Лекции ТСП_2 / L_10

ЛЕКЦИЯ 10

§10 ТРЕЩИНЫ ПОВТОРНОГО НАГРЕВА

10.1 Причины возникновения

Трещины отпуска относятся к дефектам, которые могут воз­никать и распространяться при термообработке деталей, имеющих сварные соединения. Такой термической обработкой обычно бывает отпуск для снижения уровня остаточных напряжений, т. е. от­пуск в области температур ниже точки А₁. Трещины этого типа были обнаружены при сварке не только низколегированных стиалей, но и никелевых или аустенитных хромоникелевых. Их разме­ры и возникновение трудно определять, потому что дефектоскопи­ческий контроль сплошности сварных соединений осуществляется обычно до отпуска. Поэтому возможно, что многие сварные кон­струкции и узлы, главным образом выполненные из листовых сталей больших толщин, эксплуатируются с трещинами отпуска.

Выделяет три типа трещин, возникающих в процессе отпуска:

1) трещины, зарождающиеся в так называемой низкотемпературной зоне, т.е. при нагреве до температуры отпуска в диапазо­не 200—300° С;

2) трещины, которые возникают в зоне температур отпуска; 3) подваликовые разрывы, которые появляются в виде микротрещин при наплавке низколегированных сталей аустенитным ленточным электродом.

Все три типа трещин снижают полезные свойства сварного со­единения, причем дефекты первого типа имеют наибольшие раз­меры.

Трещины, возникающие в низкотемпературной зоне, т. е. в пер­вых стадиях отпуска, могут образовываться при слишком высокой скорости нагрева. При этом возникает большая разница между температурами поверхности сварного изделия и его центральной части, что является причиной образования термических напряже­ний. Если при сварке образуются неравновесные структуры или же пересыщенные растворы в большом объеме металла, термические напряжения могут взаимодействовать со структурными напряжениями. Распад этих структур (например, мартенсита или бейнита) происходит как раз в первых стадиях отпуска.

Возникающие термические напряжения оказывают более сильноё влияние на ту часть зоны термического влияния, которая была уже частично ослаблена при сварке. Если в зоне сварного соединения образовались зародыши горячих трещин, т. е. произошло локальное разрушение границ первичных зерен или же понизилась их когезионная прочность, эти дефекты могут получить дальнейшее развитие при нагреве до температуры отпуска. То же самое можно сказать и о дефектах типа трещин, вызываемых водородом. Причем может случиться, что зародыши дефектов после сварки не обнаруживаются дефектоскопическим контролем, но их можно наблюдать только после отпуска. Чтобы исключить дефекты этого типа, прежде всего необходимо применить небольшую скорость нагрева, главным образом в первых стадиях, т. е. до температуры около 300° С. При сварке крупных изделий .или изделий сложной формы эта скорость должна быть в пределах 15—30° С/ч. Другим, решением проблемы предотвращения трещин отпуска, которое часто встречается, является применение последующего нагрева или контроля температуры промежуточных слоев. В этом случае сварное изделие по окончании сварки не остывает, а находится в условиях температуры промежуточных слоев 150—300° С, после чего разу следует отпуск. Наконец, следует отметить, что теоретически предотвратить появление трещин отпуска можно путем устранения зародышей локального металлургического разрушения типа или холодных трещин. Не следует также забывать, что локальные концентраторы напряжений оказывают в этом отношении неблагоприятное влияние. Поэтому важно уделять вни­мание поверхностной обработке сварных швов и различным гео­метрическим факторам (например, выбору радиусов закругления кромок) конструкции.

Высокотемпературный тип трещин отпуска намного сложнее. Трещины образуются в перегретой области зоны термиче­ского влияния, которая имеет крупнозернистую полиэдрическую структуру. В этой области структуру образует преимущественно смесь распадающихся игольчатых фаз бейнитного типа или мар­тенсита с определенным количеством остаточного аустенита. Большая часть карбидной фазы (в низколегированных хромомолибде-нованадиевых сталях) в стадии нагрева сварочного термического цикла переходит в твердый раствор. Как утверждается, имеют место и диффузионные процессы, т. е. происходит обогащение границ первичных зерен легирующими элементами. При нагреве до температуры отпуска, как и в первых стадиях вы­держки при температуре отпуска, одновременно развиваются про­цессы выпадения из твердого раствора мелкодисперсных частиц. Осажденные частицы мелкодисперсных карбидов типа Мо₂С, МХ, ε-М₃С и т. д. -могут быть по отношению к окружающей матрице когерентными или полукогерентными. Выделяющиеся таким образом частицы заметно упрочняют тело первичных зерен. В ито­ге частицы высокой степени дисперсности обеспечивают дисперси­онное упрочнение. Следовательно, релаксация остаточных напря­жений при отпуске должна протекать по механизму ползучести на границах зерен. Модель релаксации предусматривает взаимное пе­ремещение отдельных первичных зерен. Это требует достаточного удлинения металла в процессе ползучести зоны. Однако если вели­чина удлинения ползучести будет исчерпана, образуются полости, межкристаллитные микротрещины и трещины. При взаимном перемещении и объединении полостей возникает межкристаллитное разрушение.

