книги / Хрупкость и пластичность жаропрочных материалов

Т А Б Л И Ц А 33

Значение коэффициента k [уравнение (6)] и Nx [уравнение (12)] для сварных соединений из аустенитных сталей при разных температурах (°С)

деформации наружного волокна при изгибе (см. рис. 69). Наклон прямых, характеризующих свойства сварного соединения, и зна­ чения k в табл. 33 для стали IX16Н13М2Б (ЭИ680) при 600 и 700" С намного меньше, чем у других металлов, что указывает на незна­ чительное снижение пластичности сварного соединения стали с увеличением срока работы. При 800° С, наоборот, интенсивность

Раскрытие глабной трещины,мм

Рис. 70. Профиль трещин, возникающих в околошовной зоне сварных соединений при испытаниях на изгиб со скоростью деформации 6,7 • 10“ 2 % /ч при 700° С:

нения с уменьшением скорости деформации, показывают, что для сварных соединений они имеют тот же порядок, что и для сталей при оценке их деформационной способности (см. табл. 7); вели­ чина k сварных соединений изменяется в тех же пределах (от 0 до 0,37). Для некоторых металлов и сварных соединений из них значения k близки [например, 1Х16Н13М2Б (ЭИ680) и 1Х18Н9Т в аустенизированном состоянии]. В большинстве случаев k для сварных соединений несколько выше, чем для основного металла [ХН35ВТ (ЭИ612) при 700° С, 1Х18Н9Т — в состоянии стаби­ лизации], т. е. деформационная способность сварных соединений снижается интенсивнее, чем основного металла.

Во всех случаях трещины образуются в основном металле на определенном расстоянии от линии сплавления, а наблюдаемая в зоне разрушения деформация для разных материалов различна. На рис. 70 совмещены схемы профилей трещин сварных соединений нескольких сталей, полученных примерно при одинаковых усло­ виях испытаний. Наименьшая местная деформация характерна для стали ХН35ВТ (ЭИ612). Трещины в сварных соединениях из

стали 1Х18Н9Т (в состоянии стабилизации) образуются в два этапа: первый сопровождается значительной местной деформа­ цией, и только по достижении трещиной определенной глубины наступает второй — развивается хрупкое разрушение. На ри­ сунке видно резкое различие по профилю трещин сварного соеди­ нения из стали 1Х16Н13М2Б (ЭИ680). Деформации, необходимые для образования разрушения в околошовной зоне, в последнем случае более чем в десять раз выше, чем у других рассмотренных материалов. О склонности к образованию хрупких трещин, о глу­ бине их возможного зарождения и о стадиях развития их можно судить по тангенсам углов раскрытия трещин, образовавшихся в околошовной зоне (см. табл. 32). Если при малых скоростях деформации tg ах почти у всех исследованных сварных соеди­ нений составляет 0,1, то для соединения из стали 1Х16Н13М2Б (ЭИ680) tg ах = 0,3ч-0,65. У большинства сталей развитие тре­ щины на глубину 1—3 мм вызывало появление хрупкого разру­ шения (tg а 2 <С 0,05); у соединения из стали 1Х16Н13М2Б (ЭИ680) второй этап не наступал даже на глубине 4—5 мм.

О большой сопротивляемости стали 1Х16Н13М2Б (ЭИ680) развитию трещин в околошовной зоне свидетельствует также форма первичных диаграмм усилие—деформация (см. рис. 64). Если у стали 1Х18Н9Т образующиеся трещины получают мгновенное развитие, то у сварных соединений из 1Х16Н13М2Б (ЭИ680) для их распространения необходима значительная пластическая де­ формация.

Совершенно по-иному ведет себя при испытаниях сварных со­ единений сталь Х25Н13ТЛ: у этого материала также возникают при изгибе трещины в околошовной зоне, но уровень деформации, при которой происходит разрушение, значительно выше, чем у других металлов (см. рис. 70). Преимущество сварных соеди­ нений из литой аустенитно-ферритной стали по сравнению с одно­ фазными очевидно.

