Микроструктурные превращения и процессы карбидообразования в зоне термического влияния в супермартенситных коррозионностойких сталях
Диссертация
Автор: Ладанова, Елена Владимировна
Заглавие: Микроструктурные превращения и процессы карбидообразования в зоне термического влияния в супермартенситных коррозионностойких сталях
Справка об оригинале: Ладанова, Елена Владимировна. Микроструктурные превращения и процессы карбидообразования в зоне термического влияния в супермартенситных коррозионностойких сталях : диссертация ... кандидата технических наук : 05.00.00 / Ладанова Елена Владимировна; [Место защиты: Норвежский ун-т науки и технологии] - Трондхейм, 2003 - Количество страниц: 141 с. ил. Трондхейм, 2003 141 c. :
Физическое описание: 141 стр.
Выходные данные: Трондхейм, 2003
500 руб. |
|
Введение
1 Литературный обзор б
11 Современное состояние разработок супермартенситных коррозионностойких сталей
12 Диаграммы состояния 9 121 Влияние легирующих элементов д
1211 Влияние хрома и никеля Ю
1212 Влияние углерода
1213 Влияние молибдена
1214 Влияние других элементов
13 уоа превращения в супермартенситных сталях
131 Мартенсиное превращение
132 Обратное а—* у превращение
14 Механические свойства супермартенситных коррозионностойких сталей
15 Образование третьей фазы в мартенситных коррозионностойких сталях
16 Цель и структура настоящей работы
2 Экспериментальные работы по выявлению закономерностей формирования аустенита в высоколегированной супермартенситной коррозионностойкой стали
21 Введение
22 Материал и эксперименты
23 Результаты и обсуждение
24 Выводы
3 Исследование механических свойств высоколегированной супермартенситной коррозионностойкой стали в моделированной зоне термического влияния до и после термической обработки
31 Введение
32 Материал и эксперименты
33 Результаты
331 Измерение твердости
332 Измерения ударной вязкости 4g
333 Исследование микроструктуры
334 Дислокационная субструктура
34 Обсуждение результатов
35 Выводы
4 Изучение процессов выделения карбидной фазы в ЗТВ многопроходных сварных швов в титансодержащей и безтитановой супермартенситных коррозионностойких сталях
41 Введение
42 Материалы и экперименты
43 Результаты 68 431 Исследование микроструктуры
4311 Сталь «В»
4312 Сталь «А»
432 Просвечивающая электронная микроскопия углеродных реплик
4321 Сталь «В»
4322 Сталь «А»
433 Просвечивающая электронная микроскопия тонких фольг из стали «В»
4331 Распределение хрома в состоянии после сварки
4332 Распределение хрома в состоянии после ГГГО
44 Обсуждение результатов
441 Механизм образования карбидов типа М23С6 в стали «В», не легированной титаном
442 Исследование зон, обедненных хромом, встали «В», состояние после сварки
443 Механизм образования карбидов МСв стали «А», легированной титаном
444 Коррозионная стойкость металла ЗТВ в состоянии после сварки и после ПТО
45 Выводы
5 Исследование механизма карбидообразования в ЗТВ супермартенситных коррозионностойких сталей
51 Введение
52 Материалы и эксперименты
53 Результаты
531 Сталь «А»
5311 Оптическая микроскопия
5312 Просвечивающая электронная микроскопия Ю
532 Сталь «В» ЮЗ
5321 Оптическая микроскопия ЮЗ
5322 Просвечивающая электронная микроскопия Цб
54 Обсуждение результатов
541 Формирование 5-феррита в сталях «А» и «В»
542 Образование карбидов в исследуемых сталях
543 Формирование в стали «В» зоны, обедненной хромом
544 Причины межкристаллитной коррозии в супермартенситных коррозионностойких сталях
55 Выводы
1 Литературный обзор б
11 Современное состояние разработок супермартенситных коррозионностойких сталей
12 Диаграммы состояния 9 121 Влияние легирующих элементов д
1211 Влияние хрома и никеля Ю
1212 Влияние углерода
1213 Влияние молибдена
1214 Влияние других элементов
13 уоа превращения в супермартенситных сталях
131 Мартенсиное превращение
132 Обратное а—* у превращение
14 Механические свойства супермартенситных коррозионностойких сталей
15 Образование третьей фазы в мартенситных коррозионностойких сталях