На поверхности изделия трещины, возникшие при термиче­ской обработке, трудно отличить от трещин, образовавшихся при сварке. При металлографическом анализе трещины, обра­зовавшиеся при термической обработке, отличаются от кристалли­зационных (ликвационных) и холодных трещин при сварке по морфологическим признакам. Кристаллизационные трещины в металле шва расположены по границам дендритов, ячеек или блоков ячеек, а ликвационные — в околошовной зоне на границах подплавленных зерен в участке, непосредственно примыкающем к границе сплав­ления. Они имеют зазубренные края и переменное раскрытие, которое обусловлено местными изменениями объема ликватов. Эти трещины безошибочно определяются при наличии характер­ных «розеткообразных» признаков, а также при появлении их по декорированной сегрегатами и вторичными фазами сетке первичных границ, которая смещена относительно новых границ зерен. Холодные трещины при сварке развиваются полностью по границам зерен лишь в очаге разрушения, протяженность которого не превышает одного или нескольких диаметров зерен. При дальнейшем развитии холодные трещины обычно имеют сме­шанный характер, т. е. проходят как по границам, так и по телу зерна.

Трещины, возникающие при термической обработке, всегда следуют строго по границам первичных аустенитных зерен. Трещины имеют гладкие края, раскрываются посте­пенно с геометрической правильностью. На начальных стадиях их образования видны характерные для разрушения в условиях ползучести трещины в стыках трех зерен и микропоры по грани­цам зерен. На участках, где границы аустенитных зерен (вторич­ные границы) совпадают с границами структуры затвердевания (первичные границы), ТТО могут развиваться от кристаллизаци­онных трещин. ТТО могут также обнаруживаться на участках околошовной зоны, которые при сварке нагревались до более низких температур, чем участки, на которых возникают ликвационные трещины. Иногда между этими трещинами имеется по­лоса чистого металла.

Характер трещин связан с обратимой или необратимой отпуск­ной хрупкостью стали. Это значит, что причиной снижения удли­нения при ползучести может быть также увеличение энергии гра­ниц первичного зерна поверхностно-активными элементами. В не­который работах подчеркивается влияние способа раскис­ления и содержания микролегирующих элементов. Результаты ис­следований в этом направлении, однако, очень сложные и противо­речивые. Так, например, незначительное увеличение содержания меди и сурьмы оказалось неблагоприятным, а олова — скорее бла­гоприятным и т. д. Причем интересно, что раскисление алюмини­ем при его повышенном содержании до 0,035% оказывает небла­гоприятное влияние, в то время как раскисление титаном — благо­приятное. Увеличение содержания Р + Сu + Sn + Pb + Аs от 0,5 до 1,3%, а также размера зерна увеличивает склонность материала к образованию трещин отпуска. Мнение исследователей о влия­нии ванадия и хрома определенное, оба эти легирующие элементы, находящиеся в низколегированных сталях в количествах до 2%, оказывают явно неблагоприятное влияние. О влиянии никеля и молибдена единого мнения нет, хотя в основном оно оценивается как положительное.

Современные представления о механизме отпускной хрупкости связывают с процессами зернограничной сегрегации вредных примесей (P, Sn, Sb, As) и, как следствие, со снижением когезионной прочности границ зерен, сменой внутризеренного механизма разрушения межзеренным. Причем степень отрицательного влияния на сопротивление металла отпускной хрупкости вредных примесных элементов в ОШЗ выше, чем в основном металле, из-за укрупнения зерна аустенита и резкого уменьшения вследствие этого удельной поверхности границ зерен.

