Сопоставление структуры и вязкости конструкционных сталей

• Автор: Скородумов, Сергей Валериевич
• Шифр специальности: 05.16.01
• Научная степень: Кандидатская
• Год защиты: 2011
• Место защиты: Москва
• Количество страниц: 187 с. : ил.

1 Аналитический обзор литературы

1.1 Требования, нредьявляемые к структуре и свойствам сталей для энергетики

1.2 Механизмы упрочнения высокопрочных трубных сталей со структурами

промежуточного превращения

1.3 Особенности технологии выплавки конструкционных сталей повышенной чистоты

1.4 Легирующие элементы в трубной стали, влияние на свойства

1.5 Особенности технологии получения и микроструктур трубных сталей

1.6 Классификация микроструктур конструкционных сталей категории прочности К для ТБД

1.7 Фракгографические особенности разрушения конструкционных сталей

1.7.1 Механизмы разрушения конструкционных сталей

1.7.2 Средства и методы наблюдения разрушения

1.7.3 Протяженные разрушения магистральных трубопроводов и полигонные испытания труб
1.8 Макронеоднородность и мнкронеоднородность конструкционных сталей
1.9 Исследование текстуры и структуры стали методом дифракции обратно рассеянных электронов
1. Исследование преимущественной ориентировки кристаллической решетки текстуры с помощью рентгеновской дифрактометрин
1. Выводы по литературному обзору
1. Цель работы
2 Материал и методики исследования
2.1 Материал исследования
2.2 Схемы вырезки образцов из штрипса для исследований
2.3 Стандартизованные методики подготовки образцов для исследований
2.3.1 Шлифовка и полировка образцов
2.3.2 Травление для выявления элементов микроструктуры
2.3.3 Исследование ликвации серы методом серных отпечатков по Бауману
2.3.4 Методика подготовки и травления шлифов для оценки макроструктуры стали
3 Результаты исследований
3.1 Исследование разнородных структур и их вклад в разрушение конструкционных сталей
3.1.1 Ликвация, способы ее выявления в разных типах сталей ,
3.1.2 Неоднородность пятен на серном отпечатке и методы ее оценки полиэдры Вороного и кластеры, их информативность
3.1.2.1 Методика построения полиэдров Вороного
3.1.2.2 Информативность методики полиэдров Вороного 3.1.3 Выделение разнородных структурных составляющих, их классификация и статистика
3.1.3.1 Особенности составляющих микроструктуры исследуемых сталей
3.1.3.2 Структурная полосчатость, методики сс оценки, статистика полос разных структур
3.1.3.3 Измерение микротвердости структурных составляющих трубных сталей с
целыо их идентификации
3.1.3.4 Изучение текстуры, методика построения текстурных полос
3.1.4 Анализ распределения неметаллических включений, определение их 8 природы микрорентгеноспекгральным анализом на примере сталей категории прочности К
3.2 Особенности сериальных испытаний на ударную вязкость
3.2.1 Методика и результаты ударных испытаний сталей категории прочности 2 К
3.3 Параметры макрогеометрии, мезогеометриии микрогеометрии поверхности 0 разрушения образцов из конструкционных сталей после испытаний на ударную вязкость и испытаний падающим грузом
3.3.1 Анализ поверхности разрушения ударных образцов, параметры 0 макрогеометрии изломов и их информативность на примере сталей категории прочности К
3.3.2 Исследование природы аномалий поверхности разрушений в сталях 2 категории прочности К
3.3.3 Исследование неоднородности распределения и морфологии различных 6 типов разрушений в изломах с температурой испытания на примере корпусной стали Х2НМФА
3.3.4 Изучение мезогеометрии и микрогеометрии поверхности разрушения 9 ударных образцов, параметров групп составляющих изломов фасеток, неметаллических включений
3.4 Испытания Хобразцов на растяжение с измерением параметров 2 акустической эмиссией, фрактография поверхностей разрушения
3.4.1 Испытание на растяжение 7образцов с измерением параметров 2 акустической эмиссией
3.4.2 Особенности фрактографии поверхности разрушения после испытания на 1 растяжение 7образцов
4 Оценка критических параметров разномасштабных структур, определяющих разброс 5 качества однородной металлопродукции
Выводы
Список использованных источников