16 Цель и структура настоящей работы
2 Экспериментальные работы по выявлению закономерностей формирования аустенита в высоколегированной супермартенситной коррозионностойкой стали
21 Введение
22 Материал и эксперименты
23 Результаты и обсуждение
24 Выводы
3 Исследование механических свойств высоколегированной супермартенситной коррозионностойкой стали в моделированной зоне термического влияния до и после термической обработки
31 Введение
32 Материал и эксперименты
33 Результаты
331 Измерение твердости
332 Измерения ударной вязкости 4g
333 Исследование микроструктуры
334 Дислокационная субструктура
34 Обсуждение результатов
35 Выводы
4 Изучение процессов выделения карбидной фазы в ЗТВ многопроходных сварных швов в титансодержащей и безтитановой супермартенситных коррозионностойких сталях
41 Введение
42 Материалы и экперименты
43 Результаты 68 431 Исследование микроструктуры
4311 Сталь «В»
4312 Сталь «А»
432 Просвечивающая электронная микроскопия углеродных реплик
4321 Сталь «В»
4322 Сталь «А»
433 Просвечивающая электронная микроскопия тонких фольг из стали «В»
4331 Распределение хрома в состоянии после сварки
4332 Распределение хрома в состоянии после ГГГО
44 Обсуждение результатов
441 Механизм образования карбидов типа М23С6 в стали «В», не легированной титаном
442 Исследование зон, обедненных хромом, встали «В», состояние после сварки
443 Механизм образования карбидов МСв стали «А», легированной титаном
444 Коррозионная стойкость металла ЗТВ в состоянии после сварки и после ПТО
45 Выводы
5 Исследование механизма карбидообразования в ЗТВ супермартенситных коррозионностойких сталей
51 Введение
52 Материалы и эксперименты
53 Результаты
531 Сталь «А»
5311 Оптическая микроскопия
5312 Просвечивающая электронная микроскопия Ю
532 Сталь «В» ЮЗ
5321 Оптическая микроскопия ЮЗ
5322 Просвечивающая электронная микроскопия Цб
54 Обсуждение результатов
541 Формирование 5-феррита в сталях «А» и «В»
542 Образование карбидов в исследуемых сталях
543 Формирование в стали «В» зоны, обедненной хромом
544 Причины межкристаллитной коррозии в супермартенситных коррозионностойких сталях
55 Выводы
Введение:
Данная рукопись является переводом с английского языка диссертации на тему «Microstructural Transformations and Carbide Precipitation in the HAZ of Supermartensitic Stainless Steels», Выполненной и защищенной в Норвежском Университете Науки и Технологии (NTNU), г. Трондхейм, 2003 г.
В настоящей работе были изучены среднелегированная и высоколегированная супермартенситные стали. Принципиальная разница в легировании состоит в том, что высоколегированная марка содержала титан, а в состав среднелегированной стали титан не входит. Для высоколегированной стали было проведено исследование механических свойств, в частности твердости, а также были исследованы процессы образования остаточного аустенита в данной стали и их влияние на механические свойства. В обеих сталях подробно были изучены процессы карбидообразования. Подробно обсуждалась проблема коррозионной стойкости и склонности к МКК в связи с процессами выделения карбидов. Поскольку данные стали представляют большой интерес для производителей трубопроводов, а, следовательно, в процессе производства будут подвергаться сварке, то как механические свойства, так и процессы карбидообразования изучались в зоне термического влияния (ЗТВ) сварного шва, причем изучался металл как реальных швов, так и после термического моделирования сварки. Кроме того, было изучено влияние послесварочной термообработки (ПТО) на свойства сталей в ЗТВ.
Вся работа разделена на 5 глав. В Главе 1 объединены теоретические основы с обзором современного состояния развития данного вопроса. Причем, на момент написания данной работы супермартенситные коррозионностойкие стали были очень мало изучены, поэтому в Главе 1 также освещены проблемы, на которые стоит обратить более пристальное внимание при изучении данных сталей. А также, в Главе 1 дано введение в те вопросы, которые были исследованы в ходе работы.
