Микроструктурные превращения и процессы карбидообразования в зоне термического влияния в супермартенситных коррозионностойких сталях

• Автор: Ладанова, Елена Владимировна
• Шифр специальности: 05.00.00
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2003
• Место защиты: Трондхейм
• Количество страниц: 141 с. : ил.

Оглавление
Введение
1 Литературный обзор
1.1 Современное состояние разработок супермартенситных
коррозионностойких сталей
1.2 Диаграммы состояния
1.2.1 Влияние легирующих элементов
1.2.1.1 Влияние хрома и никеля
1.2.1.2 Влияние углерода
1.2.1.3 Влияние молибдена
1.2.1.4 Влияние других элементов
1.3 y-f-хх превращения в супермартенситных сталях ]
1.3.1 Мартенсите превращение
1.3.2 Обратное а—* у превращение
1.4 Механические свойства супермартенситных коррозионностойких сталей
1.5 Образование третьей фазы в мартенситных коррозионностойких сталях
1.6 Цель и структура настоящей работы
2 Экспериментальные работы по выявлению закономерностей
формирования аустенита в высоколегированной супермартенситной коррозионностойкой стали
2.1 Введение
2.2 Материал и эксперименты
2.3 Результаты и обсуждение 3 j
2.4 Выводы
3 Исследование механических свойств высоколегированной
супермартенситной коррозионностойкой стали в моделированной зоне термического влияния до и после термической обработки
3.1 Введение
3.2 Материал и эксперименты
3.3 Результаты
3.3.1 Измерение твердости
3.3.2 Измерения ударной вязкости
3.3.3 Исследование микроструктуры
3.3.4 Дислокационная субструктура
3.4 Обсуждение результатов
3.5 Выводы
4 Изучение процессов выделения карбидной фазы в ЗТВ
многопроходных сварных швов в титансодержащей и безтитановой супермартенситных коррозионностойких сталях
4.1 Введение
4.2 Материалы и экперименты
4.3 Результаты
4.3.1 Исследование микроструктуры
4.3.1.1 Сталь «В»
4.3.1.2 Сталь «А»
4.3.2 Просвечивающая электронная микроскопия углеродных реплик
4.3.2.1 Сталь «В»
4.3.2.2 Сталь «А»
4.3.3 Просвечивающая электронная микроскопия тонких фолъг из
стали «В»
4.3.3.1 Распределение хрома в состоянии после сварки
4.3.3.2 Распределение хрома в состоянии после ПТО
4.4 Обсуждение результатов
4.4.1 Механизм образования карбидов типа МгзСб в стали «В», не легированной титаном
4.4.2 Исследование зон, обедненных хромом, в стали «В», состояние
после сварки
4.4.3 Механизм образования карбидов МС в стали «А», легированной титаном
4.4.4 Коррозионная стойкость металла ЗТВ в состоянии после сварки и после ПТО
4.5 Выводы
5 Исследование механизма карбидообразования в ЗТВ
супермартенситных коррозионностойких сталей
5.1 Введение
5.2 Материалы и эксперименты
5.3 Результаты
5.3.1 Сталь «А»
5.3.1.1 Оптическая микроскопия
5.3.1.2 Просвечивающая электронная микроскопия Ю2
5.3.2 Сталь «В» ЮЗ
5.3.2.1 Оптическая микроскопия ЮЗ
5.3.2.2 Просвечивающая электронная микроскопия цб
5.4 Обсуждение результатов
5.4.1 Формирование 5-феррита в сталях «А» и «В»
5.4.2 Образование карбидов в исследуемых сталях
5.4.3 Формирование в стали «В» зоны, обедненной хромом
5.4.4 Прич ины межкристаллитной коррозии в супермартенситных коррозионностойких сталях
5.5 Выводы
Заключение
Общие ВЫВОДЫ
Список литературы
Список публикаций
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, 2003г.
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 Г лаве 1 дано введение в те вопросы, которые были исследованы в ходе работы.
В Главе 2 изучены прямое и обратное a-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

это испытание было наиболее аккуратным. Для расчета и |3У использовалось следующее уравнение:
/? = —
К АТ (6).
Итак, воспользовавшись уравнением (2), мы рассчитали объемную долю аустенита в образце в конце изотермической выдержки при каждой температуре. Результаты расчетов приведены в таблице 2.1.
Таблица 2.1. Объемная доля аустенита в стали в конце изотермической выдержки при различных температурах.
н о О У¥, %
600 7
650 31
700 71
750 87
Как видно из таблицы 2.1, обратное превращение а—>у не было полностью завершено ни при одной из выбранных температур. Эти результаты не противоречат значению Аг3=890°С, рассчитанному из дилатометрической кривой, приведенной на рис.2.1. При этом более интенсивно превращение прошло при двух наиболее высоких температурах выдержки, т.е. 700 и 750°С.
Также возможно и другое объяснение того, что обратное аустенитное превращение не прошло до конца. Во время испытаний на термомоделирующем устройстве «Зтйм'еЫ» температурные градиенты по сечению образца возрастают, т.е. температура на поверхности образца ниже температуры в центре. Таким образом, а—»у превращение могло пройти в различной степени на поверхности и в центре образца. При этом, дилатометр фиксирует изменение всего исследуемого объема, т.е. несмотря на то, что превращение могло пройти полностью в некоторых частях образца, из полученной дилатометрической кривой этого видно не будет.
Все четыре образца, подвергнутые изотермической выдержке при температурах 600 - 750°С, а также один образец после аустенитизации, в котором содержание мартенсита принято 100%, были проанализированы при комнатной температуре на рентгеновском дифрактометре для определения количества остаточного аустенита. Пик (111)у был зафиксирован только в одном образце, отпущенном при 600°С с 30-минутной выдержкой. В остальных образцах остаточного аустенита обнаружено не было, т.е. весь аустенит, полученный во время изотермической выдержки при температурах 650 - 750°С, во время последующего охлаждения претерпел мартенситное превращение. Это говорит о том, что аустенит, полученный при температурах 650°С и выше, нестабилен. Расчет количества остаточного аустенита был проведен по быстрому методу определения количества остаточного аустенита в плоском механически полированном образце,