ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2015, том 116, № 6, с. 642-651
^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.14:539.375
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ И СКОРОСТИ ДЕФОРМАЦИИ НА СТРУКТУРУ И ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ИМИТАЦИИ ТЕРМИЧЕСКОГО ЦИКЛА СВАРКИ И ПОСЛЕСВАРОЧНОГО ОТПУСКА
© 2015 г. У. А. Пазилова, А. В. Ильин, А. А. Круглова, Г. Д. Мотовилина, Е. И. Хлусова
ФГУП ЦНИИ КМ "Прометей", 191015 Санкт-Петербург, Шпалерная, 49
e-mail: victorm@crism.ru Поступила в редакцию 19.08.2014 г.; в окончательном варианте — 10.12.2014 г.
Исследовано изменение структуры и особенностей разрушения основного металла и крупнозернистого участка зоны термического влияния сварного соединения из высокопрочных марок стали при имитации термического цикла сварки и послесварочной термической обработки. Установлены закономерности совместного воздействия нагрева под высокотемпературный отпуск и деформации, позволяющей оценить влияние остаточных сварочных напряжений. Определены вероятные причины образования трещин в сварных соединениях при послесварочном отпуске.
Ключевые слова: высокопрочная сталь, зона термического влияния сварных соединений, микроструктура, разрушение.
DOI: 10.7868/S0015323015060066
ВВЕДЕНИЕ
Для сварных конструкций из высокопрочных сталей послесварочный отпуск для снятия остаточных сварочных напряжений (ОСН) часто является необходимой операцией. Эта необходимость обусловлена требованиями по обеспечению эксплуатационной надежности конструкций и отсутствия поводок при завершающей механической обработке изделий с жесткими допусками по размерам. Известно, что снижение ОСН при отпуске происходит за счет снижения предела текучести металла с повышением температуры и релаксации ОСН во времени при переходе упругих деформаций в пластические деформации ползучести [1]. Для увеличения эффекта снятия ОСН температуру отпуска выбирают как можно выше, приближаясь к температуре отпуска основного металла при штатной термообработке, а время отпуска достигает нескольких часов. Охлаждение после отпуска обычно стремятся проводить как можно быстрее из соображений быстрого прохождения интервала температур отпускной хрупкости.
Практика показывает, однако, что изложенные простые соображения о назначении режимов отпуска для снятия ОСН могут оказаться недостаточными.
После отпуска сварных изделий из высокопрочных свариваемых хромоникельмолибдено-вых сталей неоднократно наблюдали случаи об-
разования трещин, локализованных в зоне термического влияния (ЗТВ) или непосредственно вдоль линии сплавления. Причины их возникновения всегда оставались до конца не установленными. Поверхность трещин покрыта окисной пленкой, что указывает на их возникновение при высокой температуре. Отмечали также, что наиболее подвержены растрескиванию сварные соединения, у которых имеются ограничения по возможности реализации усадочных перемещений при остывании, а свариваемые элементы имеют различную толщину и могут остывать неравномерно. Эти факты позволяют предполагать, что причиной образования трещин является резкое снижение деформационной способности материала при одновременном воздействии температуры и временных механических напряжений, вызывающих деформацию ползучести.
При изучении процессов при послесварочном отпуске особый интерес представляет первый участок крупного зерна ЗТВ, примыкающий к линии сплавления [2], так как именно в нем происходят наиболее неблагоприятные изменения структуры и свойств. В реальных сварных соединениях участок крупного зерна имеет относительно малые размеры, вследствие чего всесторонние исследования этого участка затруднены. Для обеспечения требуемых пластических характеристик сварных соединений важно иметь представления об изменении структуры и характера
разрушения ЗТВ и основного металла под влиянием повышенных температур и нагрузки, имитирующей остаточные и временные напряжения в сварном соединении.
Цель работы состояла в исследовании структуры и характера разрушения основного металла и металла вблизи линии сплавления под воздействием температуры и деформации с различной скоростью при имитации сварочного нагрева с после-сварочным отпуском для снятия напряжений.
МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
Исследования выполняли на образцах из высокопрочных сталей марок 10ХН3МДФ и 10ХН4МДФ с содержанием углерода 0.1% и суммарным содержанием марганца и хрома 1.6% и 1.1% соответственно.
На пластометре Gleeble-3800 проводили испы-1
тания на специальных образцах длиной 20 мм с резьбой в захватной части диаметром 10 мм и с выборкой в рабочей части диаметром 8 мм, длиной рабочей части 15 мм. Для обеспечения минимального температурного градиента по длине образца использовали специальные захваты с внутренней выборкой. Контроль температуры осуществляли с использованием платино-пла-тинородиевой термопары, приваренной к поверхности образца строго в центральной части. Во время проведения экспериментов поддерживали высокий вакуум 10-5 мм рт. ст.