В Главе 2 изучены прямое и обратное а-у превращения в высоколегированной марке стали. С помощью дилатометрических измерений были установлены температуры начала и конца прямого и обратного превращений. В ходе работы была установлена зависимость температурного диапазона обратного превращения от скорости нагрева, а также была изучена зависимость количества остаточного аустенита от температуры отпуска. Методом просвечивающей электронной микроскопии были изучены тонкие фольги, изготовленные из образцов с моделированной ЗТВ, где был обнаружен остаточный аустенит. На фольгах были выявлены длинные и узкие аустенитные зерна, расположенные между мартенситными иглами и с высокой плотностью дислокаций.
Результаты, описанные в Главе 2, тесно связаны с Главой 3, где были изучены механические свойства высоколегированной марки стали в моделированной ЗТВ. В данной части работы изучалось влияние различных режимов послесварочной термообработки на механические свойства и дислокационные реакции, происходящие в исследуемой стали.
В Главе 4 был подробно изучен металл ЗТВ многослойных сварных швов, выполненных в среднелегированной и высоколегированной марках стали. В среднелегированной стали, не содержащей титан, в ЗТВ были выявлены и идентифицированы карбиды (Сг,Ре)2зСб, расположенные по границам первичных аустенитных зерен. В высоколегированной стали были выявлены и идентифицированы карбиды TiC, содержащие небольшое количество хрома. В данной главе была предложена модель карбидообразования в ЗТВ многослойного сварного шва. Согласно этой модели, зона термического влияния, сформированная во время первого сварочного прохода, должна быть повторно нагрета для того, чтобы в ней произошло выделение карбидов. Температура повторного нагрева должна быть в интервале температур, при которых наиболее активно происходит выделение карбидов, но при этом температура не должна быть слишком высокой, чтобы не спровоцировать полное/практически полное обратное аустенитное превращение, т.к. диффузионная скорость в аустените сильно снижается по сравнению со скоростью диффузии в мартенсите.
Часть работы, описанная в Главе 5 является продолжением исследований в зоне термического влияния многослйного сварного шва. В этой части работы было проведено термическое моделирование ЗТВ двухпроходной сварки как в средне-, так и в высоколегированной стали. При этом изучалось влияние различных параметров моделирующей программы на финальную структуру моделированной ЗТВ. В ходе этих экспериментов была доказана обоснованность модели карбидообразования, предложенной ранее, для обеих исследуемых сталей.
Другими исследователями ранее уже отмечалось, что супермартенситные коррозионностойкие стали склонны к межкристаллитной коррозии/растрескиванию в зоне термического влияния. Также отмечалось, что среднелегированные марки таких сталей, не стабилизированные титаном или ниобием, более чувствительны к МКК, чем высоколегированные марки. В данной работе подробно обсуждаются причины межкристаллитной коррозии/растрескивания в обеих исследуемых сталях. Основные предположения основывались на исследовании процессов карбидообразования. Имеются веские основания предполагать, что причиной межкристаллитной коррозии в среднелегированной марке стали является образование вдоль границ первичных аустенитных зерен зоны, обедненной хромом, вследствие выделения хромсодержащих карбидов по границам аустенитных зерен. Причины межкристаллитной коррозии/растрескивания в высоколегированной марке стали, содержащей титан, до сих пор не до конца понятны.
В конце работы приводятся общие выводы, сделанные на основании всех приведенных исследований.
В настоящей работе были изучены среднелегированная и высоколегированная супермартенситные стали. Принципиальная разница в легировании состоит в том, что высоколегированная марка содержала титан, а в состав среднелегированной стали титан не входит. Для высоколегированной стали было проведено исследование механических свойств, в частности твердости, а также были исследованы процессы образования остаточного аустенита в данной стали и их влияние на механические свойства. В обеих сталях подробно были изучены процессы карбидообразования. Подробно обсуждалась проблема коррозионной стойкости и склонности к МКК в связи с процессами выделения карбидов. Поскольку данные стали представляют большой интерес для производителей трубопроводов, а, следовательно, в процессе производства будут подвергаться сварке, то как механические свойства, так и процессы карбидообразования изучались в зоне термического влияния (ЗТВ) сварного шва, причем изучался металл как реальных швов, так и после термического моделирования сварки. Кроме того, было изучено влияние послесварочной термообработки (ПТО) на свойства сталей в ЗТВ.
