит мартенситного превращения, а образуются феррито- перлитная либо феррито-бейнитная структуры, и происходит ли в этом случае передача дефектов от деформированного аустенита к конечной структуре.

В данной работе на промышленных сталях 09ХН2МДФ и 09ГФБ и 10ГНБ, прошедших ТМО в заводских условиях, электронно-микроскопическими исследованиями показано, что возможна передача части дефектов кристаллического строения конечной бейнитной или феррито–бейнитной структуре. В них после охлаждения структура имеет высокую плотность дислокаций и полигональное строение, унаследованное от горячедеформированного аустенита. В результате прочность и ударная вязкость сталей 09ХН2МДФ и 09ГФБ, подвергнутых ТМО, существенно выше, чем после обычной закалки.

Показано, что при ТМО –превращение при ускоренном охлаждении развивается в горячедеформированном и нерекристаллизованном аустените, и происходит суммирование дефектов кристаллического строения, полученных при наклепе аустенитом и дефектов, возникающих при низкотемпературном –превращении. Повышение прочности и хладостойкости сталей, подвергнутых термомеханической обработке связано не только с перекристаллизацией (существенным измельчением ферритного зерна), но и с частичным наследованием дефектов от деформированного аустенита образующейся из него конечной мартенситно-бейнитной или феррито-бейнитной структурой. Не происходит значительного наследования дефектов кристаллического строения от деформированного аустенита конечной феррито-перлитной структурой.

ТМО существенно замедляет процессы разупрочнения при отпуске стали 09ХН2МДФ, по сравнению с обычной закалкой. Это имеет важное значение для свариваемых сталей, поскольку в ЗТВ сварного соединения неизбежно происходит нагрев до субкритических температур, и разупрочнение этого участка крайне нежелательно.

В четвертой главе рассмотрен механизм образования аустенита при сверхбыстром лазерном нагреве в стали с исходной перлитной структурой. Впервые была установлена возможность сдвигового бездиффузионного мартенсито-подобного механизма образования аустенита при нагреве. При этом аустенит образуется в пределах отдельной ферритной пластины, растворения цементитных пластин, расположенных рядом с образующимся аустенитом, не происходит (рис. 7 а). На фронте превращения аустенит при охлаждении превратился в феррит, а не в мартенсит (рис. 7 б). Это свидетельствует о том, что аустенит образуется бездиффузионно.

Форма кристалла аустенита указывает, что превращение имело сдвиговой характер, в этом случае должны выполняться О.С. между исходной и конечной фазами. Было установлено, что между исходным ферритом и образующимся аустенитом выполняются О.С., близкие к О.С. Курдюмова - Закса, что свидетельствует об ориентированном характере образования аустенита.

Начало сдвигового образования аустенита при нагреве сопровождается сдвигом цементитных пластин по определенной в данной работе плоскости (111)а ||(110)ф ||(103)ц. Цементитные пластины ломаются, сдвигаются относительно первоначального положения, феррит превращается при нагреве в аустенит, который при охлаждении превращается в феррит, растворения цементита не происходит (рис. 7 в).

Таким образом, получены неопровержимые экспериментальные доказательства того, что при сверхбыстром лазерном нагреве возможно образование аустенита путем мартенситоподобного бездиффузионного сдвигового механизма.

а б

в

Изучены особенности структуры, свойств и поведение при деформации тонкопластинчатого перлита, возникающего в неравновесных условиях, то есть при наименьшей возможной температуре перлитного распада. В работах В.М. Счастливцева с соавторами показано, что тонкопластинчатый перлит, образующийся в неравновесных условиях (при наименьшей возможной температуре перлитного распада – 500С) является неравновесной структурой. Повышенная прочность такого перлита интенсивно снижается при дополнительном кратковременном отжиге, при котором не происходит изменений в цементитной и ферритной составляющих перлита. На основании этого возникло предположение, что при отжиге изменяется содержание углерода не только в феррите, но и в карбидной фазе, а, возможно, и структура цементита.

Кристаллическая структура цементита. Методом ядерного гамма-резонанса были получены сведения об изменении ближайшего окружения атомов железа в цементите, то есть о перераспределении углерода, происходящем при отжиге «свежего» перлита. Экспериментально наблюдаемый ЯГР спектр в стали с перлитной структурой был аналитически разложен на пять секстетов. По величине поля на ядре (Hэф) три из них можно отнести к ферритной и два к карбидной составляющей перлита. Характеристики ЯГР спектров стали У15 после различных режимов обработки приведены в табл. 1.

Таблица 1. Характеристики ЯГР спектров стали У15 после различных режимов обработки (L - степень отжига)

Режимы термообработки

L, 103

Нд

Iд/Iг

1.

П-330

12.3

20.0

-

21.4

1.4

0.06

2.

П-500

14.6

19.9

-

20.7

0.8

0.04

3.

П-650

17.6

19.7

16.2

11.5

11.0

0.96

4.

П-500 + 650, 5 мин

17.4

19.6

17.1

14.7

9.8

0.67

5.

П-500 + 650, 1 ч

18.5

19.2

15.6

11.9

12.1

1.01

6.

П-700 + 700, 1 ч

19.5

18.5

13.9

10.8

14.1

1.31

7.

П-500 + 700, 4ч

20.0

19.1

16.1

9.1

18.9

2.08

8.

П-500 + 700, 20ч

20.7

18.0

11.8

18.0

7.2

0.4

Спектр цементита низкотемпературного перлита, полученного в неравновесных условиях при 500С, описывается одним секстетом линий - Г. Спектр цементита, полученного при более высоких температурах 650С (в более равновесных условиях), описывается двумя секстетами линий Г и Д, эффективное поле для которых существенно различается. При дополнительном отжиге тонкопластинчатого перлита тоже обнаруживаются два секстета, причем относительная интенсивность секстетов возрастает монотонно от 0,06 до 2,08 в зависимости от степени отжига L = T (20 + lg). Такое изменение интенсивности секстетов (Iг и Iд) можно объяснить постепенным переходом от октаэдрического расположения атомов углерода в цементите к призматическому.

Была определена функция вероятности распределения сверхтонких магнитных полей для стали У15 после разных термообработок (рис. 8). Для обработки П-500 (см. рис. 8, кривая 4) наблюдается распределение сверхтонких полей, близкое к одномодальному, тогда как для обработки П-500 + 700 функция Р(Н) значительно более сложная (ср. кривые 4 и кривые 5, 6).

Так как тип кристаллической решетки цементита, судя по дифракционным данным, не изменяется, а рентгеновская дифракция происходит на атомах железа, то изменение ближайшего окружения, по-видимому, связано с перестройкой углеродной подрешетки цементита.

Ближайшее окружение атомов углерода в решетке цементита было также исследовано методом протяженных тонких структур спектров энергетических потерь электронов (совместно с Рацем Ю.В. [32]) для двух режимов обработки – для свежего тонкопластинчатого и подвергнутого дополнительному длительному отжигу при 700С, 20 час (см. режимы 4 и 6, рис. 8).

Pages:     | 1 | 2 || 4 | 5 |






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»