Примечательным является то обстоятельство, что тенденция к повышению сопротивляемости сварного соединения локальным разрушениям в околошовной зоне проявляется тем больше, чем больше в стали молибдена. Так, для стали 1Х14Н14В2М (ЭИ257), содержащей 0,5% Мо, наблюдается сдвиг (правда, очень незна­ чительный) интервала интенсивного развития хрупких разруше­ ний в околошовной зоне (см. рис. 68). Более заметное смещение (>130° С) наблюдается для сварных соединений из стали 1Х16Н13М2Б (ЭИ680), содержащей около 3% Мо. Таким обра­ зом, можно сделать заключение, что в интервале 550—700° С аустенитные стали, содержащие молибден, более стойки против образования трещин в околошовной зоне сварных соединений.

Благотворное влияние молибдена в аустенитных сталях из­ вестно также из практики работы трубопроводов из стали 316 (16% С; 13% Ni; 3% Мо) на электростанциях США [177].

Повышение сопротивляемости хрупким разрушениям сварных соединений молибденсодержащих сталей может быть объяснено тем, что границы зерен при этом сильно обогащены этим горофильным элементом. Высокое содержание молибдена на пограничных участках уменьшает интенсивность самодиффузии, определяющей возникновение межзеренного разрушения (см. гл. I). Вольфрам не повышает стойкости против локальных разрушений, о чем можно судить по данным исследований сварных соединений из стали ХН35ВТ (ЭИ612), содержащей около 3% W, и 1Х14Н14В2М (ЭИ257), имеющей примерно 2% W (рис. 68, 64, 70). По-видимому, Вольфрам, являясь горофобным элементом, практически не ока­ зывает положительного влияния на сопротивляемость развитию межзеренных трещин. Высокие свойства, полученные для свар­ ных соединений из стали Х25Н13ТЛ, требуют более тщательного исследования. Можно лишь констатировать, что значительное количество феррита в структуре этой стали является положитель­ ным и определяет высокую деформационную способность ее сварных соединений. Возможно, что феррит, имеющий при высо­ ких температурах низкую сопротивляемость ползучести, обеспе­ чивает прохождение интенсивной релаксации напряжений, в ре­ зультате чего уровень местных напряжений оказывается недо­ статочным для образования несплошностей при сварке или для их развития при термической обработке и эксплуатации.

Примечательным является то, что при испытании сварных соединений на изгиб с постоянными скоростями количество тре­ щин и надрывов в металле шва было несоизмеримо меньше, чем в основном металле. Не разбирая подробно причин, создающих преимущество металла шва перед основным, следует отметить, что именно металл шва по условиям кристаллизации и последую­ щей работы находится в худших условиях, чем основной: в то же время большой объем специальных исследований по разработке металла шва, устойчивого против образования трещин, привел к тому, что шов в ряде сварных соединений аустенитных сталей является самой надежной их частью. Высказанные соображения позволяют считать, что если бы при разработке жаропрочных ста­ лей уделялось больше внимания их свариваемости, то проблема прочности сварных соединений не являлась бы в настоящее время столь острой.

Влияние термического состояния на склонность к локальным разрушениям

На рис. 66 и 71 приведены две основные зависимости: измене­ ние относительного удлинения сварных соединений из стали 1Х18Н9Т после различной термической обработки в зависимости от температуры и от скорости деформации для наружного волокна образца, при испытании на изгиб до момента образования тре-

щины (см. табл. 33). На рис. 71 пунктиром нанесена зависимость удлинение—скорость деформации для той же стали 1Х18Н9Т в условиях испытания с постоянной скоростью деформации при растяжении. Практически на эту же линию ложатся точки, полу­ ченные при испытаниях на изгиб сварных соединений, прошед­ ших аустенизацию. Можно констатировать, что несмотря на пред­ почтительное образование разрушений в околошовной зоне, де­ формационная способность аустенизированных сварных соеди­ нений из стали 1Х18Н9Т близка к таковой для самого материала.

Рис. 71. Изменение относительного удлинения сварных соединений из> стали 1Х18Н9Т в зависимости от скорости деформации наружного волокна при изгибе:

а — 600; б — 700; в — 800° С. Терми­ ческая обработка после сварки: 1 — аустенизация при 1150° С, 1 ч + 800° С,

10 ч; 2 — без термической обработки; 3 — стабилизация при 800° С, 10 ч. Пунктиром показано изменение относительного удлинения при разрушении основного металла