Вся работа разделена на 5 глав. В Главе 1 объединены теоретические основы с обзором современного состояния развития данного вопроса. Причем, на момент написания данной работы супермартенситные коррозионностойкие стали были очень мало изучены, поэтому в Главе 1 также освещены проблемы, на которые стоит обратить более пристальное внимание при изучении данных сталей. А также, в Главе 1 дано введение в те вопросы, которые были исследованы в ходе работы.
В Главе 2 изучены прямое и обратное а-у превращения в высоколегированной марке стали. С помощью дилатометрических измерений были установлены температуры начала и конца прямого и обратного превращений. В ходе работы была установлена зависимость температурного диапазона обратного превращения от скорости нагрева, а также была изучена зависимость количества остаточного аустенита от температуры отпуска. Методом просвечивающей электронной микроскопии были изучены тонкие фольги, изготовленные из образцов с моделированной ЗТВ, где был обнаружен остаточный аустенит. На фольгах были выявлены длинные и узкие аустенитные зерна, расположенные между мартенситными иглами и с высокой плотностью дислокаций.
Результаты, описанные в Главе 2, тесно связаны с Главой 3, где были изучены механические свойства высоколегированной марки стали в моделированной ЗТВ. В данной части работы изучалось влияние различных режимов послесварочной термообработки на механические свойства и дислокационные реакции, происходящие в исследуемой стали.
В Главе 4 был подробно изучен металл ЗТВ многослойных сварных швов, выполненных в среднелегированной и высоколегированной марках стали. В среднелегированной стали, не содержащей титан, в ЗТВ были выявлены и идентифицированы карбиды (Сг,Ре)2зСб, расположенные по границам первичных аустенитных зерен. В высоколегированной стали были выявлены и идентифицированы карбиды TiC, содержащие небольшое количество хрома. В данной главе была предложена модель карбидообразования в ЗТВ многослойного сварного шва. Согласно этой модели, зона термического влияния, сформированная во время первого сварочного прохода, должна быть повторно нагрета для того, чтобы в ней произошло выделение карбидов. Температура повторного нагрева должна быть в интервале температур, при которых наиболее активно происходит выделение карбидов, но при этом температура не должна быть слишком высокой, чтобы не спровоцировать полное/практически полное обратное аустенитное превращение, т.к. диффузионная скорость в аустените сильно снижается по сравнению со скоростью диффузии в мартенсите.
Часть работы, описанная в Главе 5 является продолжением исследований в зоне термического влияния многослйного сварного шва. В этой части работы было проведено термическое моделирование ЗТВ двухпроходной сварки как в средне-, так и в высоколегированной стали. При этом изучалось влияние различных параметров моделирующей программы на финальную структуру моделированной ЗТВ. В ходе этих экспериментов была доказана обоснованность модели карбидообразования, предложенной ранее, для обеих исследуемых сталей.
Другими исследователями ранее уже отмечалось, что супермартенситные коррозионностойкие стали склонны к межкристаллитной коррозии/растрескиванию в зоне термического влияния. Также отмечалось, что среднелегированные марки таких сталей, не стабилизированные титаном или ниобием, более чувствительны к МКК, чем высоколегированные марки. В данной работе подробно обсуждаются причины межкристаллитной коррозии/растрескивания в обеих исследуемых сталях. Основные предположения основывались на исследовании процессов карбидообразования. Имеются веские основания предполагать, что причиной межкристаллитной коррозии в среднелегированной марке стали является образование вдоль границ первичных аустенитных зерен зоны, обедненной хромом, вследствие выделения хромсодержащих карбидов по границам аустенитных зерен. Причины межкристаллитной коррозии/растрескивания в высоколегированной марке стали, содержащей титан, до сих пор не до конца понятны.
В конце работы приводятся общие выводы, сделанные на основании всех приведенных исследований.
