книги / Низкотемпературная хрупкость стали и деталей машин
..pdfопределяли по уровню ударной вязкости 4 кГм1смг при испытании цилиндрических образцов с надрезом. Для стали Ст.Зкп повышение критической температуры хруп кости в результате предварительного циклического на гружения достигало 50° С (рис. 67 и 68).
Рис. 67. Зависимость критической температуры хрупкости стали Ст.Зкп от числа циклов при по стоянных напряжениях (предел усталости 23,3 кГ/мм*)
Сравнение температурных зависимостей ударной вяз кости образцов без усталостных трещин (при относительно мягких режимах предварительного циклического нагру жения) и образцов с трещинами показало, что наличие трещин усталости и положение
их в образце (на растягиваемой t ; c или сжимаемой стороне) сущест венно отражается на температу 40 ре перехода стали в хрупкое состояние при ударном изгибе. 20 Наиболее высокая температура перехода соответствует наличию трещины усталости на растяги ваемой стороне ударного образ ца [78]. В работе [134] при ведены эмпирические уравне ния, связывающие критическую температуру перехода в хрупкое состояние при ударном изгибе надрезанных образцов с пара метрами предварительного цик
лического нагружения на растяжение—сжатие с частотой 20 кгцу и некоторые данные, позволяющие предполагать, что действие этих уравнений возможно и за пределами тех экспериментальных условий, в которых они были выведены.
Неблагоприятное влияние на температуру перехода сталей в хрупкое состояние оказывает нейтронное облу чение. В ряде работ [208, 231, 234, 236, 262] приведены количественные данные, характеризующие влияние об лучения на температуру перехода в хрупкое состояние раз-
0 |
4 |
в |
12 |
IS |
2J 2Ь N10 '"ней/пр сп'г |
Рис. 69. Влияние нейтронного облучения на температуру перехода стали в хрупкое состояние:
1 — сталь: 0,14% С, 1% Сг и 0,5% Мо, облучение при 250° С [234]; 2 — раз личные малоуглеродистые стали с Мп, Мо и В, температуры облучения — 160— 195е С [231]; 3 — стали малоуглеродистые для емкостей высокого давления температуры облучения от 93 до 300° С [236]; 4 — малоуглеродистая сталь, температура облучения 50—100° С; 5 — котельная сталь; 6 — углеродистые
и низколегированные стали, температуры облучения ниже 232е С [262]
личных конструкционных сталей. На рис. 69, по данным этих исследований, приведена зависимость смещения кри тической температуры хрупкости от дозы нейтронного облучения. Высота вертикальных штрихов на рис. 69 соответствует разбросу значений смещения критической температуры хрупкости, определяемой по различным кри териям. Эти данные показывают, что критерий для опре деления критической температуры хрупкости при испыта нии на ударную вязкость облученных образцов, по-ви димому, существенного значения не имеет. Это вытекает также из непосредственных результатов исследования [234], в котором кривые температурной зависимости удар ной вязкости сдвигались под влиянием нейтронного об лучения в сторону высоких температур приблизительно эквидистантно. Не очень сильно влияет на чувствитель
112
ность критической температуры хрупкости сталей к ней тронному облучению и химический состав сталей, по край ней мере, в пределах исследованных в работах [231, 234, 236, 262] составов. В работе [236] отмечено, что при повышении температуры облучения выше 300° С наблю дается уменьшение неблагоприятного влияния облучения на хладостойкость за счет того, что происходит частичное «залечивание» радиационных повреждений.
В работе [208] на основании изучения влияния ней тронного облучения на механические свойства чистого железа (0,08% примесей) установлено, что облучение вызывает повышение предела текучести. При этом в об лученном материале не соблюдается характерная зависи мость предела текучести от корня квадратного из диаметра зерна стали. В этой работе сделан вывод, что изменение механических свойств при малых дозах облучения связано с увеличением плотности точечных дефектов. При больших дозах возникают скопления дефектов и развивается взаимо действие скоплений с дислокациями, приводящее к воз никновению устойчивой дислокационной сетки. Это соз дает препятствия для развития процессов скольжения и повышает вероятность зарождения хрупких трещин.
Содержащийся в стали водород, как было показано в главе 3, может в некоторых условиях способствовать повышению температуры перехода стали в хрупкое со стояние. Кроме металлургического и технологического водорода, в стали может оказаться некоторое добавочное, иногда очень значительное количество водорода, проникше го в металл при эксплуатации изделия. Следует иметь в виду, что этот приобретенный водород проявляет склон ность задерживаться и постепенно накапливаться в стали.