Отрицательное влияние примесных элементов усиливается с увеличением в составе марганца и кремния. Условие обеспечения сопротивления металла отпускной хрупкости учитывается фактором Ватанабе:

I = (Mn+Si)(P+Sn)·10⁴ ≤ 200 % (10.1)

Фактор Брускато предложен для оценки сопрпотивления отпускной хрупкости металла шва:

X = (10P+5Sb+4Sn+As)·100 ≤ 25 (10.2)

Накамура, а позднее Ито на основании результатов испытаний для низколегированной стали с максимальным содер­жанием хрома до 1,5% вывели уравнения для оценки влияния хи­мического состава стали на склонность к образованию трещин отпуска.

Параметр оценки склонности к трещинам ΔG по Накамуре имеет вид

ΔG = Cr+3,3Mo+8,1V+10C-2 (10.3)

Ито включил в свое уравнение для P_SR и влияние микроле­гирующих элементов

P_SR = Cr+Cu+2Mo+10V+7Nb-5Ti-2 (10.4)

Е

Рис. 10.1

Рис. 10.2

сли ΔG и P_SR — положительные, сталь склонна к образованию трещин отпуска.

Кроме химического состава на возникновение трещин отпуска оказывает влияние и технология сварки. Уйе и др. в своих ра­ботах выразили это влияние через время охлаждения Δt (800— 500°С). Чем больше Δt, тем чувствительнее сталь к образованию трещин отпуска (рис. 10.1).

Трещины отпуска третьего типа, т. е. так называемые подваликовые, возникают при наплавке низколегированных сталей ленточ­ным электродом под флюсом. Они представляют собой межкристаллитное разрушение в зоне перегрева, которая подвергается повторному тепловому влиянию наплавки последующего слоя (рис. 10.2). Появление подваликовых трещин можно предотвратить нор­мализацией зоны перегрева, например, с помощью двухслойной наплавки. В этом случае первый слой наплавляют при пониженной потребляемой тепловой мощности, а второй, наоборот, при повы­шенной, чтобы зона, подвергнутая нормализации, была как можно шире. Перегретую зону можно нормализовать и индукционным поверхностным нагревом. Другой способ решения проблемы заключается в применении первого ферритного слоя вместо аустенитного.

10.2. Методы испытаний

Кольцевая проба BWRA. Схема испытания показана на рис. 10.3. На пластине размером 127×127×76 мм делают паз, в который вставляют трубку из такой же или подобной стали. В процессе сварки образовавшуюся разделку заполняют наплавленным ме­таллом (1—7). После сварки пробу подвергают отпуску при тем­пературе 600—690° С, при этом применяют две скорости нагрева до температуры отпуска 30 и 300° С/ч. После отпуска образец разре­зают и его сплошность оценивают металлографически. Испытание пригодно для хромомолибденовых и хромомолибденованадиевых сталей.

Рис. 10.3 Схема испытания по методу BWRA

Танака применял для испытаний образец, показанный на рис. 10.4, а; на пластине выполняют однослойный направленный ва­лик при погонной энергии 17 кДж/см. Затем из пластины изготовляют испытательный образец, в переходной зоне которого дополни­тельно делают с двух сторон U-образные надрезы с коэффициен­том концентрации напряжений 2,7 и 2,17, как показано на рисун­ке. Наконец, опытные образцы приваривают угловыми швами к жесткой раме (рис. 10.4, б), в которой их отпускают (например, в течение 3 ч при температуре 580° С для стали НТ80). При отпуске трещины зарождаются в зоне т

Рис. 10.4

ермического влияния со стороны надреза.

Н

Рис. 10.5

акамура и другие японские исследователи применяют Н-образную пробу по методу окна (рис. 10.5). На испытываемой стальной пластине размером 300×180×35 мм фрезеруют два продольных паза, между которыми наплавляют вали­ки. Двусторонние испытуемые швы выполняют в разделку. После этого опытную пластину отпускают при температуре 500—700° С. Если наплавленные валики перед испытани­ем обрабатывают, то проба переста­ет быть чувствительной к трещинам отпуска.

Для испытания чувствительности сварного соединения к обра­зованию трещин отпуска можно применять также пробы «Тэккен», Лихайского университета или СТS, которые после сварки подвер­гают отпуску по разным режимам. Степень жесткости пробы час­тично сохраняется и при температурах отпуска.

Проведение большого количества испытаний металла с низкой скоростью нагружения позволили сделать выводы:

1. сталь нечувствительна к образованию трещин отпуска, если величина относительного сужения металла имитированной ОШЗ (с наименьшей температурой цикла 1200 °С) выше 20 %;

2. сталь чувствительна к образованию трещин отпуска при ψ < 10 %;

3. сталь особо чувствительна к образованию трещин отпуска при ψ < 5 %;.

8