В стали класса прочности Х с массовой долей молибдена 0, полностью подавляется перлитное превращение. Совместное легирование молибденом и никелем расширяет температурную область формирования бейцита в сторону как больших, так и самых малых скоростей охлаждения. Ниобий является основным и необходимым микролегирующим элементом для измельчения зерна аустенита и феррита в процессе контролируемой прокатки и ускоренного охлаждения. Важнейшим свойством ниобия при производстве штрипса является то, что он как в твердом растворе, так и в виде карбонитридов обеспечивает максимальный эффект торможения рекристаллизации аустенита при термомеханической прокатке. Повышение массовой доли ниобия в стали до 0, повышает температуру полного прохождения рекристаллизации Тр от 0 до С, ниже которой рекристаллизация начинает тормозиться, при массовой доле ниобия 0, 0, она повышается до С. Это
позволяет добиться отличной проработки структуры аустенита, формирования мелкодисперсной микроструктуры проката, благоприятной для обеспечения сочетания высокой прочности и хладостойкости стали. Ниобий в широком диапазоне температур образует наноразмерные частицы ,М, которые путем выбора соответствующего режима пластической деформации могут использоваться для наноструктурирования матрицы при нагреве для ограничения роста зерна аустенита, при деформации для регулирования процесса рекристаллизации и дисперсионного твердения в феррите. Массовые доли ниобия и углерода в слали тесно связаны между собой в соответствии с уравнениями произведения растворимости углерода и ниобия например, уравнения Ирвина, поэтому для растворения повышенного содержания ниобия в аустените содержание углерода в стали должно быть ограничено. Для ферритнобеинитных сталей положительная роль ниобия заключается также в снижении температуры упревращения за счет легирования твердого раствора, тем самым ниобий способствует образованию бейнита. Ванадий практически не формирует выделений в аустените и полностью растворяется в нем, не оказывая воздействия на размер зерна при высокотемпературном нагреве. Он образует частицы УС,Ы малого размера, особенно после уапревращения, которые вносят вклад в упрочнение стали по механизму дисперсионного твердения. Выделение частиц карбида ванадия может в значительной мере происходить на ранее выделившихся частицах карбидов и карбонитридов ниобия как на подложке . Образование сложных укрупненных частиц МЬ,УС,0 вместо дисперсных карбидов ниобия и ванадия снижает эффективность дисперсионного упрочнения проката в рулоне после смотки , поэтому иногда в сталь не добавляют ванадий, а повышают массовую долю ниобия до 0, 0, . Титан формирует нитриды ТМЫ, которые стабильны при высоких температурах в аустсиитной области до С и позволяют контролировать размер зерна аустенита при нагреве перед пластической деформацией, а также при сварке, особенно в зоне термического влияния при массовой доле титана около 0. Таким образом, мелкодиспереные частицы УС,Ы и ТО4, как и частицы 6 С, 0. Зависимость размера зерна аустенита от микролегирования и температуры нагрева слябов представлена схематично на рисунке 2. Микролегирование титаном в стехиометрическом соотношении i 3, с азотом массовая доля азота в стали не более 0,5 приводит к освобождению стали от свободного азота и уменьшению количества нитрида алюминия 1, улучшению свариваемости толстолистового проката, эффективному легированию ниобием, так как это способствует формированию карбида ниобия имеющего лучшую растворимость в аустените по сравнению с карбонитридом ,. Значит, в твердом растворе после нагрева под прокатку остается большее количество ниобия, в результате чего облегчается торможение рекристаллизации при пластической деформации и обеспечивается формирование ферритнобейнитной микроструктуры с последующим дисперсионным упрочнение проката. При осуществлении прокатки режим обжатий должен планироваться таким образом, чтобы часть ниобия сохранялась в твердом растворе до момента фазового превращения, а затем эта часть ниобия может быть использована для дисперсионного упрочнения благодаря выделению наноразмерных частиц ,.