Водород хорошо поглощается сталью при развитии на ее поверхности процессов электрохимической коррозии. Так, при десятидневном вылеживании во влажной мешко
вине листовых образцов стали 20 толщиной |
1,2 мм со |
держание водорода в них увеличивалось |
с 1,3 до |
6,2 мл/ 100 г\ при этом поверхность образцов |
покрылась |
легким слоем ржавчины. |
|
В работе [280] наблюдалось коррозионное растрески вание высокопрочных сталей, легированных хромом, ни келем и молибденом, в результате электрохимической коррозии во влажном воздухе. Причиной растрескивания было поглощение сталью водорода. Такое обогащение
8 |
к . в . П опов |
2127 |
113 |
стали водородом, даже если оно окажется недостаточным для непосредственного влияния на склонность стали
кхладноломкости, весьма нежелательно потому, что по являющиеся при этом коррозионные трещины легко могут стать дополнительными концентраторами напряжений, спо собствующими проявлению имеющейся у стали склонности
книзкотемпературным хрупким разрушениям.
Втехнологическом оборудовании нефтеперерабатыва
ющих |
производств, а также в нефтепроводах |
возможно |
|||
|
|
образование конденсата с вы |
|||
|
|
соким содержанием |
серово |
||
|
|
дорода, |
наличие |
которого |
|
|
|
приводит к развитию |
корро |
||
|
|
зии и интенсивному насыще |
|||
|
|
нию стали водородом. |
|||
|
|
Проникновение |
в |
сталь |
|
|
|
водорода при контакте с сер |
|||
|
Сутки |
нистыми |
нефтепродуктами, |
||
|
сопровождающееся возиикно- |
||||
Рис. 70. |
Зависимостьсодержа- |
вением трещин, наблюдалось |
|||
нияводорода в железе от време- |
значительно раньше, чем На |
||||
ни вылеживания на воздухе 137 J |
чиналась |
собственно |
корро |
||
|
3 |
зия. Не связано с видимыми изменениями поверхности металла проникновение водорода в сталь в процессе мок рого и даже сухого шлифования [223].
Проникновение водорода в металл из воздушной атмо сферы при комнатной температуре без каких-либо призна ков коррозии наблюдалось в работах [37, И З]. Вылежи вание предварительно отожженного в вакууме техниче ского железа при комнатной температуре в течение тысячи суток привело к повышению в нем содержания водорода в 10 раз (рис. 70).
Приведенные факты, касающиеся насыщения стали водородом в атмосферных условиях, пока еще не дают возможности представить полную картину этого явления и определить степень его опасности с точки зрения сопро тивляемости конструкции хрупким разрушениям при низ ких температурах. Однако возможность такого явления следует учитывать при проектировании и изготовлении машин северного исполнения, а также при их эксплуа тации, принимая меры к тому, чтобы по возможности уменьшать непосредственное соприкосновение с атмо сферой незащищенного металла.
Глава 5
ВЫБОР СТАЛЕЙ ДЛЯ КОНСТРУКЦИЙ, РАБОТАЮЩИХ ПРИ НИЗКИХ ТЕМПЕРАТУРАХ
МЕТОДЫ ОЦЕНКИ СКЛОННОСТИ СТАЛИ К ХЛАДНОЛОМКОСТИ
Надежность и долговечность машин и строительных конструкций при нормальной и особенно при низкой тем пературе в значительной степени зависят от сопротивляе мости выбранной стали хрупким разрушениям. Выбор сталей для конструкций, работающих в условиях низких температур, представляет собой в настоящее время очень трудную задачу. Трудность ее заключается прежде всего в том, что до сих пор нет еще методики инженерного расчета конструкций на прочность при низких температу рах, который бы количественно учитывал способность стали переходить при охлаждении в хрупкое состояние. Эта способность при выборе стали для работы при низких температурах пока еще учитывается только качественно, и ее характеристики не используются в расчете. Задача выбора сложна также и потому, что методы оценки склон ности к хрупкости должны учитывать и отображать с до статочной степенью приближения условия работы кон струкции, наличие концентраторов напряжений и других конструктивных несовершенств, а также технологические особенности конструкции и возможные в ней дефекты технологического происхождения.
К настоящему времени предложено много различных методов определения склонности металлов к хрупкости. Каждый из них в отдельности дает информацию о склон ности к хладноломкости в данных условиях нагружения определенного образца с заданными геометрическими раз мерами и определенным видом надреза. Обобщение полу чаемых на одном образце результатов на образцы другого
8* |
115 |
вида и тем более на реальные элементы конструкций смысла не имеет.
При выборе того или иного метода оценки склонности к хрупкости обычно исходят из предположения, что ве роятность хрупкого разрушения будет достаточно малой, если исследуемая сталь при заданном методе испытания будет переходить в хрупкое состояние при более низких температурах, чем рабочая температура конструкции. Чем больше этот «температурный запас» вязкости, тем более надежной должна быть работа конструкции при низких температурах. К сожалению, такой подход страдает не определенностью, так как за редким исключением совер шенно неясно, каким должен быть минимально этот «запас вязкости» и по какому критерию его правильнее всего определять применительно к данному изделию.