Для сварных соединений, как в исходном после сварки со­ стоянии, так и после стабилизации (800° С, 10 ч), имеет место резкое понижение их деформационной способности в результате появления хрупких трещин в околошовной зоне. Склонность к хрупким разрушениям сварных соединений без термической обработки и после стабилизации возрастает с уменьшением ско­ рости деформации (увеличением длительности испытаний). Пла­ стическая деформация, вызывающая разрушение сварных соеди­ нений, в исходном после сварки состоянии в 2—3 раза ниже, чем у основного металла 1Х18Н9Т. В соединениях, прошедших стабилизацию, деформационная способность снижается еще резче (в 4—6 раз). Ход кривых зависимостей удлинение — скорость деформации (см, рис. 71) заставляет считать, что с увеличением срока работы шва различие деформационной способности сварных соединений (в исходном и стабилизированном состояниях) и ос­ новного металла должно быть еще больше, а абсолютная величина

удлинений, при которой возможны хрупкие разрушения околошовной зоны, могут составлять доли процента.

В табл. 33 приводятся значения коэффициента k — показателя степени в уравнении (6) зависимости относительного удлинения от скорости деформации.

Ход кривых пластичность—температура (см. рис. 66) пока­ зывает, что наиболее опасной зоной в отношении проявления хруп­ ких разрушений для этой стали следует считать температуру ниже 700° С, т. е. интервал 500—700° С.

Обычная для сталей восходящая ветвь V-образной кривой при зависимости удлинение—температура выявлена только для аустенизированного состояния. Причину различия в поведении свар­ ных соединений и основного металла при испытаниях на изгиб и растяжение с постоянной скоростью следует искать в различной степени повреждения околошовной зоны. В состоянии непосред­ ственно после сварки понижение деформации является в основ­ ном следствием существования в узкой зоне, у линии сплавления, разрыхления металла на границах зерен. Возникающие в поверх­ ностном наклепанном слое мелкие межзеренные трещины полу­ чают дальнейшее развитие. Рост трещин происходит особенно интенсивно по достижении глубины 1—2 мм.

Наихудшие свойства показали образцы сварных соединений, подвергнутые стабилизации. В данном случае понижение дефор­ мационной' способности сварного соединения следует отчасти объяснить дисперсионным упрочнением в околошовной зоне, которое вызывает повышение релаксационной стойкости и, сле­ довательно, способствует межзеренному разрушению в около­ шовной зоне, но, видимо, основным моментом является то обстоя­ тельство, что при стабилизации околошовная зона находится в условиях, аналогичных возникающим при охлаждении после сварки, т. е. при повышенной температуре и под действием высо­ ких нормальных напряжений сварочные остаточные напряжения стремятся оторвать околошовную зону от основного металла. При этом образовавшиеся в процессе сварки несплошности, поры, надрывы и дефекты на границах зерен получают дальнейшее раз­ витие. Подтверждением такого предположения может служить практика производства сварных конструкций из аустенитных сталей ЛАЗ (0,15% С; 14% Сг; 14% N1; 2% Мо; 2% W, 0,5% V, 0,3% Ti; 0,5% Nb), ЗХ9Н9МВБТ (ЭИ572), 1Х18Н9Т [27, 170]. Для этих и других материалов наблюдается появление межзеренных трещин в процессе термической обработки.

Изменение свойств металла в околошовной зоне вследствие дисперсионного твердения при стабилизации не оказывает суще­ ственного влияния на склонность к локальным разрушениям. Опыты показывают, что если стабилизирующая термическая обработка стали 1Х18Н9Т следует после аустенизации, когда сварочные напряжения в металле практически полностью сняты,

или длительной работы в условиях высоких температур проис­ ходит обезуглероживание перлитной стали, а в хромоникелевой стали, содержащей 15—20% хрома, образуется зона с повышенным содержанием углерода. Сопротивляемость металла ползучести и длительной прочности в обезуглероженной зоне еще меньше, чем на участках, подвергавшихся при сварке высокому отпуску. При разрушении сварного соединения по обезуглероженной зоне деформация сосредоточивается на очень узком участке. У смеж­ ного слоя, обогащенного углеродом (в этом слое содержится большое количество карбидов), деформационная способность очень низкая.

Указанные переходные структуры вызывают в условиях дли­ тельной работы при температурах выше 500° С хрупкие разру­ шения по околошовной зоне.

