Каталог организаций

Трещины повторного нагрева

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 стилей, 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 сильное 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 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 хромомолибденованадиевых 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 % (1)

Фактор Брускато предложен для оценки сопрпотивления отпускной хрупкости металла шва:

X = (10P+5Sb+4Sn+As)·100 ≤ 25 (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 (3)

Ито включил в свое уравнение для PSR и влияние микролегирующих элементов

PSR = Cr+Cu+2Mo+10V+7Nb-5Ti-2 (4)

Если ΔG и PSR — 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. 1).

 

Рис. 1. Зависимость между временем охлаждения А/ и склонностью к образованию трещин отпуска.

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. 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.

 

Рис. 2. Схема расположения области появления поднаплавочных трещин.

Методы испытаний

Кольцевая проба BWRA. Схема испытания показана на рис. 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. 3 Схема испытания по методу BWRA.

Танака применял для испытаний образец, показанный на рис. 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. 4, б), в которой их отпускают (например, в течение 3 ч при температуре 580° С для стали НТ80). При отпуске трещины зарождаются в зоне термического влияния со стороны надреза.

 

Рис. 4. Схема пробы по методу Танаки с закреплением образцов в приспособлении:
а - образец; б - приспособление для закрепления образцов; 1- наплавка; 2-надрез.

Накамура и другие японские исследователи применяют Н-образную пробу по методу окна (рис. 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.

 

Рис. 5. Схема испытания по методу Н-образного окна.

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 %.

Также по теме:

Применение полимеров. Применение и сварка полимеров и пластмасс.

Сварка пластмасс. Сварка полимерных конструкций.