Существующие методы оценки склонности к хрупкости можно условно разделить на три группы: 1) оценивающие сопротивление стали зарождению хрупких трещин; 2) оце
нивающие сопротивление стали |
распространению имею |
||||
щихся трещин; 3) |
оценивающие |
склонность к хрупкости |
|||
по |
суммарному |
эффекту |
сопротивления |
зарождению |
|
и распространению трещин, |
основанные на |
учете энер |
|||
гии |
разрушения. |
|
|
|
|
1. Методы, оценивающие сопротивление стали за рождению хрупких трещин
Типичными представителями этой группы являются методы оценки хладноломкости, использующие деформа ционные характеристики ударных образцов — стрелу про гиба (рис. 71, а) или размеры поперечного сечения образца (рис. 71, б). Во втором случае деформационная характери стика определяется по выражению
D = b = h . . 100%,
°0
где Ь0 — начальная ширина образца; Ьх — ширина об разца в зоне под надрезом после испытания.
Для каждой температуры испытания находят коэф фициент!) и по его температурной зависимости определяют
критическую температуру хрупкости Т?. Как правило, существует линейная связь между деформационной харак-
11 6
теристикой D и ударной вязкостью (рис. 72). Поэтому методы этой группы не дают принципиально новых ре зультатов по сравнению с методами, основанными на удар ной вязкости.
Рис. 71. Деформационные ха |
Рис. 72. Зависимость между су |
рактеристики образцов: |
жением образца и работой раз |
а — с т р е л а п р о г и б а : б — д е ф о р |
рушения |
м а ц и я с е ч е н и я о б р а з ц а |
|
2. Методы, оценивающие сопротивление стали распространению имеющихся трещин
Наиболее простыми и распространенными в лабора торной практике являются методы визуальной оценки сте пени кристалличности поверхности излома образца, испы танного на ударную вязкость [55, 176]. После испытания при дбстаточно высокой температуре, когда разрушение происходит с большим поглощением энергии, вид излома имеет волокнистый характер. При снижении температуры в изломе появляются блестящие, «кристаллические» уча стки, площадь которых увеличивается с понижением тем пературы. Критическая температура хрупкости опреде ляется как температура, при которой достигается опреде ленная величина доли волокнистой составляющей в из ломе. Несмотря на некоторую субъективность оценки процента хрупкой составляющей в изломе, этот метод позволяет в ряде случаев надежно характеризовать склон ность стали к хрупкости. Так, в работе [70] в результате исследования влияния типа надреза образца на склонность к хрупкости сталей НЛ-2Т и БСт.З (рис. 73) сделан вывод, что оценка хладноломкости по виду излома лучше вы являет различие в хладостойкости сталей, чем оценка по
117
величине ударной вязкости. Из табл. 11 видно, что сравне ние сталей по критической температуре, найденной по разным критериям и на различных образцах, неравно
ценно. |
Температура |
хладноломкости, |
определенная |
по |
|||
см| |
г„*1т t |
|
виду излома, меньше зави |
||||
|
сит от формы надреза, чем |
||||||
1 тип 1 |
& |
|
|||||
Острый |
температура, |
определен |
|||||
|
|
надрез |
ная по |
кривой |
ударной |
||
|
|
|
вязкости. Это |
следует, |
в |
||
|
|
|
частности, из данных табл. |
||||
|
|
|
12 [431. Подобные резуль |
||||
|
|
|
таты были получены также |
||||
|
|
|
в работе [9] при сравнении |
||||
|
|
|
двух различных |
стандарт |
ных надрезов (табл. 13). В работе [112] показа на связь между характером излома и ударной вязко
стью опытных плавок ма лоуглеродистых сталей с различным содержанием марганца. Было обнаруже но большое расхождение
температурных зависимостей ударной вязкости и доли вяз кой составляющей в изломе ударных образцов. Электронно микроскопический анализ поверхности макроскопически хрупкой («кристаллической») части излома показал, что тон кое строение этой части излома непостоянно и зависит от со
става стали и температуры |
испытания. В макроскопически |
|||||
Критические температуры хрупкости по критерию |
Таблица 11 |
|||||
|
|
|||||