Аналогичные переходные структуры, порожденные перерас­ пределением углерода, возникают в процессе работы и в сварных соединениях из низколегированной перлитной стали с высоко­ хромистой нержавеющей, например 2X13, 1Х12В2НМФ (ЭИ802), 1Х12В2НМФ (ЭМ756) и других; в этих случаях также возникает опасность хрупких разрушений.

С целью предотвратить появление переходных структур, обусловленных миграцией углерода, для разнородных соединений применяют промежуточные вставки из перлитной стали, содержа­ щей необходимое количество карбидообразующих элементов. Так, для таких вставок применяют стали 15Х1М1Ф, 15Х2МФБСР и др. При применении этих вставок диффузия из перлитной стали резко уменьшается и разнородные соединения сохраняют как прочность, так и способность к пластической деформации [170, 171].

Предотвратить образование хрупких прослоек можно также путем предварительной облицовки перлитной стали наплавкой, металл которой содержит необходимое количество карбидообра­ зующих элементов. Дополнительная склонность к хрупким раз­ рушениям в разнородных сварных соединениях при работе их в

температуре слой перлитной стали, прилегающий к аустенит­ ному наплавленному металлу, находится под действием всесто­ роннего растяжения. При пуске и остановке энергоагрегатов, т. е. при разогреве до рабочих температур и последующем остывании, в месте контакта перлитной и аустенитной сталей вследствие различного теплового расширения возникают субмикроскопи­ ческие несплошности; пластическая деформация, обусловливаю­ щая обогащение данной зоны вакансиями, способствует разви­

тию дефектов. Указанные явления понижают длительную проч­ ность сварных соединений и способствуют возникновению хруп­ ких разрушений в околошовной зоне.

В целях снижения напряжений и деформаций, возникающих в плоскости контакта перлитной и аустенитной сталей, для дета­ лей, работающих при циклически изменяющихся температурах, в качестве наплавленного металла применяют сплавы на нике­ левой основе, имеющие аустенитную структуру, но коэффициент линейного расширения которых составляет 13*10"° на 1° С, т. е. близок к таковому для перлитных сталей [170, 171].

Соотношение прочности и деформационной способности разно­ родных металлов сварных соединений в зависимости от направле­ ния главных растягивающих напряжений может быть представ­ лено схемой, аналогичной приведенной на рис. 60. В случае по­ перечного шва разрушение будет происходить по наименее проч­ ной его части — по зоне высокого отпуска перлитной стали или при наличии переходных структур по обезуглероженному участку; в случае значительного влияния деформации при изменении тем­ ператур — по линии сплавления.

Местом разрушения продольного шва будет наименее пластич­ ная зона — аустенитная сталь, основной или наплавленный ме­ талл. При возникновении переходных структур первые трещины появляются в околошовной зоне, в структуре которой имеется большое количество карбидов, т. е. тоже в аустенитной стали.

ЭТАПЫ ПРОЯВЛЕНИЯ СКЛОННОСТИ СТАЛИ К ХРУПКИМ РАЗРУШЕНИЯМ

ИЗМЕНЕНИЕ ПЛАСТИЧНОСТИ С ТЕМПЕРАТУРОЙ

Проявление склонности стали к хрупким разрушениям при высоких температурах является одним из этапов изменения де­ формационной способности поликристаллического металла в тем­ пературном интервале существования его в твердом состоянии. Наиболее изученной является проблема хрупких разрушений, наблюдающихся при низких и умеренных температурах, — хлад­ ноломкость. Менее исследовано явление синеломкости, проявляю­ щейся обычно при температурах 100—300° С, а при значительных скоростях деформации и при более высоких температурах. Хруп­ кие разрушения при температурах, близких к плавлению, еще менее исследованы.

О пластичности металла и его склонности к различным видам хрупких разрушений в зависимости от условий работы по темпе­ ратуре и скорости деформации можно судить по относительному удлинению, определяемому при испытаниях с постоянными ско­ ростями деформации. Изменение деформационной способности перлитной стали с температурой может быть представлено кривой с несколькими минимумами, показанной на рис. 72, б. (Схема не учитывает влияния на пластичность стали полиморфного превра­ щения.)

Склонность к хрупким разрушениям — минимумы на рис. 72, б — на отдельных этапах у каждого металла проявляется различно. Так например, у углеродистой или хромомолибдено­ ванадиевой стали 12Х1МФ (см. гл. II) четко выявляется сниже­ ние пластичности в результате хладноломкости; у углеродистой