Для каждой стали выполняли следующие режимы термосилового нагружения:
а) нагрев до температуры 600°С, выдержка 10 мин и деформация растяжением до разрушения со скоростями 3.3 х 10-3 с-1 (К1), 5.5 х 10-5 с-1 (У2) и 5.5 х 10-6 с-1 (У3) для имитации воздействия послесварочного отпуска на основной металл;
б) нагрев до температуры 1350°С, время выдержки 3 с, охлаждение со скоростью 100°С/с — имитация термического цикла сварки в наиболее "жестком" варианте по скорости охлаждения (ручная сварка, полуавтоматическая сварка тонкой проволокой), затем нагрев до температуры 600°С, выдержка 10 мин и деформация растяжением до разрушения со скоростями 3.3 х 10-3 с-1 (У1), 5.5 х 10-5 с-1 (У2) и 5.5 х 10-6 с-1 (У3) для имитации воздействия послесварочного отпуска на крупнозернистый участок ЗТВ.
Скорость деформации 3.3 х 10-3 с-1 (К1) соответствует режиму статического нагружения по ГОСТ 1497. Скорость 5.5 х 10-6 с-1 (У3) - ожидаемая скорость деформация при релаксации сва-
1 Исследования выполнены совместно с В.А. Беляевым.
рочных напряжений в течение отпуска [3]. Скорость деформации 5.5 х 10-5 с-1 (У2) является средней из выбранного диапазона.
Сравнительную оценку деформации разрушения производили методом определения на базе 15 мм величины относительного удлинения образцов после испытания.
Для исследования структуры металла применяли методы оптической микроскопии и растровой электронной микроскопии. Металлографическое исследование образцов выполняли на инвертированном микроскопе Ахюуей 25СА с цифровым анализатором изображения после травления в 4% спиртовом растворе азотной кислоты. Анализ поверхности разрушения образцов проводили с применением растрового электронного микроскопа ЕМ 535.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Результаты испытаний образцов на растяжение
На рис. 1 приведены диаграммы испытаний на растяжение при исследованных скоростях деформирования У1, У2 и У3 образцов от основного металла и первого участка ЗТВ после имитации сварочного нагрева из стали марок 10ХН4МДФ и 10ХН3МДФ, а на рис. 2 - значения относительного удлинения перед разрушением этих образцов в полулогарифмических координатах. Как видно из рис. 1, по мере снижения скорости деформирования происходит снижение максимальной нагрузки как для основного металла, так и для имитированного первого участка ЗТВ, и ее значение при скорости У3 примерно в 2 раза ниже по сравнению со скоростью У1. Одновременно с этим происходит значительное снижение значений относительного удлинения образцов перед разрушением, (рис. 2). Относительное удлинение для основного металла при уменьшении скорости деформации от У1 до У3 снижается с 27 до 4% для стали марки 10ХН4МДФ и с 35 до 14% для стали марки 10ХН3МДФ. Еще более резкое снижение деформационной способности отмечается для имитированного первого участка ЗТВ. Следует отметить, что для этого участка характерны низкие значения относительного удлинения перед разрушением уже при скорости У1 (10% для стали марки 10ХН3МДФ, 5% для стали марки 10ХН4МДФ), а при скорости У3 разрушение происходит с минимальной пластической деформацией (~1%) у обеих марок стали.
Снижение значений относительного удлинения подчиняется практически линейной зависимости в полулогарифмических координатах. Интенсивность снижения несколько выше для стали марки 10ХН4МДФ - тангенс угла наклона со-
(в)
700
Б 600
«а 500
я 400
0
^ 300
1 200 К 100
1 2 3 4 5 6 Изменение длины, мм
(г)
700 600 500
ние 400
* 300 200 100
1 2 3 4 5 6 Изменение длины, мм
0
1 2 3 4 5 6
Изменение длины, мм (д)
700 600
, 500 е,
и 400
ен300 & 200 Д 100
1 2 3 4 5 6 Изменение длины, мм
1 2 3 4 5 6 Изменение длины, мм (е)
-Основной металл
---Крупнозернистый
- участок 3ТВ
л
г 1 1 1 1
1 2 3 4 5 6 Изменение длины, мм
0
0
0
0
0
Рис. 1. Диаграммы испытаний на растяжение при скоростях деформирования У^ (а, г), У2 (б, д) и У3 (в, е) образцов от основного металла и крупнозернистого участка ЗТВ после имитации сварочного нагрева из стали марок 10ХН4МДФ (а, б, в) и 10ХН3МДФ (г, д, е).
(а) £ (б)
Рис. 2. Значения относительного удлинения (деформации перед разрушением) образцов от основного металла и крупнозернистого участка ЗТВ после имитации сварочного нагрева из стали марок 10ХН4МДФ (а) и 10ХН3МДФ (б): 1 — основной металл, 2 — крупнозернистый участок ЗТВ.
ставляет ~0.6 для стали марки 10ХН4МДФ и ~0.5 для стали марки 10ХН3МДФ.
Структура основного металла после нагрева до 600° С
Традиционно высокопрочные стали для сварных конструкций поставляются после закалки и высокого отпуска. В результате термической обработки в стали марки 10ХН4МДФ формируется
структура отпущенного мартенсита, в стали марки 10ХН3МДФ — отпущенная мартенситно-бей-нитная структура. В обоих случаях сохраняются следы сдвигового превращения с сохранением границ бывших аустенитных зерен.
В образцах стали марки 10ХН4МДФ после нагрева до температуры 600°С сохраняется преимущественно мартенситная структура (рис. 3а). Размер бывшего аустенитного зерна соответствует 62—44 мкм.
Рис. 3. Структура основного металла (а, б) и первого участка ЗТВ после имитации сварочного нагрева (в, г) и
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.