ан = 2 кГм /см 2 (Где) И ПО 50%-НОЙ волокнистой |
|
|
||||
составляющей в изломе {Т к и ) для образцов |
|
|
||||
различного типа [70] |
|
|
|
|
||
|
М е т о д |
К р и т и ч е с к а я т е м п е р а т у р а п ° С |
|
|||
М а р к а |
о п р е д е л е н и я |
н а о б р а з ц а х т и п а ( с м . р и с . 7 3 ) |
|
|||
с т а л и |
к р и т и ч е с к о й |
|
|
|
|
|
|
т е м п е р а т у р ы |
1 |
2 |
3 |
4 |
|
|
|
|||||
НЛ-2Т |
Где |
—80 |
— 2 0 |
— 1 0 |
- 5 |
|
Т т |
—80 |
0 |
0 |
0 |
||
|
||||||
БСт. 3 |
Где |
— 2 0 |
1 0 |
105 |
ПО |
|
Тки |
- 2 0 |
ПО |
1 2 0 |
125 |
1 1 8
Таблица 12
Влияние геометрии надреза на температуру хладноломкости стали 18Г2 [9,43]
|
|
Критическая температура |
||
|
Тип |
в °С по критериям |
||
Состояние стали |
|
|
|
|
надреза * |
Тки (50%) |
(3 |
ткв |
|
|
|
|
кГм/см*) |
|
|
а |
65 |
|
0 |
Горячекатаная |
б |
60 |
|
100 |
|
в |
50 |
|
100 |
|
а |
— 10 |
|
- 8 5 |
Нормализованная |
б |
—40 |
|
—50 |
|
в |
20 |
|
100 |
|
а |
—65 |
|
—95 |
Улучшенная |
б |
—50 |
|
—50 |
|
в |
—40 |
|
—40 |
|
а |
40 |
|
—60 |
Перегретая |
б |
45 |
|
60 |
|
в |
60 |
|
90 |
* а — радиус закругления |
надреза г = 1 |
2 мм |
нам»ез |
||
= 2 мм, образец 10 х 10 X 55 |
мм; б - |
г = 0.25 мм, |
П - г мм. |
надрез |
|
V-образный; в — трещина. |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Таблица 13 |
Влияние формы надреза на температуру |
|
|
|||
хладноломкости |
улучшенных |
сталей |
[9] |
|
|
|
Тип надреза |
Г (50%) |
7-к/ ( 3 кГм/см*) |
||
■ Марка стали |
по ГОСТу |
||||
9454—60 (см. |
в °С |
|
в °С |
||
|
рис. 85) |
|
|
|
|
09Г2 |
|
|
—75 |
Ниже —80 |
|
IV |
|
—75 |
|
—30 |
|
14Г2 |
I |
|
—45 |
|
—75 |
IV |
|
- 3 5 |
|
—20 |
|
15ХСНД |
I |
|
- 5 0 |
Ниже —80 |
|
IV |
|
- 3 5 |
|
—35 |
119
хрупких изломах образцов, разрушившихся со значитель ным поглощением энергии (больше 4 кГм/см2), при больших увеличениях четко выявляются локальные области вязкого разрушения, рассеянные среди фасеток с ручьистым из ломом. Наличие в изломе этих областей является основ ной причиной значительного поглощения энергии удара при хрупком с виду разрушении образцов. Чем ниже температура испытания, тем меньше, при прочих равных условиях, остается в структуре изломов микроучастков вязкого разрушения и тем больше характерных для хруп кого разрушения участков скола с небольшими язычками.
Таким образом, работа разрушения, приходящаяся на единицу площади хрупкой составляющей в изломе, не одинакова для различных сталей и зависит от тонкой структуры излома, которая разрешается только при элек тронномикроскопическом исследовании. Это обстоятель ство делает оценку склонности стали к хрупкости по макро скопическому виду излома неравнозначной. Кроме того, при оценке склонности стали к хрупкости по результатам серийных испытаний на ударную вязкость нельзя пол ностью пренебрегать работой зарождения трещины, о ко торой ничего не говорит вид излома. Этого нельзя делать потому, что в реальных конструкциях далеко не всегда имеется готовая к распространению трещина.
В работах [54, 55, 92 ] получил развитие метод оценки склонности стали к хрупкости, основанный на анализе диаграмм статического изгиба надрезанных образцов. Осо бенность метода заключается в том, что оценка стали про изводится не по полной работе изгиба, а только по той части диаграммы деформации, которая лежит за макси мумом усилия (рис. 74) и отражает работу деформации, затрачиваемую на развитие появившейся в надрезе тре щины. За критерий наступления хрупкости в этом слу чае принимается равенство нулю работы распространения трещины (заштрихованная область на рис! 74).
В работе [55] показано, что первые трещины появ ляются до того, как нагрузка достигает максимального значения. Поэтому точки максимума нагрузки или пер вого срыва усилия, строго говоря, соответствуют дости жению трещиной некоторой критической длины, доста точной для превращения зародышевой трещины в маги стральную. В связи с этим был предложен усовершенство ванный вариант определения работы распространения
120